專利名稱：具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼和拉制線材及二者的制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及用作結(jié)構(gòu)鋼的一種軋鋼和一種拉制鋼線材(drawn wire rod)，更具體地而言涉及具有優(yōu)異韌性的一種軋鋼和一種拉制鋼線材，其中即使省去加熱步驟，通過(guò)控制錳含量及其冷卻條件也可在所述軋鋼和拉制鋼線材的微觀結(jié)構(gòu)中獲得退化珠光體結(jié)構(gòu)。 另外，本發(fā)明涉及一種制備該軋鋼和該拉制鋼線材的方法。
背景技術(shù)：
大部分的結(jié)構(gòu)鋼都是通過(guò)在熱加工之后再加熱、淬火、回火以增加韌性和強(qiáng)度而獲得的淬火和回火鋼。相反，非熱處理鋼是在熱加工之后沒(méi)有經(jīng)歷熱處理的鋼，即，可以獲得一種與待加熱(熱處理)材料性質(zhì)的韌性和強(qiáng)度相似的鋼。沒(méi)有經(jīng)過(guò)熱處理而可使用的鋼可以稱作是非熱處理鋼，也可以稱作微合金化鋼，其中材料性質(zhì)是通過(guò)添加一種極少量的合金而獲得。在下文中，具有以上所提及性質(zhì)的鋼被稱作本發(fā)明中的非熱處理鋼。一般而言，線材是使用下述步驟生產(chǎn)的成品。線材的成品可以按以下步驟順序生產(chǎn)軋制棒一冷拉一球化熱處理一冷拉一冷鍛一淬火及回火一產(chǎn)品。然而，非熱處理鋼是按照下述步驟順序生產(chǎn)熱軋制棒一冷拉一冷鍛一產(chǎn)品。因此，非熱處理鋼可不經(jīng)熱處理工序而作為經(jīng)濟(jì)型產(chǎn)品生產(chǎn)。同時(shí)，不進(jìn)行最終的淬火和回火步驟。因此，由于非熱處理鋼不產(chǎn)生熱撓度(即，加熱中產(chǎn)生的缺陷)而導(dǎo)致保持線性，其已用于很多產(chǎn)品中。然而，在步驟進(jìn)行時(shí)，產(chǎn)品強(qiáng)度進(jìn)一步增加但其韌性持續(xù)降低，因?yàn)槭∪チ藷崽幚砉ば蚯页掷m(xù)進(jìn)行冷加工。因此，國(guó)內(nèi)外線材生產(chǎn)商一直關(guān)注于已改進(jìn)非熱處理鋼韌性的具有優(yōu)異韌性的非熱處理鋼的制備技術(shù)。制備非熱處理鋼的方法是通過(guò)使用沉淀物而精煉鋼晶粒的方法，通過(guò)添加合金元素而獲得復(fù)合微觀結(jié)構(gòu)的方法等。日本專利公開(kāi)的公布文本NO. 1995-054040公開(kāi)了一種通過(guò)以下步驟而提供具有拉伸強(qiáng)度為750MPa 950MPa的非熱處理鋼線材的方法熱軋合金鋼，該合金的組成為C 0. 0. 2%，Si :0· 05% 0. 5%，Mn :1· 0% 2. 0%，Cr :0· 05% 0. 3%，Mo :0· 或更少，V :0. 05% 0. 2%，Nb 0. 005% 0. 03%，以及余量的鐵，以上按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)；在冷卻步驟中在60秒內(nèi)將該合金鋼冷卻至800 600°C，并在450 600°C下加熱，或者在600 450°C之間的溫度下持續(xù)保持至少20分鐘后將該合金鋼冷卻，然后冷加工。然而，產(chǎn)品通過(guò)稱作控制軋制的工序而熱軋，并且在以上所述的方法中加入昂貴的組分如Cr、Mo、V等，使得其在使用時(shí)不經(jīng)濟(jì)。另外，日本專利公開(kāi)的公布文本NO. 1998-008209涉及在熱處理后具有優(yōu)異強(qiáng)度和優(yōu)異冷成形性的非熱處理鋼及其制備方法，和一種通過(guò)使用非熱處理鋼而制備鍛造元件的方法，還涉及具有優(yōu)異冷成形性的非熱處理鋼，其中鐵素體相的體積為至少40%，其硬度為90HRB或更低，用于含有可控含量的C、Si、Mn、Cr、V、P、0、S、Te、Pb、Bi和Ca的鋼。具體而言，該文獻(xiàn)涉及一種在熱軋至精加工溫度中的800 950°C后立即以每分鐘120°C或更小的冷卻速率連續(xù)冷卻至Al點(diǎn)或更低溫度的方法，一種在800 950°C下加熱至少10分鐘后
3將熱軋鋼材在空氣中冷卻的方法，以及一種通過(guò)冷加工或在600°C或更低溫度下的溫加工而制備一種硬度為20 35HRB的結(jié)構(gòu)元件、制備預(yù)制件、并在1000°C 1250°C下熱鍛該預(yù)制件后在空氣中冷卻的方法。然而，該技術(shù)限于含有不常用元素的并且不適用于冷鍛的特定鋼。另外，日本專利公開(kāi)的公布文本NO. 2006-118014提供一種適于用作螺栓等的表面滲碳鋼的制備方法，其在熱處理之后抑制晶粒粗化，即使冷成形性優(yōu)異并且進(jìn)行擴(kuò)展線高速率切割加工。上述方法使用包括以下組分的鋼材料c :0. 10% 0. 25%, Si 0. 5%或更少(除了 0% 以外)，Mn 0. 3% 1.0%，P :0.03%或更少(除了 0% 以外)，S :0.03% 或更少(除了 0% 以外)，Cr :0· 3% 1. 5%，Al :0· 02% 0. 1%，N :0· 005% 0. 02%， 余量的鐵和其它不可避免的雜質(zhì)，以上均按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)；并且制備具有優(yōu)異韌性的非熱處理線材的方法是通過(guò)以下步驟實(shí)現(xiàn)的在700°C 850°C下進(jìn)行熱精軋或熱精鍛，然后以 0.5°C/秒或更低的冷卻速率冷卻至最高達(dá)600°C，并且通過(guò)冷卻至室溫而抑制擴(kuò)展線切割速率低于20%。以上所提及的工藝由于使用昂貴的Cr而不經(jīng)濟(jì)。

發(fā)明內(nèi)容
技術(shù)問(wèn)題本發(fā)明的一個(gè)方面提供了一種軋鋼、一種拉制線材和一種用于制備二者的方法； 更具體而言，一種具有優(yōu)異韌性的軋鋼和一種具有優(yōu)異韌性的拉制線材和一種用于制備二者的方法，其是通過(guò)控制組分中Mn的含量及其冷卻條件(即使省去加熱步驟)以抑制碳擴(kuò)散而在軋鋼中獲得退化珠光體結(jié)構(gòu)來(lái)實(shí)現(xiàn)的。技術(shù)方案根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案，提供了一種具有優(yōu)異韌性的非熱處理鋼，其含有c 0. 15% 0. 30%, Si 0. 0. 2%, Mn :1. 8% 3. 0%, P :0. 035%或更少，S :0. 040%或更少，余量的鐵和其它不可避免的雜質(zhì)，以上均按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)，其中其微觀結(jié)構(gòu)由一種珠光體和鐵素體組成。軋鋼的微觀結(jié)構(gòu)優(yōu)選由40 % 60 %的珠光體和余量的鐵素體組成。珠光體優(yōu)選包括厚度為150nm或更小的滲碳體。珠光體中所包括的滲碳體的寬厚比(aspect ratio (width thickness))優(yōu)選為 30 1或更小。珠光體中所包括的滲碳體優(yōu)選具有非連續(xù)形式。珠光體優(yōu)選為退化珠光體。軋鋼優(yōu)選拉伸強(qiáng)度為650MPa 750MPa并且面縮率(reduction in area, RA)為 60% 70%。按照本發(fā)明的另一個(gè)實(shí)施方案，提供了一種由軋鋼冷拉制備的并且拉伸強(qiáng)度為 800MPa 900MPa的拉制線材。按照本發(fā)明的另一個(gè)實(shí)施方案，本發(fā)明提供了一種制備具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼的方法，包括加熱鋼坯至Ae3+150°C Ae3+250°C的范圍，該鋼坯包含C :0. 15% 0. 30%, Si 0. 0. 2%, Mn :1. 8%~ 3. 0%,P :0. 035%或更少，S :0. 040%或更少，余量的鐵和其它不可避免的雜質(zhì)(，以上均按重量百分?jǐn)?shù)計(jì))；將經(jīng)加熱的鋼坯首先初次冷卻至Ae3+50°C Ae3+100°C的范圍；通過(guò)在Ae3+50°C Ae3+100°C通過(guò)軋制經(jīng)冷卻的鋼坯而制備軋鋼；以及將該軋鋼再次二次冷卻至最高達(dá)600°C或更低的溫度。在加熱步驟中鋼坯加熱優(yōu)選進(jìn)行30分鐘至一個(gè)半小時(shí)。初次冷卻步驟中的冷卻速率優(yōu)選在5 15°C /s范圍內(nèi)。二次冷卻步驟中的冷卻速率優(yōu)選在0. 5 1. 50C /s范圍內(nèi)。按照本發(fā)明的另一個(gè)實(shí)施方案，提供了一種制備具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼——包括冷拉軋鋼——的方法。有益效果如上所述，按照本發(fā)明的示例性實(shí)施方案，本發(fā)明可以提供一種可獲得優(yōu)異韌性和冷鍛性的非熱處理軋鋼和拉制線材，即使通過(guò)控制冷卻速率和增加Mn含量而不加入昂貴的合金元素以在軋鋼和拉制線材的微觀結(jié)構(gòu)中制備退化珠光體而省去加熱步驟。


圖1是示出發(fā)明實(shí)施例1微觀結(jié)構(gòu)的SEM照片；圖2是示出普通珠光體和鐵素體微觀結(jié)構(gòu)的SEM照片；圖3是示出對(duì)比實(shí)施例9微觀結(jié)構(gòu)的SEM照片，其中Mn含量超過(guò)本發(fā)明中所限制的范圍；并且圖4是示出對(duì)比實(shí)施例1微觀結(jié)構(gòu)的SEM照片。最佳實(shí)施方式非熱處理軋鋼是經(jīng)濟(jì)的，因?yàn)橹苽浞菬崽幚碥堜摰姆椒ú话崽幚砉ば?，例如球化熱處理，以及制備熱軋鋼后的淬火和回火。具體而言，本發(fā)明提供一種通過(guò)添加低價(jià)Mn 而非昂貴合金元素、結(jié)合一個(gè)適當(dāng)?shù)目諝饫鋮s步驟而獲得優(yōu)異韌性的方法。本發(fā)明涉及非熱處理軋鋼、拉制線材和制備二者的方法；更具體而言，非熱處理軋鋼、拉制線材和制備二者的方法，其中本發(fā)明中Mn含量比現(xiàn)有非熱處理鋼中Mn含量高，并且控制冷卻速率來(lái)按照Mn含量而最大化C擴(kuò)散控制的作用。由于上述方法的應(yīng)用，在軋鋼中退化珠光體不同于現(xiàn)有的珠光體，從而使得產(chǎn)品的韌性(或沖擊韌性)可改進(jìn)。本發(fā)明的軋鋼是指軋制鋼坯后的材料，拉制線材是指冷拉后的材料。退化珠光體沒(méi)有層狀結(jié)構(gòu)而具有不同于普通珠光體的鐵素體和滲碳體的混合相， 并包括非連續(xù)的和薄的滲碳體。其沖擊韌性可以通過(guò)形成退化層狀滲碳體來(lái)代替層狀滲碳體從而增加，而層狀滲碳體會(huì)弓I起韌性降低。一般而言，強(qiáng)度和沖擊韌性趨于彼此成反比。對(duì)于本發(fā)明的軋鋼和拉制線材而言， 強(qiáng)度和沖擊韌性可以通過(guò)以上提及的退化珠光體而同時(shí)改進(jìn)。在下文中，將更加詳細(xì)描述本發(fā)明的軋鋼和拉制線材的組分及組成范圍。C(碳)0· 15 重量％ 0. 30 重量％碳是一種提高軋鋼強(qiáng)度的元素。C含量低于0. 15重量％的情況下，熱軋后軋鋼的拉伸強(qiáng)度不能足夠地獲得。另一方面，當(dāng)C含量超過(guò)0. 30重量％時(shí)，形成鐵素體和珠光體微觀結(jié)構(gòu)的趨勢(shì)也增加。相應(yīng)地，獲得比所需強(qiáng)度更大的強(qiáng)度，從而降低韌性。因此，C含量?jī)?yōu)選限于0. 15重量％ 0. 30重量％。Si(硅)0. 1 重量％ 0. 2 重量％
Si含量低于0. 1重量％的情況下，存在達(dá)不到熱軋鋼和成品所需的強(qiáng)度水平的問(wèn)題。Si含量超過(guò)0. 2重量％的情況下，成形性下降，因?yàn)樵诶淅湾懺爝^(guò)程中加工硬化急劇增加。因此，Si含量?jī)?yōu)選限于0. 1重量％ 0. 2重量％。Mn(錳)1.8 重量 ％ 3.0 重量 ％錳是一種在基體中形成代位式固溶體的用于固溶強(qiáng)化的元素。因此，錳是一種有用的元素，因?yàn)槠淠軌蛟陧g性沒(méi)有任何降低的情況下獲得強(qiáng)度。本發(fā)明特征為與普通非熱處理鋼相比Mn含量增加。當(dāng)Mn含量低于1. 8%時(shí)，對(duì)由于Mn偏析而造成的偏析區(qū)幾乎沒(méi)有影響，但是難以預(yù)期通過(guò)固溶強(qiáng)化而獲得強(qiáng)度保持和韌性改進(jìn)的效果。當(dāng)Mn含量超過(guò) 3.0%時(shí)，由于Mn偏析而不是固溶強(qiáng)化作用，對(duì)產(chǎn)品性能存在有害影響。當(dāng)鋼水凝固時(shí)按照偏析機(jī)理可以容易發(fā)生宏觀偏析和微觀偏析。Mn偏析由于Mn 相對(duì)于其它元素具有較低的擴(kuò)散系數(shù)而促進(jìn)偏析區(qū)的產(chǎn)生，從而改進(jìn)可淬性，而可淬性是形成心部馬氏體(core martensite)的主要原因。由于該以上所述原因，出現(xiàn)心部馬氏體。 在這種情況下，拉伸強(qiáng)度極大提高而韌性急劇降低。P (磷)0.035重量％或更少磷是制備該產(chǎn)品時(shí)所存在的不可避免的元素。因?yàn)樗峭ㄟ^(guò)偏析入晶界而造成韌性下降的主要原因，所以優(yōu)選控制P含量盡可能地低。理論上，可將P含量限制在0%，但是 P只是制備該產(chǎn)品時(shí)必須添加的。重要的是控制P含量上限，其上限優(yōu)選限制為0. 035重量％。S (硫)0· 040重量％或更少硫是制備該產(chǎn)品時(shí)所存在的不可避免的元素。由于形成硫化物和作為低熔點(diǎn)元素偏析入晶界所造成的韌性降低，對(duì)應(yīng)力張弛和耐延遲斷裂性質(zhì)存在有害影響，優(yōu)選控制S 含量盡可能地少。理論上，可將S含量限于0%，但是S只是制備產(chǎn)品時(shí)必須添加的。重要的是控制情況，S含量的上限優(yōu)選限于0. 040重量％。本發(fā)明軋鋼的微觀結(jié)構(gòu)是珠光體和鐵素體，珠光體的相分?jǐn)?shù)為40% 60%，余量的為鐵素體。如上所述，該珠光體為退化珠光體，其由滲碳體和鐵素體組成，并在平行的二者之間排列，但滲碳體為非連續(xù)構(gòu)成，與普通珠光體不同。圖1是示出本發(fā)明實(shí)施例中發(fā)明實(shí)施例1微觀結(jié)構(gòu)的SEM照片，非連續(xù)滲碳體形式可以由圖1證實(shí)。一般而言，珠光體可將結(jié)構(gòu)定義為層間距離，即片間距離。優(yōu)選，本發(fā)明中的珠光體(退化珠光體)具有的滲碳體厚度(層間距離)為150nm或更小，并且滲碳體的平均寬厚比為30 1或更小。對(duì)于具有以上所述組分、組成范圍和微觀結(jié)構(gòu)的軋鋼，優(yōu)選，本發(fā)明中軋鋼的想要的拉伸強(qiáng)度在650MPa 750MPa范圍內(nèi)，面縮率(RA)為60% 70%。另外，通過(guò)冷拉軋鋼所制備的拉制線材優(yōu)選拉伸強(qiáng)度為SOOMPa 900MPa。在下文中，將更加詳細(xì)描述本發(fā)明的軋鋼和拉制線材的制備方法。加熱鋼坯Ae3+150°C Ae3+250°C通過(guò)在以上所述溫度范圍內(nèi)加熱鋼坯，可以維持奧氏體單相，可以避免奧氏體晶粒粗化，可以有效溶解剩余的偏析物、碳化物和內(nèi)含物。當(dāng)鋼坯的加熱溫度超過(guò)Ae3+250°C 時(shí)，奧氏體晶粒大量粗化，以致于不能獲得具有高強(qiáng)度和優(yōu)異韌性的線材，因?yàn)槔鋮s后所形成的最終微觀結(jié)構(gòu)具有很強(qiáng)的粗?；厔?shì)。另一方面，當(dāng)鋼坯的加熱溫度低于Ae3+150°C時(shí)，不能實(shí)現(xiàn)加熱過(guò)程所產(chǎn)生的效果。當(dāng)加熱時(shí)間短于30分鐘時(shí)，存在整體溫度不均勻的問(wèn)題；當(dāng)加熱時(shí)間超過(guò)一個(gè)半小時(shí)時(shí)，奧氏體晶粒粗化，生產(chǎn)率顯著降低。冷卻(初次)以5 15°C /s 冷卻至 Ae3+50°C Ae3+100°C。冷卻速率受限于在熱軋之前冷卻步驟中最小化微觀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變的目標(biāo)。當(dāng)在熱軋之前冷卻速率低于5°C每秒時(shí)，其生產(chǎn)率會(huì)降低，需要額外的設(shè)備用于維持空氣冷卻。另外，在長(zhǎng)時(shí)間維持加熱的情況下，完成熱軋后軋鋼的強(qiáng)度和韌性可降低。另一方面，當(dāng)冷卻速率超過(guò)15°C /s時(shí)，通過(guò)在軋制之前增大鋼坯轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力，在軋制過(guò)程中形成新的微觀結(jié)構(gòu)的可能性增大，并且可造成嚴(yán)重問(wèn)題，即，軋制溫度應(yīng)重置至較低溫度。軋制Ae3+50°C Ae3+100°C當(dāng)軋制在Ae3+50°C Ae3+100°C范圍內(nèi)進(jìn)行時(shí)，由于在軋制過(guò)程中的轉(zhuǎn)變，微觀結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)被抑制，不發(fā)生再結(jié)晶并且只可能是定徑軋制。當(dāng)軋溫低于Ae3+50°C時(shí)，本發(fā)明中想要的微觀結(jié)構(gòu)難以獲得，因?yàn)檐堉茰囟冉咏趧?dòng)態(tài)(dynamic)再結(jié)晶溫度，獲得普通軟鐵素體的可能性很高。另一方面，當(dāng)軋制溫度超過(guò)Ae3+100°C時(shí)，存在冷卻后需要再加熱的問(wèn)題。冷卻(二次)以0. 5 1. 5°C /s冷卻至600°C或更低。冷卻速率是指可以非常有效地生成退化珠光體并通過(guò)添加Mn而防止C擴(kuò)散的冷卻速率。當(dāng)冷卻速率低于0. 5°C /s時(shí)，因?yàn)槔鋮s速率太低，不能生成層狀或退化珠光體，而是生成球狀滲碳體，以致于其強(qiáng)度急劇降低。在這種情況下，因?yàn)轫g性變得非常高，故其可以有效地應(yīng)用于其它產(chǎn)品，但是不是本發(fā)明所想要的。然而，當(dāng)冷卻速率超過(guò)1. 5°C /s時(shí)， 由于添加Mn所造成的可淬性改進(jìn)而使鐵素體/珠光體轉(zhuǎn)變延遲，可出現(xiàn)一種低溫結(jié)構(gòu)如馬氏體/貝氏體。在冷卻(二次)之后，拉制線材可以通過(guò)普通冷拉來(lái)制備。在下文中，參照以下實(shí)施例詳細(xì)描述本發(fā)明。
實(shí)施例軋鋼由下表1中所述的1-9號(hào)鋼按照下表2中所述的制造條件來(lái)制備。1-3號(hào)鋼、 8和9號(hào)鋼不滿足依照本發(fā)明控制的組分及組成范圍。4-7號(hào)鋼滿足依照本發(fā)明控制的組分及組成范圍。另外，表1中示出每種型號(hào)鋼的Ae3CC )，并測(cè)量依照制備條件所生產(chǎn)的軋鋼的拉伸強(qiáng)度和V-沖擊韌性，然后在下表2中示出。并且，發(fā)明實(shí)施例1、對(duì)比實(shí)施例1和對(duì)比實(shí)施例7的微觀結(jié)構(gòu)的SEM照片在附圖中示出。表 權(quán)利要求
1.一種具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼，其含有C :0. 15% 0.30%，Si :0. 0. 2%，Mn :1. 8% 3. 0%，P :0. 035%或更少，S :0. 040%或更少，余量的鐵和其它不可避免的雜質(zhì)，以上均按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)，其中非熱處理軋鋼的微觀結(jié)構(gòu)是由珠光體和鐵素體組成。
2.權(quán)利要求1的具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼，其中軋鋼的微觀結(jié)構(gòu)是由40% 60% 的珠光體和余量的鐵素體組成。
3.權(quán)利要求1的具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼，其中所述珠光體包括厚度為150nm或更小的滲碳體。
4.權(quán)利要求1的具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼，其中所述珠光體中包括的滲碳體的寬厚比為30 1或更小。
5.權(quán)利要求1的具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼，其中所述珠光體中包括的滲碳體具有非連續(xù)形式。
6.權(quán)利要求1的具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼，其中所述珠光體為退化珠光體。
7.權(quán)利要求1的具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼，其中所述軋鋼的拉伸強(qiáng)度為650MI^ 750MPa并且面縮率(RA)為60% 70%。
8.—種通過(guò)冷拉權(quán)利要求1-7中任一項(xiàng)的軋鋼而制得的具有優(yōu)異韌性的非熱處理拉制線材，其中所述拉制線材的拉伸強(qiáng)度為800MPa 900MPa。
9.一種制備具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼的方法，其包括加熱鋼坯至Ae3+150 °C Ae3+250 °C的范圍，該鋼坯包含C :0. 15 % 0. 30 %，Si 0. 0. 2%, Mn 1. 8%~ 3. 0%, P :0. 035%或更少，S :0. 040%或更少，余量的鐵和其它不可避免的雜質(zhì)，以上均按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)；將經(jīng)加熱的鋼坯初次冷卻至Ae3+50°C Ae3+100°C的范圍；通過(guò)在Ae3+50°C Ae3+100°C軋制經(jīng)冷卻的鋼坯而制備軋鋼；以及將該軋鋼二次冷卻至600°C或更低。
10.權(quán)利要求9的制備具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼的方法，其中在加熱步驟中鋼坯加熱進(jìn)行30分鐘至一個(gè)半小時(shí)。
11.權(quán)利要求9的制備具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼的方法，其中初次冷卻步驟中的冷卻速率在5 15°C /s范圍內(nèi)。
12.權(quán)利要求9的制備具有優(yōu)異韌性的非熱處理軋鋼的方法，其中二次冷卻步驟中的冷卻速率在0.5 1.5°C/s范圍內(nèi)。
13.一種制備具有優(yōu)異韌性的非熱處理拉制線材的方法，其包括冷拉權(quán)利要求9-12 中任一項(xiàng)的軋鋼。
全文摘要
提供了一種具有優(yōu)異韌性的軋鋼和通過(guò)拉制該軋鋼制得的拉制線材以及二者的制備方法，其中即使省去加熱步驟，鋼的韌性也可通過(guò)控制組分中Mn的含量以及冷卻條件并阻止C擴(kuò)散以獲得軋鋼內(nèi)部結(jié)構(gòu)中的退化珠光體結(jié)構(gòu)而提高。本發(fā)明的軋鋼包括C0.15％～0.30％，Si0.1％～0.2％，Mn1.8％～3.0％，P0.035％或更少，S0.040％或更少，余量的鐵和其它不可避免的雜質(zhì)，以上均按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)，其中軋鋼的微觀結(jié)構(gòu)是由鐵素體和含有厚度為150nm或更小的滲碳體的珠光體組成。
文檔編號(hào)C21D8/06GK102471851SQ201080034847
公開(kāi)日2012年5月23日 申請(qǐng)日期2010年8月4日 優(yōu)先權(quán)日2009年8月4日
發(fā)明者H-N·金, 樸龍植, 李侑煥, 李相潤(rùn), 金東炫 申請(qǐng)人:Posco公司