加工硬化型屈强比控制钢及其制造方法专利检索- 铁的冶炼专利检索查询-专利查询网

加工硬化型屈强比控制钢及其制造方法
申请号	CN201510457023.X	申请日	2015-07-29	公开(公告)号	CN105316574B	公开(公告)日	2017-11-07
申请人	韩国机械研究院;			发明人	李荣璇; 李昌吉;
摘要	根据本发明的屈强比控制钢制造方法，其特征在于，包括：通过对合金钢进行压延或拉丝而制造棒材的步骤，所述合金钢包括碳 (C)0.10～0.40重量％、锰(Mn)0.90～1.50重量％、硅 (Si)0.50～2.50重量％、铝 (Al)0重量％以上且0.060重量％以下，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成；一次热处理步骤，其加热所述材料并以Ac1变态点和Ac3变态点为基准，在Ac1以上且Ac3以下的温度下维持一定时间；以及二次热处理步骤，其以马氏体变态开始点(Ms)及马氏体变态结束点(Mf)为基准，将所述材料冷却至Mf以上且Ms以下的温度，并且在其温度下维持一定时间。
权利要求	1.一种屈强比控制钢制造方法，其特征在于，包括：通过对合金钢进行压延或拉丝而制造材料的步骤，所述合金钢包括碳(C)0.10～0.40重量％、锰(Mn)0.90～1.50重量％、硅(Si)0.50～2.50重量％、铝(Al)0重量％以上且0.060重量％以下，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成；一次热处理步骤，其加热所述材料并以Ac1变态点和Ac3变态点为基准，在Ac1以上且Ac3以下的温度下维持一定时间；以及二次热处理步骤，其以马氏体变态开始点(Ms)及马氏体变态结束点(Mf)为基准，将所述材料冷却至Mf以上且Ms以下的温度，并且在其温度下维持一定时间；能够用作用于抗张强度60～140kgf/mm2级以上的冷间锻造的非调质钢。 2.根据权利要求1所述的屈强比控制钢制造方法，其特征在于，所述冷却步骤通过空冷或水冷执行。 3.根据权利要求1所述的屈强比控制钢制造方法，其特征在于，能够用作用于抗张强度80kgf/mm2级的冷间锻造的非调质钢，并且包括碳(C)0.15重量％、锰(Mn)1.5重量％、硅(Si)1.5重量％、铝(Al)0.050重量％，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成。 4.根据权利要求1所述的屈强比控制钢制造方法，其特征在于：能够用作用于抗张强度100kgf/mm2级的冷间锻造的非调质钢，并且包括碳(C)0.22重量％、锰(Mn)1.5重量％、硅(Si)1.5重量％、铝(Al)0.050重量％，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成。 5.根据权利要求1所述的屈强比控制钢制造方法，其特征在于，能够用作用于抗张强度110kgf/mm2级的冷间锻造的非调质钢，并且包括碳(C)0.30重量％、锰(Mn)1.5重量％、硅(Si)1.5重量％、铝(Al)0.050重量％，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成。 6.一种根据权利要求1所述的制造方法而制造的屈强比控制钢。 7.根据权利要求6所述的屈强比控制钢，其特征在于，具有铁素体基板的网状组织。 8.一种冷间锻造部件的制造方法，其特征在于，包括：通过对合金钢进行压延或拉丝而制造材料的步骤，所述合金钢包括碳(C)0.10～0.40重量％、锰(Mn)0.90～1.50重量％、硅(Si)0.50～2.50重量％、铝(Al)0重量％以上且0.060重量％以下，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成；一次热处理步骤，其加热所述材料并以Ac1变态点和Ac3变态点为基准，在Ac1以上且Ac3以下的温度下维持一定时间；二次热处理步骤，其以马氏体变态开始点(Ms)及马氏体变态结束点(Mf)为基准，将所述材料冷却至Mf以上且Ms以下的温度，并且在其温度下维持一定时间；以及对所述材料进行冷间锻造的步骤。 9.一种根据权利要求8所述的制造方法而制造的冷间锻造部件。 10.根据权利要求9所述的冷间锻造部件，其特征在于，所述冷间锻造部件为螺栓、轴、棒或者杆。
说明书全文	加工硬化型屈强比控制钢及其制造方法技术领域 [0001] 本发明涉及一种钢铁材料及其制造方法，本发明控制屈强比，由此即使是具有相同的抗张强度的材料也易于在塑性加工、切削加工等的金属加工工艺时进行加工，并且可降低制造费用。背景技术 [0002] 就利用钢铁锻造品的部件的制造工艺而言，为了通过工艺改善及自动化缩减制造成本而作出的努力当中，对于削减能量效果及提升工艺效率(自动化生产线等)所必需的要素在于去除锻造后的热处理(Q/T)工艺。 [0003] 图1是表示利用现有的锻造后热处理(淬火/回火，Quenching/Tempering，以下称为‘Q/T’)工艺的现有的传统式调质钢制造工艺的流程图。 [0004] 如图1所示，调质钢的情况，为了冷间锻造而通过10小时以上的球化退火(annealing)来降低硬度和成形载荷，并且锻造后为了确保机械性性质而必须进行后热处理(Q/T)。 [0005] 前/后热处理及伴随的工艺数太多且费用过高，因热处理变形而使得数值产生变化，从而还应增加矫正工艺等，由此在削减能量或自动化方面存在问题。 [0006] 因此，针对锻造后可以省略热处理的非调质钢及锻造工艺开发进行了许多研究，从而热间锻造品的情况，国内也多适用以机轴(crankshaft)、轮毂(wheel hub)等不要求韧性的部件为主的部件，包括用于汽车的连杆(connecting rod)在内，开发适用于枢轴连接(knuckle)的热间锻造用非调质钢的产品而进行适用。 [0007] 此外，用于冷间锻造的非调质钢的情况也实现了开发并试图进行适用，但是停留在适用于部分螺栓类的材料(LH85等)，即使具有去除锻造后热处理工艺的优点，由于高屈强比而在抗张强度80kgf/mm2级以上时因太高的成形载荷而存在模具寿命降低的共同的缺点，因此未能实现扩大适用。 [0008] 另外，铁素体(ferrite)+珠光体(pearlite)的双相组织基板的冷间非调质钢的情况，对于连续生产的线材的情况，前端部和尾部的材质显示出20％以上的巨大差异，由此为了消除无法获得均等品质的缺点，如图2所示，在进行冷间锻造之前，只能增加恒温变态处理，因此导致材料价格上涨而难以适用。发明内容 [0009] 本发明是用于消除如上所述的问题，目的在于提供一种钢铁材料及其制造方法，其可以去除后热处理工艺，单纯利用前处理工艺来大幅削减制造成本，可以提升随着低屈强比的成形性及加工性，并可以降低成形载荷。 [0010] 此外，根据低屈强比而模具寿命提升，易于开发高强度材料部件，从而其目的在于提供一种易于制造8T级及10T级以上的冷间锻造品(螺栓、轴、棒(bar)、杆(rod)、双端螺栓(stud)类等)。 [0011] 根据本发明的屈强比控制钢制造方法，其通过棒压延、拉丝等将合金钢制造成想要的大小的棒之后，通过“用于控制屈强比的两段连续热处理”来制造具有想要的屈强比的材料，所述合金钢包括碳(C)0.10至0.40重量％、锰(Mn)0.90～1.50重量％、硅(Si)0.50～2.50重量％、铝(Al)0重量％以上且0.060重量％以下，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成。 [0012] 在此，“用于控制屈强比的两段连续热处理”，其特征在于，包括：一次热处理步骤，其加热所述材料并以Ac1变态点和Ac3变态点为基准，在Ac1以上且Ac3以下的温度下维持一定时间；以及二次热处理步骤，其以马氏体(martensite)变态开始点(Ms)及马氏体变态结束点(Mf)为基准，将所述材料冷却至Mf以上且Ms以下的温度，并且在其温度下维持一定时间。 [0013] 此外，本发明提出根据所述制造方法而制造的屈强比控制钢，但是如上所述的热处理的屈强比控制钢以铁素体为基础，显示出包括贝氏体(bainite)或马氏体的组织，根据其分布显示出多种屈强比，由此根据金属加工种类可以制造为恰当的材料。 [0014] 此外，本发明提出冷间锻造部件的制造方法，其包括：通过对合金钢进行压延或拉丝而制造材料的步骤，所述合金钢包括碳(C)0.10至0.40重量％、锰(Mn)0.90～1.50重量％、硅(Si)0.50～2.50重量％、铝(Al)0重量％以上且0.060重量％以下，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成；一次热处理步骤，其加热所述材料并以Ac1变态点和Ac3变态点为基准，在Ac1以上且Ac3以下的温度下维持一定时间；以及二次热处理步骤，其以马氏体变态开始点(Ms)及马氏体变态结束点(Mf)为基准，将所述材料冷却至Mf以上且Ms以下的温度，并且在其温度下维持一定时间；对所述材料进行冷间锻造的步骤。 [0015] 根据本发明的屈强比控制钢制造方法而对合金钢进行热处理并控制组织，由此具有以下效果：能够制造屈强比低的低屈强比钢，低屈强比能够利用为常温冷间锻造用材料，并且利用低的屈强强度，则塑性变形容易的同时，必要时利用控制的加工硬化性，由此可以得到高的抗张强度，因此即使锻造后不进行热处理(调质，Q/T)也能够制造具有想要的强度的产品。 [0016] 此外，具有以下效果：可以去除后热处理工艺，并且单纯利用前处理工艺可以大幅削减制造成本，可以提升成形性及加工性，可以降低成形载荷。附图说明 [0017] 图1是现有的利用调质钢的锻造品的制造工艺的流程图。 [0018] 图2是现有的利用冷间非调质钢的锻造品的制造工艺的流程图。 [0019] 图3是屈强比图表。 [0020] 图4是就在本申请的实施例1中制造的屈强比控制钢YRCS80而言，进行两段热处理前后的组织显微镜照片。 [0021] 图5是就对于在本申请的实施例1中制造的屈强比控制钢YRCS80试片而言，表示根据热处理条件抗张强度所产生的变化的图表。 [0022] 图6是就对于在本申请的实施例1中制造的屈强比控制钢YRCS80试片而言，表示根据冷却步骤的执行方法抗张强度所产生的变化的图表。 [0023] 图7是表示在本申请实施例1中制造的屈强比控制钢YRCS80试片的压缩特性的图表。 [0024] 图8是表示在本申请实施例1中制造的屈强比控制钢YRCS80及比较对象试片的压缩变形后硬度测量结果。 [0025] 图9是就在本申请实施例1中制造的屈强比控制钢YRCS80试片而言，表示根据压缩变形量的硬度变化的图表。 [0026] 图10(a)至图10(c)是表示可以确认在本申请实施例1中制造的8T螺栓的金属流动的螺栓横截面的照片。 [0027] 图11(a)至图11(c)是表示在本申请实施例1中制造的8T螺栓的微细组织的光学显微镜(OM)照片。 [0028] 图12是表示将在本申请实施例1中制造的8T螺栓的硬度与制造为现有调质钢的螺栓的硬度比较的结果。 [0029] 图13是表示对于在本申请实施例2中制造的屈强比控制钢YRCS100试片的应力-变形(stress-strain)图表。 [0030] 图14是表示在本申请实施例2中制造的10T螺栓及制造为现有调质钢的螺栓的外观的照片。 [0031] 图15是表示将在本申请实施例2中制造的10T螺栓的硬度与制造为现有调质钢的螺栓的硬度比较的结果。 [0032] 图16是表示对于在本申请实施例3中制造的屈强比控制钢YRCS110试片的应力-变形(stress-strain)图表。具体实施方式 [0033] 以下，参照附图对本发明的实施例进行详细说明。首先，应留意附图中相同的构成要素或部件尽可能表示相同的参考符合。在说明本发明时，为了防止对于相关的公知技术或构成的具体说明不必要地模糊本发明的要旨，省略其详细说明。 [0034] 如下述的表1所示，代表性的用于冷间压制的线材类用于多种螺栓类。 [0035] 【表1】 [0036] [0037] 如表1中记载的一样，冷间压制用线材类用于多种螺栓类，许多企业在生产，但是根据图1及图2中示出的调质钢、非调质钢制造方法来生产其，从而在产品生产费用或产品的性能方面存在其限度。 [0038] 以下，就制造所述的冷间压制用线材类而言，对于根据本发明的屈强比控制钢制造方法进行说明，所述根据本发明的屈强比控制钢制造方法控制屈强比，即使对于具有相同的抗张强度的材料也易于根据金属加工工艺进行加工且可以降低制造费用。 [0039] 屈强比(Yield Ratio)指屈强强度/抗张强度＝Y.S/T.S.，图3是屈强比图表。 [0040] 如图3所示，根据屈强比控制钢制造方法制造的用于塑性加工的材料具有低屈强比，由此可在低荷重下产生变形，从而提升低的成形载荷和模具寿命，因此具有可以降低制造成本的效果，并且使用于切削加工的材料具有高屈强比，由此即使在不进行热处理(调质，Q/T)的原材料的状态下也可以确保优良的切削性。 [0041] 根据本发明的屈强比控制钢的制造方法，首先，实施通过对合金钢进行压延或者拉丝而制造棒材的步骤，所述合金钢包括碳(C)0.10～0.40重量％、锰(Mn)0.90～1.50重量％、硅(Si)0.50～2.50重量％、铝(Al)0重量％以上且0.060重量％以下，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成。在此，使用具有如上所述的组成的合金钢，由此具有以下优点：组成简单，容易调节用于调整强度的化学成分。 [0042] 其次，对于通过“用于控制屈强比的两段连续热处理”来制造的钢屈强比进行控制，具体地，按顺序执行一次热处理步骤及二次热处理步骤，由此制造控制屈强比的钢铁材料，所述一次热处理步骤，其加热在前步骤中获取的材料并以Ac1变态点和Ac3变态点为基准，在Ac1以上且Ac3以下的温度下维持一定时间；所述二次热处理步骤，其以马氏体变态开始点(Ms)及马氏体变态结束点(Mf)为基准，将所述材料冷却至Mf以上且Ms以下的温度，并且在其温度下维持一定时间。 [0043] 另外，就所述一次热处理而言，热处理温度范围的上限更优选为(Ac1+Ac3)/2，就所述二次热处理而言，热处理温度范围的下限更优选为(25℃+Ms)/2。 [0044] 此时，在所述一次热处理步骤及所述二次热处理步骤的热处理时间即使为20分钟以上且一小时以下也足够了，因此与图1及图2的现有工艺中的热处理时间相比，在时间方面上更加有利。另外，就执行所述一次热处理及二次热处理而言，利用可以利用一般的连续热处理设备的常规的热处理方法。 [0045] 并且，对于在所述冷却步骤的冷却速度可以根据需要适当地从通过水冷(water quenching)等的急冷、通过空冷(air cooling)等的缓冷等各种公知的冷却方法之中选择来进行控制。 [0046] 根据所述本发明的屈强比控制钢制造方法来制造的控制了屈强比的钢铁材料作为用于抗张强度80kgf/mm2级冷间锻造的非调质钢，将所述表1中公开的多种螺栓类可使用于与利用现有材料的情况相比可更容易制造的情况，进一步讲，适当地变更合金组成及热处理条件，由此也能够用作用于抗张强度60～140kgf/mm2级以上冷间锻造的非调质钢。 [0047] 与此相关，通过上述中详细说明的根据本发明的屈强比控制钢的制造方法来制造屈强比控制钢之后，附加地执行对材料进行冷间锻造的步骤，由此可以制造螺栓(bolt)、轴(shaft)、棒(bar)、杆(rod)或者双端螺栓(stud)等多种冷间锻造部件。 [0048] 进一步讲，根据需要执行所述冷间锻造步骤之后，为了提升最终锻造部件的耐蚀性，执行在表面进行镀金处理的镀金涂布步骤，其后，可以附加地执行烘干(baking)热处理步骤。所述烘干热处理步骤作为镀金处理之后必须适用的工艺，镀金时产生的氢残留于产品，则显示出氢脆，因此可知通过烘干处理并根据柯特雷耳(Cottrel)效果来增加强度，所述烘干处理作为为了防止产生氢脆而经过的脱氢工艺。 [0049] 实施例1：通过两段热处理的屈强比控制钢(YRCS80)的制造及利用其的冷间锻造部件(8T螺栓)的制造 [0050] 本实施例1中对线材按顺序执行一次热处理及二次热处理，从而获得屈强比控制钢YRCS80(材料名)，并将其适用于8T螺栓的结果与现有技术进行了比较，所述一次热处理为在800℃下维持20分钟，所述二次热处理为在400～430℃下维持30分钟，所述线材包括碳(C)0.15重量％、锰(Mn)1.5重量％、硅(Si)1.5重量％、铝(Al)0.050重量％，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成。 [0051] 图4是根据本发明的两段热处理前后的组织显微镜照片，图5是表示由于用于控制屈强比的两段热处理前与后的硬度变化而热处理后硬度增加约10％。 [0052] 如图4所示，可知根据本发明经过一次热处理步骤、冷却步骤、及二次热处理步骤的两段热处理步骤，则粗大的组织粒子变得微细化。 [0053] 图5是就对于根据本发明制造的试片而言，表示根据热处理条件抗张强度所产生的变化。 [0054] 如图5所示，作为根据本发明而控制了屈强比的两种试片(试片①及试片②)的抗张曲线，试片①为0.516、试片②为0.600，表现出分别不同的屈强比。最终，在相同合金材料的情况下也表现出能够根据用于控制屈强比的两段热处理条件来调节屈强比大小。 [0055] 图6是就根据本发明制造的试片而言，表示根据冷却步骤的执行方法抗张强度所产生的变化。 [0056] 根据图6，就第一次热处理步骤之后执行冷却步骤而言，与水冷至270℃的试片(270℃(急冷))相比，可以确认空冷至270℃的试片(270℃(空冷))具有更低的屈强强度和抗张强度。 [0057] 换句话说，可知即使在相同的合金材料的情况下也可根据在用于控制屈强比的两段热处理过程中执行的冷却条件来调节强度及屈强比大小。 [0058] 图7是表示根据本发明制造的试片及比较对象试片的压缩特性。 [0059] 如图7所示，根据本发明的制造方法来进行两段热处理的YRCS80材料与球状化热处理的比较对象合金钢相比，在屈强强度方面虽然相同，但是在强度方面与热处理(调质，Q/T)之后的比较材料相比而显示出优良的特性。 [0060] 因此，由于高加工硬化性而可以利用为非热处理型用于冷间锻造的材料。 [0061] 图8是表示在根据本发明制造的试片及比较对象试片的压缩变形后硬度测量结果。 [0062] 将原材料50％压缩成形之后，对各个材料的硬度变化进行测量的结果，如图8所示，可知与其他材料(调质钢、现有非调质钢)相比，本发明材料的情况，硬度最大可上升至50％。 [0063] 最终，根据本发明的钢材与现有的材料相比，可以确认根据塑性变形(冷间锻造)可以急剧地提升硬度和强度。 [0064] 图9是表示根据本发明制造的屈强比控制钢压缩变形时，根据变形率的硬度变化，由此即使变形率增加得小的情况下也显示出大的硬度增加效果，其表示与图8的抗张曲线相同的倾向。 [0065] 图10(a)至图10(c)表示根据本发明的8T螺栓的金属流动(Metal Flow)。 [0066] 如图10(a)至图10(c)所示，对作为碳素钢的1045K进行球状化火后进行冷间压制的螺栓(图10(a))、对锻造的螺栓进行后热处理(Q/T)的螺栓(图10(b))、对执行根据本发明的两段热处理的8T材料(YRCS80)进行冷间压制的螺栓(图10(c))的金属流动，全部以流畅的状态表示出相同的形态。其中，可以以流线(flow line)来确认YRCS80材料的流动性最好。 [0067] 图11(a)至图11(c)表示根据本发明的利用光学显微镜对组织进行观察的照片。 [0068] 如图11(a)至图11(c)所示，冷间压制的螺栓组织(图11(a))表示出压缩的球状化碳化铁(cementite)组织，冷间压制后进行调质处理(Q/T)的组织(图11(b))表示出回火马氏体(Tempered Martensite)组织。相反，执行根据本发明的两段热处理的8T螺栓(图11(c))的组织，表示出根据本发明的两段热处理之后的网状组织(参照图4)通过冷间压制而压缩的状态。 [0069] 换句话说，执行根据本发明的两段热处理，则组织变得微细化并且可以期待高加工硬化性。 [0070] 图12是将根据本发明制造的8T螺栓的硬度进行比较的图。 [0071] 如图12所示，调质热处理之前的锻造状态的螺栓(1045K)按部位表示出HRC14～23水平，对其进行调质处理的螺栓(热处理，Heat treatment)表示出作为要求特性(HRC25～29)的HRC25以上硬度。相反，根据本发明制造的螺栓(YRSC80)在锻造状态下，在所有部位表示出要求硬度(HRC25)以上。最终，表示出在没有热处理仅仅通过锻造可以制造与现有的热处理(调质处理)材料相同的特性。 [0072] 实施例2：通过两段热处理的屈强比控制钢(YRCS100)的制造及利用其的冷间锻造部件(10T螺栓)的制造 [0073] 本实施例2中对线材按顺序执行一次热处理之后执行二次热处理，从而获得屈强比控制钢YRCS100(材料名)，并将其适用于10T螺栓的结果与现有技术进行了比较，所述一次热处理为在800℃下维持35分钟，所述二次热处理为执行一次热处理之后进行水冷(water quenching)并在270℃下维持30分钟，所述线材包括碳(C)0.22重量％、锰(Mn)1.5重量％、硅(Si)1.5重量％、铝(Al)0.050重量％，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成。 [0074] 图13是表示对于在本申请实施例2中制造的屈强比控制钢YRCS100试片的应力-变形(stress-strain)图表，根据图13，则YRCS100材料具有983MPa的抗张强度，从而可知可以用作用于10T级高抗拉螺栓的材料。 [0075] 图14是表示根据本实施例2的对执行两段热处理的10T材料(YRCS100)进行冷间压制的螺栓(YRCS100【锻造】)、对作为用于12.9级的铬-钼钢材料的SCM435进行球状化退火之后进行冷间压制而制造的螺栓(SCM435【锻造】)及对其进行后热处理的螺栓(SCM435锻造及热处理【Q/T】)的外观的照片。 [0076] 图15是根据测量位置对如上所述制造的螺栓的硬度进行比较的结果。 [0077] 根据图15，调质热处理之前的锻造状态的螺栓(SCM435【锻造】)根据部位而表示出HRC21～30的水平，对其进行调质处理的螺栓(SCM435【锻造/热处理】)根据部位而表示出HRC34～35的硬度，相反，根据本发明制造的10T螺栓(YRCS100【锻造】)在所有测量部位具有比调质处理的常用10T螺栓提升的硬度的同时根据部位表示出HRC35～37的硬度。 [0078] 换句话说，可知根据本发明在没有后热处理而仅仅通过执行锻造也可以制造出具有比利用现有的调质处理材料的情况优良的品质的10T级的高抗拉螺栓。 [0079] 实施例3：通过两段热处理的屈强比控制钢(YRCS110)的制造 [0080] 本实施例3中对线材按顺序执行一次热处理之后执行二次热处理，从而获得屈强比控制钢YRCS110(材料名)，所述一次热处理为在800℃下维持35分钟，所述二次热处理为执行一次热处理之后进行水冷(water quenching)并在270℃下维持30分钟，所述线材包括碳(C)0.30重量％、锰(Mn)1.5重量％、硅(Si)1.5重量％、铝(Al)0.050重量％，并且残余部分由Fe及不可避免的杂质组成。 [0081] 图16是表示对于在本申请实施例3中制造的屈强比控制钢YRCS110试片的应力-变形(stress-strain)图表，根据图16，则YRCS110材料具有1167MPa的抗张强度，由此可知可以作为用于11T级高抗拉螺栓的材料进行使用。 [0082] 以上，虽然对本发明与特定的实施例相关联而进行图示及说明，但是只要是本发明所属领域中具有通常知识的任何人都可知在不超出根据所附的专利请求范围表示的发明思想及领域的限度内能够进行各种变更、改造及变化。

意见反馈