高硬度熱軋鋼制品和其制造方法
【專利說明】局硬度熱$1鋼制品和其制造方法
[0001] 發明背景
[0002] 高硬度是極大地改善耐磨和防彈鋼的性能的材料性質。耐磨鋼(也稱為抗磨鋼)用 于運±車輛的挖斗或伊斗的情況中，其中超高硬度意味著更長的車輛組件服務時間。高硬 度意味著布氏硬度(Brinell hardness)至少是450HBW并且尤其在500-650HBW范圍內。
[0003] 鋼制品的此類硬度是典型地因通過在爐中奧氏體化之后將具有高碳含量(0.30-0.50wt-%)的鋼合金澤火硬化所產生的馬氏體顯微結構而獲得。在此工藝中，首先將鋼板 熱社，從熱社熱量緩慢冷卻至室溫，再加熱至奧氏體化溫度，均衡并且最后澤火硬化(在下 文中為畑Q工藝）。因為實現所需硬度所需要的碳含量相對高，所W所得馬氏體反應對鋼造 成顯著的內部殘余應力。運是因為碳含量越高，晶格崎變程度越高。運意味著此類型的鋼非 常脆并且甚至可能在澤火硬化期間破裂(澤火誘導型破裂）。為克服此與脆性有關的缺點， 典型地將儀合金化至此類澤火硬化鋼中。在澤火硬化之后通常還需要回火步驟，然而其增 加加工功夫和代價。W此方式制備的鋼的實例是參考文獻CN102199737中所公開的耐磨鋼 或一些商業耐磨鋼。
[0004] 參考文獻肝09-118950 A公開一種通過W上所提到的RHQ工藝制備具有中等水平 的碳(0.20至0.40wt % )的熱社耐磨鋼的方法，其包括板巧加熱、熱社、冷卻、再加熱至Ac3-1250°C范圍內的溫度并且W不低于1.5°C/sec的冷卻速率冷卻，使得可獲得馬氏體顯微結 構。
[0005] 然而，如通常所了解，所得馬氏體的硬度僅僅由碳含量指示。運意味著為實現所需 硬度，需要鋼中有一定量的碳，運繼而引起澤火誘導型破裂和脆性的風險。此處的另一缺點 是碳對鋼的可焊性具有最大削弱作用，正如由W下碳當量等式也可W看出的那樣:CE = C+ (Si+Mn)/6+(化+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15,其中更低的CE意味著更佳的可焊性。舉例來說，伊斗 是通過焊接來連接數件澤火硬化鋼板而制造，澤火硬化鋼材料的良好可焊性深受青睞。因 此，對在不損害硬度的情況下降低碳含量存在需要。
[0006] 另外，舉例來說，一些運±車輛在低溫使用下操作并且其一些組件經歷沖擊負荷。 為此，在某些應用中，其初性，尤其低溫初性應處于令人滿意的水平。盡管儀合金化相對昂 貴，但在某些應用中尤其在低溫下的初性會進一步改善，同時具有合理的合金化成本，從而 促進超高硬度熱社鋼在要求更高的應用中使用。在此方面，棚合金化是用于W低合金化成 本實現馬氏體鋼的可硬化性的常用作法。然而，棚合金需要使用鐵，其可能對低溫初性有 害。
[0007] 另外，當車輛組件有時包括通過彎曲或翻邊而形成的形狀時，考慮到高硬度，鋼的 可彎曲性應優選是優良的。
[000引另外，自然地，加工和合金化成本應保持盡可能低。
[0009] 參考文獻US 2006/0137780 Al和US 2006/0162826 Al公開一種制造具有抗磨性 的熱社鋼板的替代方法，其是基于在高溫下形成的粗Ti或Zr碳化物。然而，Ti或Zr碳化物對 低溫初性有害。鋼的極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 前減慢冷卻，使得不存在澤火誘導型破裂的風險。
[0010]此外，參考文獻WO 03/083153 Al公開一種用于制備注射模制品的鋼塊。為用此鋼 制造模制品，制備所述鋼，誘注并且W已知方式熱社或熱鍛并且切割W獲得塊狀物。將塊狀 物任選在鍛造或社制熱量中奧氏體化，并且然后將其澤火。將鋼塊的化學組成針對高溫應 用而不是低溫應用進行最佳化。熱機械控制加工(TMCP)結合直接澤火化Q)或間斷式直接澤 火(IDQ)是制備在900M化至IlOOM化屈服強度范圍內的低碳、低合金化超高強度結構鋼的有 效方法。本發明將對TMCP-DQ/IDQ工藝的利用延伸至制備高硬度熱社鋼制品，諸如具有高性 能的帶鋼和板鋼(450-600皿）。
[00川發明目標和描述
[0012] 本發明的目標是W降低的澤火誘導型破裂風險提供具有改善的可焊性(歸因于降 低的碳含量)或者比包含相等或更高碳含量的典型耐磨鋼硬度更高的高硬度熱社鋼制品， 諸如熱社鋼帶或鋼板制品；W及其制造方法。
[0013] 另一目的是提供優良的低溫初性，而不損害熱社鋼制品的高硬度。
[0014] 所述目標是通過根據權利要求1所述的制品和根據權利要求10所述的方法而獲 得。所述附屬權利要求確定本發明的進一步發展。
[0015] 用于制備高硬度熱社鋼制品的鋼合金主要W中等水平的碳"0.25-0.45%)和高 水平的儀Ni(0.5-4.0%)為特征。正如隨后更詳細解釋的那樣，運兩種合金化元素是最重要 的合金化元素，因為第一碳為目標高硬度提供基礎，并且第二因為儀能夠降低澤火誘導型 破裂的風險。換句話說，儀使得能夠安全而又有效地制備此類型的高硬度熱社鋼制品。其他 合金化元素可視在給定范圍內的實施方案而不同。
[0016] 另外，本發明是基于通過在即將直接澤火具有給定鋼合金的熱社鋼材料之前進行 熱社來修改奧氏體晶粒。奧氏體晶粒的熱社繼之W直接澤火提供沿社制方向伸長W使得縱 橫比大于或等于1.2的鋼制品的原始奧氏體晶粒結構。運和W上所提到的用于例如 CN102199737和JP 09-118950 A中的將鋼再加熱至奧氏體化溫度從而產生縱橫比為約1.0 的等軸原始奧氏體晶粒結構的工藝大不相同。
[0017] 概括地說，根據本發明的熱社鋼制品具有至少450HBW的布氏硬度并且W重量百分 比計由W下化學組成構成：
[001 引 0:0.25-0.45%，
[0019] Si:0.01-1.5%，
[0020] Mn:超過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] 其余是鐵、殘余內容物W及不可避免的雜質，諸如N、P、S、〇W及稀±金屬(REM),其 中
[0032] 鋼制品的原始奧氏體晶粒結構沿社制方向伸長，使得縱橫比大于或等于1.2。
[0033] 本說明書中所包括的若干深入實驗表明高硬度熱社鋼制品的硬度傾向于越高，原 始奧氏體晶粒結構的縱橫比越大。因此，縱橫比優選大于1.3,更優選大于2.0。大于1.3或 2.0的縱橫比可通過如隨后所解釋的兩階段熱社步驟來實現。
[0034] 已發現，本發明提供降低碳含量而不損害硬度或者W相等或甚至或甚至更小碳含 量獲得更高硬度的可能性。降低的碳本身可歸因于更小晶格崎變程度而降低澤火誘導型破 裂的風險。另外，本發明提供改善的可焊性和與低溫初性有關的性質或者僅僅簡單地提供 更高硬度。此外，本發明能夠提供硬度、低溫初性W及可彎曲性的優良組合。
[0035] 下面更詳細描述化學組成：
[0036] 碳C含量提供化學組成的基礎并且視目標硬度而定WO. 25-0.45%的范圍使用。如 果碳含量低于0.25%，那么難W實現在任何回火條件下超過450皿W或在澤火條件下超過 500HBW的布氏硬度。如果碳含量超過0.45%，那么可焊性將受損過多，并且直接澤火至低于 Ms的溫度可引起澤火誘導型破裂，并且/或者盡管儀合金化沖擊初性也將受損。優選的是碳 含量超過或等于0.28%，因為運樣可在澤火條件下獲得550HBW的硬度。也優選的是碳含量 低于或等于0.40%或甚至低于或等于0.36%，W確保良好可焊性和沖擊初性。另外，更低碳 含量降低澤火誘導型破裂的風險。
[0037] 娃Si含量是至少0 . Ol %，優選至少0.1 %，因為Si是歸因于冶煉加工而包括于鋼 中，并且Si通過增加可硬化性而增加強度和硬度。另外，其可穩定殘余奧氏體。然而，高于 1.5%的娃含量未必增加 CE,由此削弱可焊性。此外，過高的Si含量可引起與表面質量有關 或在II型熱社情況下的問題。因此，Si優選不超過1.0%，更優選不超過0.5%或甚至更少。
[0038] 儘Mn含量超過0.35 %并且優選是0.4 %或更多，因為Mn是用于增加可硬化性的有 利合金化元素，并且與提供可硬化性的其他合金化元素相比其對可焊性具有略微更小的影 響。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滿意。另一方面，超過 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，優選Mn不超過2.0%，更優 選不超過1.5% "Mn的含量取決于提供可硬化性的其他元素的含量，并且因此也可允許相對 高的含量。
[0039] 儀Ni是對根據本發明的鋼來說重要的合金化元素，并且最初使用至少0.5% W避 免澤火誘導型破裂并且另外改善低溫初性。然而，高于4%的儀含量將使合金化成本增加過 多而沒有顯著技術改善。因此，儀含量低于4%，優選低于3.0 %，更優選低于2.5 %。優選地， 使用至少1.0%并且更優選至少1.5%的儀W改善低溫初性并且進一步避免澤火誘導型破 裂的風險。
[0040] 侶Al至少是用作去氧(殺傷)劑并且Al的含量在0.01-1.2%范圍內。此外，Al可在 一些情況下增加強度/硬度，而且如果需要，那么使得在澤火之前或期間在顯微結構中可形 成鐵素體。另外，其可穩定殘余奧氏