具有优异的球化热处理特性的钢线材及其生产方法

摘要

本发明的一个方面旨在提供具有优异的球化热处理特性的钢线材及其生产方法。本发明的一个实施方案提供了具有优异的球化热处理特性的钢线材及其生产方法，所述钢线材包含：0.3重量％至0.5重量％的C、0.02重量％至0.4重量％的Si、1.0重量％至1.5重量％的Mn、0.3重量％至0.7重量％的Cr、0.003重量％或更少(不包括0重量％)的B、0.03重量％或更少(不包括0重量％)的Ti、0.03重量％或更少(包括0重量％)的P、0.01重量％或更少(包括0重量％)的S、0.02重量％至0.05重量％的Al和0.001重量％至0.01重量％的N，余量为Fe和不可避免的杂质，并且显微组织为其中主相为铁素体+珠光体的复合组织，并且包含5面积％或更少(包括0面积％)的贝氏体或马氏体中的至少一者，其中从直径的2/5点延伸至3/5点的区域中的平均珠光体团尺寸为至多7μm。

说明书

技术领域

本公开内容涉及具有球化热处理特性的线材及其制造方法。

背景技术

硼钢为这样的经济的材料：其可以通过经由添加少量的廉价的硼改善钢的淬透性来减少昂贵的合金元素例如Cr和Mo。具有低抗拉强度的800MPa等级硼钢由于不添加用于改善强度的合金元素而具有低抗拉强度，因此可以省略球化热处理，但是所述钢在淬透性方面具有限制，这限制其在大直径材料中的用途。高于1000MPa的高强度产品和大直径材料添加大量合金元素例如Cr或Mn，这增加了线材的抗拉强度并且需要球化热处理。

专利文献1为800MPa等级硼钢的代表性技术。在专利文献1中，旨在通过使铁素体晶粒尺寸细化并且增加在热轧钢棒中的分数来改善钢的韧性。然而，由于Cr含量的限制，因此在淬透性方面存在限制，这限制其在大直径钢棒中的用途。

为了改善该问题，在专利文献2中，添加Cr、Mo等，并且开发具有包含铁素体的显微组织的硼钢以改善感应淬透性(induction hardenability)。然而，由于铁素体为在奥氏体化热处理期间难以被奥氏体化的组织，因此为了使用短的热处理例如感应热处理，存在的缺点在于必须尽可能地减少线材的初始显微组织中包含的铁素体相分数。此外，在该方法中，为了提高精轧温度以尽可能低地保持铁素体分数，线材的强度增加，因此，其不可避免地在加工性方面产生不利影响。

[现有技术文献]

(参考文献1)日本特许专利公开第2010-053426号

(参考文献2)日本特许专利公开第2005-133152号

发明内容

技术问题

本公开内容的一个方面提供了具有球化热处理特性的线材及其制造方法。

技术方案

根据本公开内容的一个方面，具有优异的球化热处理特性的钢线材包含：0.3重量％至0.5重量％的C、0.02重量％至0.4重量％的Si、1.0重量％至1.5重量％的Mn、0.3重量％至0.7重量％的Cr、0.003重量％或更少(不包括0重量％)的B、0.03重量％或更少(不包括0重量％)的Ti、0.03重量％或更少(包括0重量％)的P、0.01重量％或更少(包括0重量％)的S、0.02重量％至0.05重量％的Al和0.001重量％至0.01重量％的N，以及余量中的Fe和不可避免的杂质，并且显微组织为其中主相为铁素体+珠光体的复合组织，并且包含5面积％或更少(包括0面积％)的贝氏体或马氏体中的一者或更多者，其中在距离表面从直径的2/5点延伸至3/5点的区域中的平均珠光体团尺寸为7μm或更少。

根据本公开内容的另一个方面，用于制造具有优异的球化热处理特性的钢线材的方法包括以下的操作：将钢材在1200℃或更高下加热60分钟或更长，然后对钢材进行一次热轧以获得钢坯，所述钢材包含：0.3重量％至0.5重量％的C、0.02重量％至0.4重量％的Si、1.0重量％至1.5重量％的Mn、0.3重量％至0.7重量％的Cr、0.003重量％或更少(不包括0重量％)的B、0.03重量％或更少(不包括0重量％)的Ti、0.03重量％或更少(包括0重量％)的P、0.01重量％或更少(包括0重量％)的S、0.02重量％至0.05重量％的Al和0.001重量％至0.01重量％的N，以及余量中的Fe和不可避免的杂质；将钢坯空气冷却至150℃至500℃；以5℃/秒至30℃/秒的冷却速率将经空气冷却的钢坯冷却至室温；将经冷却的钢坯加热，然后在950℃至1050℃下取出钢坯；对取出的钢坯进行二次热轧以获得钢线材；以及以2℃/秒或更小将钢线材冷却，其中所述二次热轧包括以下的操作：对取出的钢坯进行中间精轧；以及在730℃至Ae3下对钢坯进行精轧。

有益效果

根据本公开内容的一个方面，可以提供能够提高球化热处理期间的渗碳体的球化率的线材及其制造方法。

具体实施方式

在以下描述中，将描述根据本公开内容的一个实施方案的具有优异的球化热处理特性的钢线材。首先，将描述本公开内容的合金组成。除非另有指示，否则以下描述的合金组成的含量由重量％表示。

C：0.3％至0.5％

C为被添加以加速渗碳体的球化的元素。当C的含量超过0.5％时，由于在进行球化热处理和锻造过程之后的淬火和回火热处理期间过量地产生残余奥氏体，因此难以获得足够的强度、韧性和延性。同时，C含量小于0.3％的硼钢具有足够低的抗拉强度，因此不需要单独的球化热处理。在本公开内容中，使用需要球化热处理的硼钢作为目标钢，以及为了加速渗碳体的球化率，将C含量控制为0.3％或更大。因此，C的含量优选在0.3％至0.5％的范围内。

Si：0.02％至0.4％

Si为被添加以确保一定水平的强度的元素。当Si含量小于0.02％时，强度改善效果不足，而当Si含量超过0.4％时，固溶强化效果过高，这可能在确保钢的加工性方面是不利的。因此，Si的含量优选具有0.02％至0.4％的范围。Si含量的下限可以更优选为0.04％，以及Si含量的上限可以更优选为0.3％。

Mn：1.0％至1.5％

Mn为被添加以改善淬透性的元素。当Mn的含量小于1.0％时，由于淬透性不足而可能难以获得足够的淬透性，使得在球化热处理和锻造过程之后的淬火和回火热处理期间可能难以获得足够的强度。当Mn的含量超过1.5％时，由于过大的淬透性而可能存在当制造钢线材时产生低温组织的问题。由于低温组织可能在随后的拉拔过程中引起内部裂纹，因此期望限制其含量。因此，Mn的含量优选在1.0％至1.5％的范围内。Mn含量优选为1.0％至1.3％。这是因为，通常，由于Mn为在铸造过程期间容易偏析的元素，因此当满足期望水平的淬透性时，通过将Mn含量保持得低来控制钢的偏差是有利的。

Cr：0.3％至0.7％

与Mn相似，Cr可以主要地用作用于增强钢的淬透性的元素。当Cr的含量小于0.3％时，钢的淬透性不足，使得大直径材料的中心部分的淬透性不足。当钢的淬透性超过0.7％时，由于在钢内部偏析区域的存在，因此在线材制造过程期间可能出现低温组织带，并且在随后的拉拔过程中可能出现裂纹。因此，Cr的含量优选在0.3％至0.7％的范围内，更优选在0.3％至0.6％的范围内。

B：0.003％或更少(不包括0％)

B为被添加以改善淬透性的元素。当B的含量超过0.003％时，由于B形成Fe

Ti：0.03％或更少(不包括0％)

Ti为被添加以固定氮从而使用于改善淬透性的硼的效果最大化的元素。当Ti的含量超过0.03％时，发生TiN在钢水中的结晶，从而使得难以实现添加钛以固定钢中的氮的初始目的。因此，Ti的含量优选在0.03％或更少的范围内。Ti含量的下限可以更优选为0.01％，并且甚至更优选为0.015％。Ti含量的上限可以更优选为0.025％。

P：0.03％或更少(包括0％)

P为钢中不可避免地包含的杂质，并且当P的含量超过0.03％时，P在奥氏体晶界处偏析，从而导致晶界脆性，以及存在钢的低温冲击韧性降低的问题。因此，P的含量可以更优选在0.03％或更少的范围内。P的含量越低，越有利于确保钢的坚固性，因此P的含量可以更优选为0.02％或更少，并且甚至更优选为0.015％或更少。

S：0.01％或更少(包括0％)

S为钢中不可避免地包含的杂质，并且当S的含量超过0.01％时，产生过量的MnS并且不利地影响钢的冲击韧性。因此，S的含量优选在0.01％或更少的范围内。S的含量可以更优选为0.007％或更少，并且甚至更优选为0.005％或更少。

Al：0.02％至0.05％

Al为形成AlN以产生奥氏体晶粒的元素。当Al的含量小于0.02％时，由于少量的溶解的Al而无法充分地形成AlN，这使得难以充分地获得上述效果。当Al的含量超过0.05％时，钢中的铝氧化物过度生长，这可能影响钢的韧性。因此，Al的含量可以优选在0.02％至0.05％的范围内。

N：0.001％至0.01％

N通过与Ti反应以形成TiN来改善用于改善淬透性的硼的效果，并且为通过与钢中的Al反应以形成AlN而影响奥氏体晶粒的形成的元素。当N的含量超过0.01％时，N与硼结合以形成BN，从而降低为了淬透性而添加的硼的作用，并且还增加溶解的氮的浓度从而增加加工期间的强度。同时，N含量越低越好，但是为了将N含量控制成小于0.001％，需要过度的脱氮过程，这导致过程成本的增加。因此，N的含量可以优选在0.001％至0.01％的范围内。N含量可以更优选为0.001％至0.005％，并且甚至更优选为0.001％至0.003％。

本公开内容的剩余部分可以为铁(Fe)。然而，在一般的制造过程中，可能不可避免地从原材料或周围环境添加不可避免的杂质，因此杂质可能无法被排除。一般制造过程的本领域技术人员可以知道所述杂质，因此，在本公开内容中可以不提供对杂质的描述。

优选地，本公开内容的钢线材的显微组织可以为铁素体+珠光体的复合组织。仅就钢的球化而言，具有细渗碳体的贝氏体钢可以是有利的，但是据报道由贝氏体球化的渗碳体可能是极细的，使得所述渗碳体生长极慢。因此，铁素体+珠光体+贝氏体复合组织在组织均质化方面可能是不利的。因此，在本公开内容中，通过将钢线材的显微组织控制为铁素体+珠光体的复合组织，球化热处理特性可以改善，并且此外，可以使组织进一步均质化。在这种情况下，铁素体的分数可以优选为35面积％或更大，并且铁素体分数小于35面积％，珠光体相分数相对减少，从而影响珠光体团尺寸，使得可能难以有效地确保球化热处理特性。特别地，即使在相同铁素体相分数的情况下，如果铁素体晶粒尺寸是细的，则也可以使团尺寸进一步细化。同时，在本公开内容中，在制造期间可能不可避免地形成的低温组织，贝氏体或马氏体中的一者或更多者例如可以以5面积％或更少包含在内。即，本公开内容中的显微组织可以为其中主相可以为铁素体+珠光体的复合组织，并且可以包含5面积％或更少(包括0％)的贝氏体或马氏体中的一者或更多者。

在这种情况下，平均珠光体团尺寸优选为7μm或更小。通过如上所述精细地控制珠光体团的平均尺寸，可以改善渗碳体的分段效果，从而提高球化热处理期间的渗碳体的球化率。

此外，铁素体的平均晶粒尺寸优选为5μm或更小。如上所述，通过精细地控制铁素体的平均晶粒尺寸，还可以细化珠光体团的尺寸，从而提高球化热处理期间的渗碳体的球化率。

同时，在本公开内容中，平均珠光体团尺寸和铁素体的平均晶粒尺寸可以在线材的直径的中心部分，例如，可以在从距离表面基于直径的2/5点至3/5点的区域中。通常，由于在轧制期间线材的表面层部分接收强的轧制力，因此表面层部分中的珠光体团的平均尺寸和铁素体的平均晶粒尺寸可以是精细的。然而，在本公开内容中，可以通过将珠光体团的平均尺寸和铁素体的平均晶粒尺寸细化至线材的中心部分和表面层来有效地提高球化热处理期间的渗碳体的球化率。

在如上所述提供的本公开内容的线材中，进行球化热处理一次之后的渗碳体的平均纵横比可以为2.5或更小。通常，公知随着处理的次数增加，球化热处理在使渗碳体球化方面是有效的。然而，在本公开内容中，渗碳体可以仅通过进行球化热处理一次而被充分地球化。同时，如上所述，由于在轧制期间线材的表面层部分接收强的轧制力，因此还可以顺利地进行渗碳体的球化。然而，在本公开内容中，例如，钢线材的距离表面基于直径的1/4点至1/2点的区域中的渗碳体也可以被充分地球化，使得钢线材的中心部分处的渗碳体的平均纵横比可以为2.5或更小。此外，为了使渗碳体球化，通常进行在球化热处理之前的加工过程以使显微组织分段，以及本公开内容的线材可以在没有这样的加工过程的情况下有效地提高渗碳体的球化率。

在以下描述中，将描述根据本公开内容的一个实施方案的制造具有优异的球化热处理特性的钢线材的方法。

首先，可以将具有上述合金组成的钢坯在1200℃或更高下加热60分钟或更长，然后进行一次热轧以获得钢坯。上述钢材可以为具有相对大尺寸的板坯、方坯和钢坯中的一者，并且一次热轧优选为板轧制以降低钢材的尺寸或厚度。在硼钢中，Ti用于通过经由固定N防止N与B结合来增加游离B含量，并且在本公开内容中，如上所述将钢材加热以使TiN生长从而产生足够的游离B。当钢坯热处理温度小于1200℃或者当钢坯加热时间少于60分钟时，TiN可以被稳定使得可能无法充分地发生TiN生长。

同时，在将钢材加热之后，钢材的TiN的平均尺寸可以为500μm或更大。当TiN的平均尺寸小于500μm时，不能充分地获得游离B增加效果。

此后，将钢坯空气冷却至150℃至500℃。当钢坯空气冷却停止温度超过500℃时，除了TiN之外的其他析出物可能生长并且引起轧制过程期间钢线材的裂纹或断裂，以及当所述温度小于150℃时，生产率可能降低。

此后，以5℃/秒至30℃/秒的冷却速率将经空气冷却的钢坯冷却至室温。所述钢坯冷却是为了提高生产率，并且在小于150℃的温度下，即使将钢坯冷却速率增加至5℃/秒或更大，也会减少产生裂纹的问题。钢坯冷却速率更优选为10℃/秒或更大，甚至更优选为15℃/秒或更大，并且最优选为20℃/秒或更大。然而，当钢坯冷却速率超过30℃/秒时，由于过大的冷却速率而可能增加出现裂纹的风险。

同时，经冷却的钢坯可以在不包括氧化物夹杂物的总析出物中包含80面积％或更多的TiN。因此，通过如上所述形成大量的TiN，可以充分地获得通过B来改善淬透性的效果。氧化物夹杂物可以为例如Al

此后，将经冷却的钢坯加热并且在950℃至1050℃下取出。当钢坯取出温度小于950℃时，轧制特性降低，而当钢坯取出温度超过1050℃时，对于轧制需要快速冷却，因此可能难以控制冷却并且由于产生裂纹而可能难以确保良好的产品品质，等等。

此后，使取出的钢坯经受二次热轧以获得钢线材。所述二次热轧优选为球轧以具有呈线材形状的钢坯。二次热轧可以包括取出的钢坯的中间精轧和在730℃至Ae3下的精轧的操作。线材轧制速率非常快并且属于动态再结晶区域。迄今为止的研究结果已经表明，奥氏体晶粒尺寸仅取决于动态再结晶条件下的应变速率和应变温度。由于线材轧制的特性，当确定线材直径时，确定变形的量和变形速率，因此可以通过调节变形温度来改变奥氏体晶粒尺寸。在本公开内容中，通过利用动态再结晶期间的动态变形有机转变现象来使晶粒细化。为了通过利用该现象来确保通过本公开内容获得的铁素体晶粒，优选将精轧温度控制为730℃至Ae3。当精轧温度超过Ae3时，可能难以获得足够的球化热处理特性，因为难以获得通过本公开内容获得的铁素体晶粒，而当温度小于730℃时，设备负荷可能增加并且设备寿命可能急剧降低。

同时，在中间精轧之后，钢线材的奥氏体晶粒的平均尺寸优选为5μm至20μm。已知铁素体通过在奥氏体晶界处成核来生长。由于当为母相的奥氏体晶粒为细的时，在所述晶界处成核的铁素体还可以开始被精细地制造，因此通过控制中间精轧之后的钢线材的奥氏体晶粒的平均尺寸，可以获得使铁素体晶粒细化的效果。当奥氏体晶粒的平均尺寸超过20μm时，可能难以获得使铁素体晶粒细化的效果，以及为了获得小于5μm的奥氏体晶粒的平均尺寸，可能存在其中需要单独的设备以另外地施加大量的变形(例如在压力下)的缺点。

此后，以2℃/秒或更小将线材冷却。当线材冷却速率超过2℃/秒时，存在可能在线材的细偏析部分中形成低温组织例如贝氏体的问题。在微观偏析部分中，可能形成大于线材的平均值两倍的偏析，这可能导致即使以低冷却速率也产生低温组织，从而不利地影响钢的组织均质化。同时，就铁素体晶粒细化而言，线材冷却速率更优选为0.5℃/秒至2℃/秒。

发明实施方式

下文中，将通过实施例更详细地描述本公开内容，然而，应注意，以下实施例仅出于示例性目的并且不旨在限制本公开内容的范围。本公开内容的范围可以通过权利要求中描述的事项和能够从权利要求中合理地推断的事项来确定。

(实施方案)

通过使用50kg真空感应熔炼炉进行铸造，制备具有表1中示出的合金组成的钢材。将所述钢材在1230℃下加热480分钟，空气冷却至300℃，然后以10℃/秒的冷却速率冷却至室温以制备钢坯。在下表2中示出的条件下由所制备的钢坯制备线材。对于如上所述制备的线材，在测量显微组织、铁素体的平均晶粒尺寸和平均珠光体团尺寸以及进行球化热处理一次之后的渗碳体的平均纵横比之后，将其结果示于下表3中。

在中间精轧之后，经由在精轧之前进行切头部(crop)切割从而测量得到奥氏体的平均晶粒尺寸(average grain size，AGS)。

利用JmatPro(商业程序)计算Ae3显示值。

在除去线材轧制之后的未冷却部分之后收集的样品的从直径的2/5点至3/5点的区域中的3个任意点处测量铁素体的平均晶粒尺寸(average grain size of ferrite，FGS)，将所述铁素体的平均晶粒尺寸(FGS)表示为平均值。

关于平均珠光体团尺寸，从与FGS测量中相同的点中选择10个任意珠光体团，获得各个团的(长轴+短轴)/2值，然后获得团尺寸的平均值。

同时，在没有单独的加工过程的情况下，对如上所述制备的线材的试样直接进行球化热处理。在这种情况下，通过以下进行球化热处理：以100℃/小时的加热速率加热至760℃，保持4小时至6小时，以50℃/小时的冷却速率冷却至730℃，然后在730℃至670℃的区间中以10℃/小时的冷却速率冷却，然后在低于该温度的温度下保持炉内冷却。在球化热处理之后，用2000倍的SEM对在钢线材的直径方向上的1/4点至1/2点的3个视场中的渗碳体的平均纵横比进行成像，并且利用图像测量程序自动测量所述视场中的渗碳体的长轴/短轴，然后通过统计处理对其进行测量。

表1

表2

表3

如从以上表1至表3中可以看出，在满足通过本公开内容提出的合金组成和制造条件的发明例1至6的情况下，可以看出确保了本公开内容的显微组织类型和分数而且还有细的晶粒，使得在仅进行球化热处理一次的情况下，渗碳体的平均纵横比为2.5或更小。

然而，在不满足本公开内容中提出的合金组成或制造条件的比较例1至6中，显示不满足本公开内容的显微组织类型和分数，或者未确保细的晶粒，使得在进行球化热处理一次时，渗碳体平均纵横比是相对高的，因此，为了适用于最终产品，可能需要另外的球化热处理。