延展性和冲击韧性优异的珠光体钢材及其制造方法与流程

本发明涉及一种延展性和冲击韧性优异的钢材及其制造方法。

背景技术：

确保钢强度的最基本的方法是增加碳(c)含量。一般可通过添加0.8重量％以上的c来获得1000mpa以上的拉伸强度。

另一方面，当通过常规轧制方法制造具有如上所述的c范围的钢时，其微细组织的80％以上由珠光体(pearlite)形成，珠光体为由c固溶度非常低的延展性优异的铁素体(ferrite)和强度及硬度非常高的碳化铁(ironcarbide)系的渗碳体(cementite)以片层结构(lamellarstructure)组成的一种复合组织，通过物理性质相异的两个组织的相辅关系决定珠光体的全部物理性质。

另一方面，利用珠光体组织的钢材被加工并作为压力容器、铁路轨道、桥梁钢索等需要钢铁的全部工业中的产品的材料来使用。其中，大部分情况下最终产品中珠光体的分数为50％以上，因此珠光体对材料的物理性质起到非常重要的影响。

如上所述，基体组织为珠光体时，作为提高整个材料的物理性质的方法，利用添加mn、si、cr等其他元素或者改变材料的轧制条件、热处理方法来1)控制形成于原奥氏体(prioraustenite)晶界的先共析铁素体(proeutectoidferrite)或者先共析渗碳体的分数；或2)调整珠光体的片层间距(lamellarspacing)或者珠光体的渗碳体厚度等的方法。

另一方面，由于珠光体组织是铁素体和渗碳体的复合组织，因此材料断裂时应力集中在两个组织的境界，从而具有珠光体内部的断裂路径沿着铁素体和渗碳体的境界面扩展的问题，而且上面提到的1)、2)的方法也存在这样的问题。

技术实现要素：

(一)要解决的技术问题

本发明的一方面的目的在于提供一种延展性和冲击韧性优异的钢材及其制造方法。

另一方面，本发明的技术问题并不限定于上述内容。本发明的技术问题可以从本说明书的全部内容理解，对于本发明所属技术领域的技术人员来说，理解本发明的附加的技术问题不会有任何困难。

(二)技术方案

本发明的一方面涉及一种延展性和冲击韧性优异的珠光体钢材，所述钢材，以重量％计，包含：c：0.85％以上、si：0.45％以上、cr：0.55％以上、mn：0.15～1.1％、余量fe以及其他不可避免的杂质，并且满足10c+2si+cr≤17.8，

微细组织中以面积分数计珠光体为80％以上，

所述珠光体中包含具有阶梯结构的渗碳体的团的面积为总的团(colony)的20％以上。

并且，本发明的另一方面涉及一种延展性和冲击韧性优异的珠光体钢材的制造方法，包括以下步骤：对钢坯进行加热，所述钢坯，以重量％计，包含：c：0.85％以上、si：0.45％以上、cr：0.55％以上、mn：0.15～1.1％、余量fe以及其他不可避免的杂质，并且满足10c+2si+cr≤17.8；

轧制加热的所述钢坯而获得轧材；

将所述轧材以8℃/s以上的冷却速度快速冷却至650～750℃的快速冷却终止温度，然后以5℃/s以下的冷却速度进行冷却；以及

将冷却的所述轧材在600～400℃的温度范围内保持3分钟以上。

其中，所述关系式中c，si以及cr表示用重量％表示的各元素的含量的值。

此外，所述技术问题的解决方法并没有列举本发明的全部特征。本发明的各种特征和基于其的优点和效果，可参照下面的具体实施方式更详细地理解。

(三)有益效果

根据本发明的钢材，在断裂时由于在作为基体组织的珠光体内部形成的裂纹沿着伴随渗碳体层的分节的路径扩展，因此具有延展性和韧性优异的效果。

附图说明

图1是表示珠光体内渗碳体的阶梯结构的示意图。

图2是拍摄发明例1的具有阶梯结构的珠光体内的渗碳体的照片。

图3是拍摄发明例2的具有阶梯结构的珠光体内的渗碳体和先共析渗碳体的照片。

图4是拍摄发明例3的珠光体内的渗碳体中发生的裂纹的照片。

图5是拍摄比较例1的不具有阶梯结构的珠光体内的渗碳体的照片。

具体实施方式

下面，对本发明的优选实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式能够变形为其他多种形式，本发明的范围并不限定于下面说明的实施方式。并且，本发明的实施方式是为了向本领域的技术人员更完整地说明本发明而提供的。

本发明人认识到，将珠光体作为基体组织使用的钢材具有在珠光体内部裂纹(crack)沿着铁素体和渗碳体的境界面形成的问题。这说明复合组织的优点在断裂活动方面完全没起作用，因此本发明人为解决上述问题而进行了深入的研究。

结果发现，通过控制微细组织的结构，在断裂时可以使作为基体组织的珠光体内部所形成的裂纹沿着伴随渗碳体层的分节的路径扩展，从而能够提高延展性和韧性，并由此完成了本发明。

下面，对本发明的一个实施例的延展性和冲击韧性优异的钢材进行详细说明。

本发明的一方面的延展性和冲击韧性优异的珠光体钢材，其特征在于，以重量％计，包含：c：0.85％以上、si：0.45％以上、cr：0.55％以上、mn：0.15～1.1％、余量fe以及其他不可避免的杂质，并且满足10c+2si+cr≤17.8，微细组织中珠光体为80面积％以上，所述珠光体中包含具有阶梯结构的渗碳体的团(colony)的面积为总的团的20％以上。

首先，对本发明的一方面的延展性和冲击韧性优异的珠光体钢材的合金组成进行详细说明。下面，各元素含量的单位是重量％。

c：0.85％以上、si：0.45％以上、cr：0.55％以上以及10c+2si+cr≤17.8

c是形成珠光体的主要元素，是对珠光体组织的微细化和增加加工硬化率有效的元素。

众所周知，si通过珠光体固溶强化和珠光体组织微细化来增加强度，在渗碳体内固溶度非常低，且减小c的活跃度，从而阻碍渗碳体的生长。

cr具有将珠光体组织微细化的效果，是珠光体稳定化元素，因此具有增加共析相变起始温度且添加cr时珠光体形成相变温度提高的效果。并且，虽然cr是渗碳体的固溶度比较高的元素，但是在渗碳体形成温度下，相比其他置换型元素扩散速度慢，因此具有阻碍珠光体生长的效果。

为了在本发明的钢材的珠光体内形成具有在裂纹传播时有利于分节的阶梯结构的渗碳体，需要考虑影响珠光体内渗碳体生长的各元素之间的相互作用，应满足c：0.85％以上、si：0.45％以上及cr：0.55％以上。更优选地，可以是c：0.9％以上、si：0.5％以上及cr：0.6％以上。

但是，c、si、cr均具有提高强度的效果，随着强度的增加基于渗碳体分节的延展性和韧性的改善效果降低，因此，优选地，所述元素的上限限定为满足10c+2si+cr≤17.8的范围。

只需满足10c+2si+cr≤17.8即可，因此无需特别限定c、si、cr的每一个上限，但是c的上限可以为1.6％，si的上限可以为2.0％，cr的上限可以为2.0％。

mn：0.15～1.1％

mn具有将珠光体组织微细化且提高用于形成稳定的珠光体组织的淬透性的效果。

当mn含量小于0.15％时，珠光体内的渗碳体难以形成为稳定的阶梯结构。但是，当mn含量超过1.1％时，会助长钢材的偏析且引发低温组织。因此，mn的含量优选为0.15～1.1％，更优选为0.2～1.0％。

本发明的其余的成分是铁(fe)。只是，杂质有可能在一般的制造过程中不可避免地从原料或者周围环境无意地被混入进去，因此无法排除。对于一般制造过程中的技术人员来说是能够知晓所述杂质，因此在本说明书中没有特别地提及其全部内容。

下面，对本发明的一方面的延展性和冲击韧性优异的珠光体钢材的微细组织进行详细说明。

本发明的一方面的延展性和冲击韧性优异的珠光体钢材的微细组织中珠光体的面积分数为80％以上，并且所述珠光体中包含具有阶梯结构的渗碳体的团(colony)的面积为总的团的20％以上。

当珠光体的面积分数小于80％或者包含具有阶梯结构的渗碳体的团(colony)的面积小于总的团的20％时，延展性或者冲击韧性会劣化。

具有阶梯结构的渗碳体

参照图1即表示珠光体内渗碳体的阶梯结构的示意图进行说明，阶梯结构的渗碳体中沿渗碳体的长度方向形成有阶梯形状。阶梯结构的渗碳体具有阶梯的宽度w、阶梯的高度h及以垂直于宽度方向和高度方向的方向定义的边角i。并且，从边角i向渗碳体的长度方向k的面画垂直线时，可将所述垂直线的长度定义为渗碳体的厚度t。所述阶梯结构也可以通过表示发明例1的微细组织的照片的图2进行确认。

阶梯结构中以阶梯的边角部分为中心容易引发应力集中，因此相比一般的板状结构具有渗碳体的厚度方向的分节相对容易的特性。即，渗碳体的阶梯结构具有生成伴随珠光体的分节的裂纹路径的效果。

裂纹伴随渗碳体的分节扩展的情况与沿铁素体/渗碳体的晶界扩展的情况相比，单位长度所需要的裂纹传播能量变大，因此，具有抑制裂纹传播的效果，从而提高材料的韧性和延展性。

本发明钢材的微细组织中珠光体的面积分数为80％以上，并且珠光体中渗碳体为阶梯结构的珠光体的团(colony)的面积为总的团的20％以上，因此，所述阶梯结构的渗碳体生成伴随珠光体的分节的裂纹路径，从而能够提高延展性和冲击韧性。

具有阶梯结构的渗碳体的(阶梯宽度)/(阶梯厚度)的平均值为3.5以下

具有阶梯结构的渗碳体的(阶梯宽度w)/(阶梯厚度t)的平均值对形成伴随渗碳体的分节的裂纹产生影响。当所述值超过3.5时，基于渗碳体的分节的裂纹扩展延迟效果不大，因此延展性和韧性的提升效果不明显。其中，阶梯的宽度和厚度是采用同一单位进行测定的值。

裂纹路径

对于本发明的钢材，当观察拉伸试片的包括拉伸轴的断面时，由珠光体内部形成的裂纹的总长度l、裂纹路径内分节的渗碳体层的数量n及片层间距λp定义的的值可以是1以上1.5以下。其中，l和λp是采用统一单位进行测定的值。

当珠光体内部形成具有所述阶梯结构的渗碳体而引发渗碳体的分节的同时裂纹扩展时，由珠光体内部形成的裂纹的总长度l、裂纹路径内分节的渗碳体层的数量n及片层间距λp定义的的值小于1.5时，具有提高延展性和韧性的效果

另一方面，裂纹越向与珠光体片层间距平行的方向(渗碳体厚度方向)扩展，所述值的下限越接近于1，因此，其下限优选为1。

具有阶梯结构的渗碳体的边角方向与具有阶梯结构的先共析渗碳体的边角方向的角度差为10°以上

本发明的钢材的微细组织进一步包括具有阶梯结构的先共析渗碳体，具有所述阶梯结构的边角方向与具有所述阶梯结构的先共析渗碳体的边角方向的角度差可以是10°以上。

当裂纹在由阶梯结构的渗碳体组成的珠光体内部扩展时，仍与具有阶梯结构的晶界先共析渗碳体相遇，此时，当两个渗碳体的阶梯边角的方向的角度差大于10°时，由于阻碍裂纹的扩展，因此提高延展性和韧性。其值小于10°时，阻碍裂纹扩展的作用弱，因此延展性和韧性提高的效果不明显。

满足上述合金组成和微细组织的本发明的钢材的总延伸率为6％以上、常温(25℃)冲击特性为20j/cm²以上，从而能够确保优异的延展性和冲击韧性。

下面，对本发明的另一方面的延展性和冲击韧性优异的珠光体钢材的制造方法进行说明。

本发明的另一方面的延展性和冲击韧性优异的珠光体钢材的制造方法，包括以下步骤：对钢坯进行加热，所述钢坯，以重量％计，包含：c：0.85％以上、si：0.45％以上、cr：0.55％以上、mn：0.15～1.1％、余量fe以及其他不可避免的杂质，并且满足10c+2si+cr≤17.8；

轧制加热的所述钢坯而获得轧材；

将所述轧材以8℃/s以上的冷却速度快速冷却至650～750℃的快速冷却终止温度，然后以5℃/s以下的冷却速度进行冷却；以及

将冷却的所述轧材在600～400℃的温度范围内保持3分钟以上。

钢坯加热和轧制步骤

加热满足上述合金组成的钢坯，并轧制加热的钢坯以获得轧材。

此时，所述钢坯的加热和轧制可通过通常的热轧钢板或者线材的制造方法制造，因此不做特别限定。但是，作为优选的一例，所述钢坯的加热温度为1000～1250℃，所述轧制的温度可以为900～1000℃。

并且，所述钢坯可以是板坯或者方坯，所述轧材可以是热轧钢板或者线材。

冷却步骤

将所述轧材以8℃/s以上的冷却速度快速冷却至650～750℃的快速冷却终止温度，然后以5℃/s以下的冷却速度进行冷却。将冷却的所述轧材在600～400℃的温度范围内保持3分钟以上。

所述快速冷却是为了抑制先共析渗碳体的形成而整体上将珠光体分数保持在80％以上，防止cr、si等元素集中在先共析渗碳体内部或者其境界面，从而确保在珠光体内部形成阶梯结构的渗碳体所需的c、cr、si、mn等元素的含量。

快速冷却后以5℃/s以下的冷却速度进行冷却是为了抑制低温组织的形成，在珠光体内部使初期的渗碳体形成为稳定的阶梯结构。

此时，所述轧材可以是轧制之后的轧材或者冷却至常温后重新加热至900℃以上的轧材。因为冷却后重新加热时，也能通过冷却步骤及保持步骤得到相同的效果。

保持步骤

将冷却的所述轧材在600～400℃的温度范围内保持3分钟以上。保持3分钟后，可空冷至常温。

当保持温度低于400℃时，可能会生成低温组织，当保持温度高于600℃时，强度会变得很差。并且，当保持时间小于3分钟时，难以确保珠光体分数。

下面，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，需留意的是，下面的实施例仅仅是为了更详细地说明本发明而例示的，其并不限定本发明的权利范围。因为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。

(实施例)

将满足以下表1中记载的成分系的钢坯进行加热至1050℃，然后在1000～900℃温度范围内进行轧制而获得轧材。将所述轧材轧制之后或者冷却至常温重新加热至900℃，然后利用以下表1中记载的冷却条件制造了钢材。其中，快速冷却终止温度统一为700℃。

对通过上述方法制造的钢材进行组织观察，测定珠光体面积分数、在珠光体中包含阶梯结构的渗碳体的团(colony)的面积、具有阶梯结构的渗碳体的(阶梯宽度)/(阶梯厚度)的平均值、的值、具有阶梯结构的渗碳体的边角方向与具有所述阶梯结构的先共析渗碳体的边角方向的角度差、拉伸试验的总延伸率以及常温(25℃)冲击韧性，并将其结果在以下表2中表示。

其中，中l、n及λp是观察拉伸试片的包括拉伸轴的断面时，在珠光体内部形成的裂纹的总长度l、裂纹路径内分节的渗碳体层的数量n及片层间距λp。

使用高倍率电子显微镜(fe-sem)在40,000倍以上的倍率下观察渗碳体的阶梯结构，并表示了具有阶梯结构的团的面积分数。

并且，采用常温拉伸试验方法测定了总延伸率，在v-notch试片条件下测定了常温冲击韧性。

【表1】

【表2】

比较例1中，mn含量以重量％计未达到0.15％，珠光体内没有形成渗碳体的阶梯结构，因此延伸率和冲击特性差而没有改善物理性质。

比较例2中，cr含量以重量％计未达到0.55％，珠光体内没有形成渗碳体的阶梯结构，因此延伸率和冲击特性差而没有改善物理性质。

比较例3中，si含量以重量％计未达到0.45％，珠光体内没有形成渗碳体的阶梯结构，因此延伸率和冲击特性差而没有改善物理性质。

比较例4中，c含量以重量％计未达到0.85％，珠光体内没有形成渗碳体的阶梯结构，因此延伸率和冲击特性差而没有改善物理性质。

因发明例1～7满足本发明的合金组成和制造条件，从而能够确认总延伸率和常温冲击特性优异。

并且，能够确认，轧制轧材之后或者冷却至常温并重新加热至900℃后进行冷却步骤和保持步骤也具有同样的效果。

比较例5～7中，10c+2si+cr的值超过17.8，因钢的强度过高，虽然珠光体内的渗碳体形成为阶梯结构，但是对延伸率和常温冲击特性的改善没有效果。

比较例8中，在钢的制造过程中快速冷却区间的冷却速度低于8℃/s，因此没有生成稳定的阶梯结构，部分生成的阶梯结构中渗碳体阶梯的宽度和渗碳体厚度的平均值超过3.5，l/(n×λp)的值超过1.5，对延伸率和常温冲击特性的改善没有效果。

比较例9中，快速冷却后冷却速度超过5℃/s，因此没有生成稳定的阶梯结构，部分生成的阶梯结构中渗碳体阶梯的宽度和渗碳体厚度的平均值超过3.5，l/(n×λp)的值超过1.5，对延伸率和常温冲击特性的改善没有效果。

比较例10中，在钢的制造过程中600℃-400℃区间的保持时间不足3分钟，因此没有生成稳定的阶梯结构，部分生成的阶梯结构中渗碳体阶梯的宽度和渗碳体厚度的平均值超过3.5，l/(n×λp)的值超过1.5，对延伸率和常温冲击特性的改善没有效果。

以上，参照实施例对本发明进行了说明，但是本领域的技术人员可以理解，在不超出权利要求书中记载的本发明的技术思想和技术领域的范围内，可对本发明进行多种修改和变更。