專利名稱：高韌性冷拉非熱處理盤條及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及用于機(jī)械結(jié)構(gòu)連接、車輛部件等的盤條，并且更具體而言，涉及具有優(yōu)異的韌性的非熱處理的盤條及其制造方法，其中所述盤條即使在省略加熱操作的情況下，可以通過冷拉工藝確保其強(qiáng)度。
背景技術(shù)：
用作機(jī)械結(jié)構(gòu)和車輛的部件的大部分結(jié)構(gòu)鋼為在熱加工后通過再加熱、淬火和回火而提高強(qiáng)度和韌性而獲得的調(diào)質(zhì)鋼。與此相反，非熱處理的鋼是在熱加工后不經(jīng)受熱處理的鋼，但具有與經(jīng)受熱處理的鋼(熱處理鋼)相似的韌性和強(qiáng)度。非熱處理的鋼也被稱為“微合金化鋼”，這是因為材料性質(zhì)是通過加入很少量的合金化元素而獲得的。一般來說，典型的盤條產(chǎn)品通過以下操作而制成最終產(chǎn)品:熱軋一冷拉一球化熱處理一冷拉一冷鍛一淬火和回火，而非熱處理鋼通過以下操作制得:熱軋一冷拉一冷鍛一
女口
廣叩ο如上所述，非熱處理鋼是經(jīng)濟(jì)型產(chǎn)品，其可以不經(jīng)熱處理而制得，并且同時不經(jīng)過最后的淬火和回火工藝。因此，非熱處理鋼已被應(yīng)用到許多產(chǎn)品中，這是由于通過不產(chǎn)生加熱撓度(即，在加熱過程中造成的缺陷)而導(dǎo)致保持線性。然而，由于省略了熱處理工藝并且連續(xù)施加冷加工，當(dāng)工藝進(jìn)行時，產(chǎn)品強(qiáng)度進(jìn)一步提高，同時延展性不斷下降。為 了解決這些缺點，公開了以下的技術(shù)。日本專利特許公開第1995-054040號公開了一種通過以下步驟而提供具有750-950MPa張力的非熱處理鋼盤條的方法:熱軋合金鋼，該合金鋼的組成為C:0.1 0.2%, Si:0.05-0.5%,Mn:1.0-2.0%,Cr:0.05 0.3%,Mo:0.1% 以下，V:0.05 0.2%以下，Nb:0.005-0.03%，余量為Fe，以上按重量百分?jǐn)?shù)計；在冷卻操作中在60秒內(nèi)將合金鋼冷卻至在800-600°C之間；并在450-600°C下加熱，或在將合金鋼在600_450°C之間的溫度下保持至少20分鐘之后將其冷卻；并且然后冷加工。然而，該產(chǎn)品通過已知為受控軋制的方法熱軋，在上述方法中添加了相對昂貴的組分，如鉻(Cr)、鑰(Mo)、釩(V)等，使得其在實際使用時是不經(jīng)濟(jì)的。此外，日本專利特許公開第1998-008209號涉及在熱加工后具有優(yōu)異的強(qiáng)度和優(yōu)異的冷成形性的非熱處理鋼及其制備方法，涉及通過使用非熱處理鋼而制備鍛造元件的方法，并且還涉及具有優(yōu)異的冷成形性的非熱處理鋼，其中鐵素體相的體積為至少40%，硬度為90HRB或以下，用于含有可控含量的碳(C)、硅(Si)、錳(Mn)、Cr、V、磷(P)、氧(O)、硫(S)、碲(Te)、鉛(Pb)、鉍(Bi)和鈣(Ca)的鋼。具體而言，該文獻(xiàn)涉及以120°C /分鐘或以下的冷卻速率連續(xù)冷卻至Al點溫度或更低的溫度，之后立即在精加工溫度期間在800-950°C下熱車L，涉及在800-950°C下加熱至少10分鐘之后在空氣中冷卻熱軋鋼材料的方法，并且涉及制備硬度為20-35HRB的結(jié)構(gòu)組件的方法，該方法通過冷加工或在600°C以下的溫度下熱加工；制備預(yù)成形件；在1000-125(TC下熱鍛預(yù)成形件之后空氣冷卻。然而，該技術(shù)局限于含有不常用元素的特定鋼，且不適用于冷鍛。
此外，日本專利特許公開第2006-118014號提供了一種適用作螺栓等的表面滲碳鋼的制備方法，該方法抑制了熱處理后的晶粒粗化，即使冷成形性是優(yōu)異的并且進(jìn)行擴(kuò)展線的高速率的切削加工。如上文所述的方法使用的鋼材組成為C:0.1 0.25%，硅:0.5%或以下，Mn:0.3 1.0 %，P:0.03% 或以下，S:0.03% 或以下，Cr:0.3-1.5 %，鋁(Al):0.02-0.1%, N:0.005-0.02%，余量為鐵(Fe)和其他不可避免的雜質(zhì)，以上按重量百分?jǐn)?shù)計；具有優(yōu)良韌性的非熱處理盤條的制備方法為在700 850°C下進(jìn)行熱精軋或熱精鍛，然后以0.5°C /秒或以下的冷卻速度冷卻至最高達(dá)600°C，并且通過冷卻至室溫抑制擴(kuò)展線的切削速率至20%以下。如上文所述的技術(shù)公開了使用少量Mn，以及Cr和Al。

發(fā)明內(nèi)容
技術(shù)問題本發(fā)明的一個方面提供了一種高韌性的冷拉非熱處理盤條及其制備方法，該盤條可以通過冷拉控制拉伸強(qiáng)度，并具有優(yōu)良的韌性。技術(shù)方案根據(jù)本發(fā)明的一個方面，提供了一種高韌性的冷拉非熱處理盤條，包括碳(C):0.2 0.3%，硅(Si):。.I 0 .2%，錳(Mn):2.5-4.0%，磷(P):0.035%或以下(不包括 O),硫(S):0.04%或以下(不包括0)，余量為鐵(Fe)和其他不可避免的雜質(zhì)，以上按重量百分?jǐn)?shù)計。根據(jù)本發(fā)明的另一個方面，提供了一種制造高韌性的冷拉非熱處理盤條的方法，包括在Ae3+150°C至Ae3+250°C的溫度范圍內(nèi)加熱鋼坯，該鋼坯包括C:0.2 0.3 %，S1:
0.1 0.2% Jl:2.5-4.0%,P:0.035%或以下(不包括0)，S:0.04%或以下(不包括0)，余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)，以上按重量百分?jǐn)?shù)計；以5_15°C /s的冷卻速率冷卻經(jīng)加熱的鋼坯；在Ae3+50°C至Ae3+150°C的溫度范圍內(nèi)軋制冷卻后的鋼坯；將經(jīng)軋制的鋼冷卻至600°C或以下的溫度。有益效果本發(fā)明可以提供一種非熱處理的盤條，所述盤條即使省去加熱處理，也可以確保優(yōu)異的高韌性，并且更具體而言，可以僅通過冷拉控制拉伸強(qiáng)度，并能通過非熱處理的盤條有效地制造需要高度的韌性的車輛部件，例如拉桿、齒桿等。


圖1示出了在實施方案2中本發(fā)明的實施例3的微結(jié)構(gòu)；圖2示出了在實施例2中對比盤條6的微結(jié)構(gòu)；圖3是圖1圖片中的珠光體的放大圖；圖4是圖2圖片中的珠光體的放大圖；圖5是示出根據(jù)實施例2中的冷拉程度測量強(qiáng)度增加的曲線圖；圖6是示出根據(jù)實施例2中的冷拉程度測量沖擊韌性的曲線圖。最佳實施方式在下文中，將對本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。
本發(fā)明人認(rèn)為，與現(xiàn)有技術(shù)不同的是，在制造過程中可以通過增加Mn的量并且控制冷卻速率而產(chǎn)生碳擴(kuò)散抑制效應(yīng)，從而形成不同于現(xiàn)有珠光體的退化珠光體，并因此能夠提高韌性，特別是沖擊韌性，從而完成本發(fā)明。首先，對本發(fā)明的盤條的組成進(jìn)行詳細(xì)描述(下文中，以重量％計)。本發(fā)明的盤條的組成，其特征在于，即使沒有特別添加昂貴的元素，也可以獲得優(yōu)良的韌性。碳(C)的含量優(yōu)選在0.2-0.3%的范圍內(nèi)。C是影響盤條強(qiáng)度的元素，其加入量為0.2%或以上以獲得足夠的強(qiáng)度。然而，當(dāng)C的含量過量時，形成鐵素體和珠光體微結(jié)構(gòu)的趨勢也增大，從而獲得比所需強(qiáng)度更大的強(qiáng)度，從而降低韌性。因此，C的含量優(yōu)選限于0.3重量％以下。硅(Si)優(yōu)選在0.1-0.2%的范圍內(nèi)。為了解決在冷拉和鍛造過程中由于加工硬化急劇增加而導(dǎo)致的加工性劣化，Si含量應(yīng)優(yōu)選為0.2%或以下。當(dāng)Si的含量過低時，存在達(dá)不到熱軋鋼和成品所需的強(qiáng)度水平的問題。因此，Si的含量優(yōu)選限于不小于0.1%。錳(Mn)優(yōu)選在2.5-4.0%的范圍內(nèi)。Mn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。出于這個原因，Mn是一種有用的元素，其可以確保所需程度的強(qiáng)度而不劣化延展性。當(dāng)Mn含量超過4.0%時，由于Mn的偏析而不是固溶強(qiáng)化作用，延展性急劇下降。也就是說，當(dāng)Mn的含量過多時，在鋼固化以形成偏析區(qū)過程中按照偏析機(jī)理很容易出現(xiàn)宏觀偏析和微觀偏析，這是由于Mn相對于其它元素具有低的擴(kuò)散系數(shù)，并且所形成的偏析區(qū)是在芯部形成低溫結(jié)構(gòu)(芯部馬氏體(core martensite))的主要原因，從而使強(qiáng)度增加，但延展性降低。而且，當(dāng)Mn的含量低于2.5%時，由于Mn的偏析對偏析區(qū)影響不大，但是很難充分地確保在本發(fā)明中所需的退化珠光體，也很難確保優(yōu)異的冷拉性。磷(P)和硫(S)的存在量分別優(yōu)選不超過0.035% (不包括O)和不超過0.40% (不包括O)。由于P是通過偏析入 晶界而劣化韌性的主要原因，所以P的上限限制在0.035%。由于S是低熔點的元素且偏析入晶界而劣化韌性和形成硫化物，因而對耐延遲斷裂特性和應(yīng)力松弛具有有害的影響，S含量的上限優(yōu)選限制在0.040%。余量包括鐵(Fe)和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明的盤條無意于完全不含除上述元素之外的任何其他元素。在下文中，將詳細(xì)描述本發(fā)明盤條的微結(jié)構(gòu)。本發(fā)明的盤條包括具有不低于90%的面積分?jǐn)?shù)的珠光體、余量為鐵素體。珠光體為退化珠光體，其具有不超過IOOnm的厚度的滲碳體。退化珠光體的縱橫比不超過30:1(寬度:厚度)，該比例為滲碳體的平均縱橫比，并形成具有片層鐵素體與部分分離的滲碳體相連的片層結(jié)構(gòu)。在本發(fā)明中，由于隨著Mn含量的增加，C活性降低，可能形成一種非平衡的結(jié)構(gòu)(即，退化珠光體)。Mn偏析入在鐵素體和奧氏體之間的晶界，以抑制奧氏體的分解，使得由于曳力效應(yīng)(drag effect)而出現(xiàn)非平衡相。滲碳體的厚度被稱為層間距。在本發(fā)明中，當(dāng)層間距不超過IOOnm時，滲碳體變得不均勻，因此可以通過退化片層而形成退化珠光體。構(gòu)成退化珠光體的滲碳體的縱橫比是30:1或以下，因為滲碳體不形成均勻的層狀結(jié)構(gòu)，但能夠球化以形成退化片層。出于這個原因，當(dāng)將沖擊施加于分離的滲碳體時，沖擊能不從滲碳通過體，而從分離的滲碳體之間通過。因此，可以提高沖擊值。然而，當(dāng)縱橫比超過30:1時，滲碳體的片層是均勻的。因此，難以提高沖擊值。在下文中，將會更詳細(xì)地描述本發(fā)明的盤條的制造方法。滿足該組成的鋼坯被加熱。優(yōu)選在Ae3+150°C至Ae3+250°C的溫度范圍內(nèi)加熱鋼坯。例如，加熱優(yōu)選進(jìn)行30分鐘至一個半小時。通過在上述溫度范圍內(nèi)加熱鋼坯，可以維持奧氏體單相，可以防止奧氏體晶粒粗化，并可以有效地溶解剩余的偏析物、碳化物和內(nèi)含物。當(dāng)鋼坯的加熱溫度超過Ae3+250°C時，奧氏體晶粒大量粗化，以致于無法獲得具有高強(qiáng)度和優(yōu)良韌性的盤條，因為冷卻后所形成的最終微結(jié)構(gòu)具有很強(qiáng)的粗化趨勢。另一方面，當(dāng)鋼坯的加熱溫度低于Ae3+150°C時，力口熱效果可能無法實現(xiàn)。當(dāng)加熱時間短于30分鐘時，存在整體溫度不均勻的問題；當(dāng)加熱時間超過一個半小時，奧氏體晶粒粗化，生產(chǎn)率顯著下降。因此，優(yōu)選加熱時間不超過一個半小時。優(yōu)選以5_15°C /s的冷卻速率冷卻經(jīng)加熱的鋼還，在Ae3+50°C至Ae3+150°C的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行軋制。為了在熱軋前在冷卻操作中將微結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)化最小化，限制冷卻速率。當(dāng)熱軋前的冷卻速度低于5°C /s時，其生產(chǎn)率降低，并且需要額外的設(shè)備以保持空氣冷卻。此外，在長時間維持加熱的情況下，在完成熱軋后盤條的強(qiáng)度和韌性劣化。另一方面，當(dāng)冷卻速率超過150C /s時，由于在軋制前提高了鋼坯轉(zhuǎn)化的驅(qū)動力而增加了在軋制過程中形成新的微結(jié)構(gòu)的可能性，且會導(dǎo)致嚴(yán)重問題，其中軋制溫度應(yīng)被重置到一個較低的溫度。因此，冷卻速度優(yōu)選設(shè)定為15°C/s或以下。冷卻后在Ae3+50°C至Ae3+150°C的溫度范圍內(nèi)軋制抑制了微結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)，這是由于軋制過程中的轉(zhuǎn)化，使得不發(fā)生再 結(jié)晶且僅可以定徑軋制(sizing rolling)。當(dāng)軋制溫度低于Ae3+50°C時，很難獲得在本發(fā)明中預(yù)期的微結(jié)構(gòu)，因為軋制溫度接近動態(tài)再結(jié)晶溫度，并且獲得一般軟鐵素體的可能性非常高。另一方面，當(dāng)軋制溫度超過Ae3+150°C時，存在在冷卻后需要再加熱的問題。通過軋制制備的盤條優(yōu)選以0.01-0.250C /s的冷卻速率冷卻至600°C或以下。冷卻速率是指可以非常有效地制備退化珠光體并通過加入Mn而防止C擴(kuò)散的冷卻速率。當(dāng)冷卻速率低于0.0l0C /s時，由于冷卻速率過低，不能生成片層或退化珠光體，而是生成球狀滲碳體，使得其強(qiáng)度急劇降低。另一方面，當(dāng)冷卻速率超過0.250C /s時，由于大量的Mn而生成低溫結(jié)構(gòu)。由于Mn的添加提高了淬透性而使鐵素體/珠光體轉(zhuǎn)變延遲，從而生成低溫結(jié)構(gòu)，如馬氏體/貝氏體，不能期望獲得優(yōu)異的冷拉性、沖擊韌性及延展性。本發(fā)明盤條的拉伸強(qiáng)度為650MPa至750MPa，截面收縮率為60%至70%，在制造盤條和冷拉約95%之后拉伸強(qiáng)度為1300MPa至1500MPa，且V型卻貝(charpy)沖擊韌性為60J或以上。本發(fā)明最佳實施方式在下文中，本發(fā)明將參考以下實施例詳細(xì)描述。然而，本發(fā)明并不限于下列實施例。(實施例1)由滿足如表I中所述的組成的鋼坯按照表2所述的制造條件制造盤條。列出了在所制造的盤條中的拉伸強(qiáng)度和沖擊韌性，其測量結(jié)果示于表2。
表I

權(quán)利要求
1.高韌性的冷拉非熱處理盤條，包括碳(C):0.2 0.3%，硅(Si):0.1 0.2%，錳(Mn):2.5-4.0%，磷(Ρ):0.035%或以下(不包括0)，硫(S):0.04%或以下(不包括0)，余量為鐵(Fe)和其他不可避免的雜質(zhì)，以上按重量百分?jǐn)?shù)計。
2.權(quán)利要求1的高韌性的冷拉非熱處理盤條,其中盤條的微結(jié)構(gòu)包括退化珠光體。
3.權(quán)利要求2的高韌性的冷拉非熱處理盤條，其中退化珠光體的面積分?jǐn)?shù)不少于90%，余量為鐵素體。
4.權(quán)利要求2的高韌性的冷拉非熱處理盤條，其中退化珠光體包括厚度不超過IOOnm的滲碳體。
5.權(quán)利要求2的高韌性的冷拉非熱處理盤條，其中退化珠光體包括縱橫比(寬度:厚度)為30:1或以下的滲碳體。
6.權(quán)利要求1的高韌性的冷拉非熱處理盤條，其中盤條的拉伸強(qiáng)度范圍為650Mpa至750Mpa。
7.權(quán)利要求1的高韌性的冷拉非熱處理盤條，其中在橫截面收縮率為90%的冷拉之后盤條的拉伸強(qiáng)度范圍為1300Mpa至1500Mpa且V型沖擊韌性為60J或以上。
8.制造高韌性的冷拉非熱處理盤條的方法，包括: 在Ae3+150°C至Ae3+250°C的溫度范圍內(nèi)加熱鋼坯，該鋼坯包括C:0.2 0.3%, Si:0.1 0.2%，錳:2.5-4.0%,P:0.035%或以下(不包括0)，S:0.04%或以下(不包括0)，余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)，以上按重量百分?jǐn)?shù)計； 以5-15°C /s的冷卻速率冷卻經(jīng)加熱的鋼坯； 在Ae3+50°C至Ae3+150°C的溫度范圍內(nèi)軋制冷卻后的鋼坯；將經(jīng)軋制的鋼冷卻至600°C或以下的溫度。
9.權(quán)利要求8的方法，其中加熱進(jìn)行30分鐘至一個半小時。
全文摘要
本發(fā)明涉及用于機(jī)械結(jié)構(gòu)連接、車輛部件等的盤條，并且更具體而言，涉及具有不進(jìn)行熱處理而具有優(yōu)異韌性的盤條，并且其強(qiáng)度通過冷拉工藝確保。為此，提供了高韌性冷拉非熱處理盤條及其制造方法，其中盤條包括0.2～0.3％的C、0.1～0.2％的Si、2.5-4.0％的Mn、0.035％或以下(不包括0)的P、0.04％或以下(不包括0)的S，余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)。
文檔編號C21D8/06GK103210106SQ201180055180
公開日2013年7月17日 申請日期2011年11月21日 優(yōu)先權(quán)日2010年11月19日
發(fā)明者李侑煥, 金東炫 申請人:Posco公司