低温冲击韧性优异的高硬度耐磨钢及其制造方法与流程

1.本发明涉及一种适用于建筑机械等的材料。更具体地，本发明涉及一种低温冲击韧性优异以及具有高硬度的耐磨钢及其制造方法。


背景技术：

2.推土机和动力铲等工业机械、破碎机或溜槽等采矿设备以及大型自卸卡车等要求轻量化和高性能化，因此易磨损部位使用耐磨钢。
3.尤其，为了延长这些部位的使用年限，所使用的耐磨钢逐渐呈现高硬度化趋势，由于担心高硬度化引起的龟裂等缺陷，要求同时具有高韧性。
4.另一方面，韧性优异的高硬度耐磨钢也作为防弹钢广泛使用。
5.目前，针对用于工业机械或建筑机械等的耐磨钢提出了如下技术。
6.专利文献1公开了制造一种钢，钢中含有c、si、mn和一定量的ti、b等，相对于限制h含量的钢板，再加热淬火时冷却结束温度限制为300℃以下，从而具有优异的健全性，布氏硬度为450以下。
7.专利文献2中公开了对钢板进行再加热淬火，以制造布氏硬度500级的钢，除了c、si、mn之外，所述钢板含有cr和mo、b。
8.此外，专利文献3公开了低温韧性优异的布氏硬度500级的钢，其可通过如下工艺制造：限制钢中c、si、mn和cr、mo、ti、nb、b等的含量，并根据需要加入cu、ni、v、ca等，热轧后冷却至100℃以下，并实施连续回火处瑁。
9.另外，专利文献4中公开了高弹性高强度专用钢，对适当含有含量较低的c、含量较高的si和其他元素的钢进行淬火回火处理，从而确保耐冲击性和耐磨性。
10.然而，专利文献1不能满足实际环境所要求的硬度水平，专利文献2虽然满足硬度水平，但是韧性差，而专利文献3含有大量昂贵的元素，在经济上不利，应用受到限制。在专利文献4的情况下，难以确保低温韧性，而且制造成本仍然很高。
11.因此，需要通过不含大量昂贵元素的经济实惠的方法来开发低温韧性和耐磨性优异的耐磨钢。
12.专利文献1：日本专利公开公报1989-010564b2
13.专利文献2：日本专利公开公报1989-021846b2
14.专利文献3：日本专利公开公报1996-041535
15.专利文献4：韩国专利授权公报10-0619841


技术实现要素：

16.技术问题
17.本发明一方面旨在提供具有耐磨性和低温下高冲击韧性以及具有高硬度的耐磨钢及其制造方法。
18.本发明要解决的技术问题不限于上述内容，可基于本说明书的整体内容来理解本
发明要解决的技术问题，对于本发明所属技术领域的普通技术人员而言，理解本发明的附加技术问题不会有任何困难。
19.技术方案
20.本发明一方面提供低温冲击韧性优异的高硬度耐磨钢，以重量％计，所述耐磨钢包含碳(c)：0.25～0.50％、硅(si)：1.0～1.6％、锰(mn)：0.6～1.6％、磷(p)：0.05％以下且0％除外、硫(s)：0.02％以下且0％除外、铝(al)：0.07％以下且0％除外、铬(cr)：0.5～1.5％、钙(ca)：0.0005～0.004％、氮(n)：0.006％以下、余量中的fe和其他不可避免的杂质，微细组织包含马氏体和贝氏体复合组织以及面积分数为2.5～10％的残余奥氏体相。
21.本发明另一方面提供低温冲击韧性优异的高硬度耐磨钢的制造方法，其包含：准备具有上述合金组分的钢坯的步骤；对所述钢坯在1050～1250℃的温度范围下进行加热的步骤；对所述加热后的钢坯在950～1150℃的温度范围下进行粗轧的步骤；所述粗轧后在850～950℃的温度范围下进行热精轧以制造热轧钢板的步骤；以及将所述热轧钢板以25℃/秒以上的冷却速度冷却至200～400℃后进行空冷的步骤。
22.发明效果
23.根据本发明，可以提供具有高硬度以及低温韧性优异的耐磨钢。
24.特别是，本发明通过优化合金组分和制造条件，可以提供具有目标水平的物理性能的耐磨钢，而无需额外热处理，因此具有经济上有利的效果。
附图说明
25.图1示出用光学显微镜观察根据本发明的一个实施例的发明钢的微细组织的图片。
26.图2示出用电子扫描显微镜(a)和ebsd(b)检测根据本发明的一个实施例的发明钢的微细组织的图片。
27.图3示出用光学显微镜观察根据本发明的一个实施例的比较钢的微细组织的图片。
28.图4示出用电子扫描显微镜(a)和ebsd(b)检测根据本发明的一个实施例的比较钢的微细组织的图片。
具体实施方式
29.本发明人深入研究，以提供适用于工程机械等的材料，该材料具有优异的物理性能如强度和韧性等，同时可确保耐磨性，这是重点要求的物理性能。
30.特别是，本发明人意在通过经济上有利的方法提高钢材的耐磨性，因此提供了本发明。
31.在下文中，将详细描述本发明。
32.根据本发明的一个方面的高硬度耐磨钢，以重量％计，所述耐磨钢可包含碳(c)：0.25～0.50％、硅(si)：1.0～1.6％、锰(mn)：0.6～1.6％、磷(p)：0.05％以下且0％除外、硫(s)：0.02％以下且0％除外、铝(al)：0.07％以下且0％除外、铬(cr)：0.5～1.5％、钙(ca)：0.0005～0.004％、氮(n)：0.006％以下。
33.在下文中，将详细描述如上限制本发明所提供的耐磨钢的合金组分的理由。
34.另一方面，除非本发明中另有说明，否则各元素的含量以重量为准，组织的比例以面积为准。
35.碳(c)：0.25～0.50％
36.碳(c)在具有马氏体或贝氏体相等低温转变相的钢中有效提高强度和硬度，是提高可硬化性的有效元素。为了充分获得上述的效果，c可包含0.25％以上，但是c含量大于0.50％时，存在损害钢的焊接性和韧性的问题。
37.因此，所述c可包含0.25～0.50％。
38.硅(si)：1.0～1.6％
39.硅(si)具有脱氧效果，同时基于固溶强化有效提高强度，在c含量为一定量以上的高碳钢中抑制形成渗碳体等碳化物，从而促进生成残余奥氏体。
40.特别是，在具有马氏体和贝氏体等低温转变相的钢中，均匀分布的残余奥氏体有助于提高冲击韧性而不会降低强度。因此，在本发明中，所述si是有利于确保低温韧性的元素。
41.为了充分获得上述的效果，si可包含1.0％以上，但是si含量大于1.6％时，存在焊接性迅速劣化的问题。
42.因此，所述si可包含1.0～1.6％，更有利地可包含1.2％以上。
43.锰(mn)：0.6～1.6％
44.锰(mn)抑制生成铁素体，并降低ar3温度，从而提高钢的淬透性，是有利于提高强度和韧性的元素。
45.在本发明中，为了获得目标硬度，所述mn可含有0.6％以上，但是mn含量大于1.6％时，存在焊接性下降以及促进中心偏析导致钢中心部性能下降的问题。
46.因此，所述mn可包含0.6～1.6％。
47.磷(p)：0.05％以下且0％除外
48.磷(p)是钢中不可避免含有的元素，而且是损害钢的韧性的元素。因此，优选尽可能降低所述p的含量。
49.在本发明中，即使所述p含有最多0.05％，对钢的性能也不会有太大影响，可以将所述p的含量限制为0.05％以下。更有利地可限制为0.03％以下，但是考虑到不可避免含有的程度，可以排除0％。
50.硫(s)：0.02％以下且0％除外
51.硫(s)在钢中与mn结合而形成mns夹杂物，是损害钢的韧性的元素。因此，优选尽可能降低所述s的含量。
52.在本发明中，即使所述s含有最多0.02％，对钢的性能也不会有太大影响，可以将所述s的含量限制为0.02％以下。更有利地可限制为0.01％以下，但是考虑到不可避免含有的程度，可以排除0％。
53.铝(al)：0.07％以下且0％除外
54.铝(al)作为钢的脱氧剂，是有效降低钢水中氧含量的元素。当al的含量大于0.07％时，存在损害钢的洁净度的问题。
55.因此，所述al可包含0.07％以下。但是，如果所述al的含量过低，则炼钢工艺中会产生负荷，并造成制造成本上升，考虑到这一点，可以排除0％。
56.铬(cr)：0.5～1.5％
57.铬(cr)增加钢的淬透性而提高强度，有利于确保钢的表面部和中心部硬度。这种cr是相对廉价的元素，为了利用cr确保钢的高硬度和高韧性，可包含0.5％以上的cr。但是，当cr含量大于1.5％时，存在钢的焊接性变差的问题。
58.因此，所述cr可包含0.5～1.5％，更有利地可包含0.65％以上。
59.钙(ca)：0.0005～0.004％
60.钙(ca)与硫(s)的结合力良好，因此在mns周边(周围)生成cas，从而抑制mns的延伸，有利于提高轧制方向的垂直方向上的韧性。此外，添加所述ca而生成的cas具有在潮湿的外部环境下提高抗腐蚀的效果。
61.为了充分获得上述的效果，ca可包含0.0005％以上，但是ca含量大于0.004％时，存在炼钢作业时导致水口堵塞等缺陷的问题。
62.因此，所述ca可包含0.0005～0.004％。
63.氮(n)：0.006％以下
64.氮(n)在钢中形成析出物，有利于提高钢的强度，但是氮含量大于0.006％时，反而存在钢的韧性下降的问题。
65.在本发明中，即使不包含所述n，也不会影响确保强度，因此所述n可包含0.006％以下。但是，考虑到不可避免含有的程度，可以排除0％。
66.除了上述的合金组分之外，本发明的耐磨钢还可包含下述元素，以有利于确保目标性能。
67.具体地，所述耐磨钢还可包含镍(ni)、钼(mo)、钛(ti)、硼(b)和钒(v)中的一种以上元素。
68.镍(ni)：0.01～0.5％
69.镍(ni)是有利于同时提高钢的强度和韧性的元素，为此，ni可包含0.01％以上。然而，由于ni是昂贵的元素，当ni含量大于0.5％时，存在制造成本大幅上升的问题。
70.因此，当含有所述ni时，可包含0.01～0.5％。
71.钼(mo)：0.01～0.3％
72.钼(mo)是增加钢的淬透性的元素，特别是有利于提高具有一定以上厚度的厚钢材的硬度的元素。为了充分获得上述的效果，mo可包含0.01％以上，但是mo含量大于0.3％时，不仅制造成本上升，而且焊接性变差。
73.因此，当含有所述mo时，可包含0.01～0.3％的mo。
74.钛(ti)：0.005～0.025％
75.钛(ti)是有利于使b的效果最大化的元素，b是有利于提高钢的淬透性的元素。也就是说，所述ti与钢中的n结合而析出tin，降低固溶n的含量，由此抑制b形成bn，进而增加固溶b，可以最大限度地提高淬透性。
76.为了充分获得上述的效果，ti可包含0.005％以上，但是ti含量大于0.025％时，将会形成粗大的tin析出物，因此存在钢的韧性下降的问题。
77.因此，当含有所述ti时，可包含0.005～0.025％的ti。
78.硼(b)：0.0002～0.005％
79.硼(b)是少量加入也会有效提升钢的淬透性而提高强度的有效元素。为了充分获
得这样的效果，b可包含0.0002％以上。但是，当b含量过高时，反而存在损害钢的韧性和焊接性的问题，因此b含量可以限制为0.005％以下。
80.因此，当含有所述b时，可包含0.0002～0.005％的b。更有利地，所述b含量可为0.0040％以下，进一步有利地可为0.0035％以下，更进一步有利地可为0.0030％以下。
81.钒(v)：0.2％以下
82.钒(v)在热轧后再加热时形成vc碳化物，从而抑制奥氏体晶粒的生长，并提高钢的淬透性，是有利于确保强度和韧性的元素。这种v是相对昂贵的元素，因此v含量大于0.2％时，存在制造成本大幅上升的问题。
83.因此，当加入所述v时，可包含0.2％以下的v。
84.本发明的余量成分是铁(fe)。但是，常规制造过程中会不可避免地混入来自原料或周围环境的意想不到的杂质，因此无法排除混入杂质。这些杂质是常规制造过程的技术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。
85.具有上述合金组分的本发明的耐磨钢，其微细组织可由马氏体和贝氏体相的复合组织构成。
86.具体地，本发明的耐磨钢可包含面积分数为90％以上的马氏体和贝氏体相的复合组织，如果它们的相分数小于90％，则难以确保目标强度和硬度。所述马氏体和贝氏体相分别可包含回火马氏体和回火贝氏体相，于此合先叙明。
87.本发明的耐磨钢的上述复合组织的平均板条(lath)大小优选为0.3μm以下。当所述复合组织的平均板条(lath)大小超过0.3μm时，存在钢的韧性下降的问题。
88.除了所述复合组织之外，本发明的耐磨钢可包含残余奥氏体相。此时，可包含面积分数为2.5～10％的残余奥氏体相。当所述残余奥氏体相的分数小于2.5％时，低温冲击韧性会劣化。反之，当所述残余奥氏体相的分数大于10％时，存在硬度劣化的问题。
89.另一方面，本发明的耐磨钢在整体厚度上具有上述的组织构成，于此合先叙明。
90.具有上述的合金组分和所提出的微细组织的本发明的耐磨钢，其可具有5～40mm的厚度，这种耐磨钢的表面硬度为460～540hb，具有高硬度，并且-40℃下的冲击吸收能量为17j以上，具有低温韧性优异的效果。
91.在本文中，表面硬度是指在所述耐磨钢的表面至厚度方向2mm～5mm处检测到的硬度值。
92.在下文中，将详细描述根据本发明的另一个方面的制造高硬度耐磨钢的方法。
93.简而言之，准备满足前述合金组分的钢坯后，所述钢坯经过[加热-轧制-冷却]的工艺，可以制造成耐磨钢。下面详细描述各工艺条件。
[0094]
[钢坯加热工艺]
[0095]
首先，准备具有本发明中提出的合金组分的钢坯后，可在1050～1250℃的温度范围下进行加热。
[0096]
如果所述加热时温度低于1050℃，则钢的变形阻力会变大，无法有效进行后续轧制工艺。反之，如果温度高于1250℃，则奥氏体晶粒会变得粗大，有可能形成不均匀的组织。
[0097]
因此，所述钢坯的加热可在1050～1250℃的温度范围下进行。
[0098]
[轧制工艺]
[0099]
可以对如上加热的钢坯进行轧制，此时可经由粗轧和热精轧的工艺制造热轧钢
板。
[0100]
首先，对所述加热后的钢坯在950～1150℃的温度范围下进行粗轧制成粗轧坯(bar)，然后可在850～950℃的温度范围下进行热精轧。
[0101]
如果所述粗轧时温度低于950℃，则轧制负荷增加，压下力相对较弱，因此变形不会充分传递到钢坯厚度方向中心，其结果可能无法去除空隙等缺陷。反之，如果温度高于1150℃，则再结晶粒度会变得过于粗大，可能不利于韧性。
[0102]
如果所述热精轧时温度低于850℃，则由于进行两相区轧制，微细组织中可能会生成铁素体。反之，如果温度高于950℃，则最终组织的粒度变得粗大，存在低温韧性变差的问题。
[0103]
[冷却工艺]
[0104]
可以将经由上述轧制工艺制造的热轧钢板水冷至一定温度后进行空冷。
[0105]
具体地，在本发明中，热轧钢板冷却时以平均冷却速度为25℃/秒以上的冷却速度水冷至200～400℃的温度范围后，可以空冷至150℃以下，并且具有在所述空冷时发生自回火(self-tempering)的效果。也就是说，空冷时进行马氏体和贝氏体相的回火，由于形成一定分数的残余奥氏体相，可以提高钢的韧性。
[0106]
所述空冷可以执行至室温。
[0107]
另一方面，所述冷却可以在ar3以上的温度下开始。ar3取决于合金成分体系，这是任何普通技术人员都知道的。
[0108]
如果所述水冷时的冷却速度小于25℃/秒，则冷却过程中会形成铁素体相或者硬质相(马氏体 贝氏体)的平均板条(lath)大小变大，从而难以确保高硬度。对所述水冷时的冷却速度的上限没有特别限制，但是考虑到冷却设备，可以最高以100℃/秒的冷却速度进行冷却。
[0109]
当以上述冷却速度进行冷却时，如果冷却结束温度低于200℃，则自回火效果小，难以确保目标韧性。反之，如果冷却结束温度高于400℃，则硬质相(马氏体 贝氏体)的平均板条(lath)大小会变大，由于强度或韧性下降，无法确保目标硬度或韧性。
[0110]
经由上述的一系列制造工艺得到的热轧钢板是厚度为5～40mm的钢材，可具有耐磨性和高硬度及高韧性的特性。
[0111]
特别是，根据本发明，在冷却工艺中可实现自回火，不需要后续回火(tempering)工艺，因此具有更经济地制造耐磨钢的效果。
[0112]
下面通过实施例更详细地描述本发明。但是，下述实施例只是用于更详细地描述本发明，本发明的权利范围不限于下述实施例。本发明的权利范围以权利要求书的内容以及由此合理导出的内容为准。
[0113]
实施发明的方式
[0114]
(实施例)
[0115]
准备具有下表1的合金组分的钢坯后，按照下表2所示的工艺条件进行[加热-轧制-冷却]，以制造各热轧钢板。此时，所述冷却是水冷至一定温度后，再空冷至150℃以下。
[0116]
然后，对各热轧钢板进行微细组织和机械性能检测，其结果示于下表3中。
[0117]
对于各热轧钢板的微细组织，将试样切割成任意大小后制作镜面，然后用硝酸浸蚀液(nital)进行腐蚀，再用光学显微镜和电子扫描显微镜(sem)观察厚度中心部1/2t处。
此时，利用电子背散射衍射(electron back-scattered diffraction，ebsd)分析来检测马氏体和贝氏体复合组织的板条(lath)大小。
[0118]
另外，对于热轧钢板的硬度和韧性，分别利用布氏硬度试验机(负荷为3000kgf，10mm钨压头)和夏比冲击试验机进行检测。此时，对于表面硬度，将热轧板的表面铣削2mm后，检测3次，取平均值。对于夏比冲击试验，在厚度方向1/4t处采样后，-40℃下检测3次，取平均值。
[0119]
【表1】
[0120][0121][0122]
在表1中，p*、s*、ca*、b*、n*用ppm表示。
[0123]
【表2】
[0124][0125]
在表2中，发明例的冷却开始温度为ar3以上。
[0126]
【表3】
[0127][0128]
在表3中，m表示马氏体，b表示贝氏体，f表示铁素体，r-γ表示残余奥氏体相。
[0129]
如上表1至3所示，在本发明中提出的合金组分和制造条件都得到满足的发明例1至10的情况下，微细组织包含马氏体 贝氏体和一定分数的残余奥氏体相。此外，所述马氏体 贝氏体的板条(lath)大小均为0.3μm以下。由此，所述发明例1至10都可以确保优异的硬度和低温冲击韧性。
[0130]
相比之下，满足本发明中提出的合金组分，但制造条件脱离本发明的比较例1至8，其作为微细组织形成的铁素体相或者马氏体和贝氏体的板条(lath)大小变得粗大，或者奥氏体相的分数不足，难以同时确保优异的高硬度和低温冲击韧性。
[0131]
另一方面，比较例9至11由于钢中c含量不足，淬透性较低，先共析铁素体相生成过多，硬度和韧性明显变差。此外，比较例12和13是钢中c含量过高的情形，由于残余奥氏体相的分数不足，低温冲击韧性明显变差。
[0132]
另外，钢中si和cr的含量不足的比较例14是残余奥氏体相的生成不充分，并促进生成不利于韧性的渗碳体相，因此硬度虽高，但韧性差。
[0133]
比较例15也是si和cr的含量不足，无法充分生成残余奥氏体相，并促进生成渗碳体相，因此不仅韧性差，而且由于mo的含量过多，可硬化性增加，因此出现韧性明显低于标准的结果。
[0134]
图1和图2示出发明例5的微细组织图片。
[0135]
其中，图1是用光学显微镜观察的图片，图2是用扫描电子显微镜和ebsd观察的图片，可以确认作为基体组织主要形成马氏体相和贝氏体相，在马氏体和贝氏体的板条(lath)边界处微量分布有残余奥氏体相。
[0136]
图3和图4示出比较例6的微细组织图片。
[0137]
其中，图3是用光学显微镜观察的图片，图4是用扫描电子显微镜和ebsd观察的图片，可以确认作为基体组织主要形成马氏体相和贝氏体相，但是残余奥氏体相形成得非常不足。