可以省略软化热处理的线材及其制造方法与流程

本公开涉及允许省略软化热处理的线材及其制造方法，并且更特别地，涉及可以应用于车辆、建筑组件等的机械结构用的线材及其制造方法。

背景技术：

通常，为了使材料软化来进行冷加工，可能需要在600℃至800℃的高温下的10小时至20小时或更长的冗长的热处理，并且已经开发了许多技术以缩短或省略该处理。

专利文献1可以为一项代表性技术。以上技术的目的是通过将铁素体晶粒尺寸控制为11或更大并控制珠光体组织中的3％至15％的硬的板状渗碳体相以具有分段形式(segmentedform)来细化晶粒，从而省略随后进行的软化热处理。然而，为了制造这样的材料，热轧之后的冷却中的冷却速率可能需要极低，为0.02℃/秒至0.3℃/秒。缓慢的冷却速率可能伴随着生产率的下降，并且单独的缓冷设施和缓冷场取决于环境可能是必要的。

(专利文献1)日本专利特许公开第2000-336456号

技术实现要素：

技术问题

本公开的一个方面在于提供能够省略车辆、建筑组件等的冷加工中所需的软化热处理的钢线材及其制造方法。

技术方案

根据本公开的一个方面，提供了允许省略软化热处理的线材。所述线材按重量％计包含：0.2％至0.45％的c、0.02％至0.4％的si、0.3％至1.5％的mn、0.3％至1.5％的cr、0.02％至0.05％的al、0.01％至0.5％的mo、0.01％或更少的n、以及余量的fe和不可避免的杂质，其中线材的显微组织按面积％计由40％或更多的基于平衡相的先共析铁素体、40％或更多的再生珠光体和贝氏体、以及20％或更少的马氏体组成，并且其中从线材的表面起的直径的2/5位置至3/5位置的区域中的珠光体的平均晶团尺寸为5μm或更小。

根据本公开的另一个方面，提供了制造允许省略软化热处理的线材的方法。所述方法包括：在950℃至1050℃范围内的温度下加热钢坯，所述钢坯按重量％计包含：0.2％至0.45％的c、0.02％至0.4％的si、0.3％至1.5％的mn、0.3％至1.5％的cr、0.02％至0.05％的al、0.01％至0.5％的mo、0.01％或更少的n、以及余量的fe和不可避免的杂质；在经加热的钢坯上进行两步热轧以获得线材；将线材卷取；以及以2℃/秒或更低的冷却速率将经卷取的线材冷却至600℃，然后以3℃/秒或更高的冷却速率对经冷却的线材进行冷却，其中进行两步热轧包括：在经加热的钢坯上进行中间精轧；和在不低于由以下关系表达式1表示的临界变形量的情况下在730℃至ae3的温度下进行精轧。

[关系表达式1]临界变形量＝-2.46ceq²+3.11ceq-0.39(ceq＝c+mn/6+cr/5，以及c、mn和cr为重量％)

有益效果

根据本公开的一个方面，可以提供允许省略车辆、建筑组件等的冷加工中所需的软化热处理的钢线材及其制造方法。

附图说明

图1是使用光学显微镜获得的比较例1中精热轧之前的显微组织的图像。

图2是使用光学显微镜获得的发明例1中精热轧之前的显微组织的图像。

图3是比较例1中轧制并冷却之后的显微组织的图像，其中(a)为使用光学显微镜获得的图像，以及(b)为使用扫描电子显微镜(sem)获得的图像。

图4是发明例1中轧制并冷却之后的显微组织的图像，其中(a)为使用光学显微镜获得的图像，以及(b)为使用sem获得的图像。

图5是使用sem获得的比较例1中球化热处理之后的显微组织的图像。

图6是使用sem获得的发明例1中球化热处理之后的显微组织的图像。

具体实施方式

在下文中，将描述根据本公开的一个实施方案的允许省略软化热处理的线材。首先，将描述本公开的合金组成。除非另有说明，否则下述合金组成的含量以重量％表示。

c：0.2％至0.45％

可以添加c以确保一定程度的强度。当碳的含量大于0.45％时，整个组织可能由珠光体形成，使得可能难以确保其中本公开目的的铁素体组织，并且淬透性可能过度增加使得很可能硬的低温转变组织可以以一定量形成。当含量小于0.2％时，基础材料的强度可能降低，使得在软化热处理和锻造过程之后进行的淬火和回火热处理之后可能难以确保足够的强度。因此，优选地，c含量的范围可以为0.2％至0.45％。c含量的下限可以详细地为0.22％，进一步详细地为0.24％，更进一步详细地为0.26％。c含量的上限可以更优选为0.43％，甚至更优选为0.41％，并且最优选为0.39％。

si：0.02％至0.4％

si可以是代表性的替代元素并且可以添加以确保一定程度的强度。当si的量小于0.02％时，可能难以确保钢的强度和足够的淬透性。当si的含量大于0.4％时，在软化热处理之后的锻造期间可冷锻性可能劣化。因此，si含量的范围可以详细地为0.02％至0.4％。si含量的下限可以详细地为0.022％，进一步详细地为0.024％，并且更进一步详细地为0.026％。si含量的上限可以详细地为0.038％，进一步详细地为0.036％，并且更进一步详细地为0.034％。

mn：0.3％至1.5％

mn可以在基体组织中形成替代型固溶体，并且可以使温度a1降低，使得珠光体的层间间距可以细化，并且可以增加铁素体组织中的亚晶粒。当mn的含量大于1.5％时，由于因mn偏析引起的组织不均匀性而可能出现有害效果。当钢凝固时，根据偏析机制可能发生宏观偏析和微观偏析，并且如与其他元素相比，mn由于相对低的扩散系数而可能促进偏析，并且由此引起的淬透性改善可能是在中间区域中形成低温组织例如马氏体的主要原因。当mn的含量小于0.3％时，在软化热处理和锻造过程之后进行的淬火和回火热处理之后，可能难以确保足够的淬透性来确保马氏体组织。因此，mn含量的范围可以详细地为0.3％至1.5％。mn含量的下限可以详细地为0.4％，进一步详细地为0.5％，并且更进一步详细地为0.6％。mn含量的上限可以详细地为1.4％，进一步详细地为1.3％，并且更进一步详细地为1.2％。

cr：0.3％至1.5％

与mn类似，cr可以主要用作用于提高钢的淬透性的元素。当cr的含量小于0.3％时，在软化热处理和锻造过程之后进行的淬火和回火热处理期间可能难以确保足够的淬透性来获得马氏体。当cr的含量大于1.5％时，可能促进中心偏析，使得很可能可以在线材中形成一定量的低温组织。因此，cr含量的范围可以为0.03％至1.5％。cr含量的下限可以详细地为0.4％，进一步详细地为0.5％，并且更进一步详细地为0.6％。cr含量的上限可以详细地为1.4％，进一步详细地为1.3％，并且更进一步详细地为1.2％。

al：0.02％至0.05％

al可以具有脱氧效果，并且可以使基于al的碳氮化物析出，使得可以抑制奥氏体晶粒生长并且可以确保先共析铁素体的分数接近于平衡相。当al的含量小于0.02％时，脱氧效果可能不足。当al的含量大于0.05％时，硬夹杂物例如al2o3等可能增加，并且特别地，在连铸期间由于夹杂物而可能发生喷嘴堵塞。因此，al含量的范围可以详细地为0.02％至0.05％。al含量的下限可以详细地为0.022％，进一步详细地为0.024％，并且更进一步详细地为0.026％。al含量的上限可以详细地为0.048％，进一步详细地为0.046％，并且更进一步详细地为0.044％。

mo：0.01％至0.5％

mo可以使基于mo的碳氮化物析出，使得抑制奥氏体晶粒生长，并且可以有助于形成先共析铁素体。此外，在软化热处理和锻造过程之后进行的淬火和回火热处理中的回火期间，mo可以形成mo2c析出物，使得可以有效地抑制强度降低(回火软化)。当mo的含量小于0.01％时，可能难以具有足够的抑制强度降低的效果。当mo的含量大于0.5％时，可能在线材中形成大量的低温组织，使得可能产生用于除去低温组织的另外的热处理成本。因此，mo含量的范围可以详细地为0.01％至0.5％。mo含量的下限可以详细地为0.012％，进一步详细地为0.013％，并且更进一步详细地为0.014％。mo含量的上限可以详细地为0.49％，进一步详细地为0.48％，并且更进一步详细地为0.47％。

n：0.01％或更少

n可以为杂质中的一者。当氮含量大于0.01％时，由于溶质氮不组合为析出物而使材料韧性和延性可能劣化。因此，n含量的范围可以详细地为0.01％或更少。n的含量可以详细地为0.019％或更少，进一步详细地为0.018％或更少，并且更进一步详细地为0.017％或更少。

本公开的余量可以为铁(fe)。然而，在一般制造过程中，不可避免的杂质可能不可避免地从原材料或周围环境中添加，并且因此，杂质可能无法排除。一般制造过程领域中的技术人员可以意识到杂质，并且因此，杂质的描述可以不在本公开中提供。

本公开的线材的显微组织按面积％计可以由40％或更多的基于平衡相的先共析铁素体、40％或更多的再生珠光体和贝氏体、以及20％或更少的马氏体组成。先共析铁素体是软相且对材料强度的降低有主要影响。当基于平衡相的先共析铁素体的分数小于40％时，随着相对大量的硬相形成，可能难以有效地确保球化热处理特性。期望的是，基于平衡相的先共析铁素体的分数可以为80％或更小。当先共析铁素体的分数大于平衡相的80％时，可能需要非常低的冷却速率，导致降低的生产率。先共析铁素体的平衡相可以是指在fe3c相图上可以处于稳定状态的先共析铁素体的最大分数。考虑到碳的含量和其他合金元素的含量，先共析铁素体的平衡相可以容易地由本领域中的普通技术人员通过fe3c相图来推导。再生珠光体和贝氏体包括铁素体和渗碳体，并且再生珠光体是指由于轧制或拉制过程而具有高位错密度的同时具有分段渗碳体的组织。例如，与通常存在于珠光体组织中的板状渗碳体不同，再生珠光体可能具有不连续且分段的渗碳体分布，以在球化软热处理期间实现高速下的球化。为了获得以上效果，再生珠光体和贝氏体的分数可以为40％或更大。另一方面，再生珠光体和贝氏体的分数可以为80％或更小。当再生珠光体和贝氏体的分数大于80％时，球化碳化物可能细化，使得可能不出现强度的足够降低。马氏体是硬相，并且具有短时间内迅速形成球化碳化物的效果。然而，当马氏体的分数大于20％时，由于细碳化物而可能出现提高强度的效果。马氏体的分数可以为3％或更大。当马氏体的分数小于3％时，在热处理的初始时间下球化碳化物晶种可能减少，使得球化可能延迟。

在本公开的线材中，直径的2/5位置至3/5位置的区域中的珠光体的平均晶团尺寸可以为5μm或更小。如上所述，可以控制珠光体的平均晶团尺寸以细化，并且因此，渗碳体的分段效果可以得到改善，从而提高球化热处理期间的渗碳体的球化率。

此外，直径的2/5位置至3/5位置的区域中的先共析铁素体的平均晶粒尺寸可以为7μm或更小。如上所述，可以控制铁素体的平均晶粒尺寸以细化，并且因此，珠光体的晶团尺寸也可以得到细化，从而提高球化热处理期间的渗碳体的球化率。

此外，珠光体晶团中的渗碳体的平均长轴尺寸可以为5μm或更小。如上所述，可以将珠光体晶团中的渗碳体的平均长轴尺寸控制为小，例如可以将渗碳体的长径比控制为小，并且因此，可以提高球化热处理期间渗碳体的球化率。

同时，在本公开中，珠光体的平均晶团尺寸、先共析铁素体的平均晶粒尺寸和珠光体晶团中的渗碳体的平均长轴尺寸可以为基于直径的中心部分中的那些，例如基于线材的直径从线材的表面起的2/5位置至3/5位置的区域中的那些。通常，由于线材的表面层部分接受轧制期间的强轧制力，因此珠光体的平均晶团尺寸、先共析铁素体的平均晶粒尺寸和珠光体晶团中的渗碳体的平均长轴尺寸可能为细的。然而，在本公开中，可以细化线材的中心部分及表面层部分中的珠光体的平均晶团尺寸和铁素体的平均晶粒尺寸，以有效地提高球化热处理期间的渗碳体的球化率。

例如，在本公开的线材中，从线材的表面起至直径的1/5位置的区域中的先共析铁素体的平均晶粒尺寸与从直径的2/5位置至3/5位置的区域中的先共析铁素体的平均晶粒尺寸之间的偏差可以为6μm或更小。

根据本公开的线材的抗拉强度(ts)可以为579+864×([c]+[si]/8+[mn]/18)mpa或更大。根据本公开，虽然铁素体的分数高，但是由于细的铁素体晶粒而可以提高钢的强度。根据本公开的线材的抗拉强度可以具有与以上方程式中描述的相同的关系。表达“具有以上强度，同时具有铁素体分数”意指钢的铁素体晶粒非常细，并且钢的晶粒细化可以仅通过现场中进行的拉伸测试来确定，而无需单独观察显微组织。由于根据本公开的线材具有上述抗拉强度，因此其可以容易地确保线材自身的强度，并且在随后的软化热处理期间可以省略或减少软化热处理过程。

通常，为了将钢线材制造成钢丝，可以进行第一软化热处理→第一拉丝→第二软化热处理→第二拉丝。然而，对于本公开的钢线材，通过材料的充分软化可以省略与第一软化热处理和第一拉丝相对应的过程。本公开中提及的软化热处理可以包括在ae1相转变点或更小下进行的低温退火热处理、在约ae1下进行的中温退火热处理、以及在ae1或更大下进行的球化退火热处理。

此外，在进行一次球化退火热处理之后，根据本公开的钢线材可以具有2.5或更小的渗碳体的平均长径比。通常，众所周知，随着进行处理的次数增加，球化退火热处理可以有效地进行渗碳体的球化。然而，在本公开中，可以通过仅进行一次球化退火热处理将渗碳体充分球化。如上所述，由于钢线材的表面层接受轧制期间的强轧制力，因此渗碳体的球化也可以顺利地进行。然而，在本公开中，例如可以将从基于直径的表面起的1/4点至1/2点的区域中的钢线材的基于直径的中心部分的渗碳体充分地球化，使得钢线材中心部分的渗碳体的平均长径比可以为2.5或更小。此外，在进行一次球化热处理之后，根据本公开的钢线材可以具有540mpa或更小的抗拉强度。因此，可以容易地进行冷轧或冷锻加工来制造最终产品。

在下文中，将描述根据本公开的一个实施方案的制造允许省略软化热处理的线材的方法。

首先，可以在950℃至1050℃的温度下加热具有上述合金组成的钢坯。当钢坯加热温度低于950℃时，可轧制性可能降低。当钢坯加热温度高于1050℃时，可能需要淬火来进行轧制。因此，可能难以控制可能发生的冷却和裂纹等，并且因此，可能难以确保优异的产品品质。

加热期间的加热时间可以为90分钟或更短。当加热时间超过90分钟时，表面脱碳层的深度可能增加，从而导致轧制完成之后的脱碳层残留。

然后，可以使经加热的钢坯经受两步热轧以获得线材。详细地，两步热轧可以是其中钢坯具有线材形状的孔型轧制(grooverolling)。两步热轧可以包括在经加热的钢坯上进行中间精轧和在不低于由以下关系式1表示的临界变形量的情况下在730℃至ae3的温度下在经加热的钢坯上进行精轧的操作。

[关系表达式1]临界变形量＝-2.46ceq²+3.11ceq-0.39(ceq＝c+mn/6+cr/5，以及c、mn和cr为重量％)

线材轧制速率可能非常高，并因此可能属于动态再结晶区。迄今为止的研究结果已经表明，奥氏体晶粒尺寸可以仅取决于动态再结晶条件下的变形速率和变形温度。由于线材轧制的特性，在确定线材直径时，可以确定变形量和变形速率，并且可以通过调节变形温度来改变奥氏体晶粒尺寸。在本公开中，在动态再结晶期间，晶粒可以使用动态变形有机转变现象来细化。为了利用该现象确保本公开中获得的显微组织晶粒，可以优选将精轧温度控制为730℃至ae3。当精轧温度超过ae3时，可能难以获得本公开中要获得的显微组织晶粒，使得可能难以获得足够的球化热处理特性。当温度低于730℃时，可能增加设备负荷，从而迅速缩短设备寿命。

此外，当以小于由上述关系表达式1表示的临界变形量进行精轧时，压下量可能不足，使得可能难以充分地细化线材中心部分中的渗碳体的平均长径比和铁素体的平均晶粒尺寸，并且由此获得的钢线材的球化热处理特性可能劣化。

在这种情况下，精轧之前的线材的平均表面温度(tpf)和精轧之后的线材的平均表面温度(tf)可以详细地满足以下关系表达式1。当精轧之前的线材的平均表面温度(tpf)和精轧之后的线材的平均表面温度(tf)不满足以下关系表达式1时，显微组织的偏差可能显著增大，以及表面过冷可能增加，使得可能形成大量的硬相。

[关系表达式1]tpf-tf≤50℃

在中间精轧之后，线材的奥氏体的平均晶粒尺寸可以详细地为5μm至20μm。已知铁素体是通过在奥氏体的晶界中成核而生长的。当母相奥氏体的晶粒细时，晶界中的铁素体成核也可以开始变细。因此，可以通过如上所述控制中间精轧之后线材的奥氏体的平均晶粒尺寸来获得铁素体晶粒细化效果。当奥氏体的平均晶粒尺寸大于20μm时，可能难以获得铁素体晶粒细化效果。为了获得小于5μm的奥氏体的平均晶粒尺寸，可能需要单独的设备以另外施加高变形量例如强压下。

可以以2℃/秒或更低的冷却速率将经卷取的线材冷却至600℃，然后以3℃/秒或更高的冷却速率冷却。当至600℃的冷却速率大于2℃/秒时，可能产生大量的硬相例如马氏体。同时，在细化铁素体晶粒方面，至600℃的冷却速率可以详细地为0.5℃/秒至2℃/秒。然后，低于600℃的温度范围可以详细地以3℃/秒或更高的冷却速率淬火。通过上述淬火，可以确保再生珠光体和贝氏体组织(半硬相)以及马氏体组织(硬相)在本公开要获得的适当分数下，并且可以抑制不利于球化热处理的板状渗碳体的生长。

此后，可以将线材卷取以制造线材。

在这种情况下，精轧之后的线材的平均表面温度(tf)和卷取温度(tl)可以详细地满足以下关系表达式2。当精轧之后的线材的平均表面温度(tf)和卷取温度(tl)不满足以下关系表达式2时，显微组织的偏差可能显著增大，以及表面过冷可能增加，使得可能形成大量的硬相。

[关系表达式2]tf-tl≤30℃

在本公开中，在卷取之后，所述方法还包括进行其中将线材加热至ae1至ael+40℃并保持10小时至15小时然后以20℃/小时或更小冷却至660℃的球化热处理。当加热温度低于ae1时，球化热处理时间可能延长。当温度高于ael+40℃时，球化碳化物晶种可能减少，从而导致球化热处理效果不充分。当保持时间小于10小时时，球化热处理可能不充分地进行，从而提高渗碳体的长径比。当冷却速率大于20℃/小时时，由于冷却速率高而可能再次形成珠光体。如上所述，在本公开中，即使当仅进行球化热处理而不进行第一软化热处理和第一拉丝时，也可以确保足够的球化热处理特性。

发明实施方式

在下文中，将通过实施例更详细地描述本公开。然而，应当注意，以下实施例仅用于说明的目的，并不旨在限制本公开的范围。本公开的范围可以由权利要求书中所述的事项以及由其能够合理推断的事项确定。

(实施例)

制备具有下表1的合金组成的钢坯，然后使用下表2和3中所列的条件制造直径为10mm的线材。对于所制造的线材，测量显微组织、先共析铁素体的平均晶粒尺寸、珠光体的平均晶团尺寸、珠光体晶团中渗碳体的平均长轴尺寸、以及表面层部分和中心部分的先共析铁素体的平均晶粒尺寸的偏差，并且其结果列于下表3中。此外，在下表4的条件下使线材经受一次球化热处理，然后测量渗碳体的平均长径比和抗拉强度，并且其结果列于表4中。在这种情况下，在所制造的线材试样上进行球化热处理，而不进行第一软化处理和第一拉丝过程。

奥氏体的平均晶粒尺寸(ags)通过精热轧之前进行的剪切切头来测量。

ae1和ae3表示使用商业程序jmatpro计算的值。

对于先共析铁素体的平均晶粒尺寸(fgs)，使用astme112方法轧制钢线材，除去非水冷却部分，并且测量获得的试样从直径的2/5位置至3/5位置的区域中的三个任意点，并计算其平均值。

对于珠光体的平均晶团尺寸，从与使用astme112方法的fgs测量中相同的点中选择十个任意珠光体晶团，获得各晶团的(长轴+短轴)/2值，并且获得晶团尺寸的平均值。

在使用astme112方法测量从表面至直径的1/5位置的区域中的表面层和中心部分中的先共析铁素体晶粒的平均尺寸和从直径的2/5位置至3/5位置的区域中的表面层和中心部分中的先共析铁素体晶粒的平均尺寸之后，计算表面层部分和中心部分的先共析铁素体的平均晶粒尺寸的偏差。

对于球化热处理之后的渗碳体的平均长径比，在钢线材的直径方向上对1/4至1/2点的2000倍sem的三个视场成像，并且使用图像测量程序自动测量视场中的渗碳体的长轴/短轴，然后进行统计学处理。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

如从表1至4可以看出，在满足本公开中提出的合金组成和制造条件的发明例1至5中，不仅确保本公开的显微组织类型和分数，而且确保细晶粒，并且因此，在仅进行一次球化热处理的情况下的渗碳体的平均长径比小于2.5。

然而，在不满足本公开中提出的合金组成或制造条件的比较例1至4中，可以确定，不满足本公开的显微组织类型和分数或者不能确保细晶粒，并且因此，当进行一次球化热处理时，渗碳体的平均长径比相对高。因此，可能需要另外的球化热处理以应用于最终产品。

图1是使用光学显微镜获得的比较例1中精热轧之前的显微组织的图像。图2是使用光学显微镜获得的发明例1中精热轧之前的显微组织的图像。如从图1和图2可以看出，如与比较例1相比，发明例1中的精热轧之前的ags相对细。

图3是比较例1中轧制并冷却之后的显微组织的图像，其中(a)为使用光学显微镜获得的图像，以及(b)为使用扫描电子显微镜(sem)获得的图像。图4是发明例1中轧制并冷却之后的显微组织的图像，其中(a)为使用光学显微镜获得的图像，以及(b)为使用sem获得的图像。如从图3和图4可以看出，如与比较例1相比，轧制并冷却之后的发明例1的显微组织细并且渗碳体是分段的。

图5是使用sem获得的比较例1中球化热处理之后的显微组织的图像。图6是使用sem获得的发明例1中球化热处理之后的显微组织的图像。如从图5和图6可以看出，如与比较例1相比，发明例1的显微组织在球化热处理之后被球化。