具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法转让专利
申请号 : CN201980063013.4
文献号 : CN112752861B
文献日 : 2022-05-10
发明人 : 刘承皓 , 郑永镇 , 赵南泳
申请人 : 株式会社POSCO
摘要 :
权利要求 :
1.一种具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢,其中,以重量%计,上述耐磨钢包含碳(C):0.38~0.50%、硅(Si):0.5~2.0%、锰(Mn):0.6~1.6%、磷(P):0.05%以下且不包含0%、硫(S):0.02%以下且不包含0%、铝(Al):0.07%以下且不包含0%、铬(Cr):0.1~1.5%、钼(Mo):0.01~0.8%、钒(V):0.01~0.08%、硼(B):50ppm以下且不包含0%、钴(Co):0.02%以下且不包含0%,进一步地,还包含选自镍(Ni):0.5%以下且不包含0%、铜(Cu):0.5%以下且不包含0%、钛(Ti):0.02%以下且不包含0%、铌(Nb):0.05%以下且不包含0%和钙(Ca):2~100ppm中的一种以上,并且包含余量的Fe和其他不可避免的杂质,
微细组织由85~98面积%以上的马氏体、1~10%的贝氏体和1~10%的残留奥氏体组成。
2.根据权利要求1所述的具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢,其中,上述耐磨钢进一步包含选自砷(As):0.05%以下且不包含0%、锡(Sn):0.05%以下且不包含0%和钨(W):0.05%以下且不包含0%中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢,其中,上述耐磨钢的硬度为550~650HB,‑40℃下的冲击吸收能为47J以上,上述HB表示用布氏硬度计测量的钢的表面硬度。
4.根据权利要求1所述的具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢,其中,上述耐磨钢的硬度(HB)和冲击吸收能(J)满足下述关系式1,[关系式1]0.61≤HB÷J×(1‑Vm÷100)≤1.13在关系式1中,上述HB表示用布氏硬度计测量的钢的表面硬度,J表示‑40℃下的冲击吸收能值,Vm表示马氏体的面积分数。
5.一种具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢的制造方法,其包含:在1050~1250℃的温度范围下对钢坯进行加热的步骤,以重量%计,上述钢坯包含碳(C):0.38~0.50%、硅(Si):0.5~2.0%、锰(Mn):0.6~1.6%、磷(P):0.05%以下且不包含
0%、硫(S):0.02%以下且不包含0%、铝(Al):0.07%以下且不包含0%、铬(Cr):0.1~
1.5%、钼(Mo):0.01~0.8%、钒(V):0.01~0.08%、硼(B):50ppm以下且不包含0%、钴(Co):0.02%以下且不包含0%,进一步地,还包含选自镍(Ni):0.5%以下且不包含0%、铜(Cu):0.5%以下且不包含0%、钛(Ti):0.02%以下且不包含0%、铌(Nb):0.05%以下且不包含0%和钙(Ca):2~100ppm中的一种以上,并且包含余量的Fe和其他不可避免的杂质;
在950~1050℃的温度范围下对上述再加热后的钢坯进行粗轧以获得粗轧坯的步骤;
在850~950℃的温度范围下对上述粗轧坯进行热精轧以获得热轧钢板的步骤;以及在Ac3+30℃以上的温度下将上述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度加快冷却至Ms‑50℃以下的步骤。
6.根据权利要求5所述的具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢的制造方法,其中,上述钢坯进一步包含选自砷(As):0.05%以下且不包含0%、锡(Sn):0.05%以下且不包含0%和钨(W):0.05%以下且不包含0%中的一种以上。
7.根据权利要求5所述的具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢的制造方法,其进一步包含以下步骤:
将上述加快冷却的热轧钢板升温至350~600℃的温度范围,然后进行热处理1.3t+5分钟~1.3t+20分钟,t:板厚。
说明书 :
具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法
技术领域
背景技术
度)具有均匀的硬度(即,厚钢板的表面和内部具有相同程度的硬度)。
性的元素如Cr、Mo等来增加表面硬度的方法。然而,为了制造超厚钢板,需要加入更多的可
硬化性元素,以确保钢板中心部分的可硬化性。在这种情况下,由于大量加入C和可硬化性
合金,因此存在制造成本上升以及焊接性和低温韧性下降的问题。
发明内容
(P):0.05%以下(不包含0%)、硫(S):0.02%以下(不包含0%)、铝(Al):0.07%以下(不包
含0%)、铬(Cr):0.1~1.5%、钼(Mo):0.01~0.8%、钒(V):0.01~0.08%、硼(B):50ppm以
下(不包含0%)、钴(Co):0.02%以下(不包含0%),进一步地,还包含选自镍(Ni):0.5%以
下(不包含0%)、铜(Cu):0.5%以下(不包含0%)、钛(Ti):0.02%以下(不包含0%)、铌
(Nb):0.05%以下(不包含0%)和钙(Ca):2~100ppm中的一种以上,并且包含余量的Fe和其
他不可避免的杂质,微细组织包含85~98面积%以上的马氏体、1~10%的贝氏体和1~
10%的残留奥氏体。
计,上述钢坯包含碳(C):0.38~0.50%、硅(Si):0.5~2.0%、锰(Mn):0.6~1.6%、磷(P):
0.05%以下(不包含0%)、硫(S):0.02%以下(不包含0%)、铝(Al):0.07%以下(不包含
0%)、铬(Cr):0.1~1.5%、钼(Mo):0.01~0.8%、钒(V):0.01~0.08%、硼(B):50ppm以下
(不包含0%)、钴(Co):0.02%以下(不包含0%),进一步地,还包含选自镍(Ni):0.5%以下
(不包含0%)、铜(Cu):0.5%以下(不包含0%)、钛(Ti):0.02%以下(不包含0%)、铌(Nb):
0.05%以下(不包含0%)和钙(Ca):2~100ppm中的一种以上,并且包含余量的Fe和其他不
可避免的杂质;在950~1050℃的温度范围下对上述再加热后的钢坯进行粗轧以获得粗轧
坯(bar)的步骤;在850~950℃的温度范围下对上述粗轧坯进行热精轧以获得热轧钢板的
步骤;以及在Ac3+30℃以上的温度下将上述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度加快冷却至
Ms‑50℃以下的步骤。
具体实施方式
在损害焊接性和韧性的问题。因此,在本发明中,上述C的含量优选控制为0.38~0.50%。上
述C含量的下限进一步优选为0.39%,更优选为0.40%,最优选为0.41%。上述C含量的上限
进一步优选为0.49%,更优选为0.48%,最优选为0.47%。
奥氏体含量。为了有效地获得如上所述的效果,优选加入0.5%以上,但是如果含量大于
2.0%,则焊接性变差,所以不优选。因此,在本发明中,上述Si的含量优选控制为0.5~
2.0%。上述Si含量的下限进一步优选为0.6%,更优选为0.65%,最优选为0.7%。上述Si含
量的上限进一步优选为1.9%,更优选为1.8%,最优选为1.7%。
量大于1.6%,则存在降低焊接性的问题。因此,在本发明中,上述Mn的含量优选控制为0.6
~1.6%。上述Mn含量的下限进一步优选为0.65%,更优选为0.7%,最优选为0.75%。上述
Mn含量的上限进一步优选为1.55%,更优选为1.5%,最优选为1.45%。
的情形排除在外。上述P含量进一步优选为0.03%以下,更优选为0.02%以下,最优选为
0.015%以下。
在外。上述S含量进一步优选为0.01%以下,更优选为0.005%以下,最优选为0.003%以下。
控制为0.07%以下,考虑到炼钢工艺中负荷、制造成本的上升等,含量为0%的情形排除在
外。上述Al含量进一步优选为0.06%以下,更优选为0.05%以下,最优选为0.04%以下。
程中产生裂纹的概率变高。因此,在本发明中,上述Cr的含量优选控制为0.1~1.5%。上述
Cr含量的下限进一步优选为0.15%,更优选为0.2%,最优选为0.25%。上述Cr含量的上限
进一步优选为1.4%,更优选为1.3%,最优选为1.2%。
不仅制造成本上升,而且存在焊接性变差的问题。因此,在本发明中,上述Mo的含量优选控
制为0.01~0.8%。上述Mo含量的下限进一步优选为0.015%,更优选为0.02%,最优选为
0.025%。上述Mo含量的上限进一步优选为0.75%,更优选为0.7%,最优选为0.65%。
果含量大于0.08%,就会成为制造成本上升的原因。因此,在本发明中,上述V的含量优选控
制为0.01~0.08%。上述V含量的下限进一步优选为0.012%,更优选为0.015%,最优选为
0.017%。上述V含量的上限进一步优选为0.07%,更优选为0.065%,最优选为0.06%。
述B含量的下限进一步优选为2ppm,更优选为3ppm,最优选为5ppm。上述B含量的上限进一步
优选为40ppm,更优选为35ppm,最优选为30ppm。
因。因此,在本发明中,优选加入0.02%以下的Co。上述Co含量的下限进一步优选为
0.001%,更优选为0.002%以下,最优选为0.003%以下。上述Co含量的上限进一步优选为
0.018%,更优选为0.015%,最优选为0.013%。
0%)、钛(Ti):0.02%以下(不包含0%)、铌(Nb):0.05%以下(不包含0%)和钙(Ca):2~
100ppm中的一种以上。
进一步优选为0.01%,更优选为0.03%,最优选为0.05%。上述Ni含量的上限进一步优选为
0.45%,更优选为0.4%,最优选为0.35%。
述Cu时,优选加入0.5%以下。上述Cu含量的下限进一步优选为0.01%,更优选为0.02%,最
优选为0.03%。上述Cu含量的上限进一步优选为0.4%,更优选为0.3%,最优选为0.2%。
透性。但是,如果上述Ti的含量大于0.02%,就会形成粗大的TiN析出物,存在钢的韧性变差
的问题。因此,在本发明中,当加入上述Ti时,优选加入0.02%以下。上述Ti含量的下限进一
步优选为0.002%,更优选为0.005%,最优选为0.007%。上述Ti含量的上限进一步优选为
0.018%,更优选为0.016%,最优选为0.015%。
粗大的析出物,这会成为脆性破坏的起点,因而存在损害韧性的问题。因此,在本发明中,当
加入上述Nb时,优选加入0.05%以下。上述Nb含量的下限进一步优选为0.002%,更优选为
0.003%,最优选为0.005%。上述Nb含量的上限进一步优选为0.04%,更优选为0.03%,最
优选为0.02%。
了上述的效果,优选加入2ppm以上的上述Ca,但是如果含量大于100ppm,则存在炼钢时导致
水口堵塞等的问题,所以不优选。因此,在本发明中,当加入上述Ca时,Ca含量优选控制为2
~100ppm。上述Ca含量的下限进一步优选为2.5ppm,更优选为3ppm,最优选为3.5ppm。上述
Ca含量的上限进一步优选为70ppm,更优选为50ppm,最优选为30ppm。
种以上。
量分别大于0.05%,则不仅制造成本上升,而且可能会损害钢的物性。因此,在本发明中,当
进一步包含上述As、Sn和W时,优选将含量分别控制为0.05%以下。上述As、Sn和W含量的下
限分别进一步优选为0.001%,更优选为0.002%,最优选为0.003%。上述As、Sn和W含量的
上限分别进一步优选为0.04%,更优选为0.03%,最优选为0.02%。
人员任何人都知道的杂质,因此相关的所有内容本说明书中不再赘述。
体是比铁素体硬的相(hard phase),但贝氏体是比马氏体软的相(soft phase),因此不优
选将贝氏体作为吉帕(GPa)级耐磨钢的主要组织。残留奥氏体是在Ac3温度以上的奥氏体区
域进行热处理并快速冷却至常温时来不及相变(phase transformatoin)为马氏体而残留
的,其特征是碳量相对少于马氏体。
相和回火马氏体相,如此包含回火马氏体相时,更有利于确保钢的韧性。上述马氏体分数的
下限进一步优选为86%,更优选为87%,最优选为88%。上述马氏体分数的上限进一步优选
为97%,更优选为96%,最优选为95%。另一方面,上述贝氏体和残留奥氏体起到进一步提
高低温冲击韧性的作用。如果上述贝氏体的分数小于1%,则低温下的冲击韧性不充分,存
在可能产生裂纹的缺点,如果大于10%,则由于比马氏体相对软,存在硬度下降的缺点。如
果上述残留奥氏体的分数小于1%,则存在低温冲击韧性下降的缺点,如果大于10%,则低
温韧性大大增加,但是硬度明显降低。上述贝氏体和残留奥氏体分数的下限分别进一步优
选为2%,更优选为3%,最优选为4%。上述贝氏体和残留奥氏体分数的上限分别进一步优
选为9%,更优选为8%,最优选为7%。
有表面硬度高,而冲击韧性差,没有满足关系式1,或者冲击韧性优异,但是表面硬度没有达
到目标值,没有满足关系式1时,将无法保障最终要达到的高硬度和低温韧性。
得粗大化,可能会形成不均匀的组织。因此,在本发明中,上述钢坯的加热温度范围优选为
1050~1250℃。上述钢坯的加热温度的下限进一步优选为1070℃,更优选为1080℃,最优选
为1100℃。上述钢坯的加热温度的上限进一步优选为1230℃,更优选为1200℃,最优选为
1180℃。
坯厚度方向中心,存在空隙等缺陷不会去除的可能性。另一方面,如果上述粗轧时温度高于
1050℃,则轧制的同时发生再结晶后,晶粒会生长,因而存在初始奥氏体晶粒变得过于粗大
的可能性。因此,在本发明中,上述粗轧温度优选为950~1050℃。上述粗轧温度的下限进一
步优选为960℃,更优选为970℃,最优选为980℃。上述粗轧温度的上限进一步优选为1040
℃,更优选为1030℃,最优选为1020℃。
轧温度高于950℃,则最终组织的粒度变得粗大,存在低温韧性变差的问题。因此,在本发明
中,上述热精轧温度优选为850~950℃。上述热精轧温度的下限进一步优选为860℃,更优
选为870℃,最优选为880℃。上述热精轧温度的上限进一步优选为945℃,更优选为940℃,
最优选为935℃。
热轧后得到的热轧钢板的微细组织从奥氏体转变为马氏体。如果上述冷却开始温度低于
Ac3+30℃,则轧制后再结晶的奥氏体的尺寸变得粗大化,不仅低温冲击韧性变差,而且由于
生成空冷铁素体,最终微细组织变得不均匀,强度和硬度会显著下降。因此,上述加快冷却
开始温度优选为Ac3+30℃以上。上述加快冷却开始温度进一步优选为Ar3+50℃以上,更优
选为Ar3+80℃以上,最优选为Ar3+100℃以上。另一方面,如果上述加快冷却停止温度高于
Ms‑50℃,则用于相变的驱动力变得不足,结果不会生成马氏体,取而代之贝氏体或针状铁
素体等比马氏体相对软的软相(soft phase)发达,从而难以确保本发明要得到的微细组织
分数。因此,在本发明中,上述加快冷却停止温度优选为Ms‑50℃以下。上述加快冷却停止温
度进一步优选为Ms‑70℃以下,更优选为Ms‑100℃以下,最优选为Ms‑150℃以下。
50℃以下,用于相变的驱动力也会变低,不可避免会生成软相如贝氏体或针状铁素体。因
此,在本发明中,上述加快冷却时冷却速度优选为5℃/s以上。上述加快冷却速度进一步优
选为7℃/s以上,更优选为10℃/s以上,最优选为15℃/s以上。另一方面,在本发明中,对上
述冷却速度的上限没有特别限制,只要是普通技术人员,就可以基于设备极限适当地进行
设置。
~1.3t+20分钟(t:板厚)。如果上述回火温度低于350℃,就会发生回火马氏体的脆化现象,
因此存在钢的强度和韧性变差的可能性。另一方面,如果上述回火温度高于600℃,则通过
再加热和冷却变高的马氏体中的位错密度急剧降低,结果存在硬度相对于目标值下降的可
能性,所以不优选。此外,如果上述回火时间多于1.3t+20分钟(t:板厚),则快速冷却后产生
的马氏体组织中的高位错密度也会降低,结果硬度会急剧下降。另一方面,上述回火时间应
为1.3t+5分钟(t:板厚)以上。如果上述回火时间少于1.3t+5分钟(t:板厚),则钢板的宽度
和长度方向上热处理不均匀,结果可能会导致按照位置的物性偏差。另一方面,优选上述热
处理后进行空冷处理。上述回火温度的下限进一步优选为360℃,更优选为370℃,最优选为
380℃。上述回火温度的上限进一步优选为580℃,更优选为560℃,最优选为550℃。上述回
火时间的下限进一步优选为1.3t+6分钟,更优选为1.3t+7分钟,最优选为1.3t+8分钟。上述
回火时间的上限进一步优选为1.3t+18分钟,更优选为1.3t+16分钟,最优选为1.3t+15分
钟。
权利要求书的内容以及由此合理导出的内容。
和机械物性后示于下表4中。
工后测量三次的平均值。此外,夏比冲击试验结果采用了1/4t位置上采集试样后在‑40℃下
测量三次的平均值。
满足关系式1。
有满足本发明要得到的表面硬度、冲击韧性或关系式1。
击韧性或关系式1。
保本发明要得到的表面硬度或冲击韧性,因此没有满足关系式1。