高硬度热轧钢制品和其制造方法
【专利说明】局硬度热$1钢制品和其制造方法
[0001] 发明背景
[0002] 高硬度是极大地改善耐磨和防弹钢的性能的材料性质。耐磨钢(也称为抗磨钢)用 于运±车辆的挖斗或伊斗的情况中，其中超高硬度意味着更长的车辆组件服务时间。高硬 度意味着布氏硬度(Brinell hardness)至少是450HBW并且尤其在500-650HBW范围内。
[0003] 钢制品的此类硬度是典型地因通过在炉中奥氏体化之后将具有高碳含量(0.30-0.50wt-%)的钢合金泽火硬化所产生的马氏体显微结构而获得。在此工艺中，首先将钢板 热社，从热社热量缓慢冷却至室溫，再加热至奥氏体化溫度，均衡并且最后泽火硬化(在下 文中为畑Q工艺）。因为实现所需硬度所需要的碳含量相对高，所W所得马氏体反应对钢造 成显著的内部残余应力。运是因为碳含量越高，晶格崎变程度越高。运意味着此类型的钢非 常脆并且甚至可能在泽火硬化期间破裂(泽火诱导型破裂）。为克服此与脆性有关的缺点， 典型地将儀合金化至此类泽火硬化钢中。在泽火硬化之后通常还需要回火步骤，然而其增 加加工功夫和代价。W此方式制备的钢的实例是参考文献CN102199737中所公开的耐磨钢 或一些商业耐磨钢。
[0004] 参考文献肝09-118950 A公开一种通过W上所提到的RHQ工艺制备具有中等水平 的碳(0.20至0.40wt % )的热社耐磨钢的方法，其包括板巧加热、热社、冷却、再加热至Ac3-1250°C范围内的溫度并且W不低于1.5°C/sec的冷却速率冷却，使得可获得马氏体显微结 构。
[0005] 然而，如通常所了解，所得马氏体的硬度仅仅由碳含量指示。运意味着为实现所需 硬度，需要钢中有一定量的碳，运继而引起泽火诱导型破裂和脆性的风险。此处的另一缺点 是碳对钢的可焊性具有最大削弱作用，正如由W下碳当量等式也可W看出的那样:CE = C+ (Si+Mn)/6+(化+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15,其中更低的CE意味着更佳的可焊性。举例来说，伊斗 是通过焊接来连接数件泽火硬化钢板而制造，泽火硬化钢材料的良好可焊性深受青睐。因 此，对在不损害硬度的情况下降低碳含量存在需要。
[0006] 另外，举例来说，一些运±车辆在低溫使用下操作并且其一些组件经历冲击负荷。 为此，在某些应用中，其初性，尤其低溫初性应处于令人满意的水平。尽管儀合金化相对昂 贵，但在某些应用中尤其在低溫下的初性会进一步改善，同时具有合理的合金化成本，从而 促进超高硬度热社钢在要求更高的应用中使用。在此方面，棚合金化是用于W低合金化成 本实现马氏体钢的可硬化性的常用作法。然而，棚合金需要使用铁，其可能对低溫初性有 害。
[0007] 另外，当车辆组件有时包括通过弯曲或翻边而形成的形状时，考虑到高硬度，钢的 可弯曲性应优选是优良的。
[000引另外，自然地，加工和合金化成本应保持尽可能低。
[0009] 参考文献US 2006/0137780 Al和US 2006/0162826 Al公开一种制造具有抗磨性 的热社钢板的替代方法，其是基于在高溫下形成的粗Ti或Zr碳化物。然而，Ti或Zr碳化物对 低溫初性有害。钢的极大硬度和存在脆化性Ti碳化物使得有必要在溫度降至Ms溫度W下之 前减慢冷却，使得不存在泽火诱导型破裂的风险。
[0010]此外，参考文献WO 03/083153 Al公开一种用于制备注射模制品的钢块。为用此钢 制造模制品，制备所述钢，诱注并且W已知方式热社或热锻并且切割W获得块状物。将块状 物任选在锻造或社制热量中奥氏体化，并且然后将其泽火。将钢块的化学组成针对高溫应 用而不是低溫应用进行最佳化。热机械控制加工(TMCP)结合直接泽火化Q)或间断式直接泽 火(IDQ)是制备在900M化至IlOOM化屈服强度范围内的低碳、低合金化超高强度结构钢的有 效方法。本发明将对TMCP-DQ/IDQ工艺的利用延伸至制备高硬度热社钢制品，诸如具有高性 能的带钢和板钢(450-600皿）。
[00川发明目标和描述
[0012] 本发明的目标是W降低的泽火诱导型破裂风险提供具有改善的可焊性(归因于降 低的碳含量)或者比包含相等或更高碳含量的典型耐磨钢硬度更高的高硬度热社钢制品， 诸如热社钢带或钢板制品；W及其制造方法。
[0013] 另一目的是提供优良的低溫初性，而不损害热社钢制品的高硬度。
[0014] 所述目标是通过根据权利要求1所述的制品和根据权利要求10所述的方法而获 得。所述附属权利要求确定本发明的进一步发展。
[0015] 用于制备高硬度热社钢制品的钢合金主要W中等水平的碳"0.25-0.45%)和高 水平的儀Ni(0.5-4.0%)为特征。正如随后更详细解释的那样，运两种合金化元素是最重要 的合金化元素，因为第一碳为目标高硬度提供基础，并且第二因为儀能够降低泽火诱导型 破裂的风险。换句话说，儀使得能够安全而又有效地制备此类型的高硬度热社钢制品。其他 合金化元素可视在给定范围内的实施方案而不同。
[0016] 另外，本发明是基于通过在即将直接泽火具有给定钢合金的热社钢材料之前进行 热社来修改奥氏体晶粒。奥氏体晶粒的热社继之W直接泽火提供沿社制方向伸长W使得纵 横比大于或等于1.2的钢制品的原始奥氏体晶粒结构。运和W上所提到的用于例如 CN102199737和JP 09-118950 A中的将钢再加热至奥氏体化溫度从而产生纵横比为约1.0 的等轴原始奥氏体晶粒结构的工艺大不相同。
[0017] 概括地说，根据本发明的热社钢制品具有至少450HBW的布氏硬度并且W重量百分 比计由W下化学组成构成：
[001 引 0:0.25-0.45%，
[0019] Si:0.01-1.5%，
[0020] Mn:超过0.35%并且等于或低于3.0%，
[0021] Ni:0.5-4.0%，
[0022] Al:0.01-1.2%，
[0023] Cr:低于 2.0%，
[0024] Mo:低于 1.0%，
[0025] Cu:低于 1.5%，
[0026] V:低于 0.5%，
[0027] Nb:低于 0.2%，
[002引 Ti:低于 0.2%，
[0029] B:低于 0.01 %，
[0030] Ca:低于 0.01 %，
[0031] 其余是铁、残余内容物W及不可避免的杂质，诸如N、P、S、〇W及稀±金属(REM),其 中
[0032] 钢制品的原始奥氏体晶粒结构沿社制方向伸长，使得纵横比大于或等于1.2。
[0033] 本说明书中所包括的若干深入实验表明高硬度热社钢制品的硬度倾向于越高，原 始奥氏体晶粒结构的纵横比越大。因此，纵横比优选大于1.3,更优选大于2.0。大于1.3或 2.0的纵横比可通过如随后所解释的两阶段热社步骤来实现。
[0034] 已发现，本发明提供降低碳含量而不损害硬度或者W相等或甚至或甚至更小碳含 量获得更高硬度的可能性。降低的碳本身可归因于更小晶格崎变程度而降低泽火诱导型破 裂的风险。另外，本发明提供改善的可焊性和与低溫初性有关的性质或者仅仅简单地提供 更高硬度。此外，本发明能够提供硬度、低溫初性W及可弯曲性的优良组合。
[0035] 下面更详细描述化学组成：
[0036] 碳C含量提供化学组成的基础并且视目标硬度而定WO. 25-0.45%的范围使用。如 果碳含量低于0.25%，那么难W实现在任何回火条件下超过450皿W或在泽火条件下超过 500HBW的布氏硬度。如果碳含量超过0.45%，那么可焊性将受损过多，并且直接泽火至低于 Ms的溫度可引起泽火诱导型破裂，并且/或者尽管儀合金化冲击初性也将受损。优选的是碳 含量超过或等于0.28%，因为运样可在泽火条件下获得550HBW的硬度。也优选的是碳含量 低于或等于0.40%或甚至低于或等于0.36%，W确保良好可焊性和冲击初性。另外，更低碳 含量降低泽火诱导型破裂的风险。
[0037] 娃Si含量是至少0 . Ol %，优选至少0.1 %，因为Si是归因于冶炼加工而包括于钢 中，并且Si通过增加可硬化性而增加强度和硬度。另外，其可稳定残余奥氏体。然而，高于 1.5%的娃含量未必增加 CE,由此削弱可焊性。此外，过高的Si含量可引起与表面质量有关 或在II型热社情况下的问题。因此，Si优选不超过1.0%，更优选不超过0.5%或甚至更少。
[0038] 儘Mn含量超过0.35 %并且优选是0.4 %或更多，因为Mn是用于增加可硬化性的有 利合金化元素，并且与提供可硬化性的其他合金化元素相比其对可焊性具有略微更小的影 响。如果Mn是0.35 %或更少，那么可硬化性在成本有效性上不令人满意。另一方面，超过 3.0%的合金化Mn未必增加 CE,由此削弱可焊性。由于相同原因，优选Mn不超过2.0%，更优 选不超过1.5% "Mn的含量取决于提供可硬化性的其他元素的含量，并且因此也可允许相对 高的含量。
[0039] 儀Ni是对根据本发明的钢来说重要的合金化元素，并且最初使用至少0.5% W避 免泽火诱导型破裂并且另外改善低溫初性。然而，高于4%的儀含量将使合金化成本增加过 多而没有显著技术改善。因此，儀含量低于4%，优选低于3.0 %，更优选低于2.5 %。优选地， 使用至少1.0%并且更优选至少1.5%的儀W改善低溫初性并且进一步避免泽火诱导型破 裂的风险。
[0040] 侣Al至少是用作去氧(杀伤)剂并且Al的含量在0.01-1.2%范围内。此外，Al可在 一些情况下增加强度/硬度，而且如果需要，那么使得在泽火之前或期间在显微结构中可形 成铁素体。另外，其可稳定残余奥氏