表面硬化热处理性优异的中碳钢非调质线材及其制造方法

摘要

本发明涉及一种表面硬化热处理性优异的中碳钢非调质线材及其制造方法。所述中碳钢非调质线材，以重量％计，包括：碳(C)：0.35～0.5％、硅(Si)：0.001～0.6％、锰(Mn)：0.8～1.8％、铬(Cr)：0.05～0.2％、铝(Al)：0.01～0.05％、镍(Ni)：0.05～0.2％、磷(P)：0.01～0.03％、硫(S)：0.06％以下、氮(N)：0.01％以下、钒(V)：0.02～0.15％及钛(Ti)：0.005～0.03％中的一种以上元素，其余为由Fe及不可避免的杂质组成；细微组织由面积分数为20～35％的铁素体和其余的珠光体复合组织组成。

说明书

技术领域

本发明涉及一种非调质线材，更为具体地，涉及一种表面硬化热 处理性优异的中碳钢非调质线材及其制造方法。

背景技术

一般情况下，中碳钢线材多用于冷加工，此时，为了提高中碳钢 线材的加工特性，实施低温退火热处理或者球化热处理等热处理，在 经过锻造等加工后，实施用于赋予物理性质的淬火和回火(quenching andtempering)热处理。

然而，对数字精度要求高的配件或者要求降低热处理费用的情况 下，主要使用省略上述热处理的非调质钢。

所述非调质钢，在制造线材后不经过低温退火热处理和球化热处 理，而是可以直接通过拉伸和直接冷锻来制造产品。如上所述，为了 在不经过热处理的情况下制造产品，所述非调质线材需具备高韧性， 目前已知的是，线材的细微组织尤其是铁素体分数对韧性产生影响。

另外，目前已知的提高非调质线材的韧性的方法有，通过添加能 够固定Ti、Nb、V等铁素体晶界的碳化物和氮化物形成元素，并通 过控制轧制来阻止奥氏体晶粒的微细化和粗大化，在奥氏体晶界形成 铁素体，通过铁素体微细化来提高韧性。

然而，上述方法需控制好由Ti、Nb、V等形成的析出物，而且 由于使用块铁(bloom)等，需将加热炉温度升高至1200℃以上，因 此存在企业的使用受限制的缺点。

并且，作为经济性好的高韧性非调质钢的制造方法有，在0.2重 量％中碳钢范围内利用包兴格效应(Bauschingereffect)来形成铁素 体+珠光体层状组织的方法。

上述的层状组织具有可使钢的冲击韧性最大化以及利用普通碳 钢的优点，但是，因层状组织而材料本身具有方向性，因此具有使用 受限制的缺点。

发明内容

(一)要解决的技术问题

本发明的一个方面，其目的在于提供一种有效确保表面硬化热处 理性以提高非调质线材的耐磨性的中碳钢非调质线材及其制造方法。

(二)技术方案

本发明的一个方面，提供一种表面硬化热处理性优异的中碳钢非 调质线材，所述线材，以重量％计，包括：碳(C)：0.35～0.5％、硅 (Si)：0.001～0.6％、锰(Mn)：0.8～1.8％、铬(Cr)：0.05～0.2％、铝 (Al)：0.01～0.05％、镍(Ni)：0.05～0.2％、磷(P)：0.01～0.03％、硫 (S)：0.06％以下、氮(N)：0.01％以下、钒(V)：0.02～0.15％及钛 (Ti)：0.005～0.03％中的一种以上元素，其余为由Fe及不可避免的 杂质组成；细微组织由面积分数为20～35％的铁素体和其余的珠光体 复合组织组成。

本发明的另一个方面，提供一种表面硬化热处理性优异的中碳钢 非调质线材的制造方法，其包括以下步骤：准备满足所述组成成分的 钢；将所述钢在低于1050℃的温度下加热处理150分钟以下；将所 述被加热的钢在780～800℃的温度范围内实施热精轧；以及，在所述 热精轧后，以0.5～3℃/s的冷却速度进行冷却。

(三)有益效果

根据本发明，在没有添加昂贵的元素的情况下，能够提供一种不 仅韧性优异，而且在表面硬化热处理后能够提高硬度而耐磨性优异的 中碳钢非调质线材。

具体实施方式

[实施发明的最优选方式]

一般情况下，为了提高非调质线材的韧性而形成由铁素体和珠光 体的复合组织组成的细微组织的同时实现所述铁素体的细微化。这种 复合组织因其具有层状组织而具有冲击韧性优异的物理性质，不过， 在需要具备耐磨物理性质的地方，因低硬度而有可能导致部件使用寿 命缩短的问题。为克服这种问题，作为工序方法，采用一种通过对普 通的钢材进行渗碳或氮化处理来提高硬度，或者通过局部的感应加热 来提高表面硬度，从而提高耐磨性的方法。

在本发明中，用于解决如上所述的材料上的问题的方案为，对上 述的具有复合组织的非调质线材进行表面硬化热处理的同时在进行 所述热处理的过程中，通过提高热处理性来提高硬度，从而确保优异 的耐磨性。

为此，本发明人确认了当优化非调质线材的细微组织时，特别是 在优化铁素体晶粒尺寸时，能够大幅提高表面硬化热处理性，获得所 要达到的优异的物理性质，并最终完成了本发明。

下面，对本发明进行详细说明。

本发明的一个方面的表面硬化热处理性优异的中碳钢非调质线 材，以重量％计，优选包括：碳(C)：0.35～0.5％、硅(Si)：0.001～0.6％、 锰(Mn)：0.8～1.8％、铬(Cr)：0.05～0.2％、铝(Al)：0.01～0.05％、 镍(Ni)：0.05～0.2％、磷(P)：0.01～0.03％、硫(S)：0.06％以下、 氮(N)：0.01％以下、钒(V)：0.02～0.15％及钛(Ti)：0.005～0.03％ 中的一种以上元素。

下面，对本发明的中碳钢非调质线材中将组成成分如上所述地限 制的理由进行详细说明。在此，除非另有说明，成分元素的含量均以 重量％表示。

C：0.35～0.5％

在本发明中，当碳(C)的含量低于0.35％时，铁素体转变会过 度，由于在表面硬化热处理时Ae3点高而铁素体无法全部溶解，热处 理后部分残留铁素体相的可能性变高。如上所述，若在热处理后部分 残留铁素体相，则会降低钢的硬度，最终钢的耐磨性低下，因此不优 选。因此，C的含量优选为0.35％以上。

只是，当C的含量超过0.5％时，铁素体转变不充分，而主要转 变为珠光体，因此难以确保所要达到的冲击韧性。因此，优选地，在 本发明中将C的含量控制在0.35～0.5％。

Si：0.001～0.6％

硅(Si)是典型的置换型元素，对钢的加工硬化量产生很大影响。 尤其，在不经过软化热处理工序，而是在拉伸后直接进行冷镦的非调 质钢中，所述Si的含量增加会导致加工硬化增加，引发模具寿命的 恶化。因此，优选地，将所述Si的含量控制在低含量，如果所述Si 的含量超过0.6％，则钢的硬化量增加而导致柔软性下降，最终导致 冲击韧性下降。

因此，优选地，在本发明中将Si的含量控制在0.6％以下，只是 考虑到钢的制造工序，可包括0.001％以上的Si。

Mn：0.8～1.8％

锰(Mn)是在基体组织内形成置换型固溶体，并降低Al温度来 使珠光体层之间的间隙微细化的元素。

为了得到上述效果，优选包括0.8％以上的Mn，然而，当Mn的 含量超过1.8％时，存在发生基于锰偏析的组织不均匀的可能性增大 的问题。如上所述，当组织变得不均匀时，进行冷却时根据冷却速度 的偏差形成部分的贝氏体组织的可能性很高，因此，在之后进行钢加 工时有可能发生内部龟裂。即，锰偏析因相比其他元素扩散系数相对 低，因此助长偏析区，并由此而提高的可硬性会成为形成中心部位马 氏体组织(coremartensite)的主要原因。

另外，当所述Mn的含量低于0.8％时，虽然锰偏析对于偏析区 的影响相对小，但是，由于珠光体层之间的间隙变粗大而可能对非调 质线材的冲击韧性产生不利影响。

因此，优选地，在本发明中将Mn含量控制在0.8～1.8％。

Cr：0.05～0.2％

铬(Cr)是提高钢的淬火性的重要元素，尤其，在本发明中，进 行表面硬化热处理时，不仅对确保淬火性上有用，而且还起到通过对 碳化物进行细微化来顺利溶解铁素体的作用。

为了获得上述效果，Cr的含量优选为0.05％以上，只是，当Cr 的含量超过0.2％时，由于钢的淬火性过度增加，有可能形成低温组 织，因此不优选。

因此，优选地，在本发明中将Cr含量控制在0.05～0.2％。

Al：0.01～0.05％

铝(Al)不仅起到脱氧剂的作用，而且与钢中的氧结合而形成 Al₂O₃氧化物，形成所述氧化物之后剩余的Al与N结合而形成AlN 氮化物。

所述AlN氮化物具有抑制奥氏体晶粒的生长的效果，为了得到 所述效果优选包括0.01％以上的Al。只是，当Al的含量超过0.05％ 时，会形成粗大的AlN氮化物，反而会妨碍钢的物理性质，因此不 优选。

因此，优选地，在本发明中将Al的含量控制在0.01～0.05％。

Ni：0.05～0.2％

一般情况下，镍(Ni)是为了提高耐蚀性而添加，但在本发明中， 镍(Ni)是为了提高钢的韧性而添加。当Ni的含量低于0.05％时， 无法充分确保上述效果，相反地，当Ni的含量超过0.2％时，因高价 合金元素，导致产品价格上升，存在价格竞争力下降的问题。

P：0.01～0.03％

磷(P)偏析在晶界，是妨碍韧性，降低耐延迟断裂性能的主要 原因，因此，优选地，其含量尽量低。优选地，在本发明中将所述P 的含量控制在0.03％以下，但是为了提高基于所述P的耐氧化性，其 含量优选为0.01％以上。

因此，优选地，在本发明中将P的含量控制在0.01～0.03％。

S：0.06％以下(0除外)

硫(S)是低熔点元素，偏析在晶界而降低韧性，并形成硫化物， 对耐延迟断裂性能及应力松弛特性产生不利影响，因此，优选地，其 含量尽量低。只是，所述S与Mn结合而形成MnS，将有效提高切削 性，考虑到该因素，优选地，将所述S的含量控制在0.06％以下(0 除外)。

N：0.01％以下(0除外)

氮(N)与析出物生成元素结合而生成各种氮化物等。所述氮化 物起到限制奥氏体晶粒尺寸的作用，当N的含量超过0.01％时，大部 分的氮化物变粗大而反而会使钢的物理性质低下。因此，考虑到这种 因素，优选地，在本发明中将N的含量控制在0.01％以下(0除外)。

除了上述成分之外，优选地，本发明的中碳钢非调质线材还包括 V：0.02～0.15％和Ti：0.005～0.03％中的一种以上元素。所述V和Ti 是形成碳化物和氮化物的重要元素。

钒(V)形成VC、VN、V(C、N)等，当这些碳化物和氮化物 伴随着适当的轧制时，使铁素体微细化，具有提高非调质线材的韧性 的效果。当所述V的含量低于0.02％时，V基析出物的分布减少，不 能充分地固定铁素体晶界，从而提高韧性的效果变弱，相反，当所述 V的含量超过0.15％时，会形成粗大的析出物，因此反而会存在降低 韧性的问题。

钛(Ti)在高温加热钢时生成粗大的析出物，在奥氏体转变为铁 素体时用作铁素体的核生成点(site)，从而具有提高铁素体分数的效 果。当所述Ti的含量低于0.005％时，Ti基析出物的分布减少，无法 充分得到上述效果，相反，当所述Ti的含量超过0.03％时，会形成 粗大的析出物，存在作为夹杂物断裂的主要断裂生成点的可能性变高 的问题。

除了上述的组成成分之外，本发明的中碳钢非调质线材的其余成 分由Fe和不可避免的杂质组成。

优选地，满足上述组成成分的本发明的中碳钢非调质线材，其细 微组织由铁素体和珠光体复合组织组成，此时，所述铁素体的面积分 数更优选为20～35％。

当所述铁素体的面积分数低于20％时，因钢的强度过度提高而有 可能导致钢加工性急剧下降，相反，当所述铁素体的面积分数超过 35％时，虽然钢加工性提高，但是可能无法确保所要达到的钢的强度。

尤其，优选地，本发明的中碳钢非调质线材是在轧制方向的平行 截面即L截面的细微组织从钢表面到0.2D深度内的铁素体晶粒的纵 横比(长轴/短轴，aspectratio)为3以下，所述铁素体晶粒的平均短 轴长度为10μm以下(0除外)。

所述铁素体晶粒尺寸不仅影响钢的韧性的提高，而且在后续的热 处理即表面硬化热处理时对实现铁素体容易溶解产生影响。

如果，从线材表面到0.2D深度内的铁素体晶粒的纵横比超过3， 此时的铁素体晶粒的平均短轴长度超过10μm，则不仅无法充分地确 保钢的韧性，而且在表面硬化热处理后会残留未溶解的铁素体，因此 存在无法确保充分的硬度的问题，其中，所述D表示直径(diameter)。

并且，在轧制方向的直角截面即C截面上的珠光体束尺寸的最大 偏差(最大值－最小值)的平均值优先为30μm以下。当所述珠光体 束的最大偏差超过30μm时，会发生钢的物理性质部分变得不均匀的 问题。

并且，优选地，本发明的中碳钢非调质线材在钢中包括V基析 出物和/或Ti基析出物，此时，析出物优选为VC、VN、V(C、N)、 TiC及TiN中的一种以上。

尤其，优选地，所述全部析出物中平均尺寸为50nm以下的析出 物的含量为30％(面积分数)以上，若平均尺寸为50nm以下的析出 物的面积分数为低于30％，则在轧制后因换热而无法抑制奥氏体晶粒 的生长。

如上所述的析出物的晶粒生长抑制效果是缘于在晶界存在析出 物时对应面积的表面能量减少，为了实现所述效果，需要保持析出物 与基体相的匹配性。不同的析出物的失去与基体相的匹配性的尺寸存 在差异，大体上最大尺寸超过50nm时会失去匹配性。

因此，优先地，在本发明中，将钢中的V基析出物和/或Ti基析 出物的平均尺寸控制在50nm以下，当满足该条件的析出物的面积分 数至少为30％以上时，可获得奥氏体晶粒尺寸的控制效果。

如上所述，全部满足钢的组成成分和细微组织的本发明的中碳钢 非调质线材具有如下特征：室温冲击韧性(U-notch)为58J以上而非 常优异，而且因表面硬化热处理性优异，能够确保热处理后的硬度为 45HRc以上。

在此，表面硬化热处理性优异是指，当对本发明的中碳钢非调质 线材进行表面硬化热处理时，由于钢内的铁素体全部被溶解，确保充 分的硬度，从而确保钢的优异的耐磨性。

下面，对本发明的表面硬化热处理性优异的中碳钢非调质线材的 制造方法进行详细说明。

以下的制造方法只是表示本发明的中碳钢非调质线材的制造方 法的优选实施例，其制造方法并不限定于此。

首先，准备满足上述组成成分的钢之后，优选地，在低于1050℃ 的温度下加热处理150分钟以下。

所述加热处理是在被加热至低于1050℃的加热炉中进行，如果 所述加热炉的温度达到1050℃以上，则钢中形成的析出物会熔解， 导致奥氏体晶粒的固定效果变弱，形成粗大的奥氏体，最终对形成铁 素体核产生影响，会存在整体的铁素体分数下降的问题。并且，当加 热时间超过150分钟而过长时，有可能析出物生长而变粗大，因此不 优选。即，加热炉的温度越高且加热时间越长，析出物变得越粗大， 因此，为了通过保持析出物和基体相的匹配性来得到奥氏体晶粒尺寸 抑制效果，优选地，在限定的时间内进行低温加热。

因此，优选地，本发明的加热处理是在低于1050℃的温度下加 热处理150分钟以下，更优选地，在大于950℃且低于1050℃的温度 范围内加热处理60～150分钟。

优选地，将如上所述地被加热处理的钢进行热精轧。

在进行所述热精轧时，温度对奥氏体晶粒尺寸产生较大的影响， 因此，为了得到所要达到的细微组织，优选地，在780～800℃的温度 范围内实施热精轧。

当热精轧温度低于780℃时，因温度处于两相区温度范围，不仅 会将强度提高至所需强度以上，而且还可能对韧性的提高产生不利影 响，因此不优选。相反，当热精轧温度超过800℃时，因粗大的奥氏 体晶粒而最终的铁素体分数减少，导致韧性下降。

如上所述地进行热精轧后，优选地，以0.5～3℃/s的冷却速度实 施冷却工序。

当冷却时的冷却速度小于0.5℃/s时，在冷却过程中奥氏体晶粒 和铁素体晶粒生长，过于软氮化而存在无法达到目标强度的问题，相 反，当冷却速度超过3℃/s时，形成低温组织，在加工时有可能产生 内部龟裂，因此不优选。

如上所述，能够对经过[加热处理-热精扎-冷却]工序而制造的本 发明的中碳钢非调质线材进行表面硬化热处理。

所述表面硬化热处理是通过能够执行内部水冷的铜线圈来进行 感应加热，是指将线材连续地通过铜线圈内部来产生感应电流，从而 快速加热的方法。此时，优选地，在900～1200℃范围内，加热10秒 以内，然后进行水冷或油淬火(oilquenching)。

本发明的中碳钢非调质线材具有在所述表面硬化热处理时，钢内 的全部铁素体相在短时间内全部被溶解，从而能够确保所要达到的硬 度的优点。

下面，通过实施例更加详细地说明本发明。只是，下述的实施例 是为了更加详细说明本发明而示例的，其并不限定本发明的权利范 围。本发明的权利范围由权利要求书记载的内容和由此合理推导的内 容来决定。

[实施发明的方式]

(实施例)

首先，准备具有如以下表1所示的组成成分的钢。将所准备的钢 作为样本，铸造成50kg的钢锭(ingot)，然后在1200℃的温度下将 所述钢锭进行20小时的同质化热处理，接着风冷至室温。之后，将 各材料焊接在160mm的方形钢坯(billet)的后端，并在实际的线材 冷却线上实施热轧。此时，加热炉提取温度为1040℃，在以下表2 中所示的各种条件下分别实施150分钟以内的加热。并且，所述热轧 是26mm的材料，其温度条件表示在以下表2中。在所述热轧之后， 将各个线材均以0.5～0.8℃/s的冷却速度进行冷却。

测量如上所述地制造的各个线材的细微组织中铁素体的分数，并 且，铁素体的纵横比是通过观察轧制方向的平行的面(L截面)的细 微组织来进行测量。而且，铁素体晶粒的平均短轴长度是通过测量组 织内的铁素体厚度来得出平均值。

而且，为测量制造出的线材的冲击韧性，制作成10×10mm规格 的试片后，利用U形缺口(U-notch)进行测量。

将所述测量结果表示在以下的表2中。

另外，对所述已制造的各线材进行表面硬化热处理。此时，热处 理作为感应加热热处理，是采用对所有试片在900～1200℃范围内加 热10秒以内的条件来实施。

在进行完所述感应加热热处理后，通过观察表面硬度和表面部细 微组织来判断热处理的适当性。对于所述热处理的适当性，当通过施 加相同频率和相同功率来进行热处理时，软氮铁素体相全部固溶在热 处理影响部，从而形成均匀的回火马氏体(temperedmartensite)时确 定为热处理适当性最优异，并且对此时的频率、施加的功率量等感应 加热热处理变数未进行调整。

[表1]

[表2]

在所述表2中，“铁素体分数”表示面积分数(％)，“纵横比”表示 从钢表面到0.2D深度内的铁素体晶粒的长轴/短轴比，“晶粒短轴长 度”表示铁素体晶粒的平均短轴长度(μm)。

“硬度不符”是，考虑钢的组成成分，当小于理论硬度值的80％时， 判断为硬度不符，在此，理论硬度值是通过ASTMA255-02中的碳含 量(％C)的硬度计算式来得出的。理论式是遵循了H＝35.395+ 6.990(％C)²-821.744(％C)³+1015.479(％C)⁴-538.346(％C)⁵，其中，H 表示HRC值。

如所述表2所示，可确认，随着线材细微组织中的铁素体分数的 增加，对冲击韧性值产生影响，并且，在感应加热热处理时对表面硬 度也产生影响。

而且，可确认，冲击韧性值显示随着铁素体分数的增加，冲击韧 性值继续增加的倾向，相反，在热处理后，铁素体的分数越减少，表 面硬度就会越增加，而达到规定的值以上时就会显示规定的值。这是 因为在进行感应加热热处理中会被铁素体的固溶与否所左右。即，当 铁素体的分数高或者铁素体粗大时，在具有短的热处理时间的感应加 热热处理时，会形成铁素体相不会转变成奥氏体相的未转变相，最终 会影响表面硬度值。

另外，可确认，作为与铁素体分数相关的工序因子，热精轧温度 和冷却速度对其产生的影响最大，当热精轧温度过高时，对冲击韧性 产生不利影响。