本發明涉及一種延展性和沖擊韌性優異的鋼材及其制造方法。

背景技術：

確保鋼強度的最基本的方法是增加碳(c)含量。一般可通過添加0.8重量％以上的c來獲得1000mpa以上的拉伸強度。

另一方面，當通過常規軋制方法制造具有如上所述的c范圍的鋼時，其微細組織的80％以上由珠光體(pearlite)形成，珠光體為由c固溶度非常低的延展性優異的鐵素體(ferrite)和強度及硬度非常高的碳化鐵(ironcarbide)系的滲碳體(cementite)以片層結構(lamellarstructure)組成的一種復合組織，通過物理性質相異的兩個組織的相輔關系決定珠光體的全部物理性質。

另一方面，利用珠光體組織的鋼材被加工并作為壓力容器、鐵路軌道、橋梁鋼索等需要鋼鐵的全部工業中的產品的材料來使用。其中，大部分情況下最終產品中珠光體的分數為50％以上，因此珠光體對材料的物理性質起到非常重要的影響。

如上所述，基體組織為珠光體時，作為提高整個材料的物理性質的方法，利用添加mn、si、cr等其他元素或者改變材料的軋制條件、熱處理方法來1)控制形成于原奧氏體(prioraustenite)晶界的先共析鐵素體(proeutectoidferrite)或者先共析滲碳體的分數；或2)調整珠光體的片層間距(lamellarspacing)或者珠光體的滲碳體厚度等的方法。

另一方面，由于珠光體組織是鐵素體和滲碳體的復合組織，因此材料斷裂時應力集中在兩個組織的境界，從而具有珠光體內部的斷裂路徑沿著鐵素體和滲碳體的境界面擴展的問題，而且上面提到的1)、2)的方法也存在這樣的問題。

技術實現要素：

(一)要解決的技術問題

本發明的一方面的目的在于提供一種延展性和沖擊韌性優異的鋼材及其制造方法。

另一方面，本發明的技術問題并不限定于上述內容。本發明的技術問題可以從本說明書的全部內容理解，對于本發明所屬技術領域的技術人員來說，理解本發明的附加的技術問題不會有任何困難。

(二)技術方案

本發明的一方面涉及一種延展性和沖擊韌性優異的珠光體鋼材，所述鋼材，以重量％計，包含：c：0.85％以上、si：0.45％以上、cr：0.55％以上、mn：0.15～1.1％、余量fe以及其他不可避免的雜質，并且滿足10c+2si+cr≤17.8，

微細組織中以面積分數計珠光體為80％以上，

所述珠光體中包含具有階梯結構的滲碳體的團的面積為總的團(colony)的20％以上。

并且，本發明的另一方面涉及一種延展性和沖擊韌性優異的珠光體鋼材的制造方法，包括以下步驟：對鋼坯進行加熱，所述鋼坯，以重量％計，包含：c：0.85％以上、si：0.45％以上、cr：0.55％以上、mn：0.15～1.1％、余量fe以及其他不可避免的雜質，并且滿足10c+2si+cr≤17.8；

軋制加熱的所述鋼坯而獲得軋材；

將所述軋材以8℃/s以上的冷卻速度快速冷卻至650～750℃的快速冷卻終止溫度，然后以5℃/s以下的冷卻速度進行冷卻；以及

將冷卻的所述軋材在600～400℃的溫度范圍內保持3分鐘以上。

其中，所述關系式中c，si以及cr表示用重量％表示的各元素的含量的值。

此外，所述技術問題的解決方法并沒有列舉本發明的全部特征。本發明的各種特征和基于其的優點和效果，可參照下面的具體實施方式更詳細地理解。

(三)有益效果

根據本發明的鋼材，在斷裂時由于在作為基體組織的珠光體內部形成的裂紋沿著伴隨滲碳體層的分節的路徑擴展，因此具有延展性和韌性優異的效果。

附圖說明

圖1是表示珠光體內滲碳體的階梯結構的示意圖。

圖2是拍攝發明例1的具有階梯結構的珠光體內的滲碳體的照片。

圖3是拍攝發明例2的具有階梯結構的珠光體內的滲碳體和先共析滲碳體的照片。

圖4是拍攝發明例3的珠光體內的滲碳體中發生的裂紋的照片。

圖5是拍攝比較例1的不具有階梯結構的珠光體內的滲碳體的照片。

具體實施方式

下面，對本發明的優選實施方式進行說明。但是，本發明的實施方式能夠變形為其他多種形式，本發明的范圍并不限定于下面說明的實施方式。并且，本發明的實施方式是為了向本領域的技術人員更完整地說明本發明而提供的。

本發明人認識到，將珠光體作為基體組織使用的鋼材具有在珠光體內部裂紋(crack)沿著鐵素體和滲碳體的境界面形成的問題。這說明復合組織的優點在斷裂活動方面完全沒起作用，因此本發明人為解決上述問題而進行了深入的研究。

結果發現，通過控制微細組織的結構，在斷裂時可以使作為基體組織的珠光體內部所形成的裂紋沿著伴隨滲碳體層的分節的路徑擴展，從而能夠提高延展性和韌性，并由此完成了本發明。

下面，對本發明的一個實施例的延展性和沖擊韌性優異的鋼材進行詳細說明。

本發明的一方面的延展性和沖擊韌性優異的珠光體鋼材，其特征在于，以重量％計，包含：c：0.85％以上、si：0.45％以上、cr：0.55％以上、mn：0.15～1.1％、余量fe以及其他不可避免的雜質，并且滿足10c+2si+cr≤17.8，微細組織中珠光體為80面積％以上，所述珠光體中包含具有階梯結構的滲碳體的團(colony)的面積為總的團的20％以上。

首先，對本發明的一方面的延展性和沖擊韌性優異的珠光體鋼材的合金組成進行詳細說明。下面，各元素含量的單位是重量％。

c：0.85％以上、si：0.45％以上、cr：0.55％以上以及10c+2si+cr≤17.8

c是形成珠光體的主要元素，是對珠光體組織的微細化和增加加工硬化率有效的元素。

眾所周知，si通過珠光體固溶強化和珠光體組織微細化來增加強度，在滲碳體內固溶度非常低，且減小c的活躍度，從而阻礙滲碳體的生長。

cr具有將珠光體組織微細化的效果，是珠光體穩定化元素，因此具有增加共析相變起始溫度且添加cr時珠光體形成相變溫度提高的效果。并且，雖然cr是滲碳體的固溶度比較高的元素，但是在滲碳體形成溫度下，相比其他置換型元素擴散速度慢，因此具有阻礙珠光體生長的效果。

為了在本發明的鋼材的珠光體內形成具有在裂紋傳播時有利于分節的階梯結構的滲碳體，需要考慮影響珠光體內滲碳體生長的各元素之間的相互作用，應滿足c：0.85％以上、si：0.45％以上及cr：0.55％以上。更優選地，可以是c：0.9％以上、si：0.5％以上及cr：0.6％以上。

但是，c、si、cr均具有提高強度的效果，隨著強度的增加基于滲碳體分節的延展性和韌性的改善效果降低，因此，優選地，所述元素的上限限定為滿足10c+2si+cr≤17.8的范圍。

只需滿足10c+2si+cr≤17.8即可，因此無需特別限定c、si、cr的每一個上限，但是c的上限可以為1.6％，si的上限可以為2.0％，cr的上限可以為2.0％。

mn：0.15～1.1％

mn具有將珠光體組織微細化且提高用于形成穩定的珠光體組織的淬透性的效果。

當mn含量小于0.15％時，珠光體內的滲碳體難以形成為穩定的階梯結構。但是，當mn含量超過1.1％時，會助長鋼材的偏析且引發低溫組織。因此，mn的含量優選為0.15～1.1％，更優選為0.2～1.0％。

本發明的其余的成分是鐵(fe)。只是，雜質有可能在一般的制造過程中不可避免地從原料或者周圍環境無意地被混入進去，因此無法排除。對于一般制造過程中的技術人員來說是能夠知曉所述雜質，因此在本說明書中沒有特別地提及其全部內容。

下面，對本發明的一方面的延展性和沖擊韌性優異的珠光體鋼材的微細組織進行詳細說明。

本發明的一方面的延展性和沖擊韌性優異的珠光體鋼材的微細組織中珠光體的面積分數為80％以上，并且所述珠光體中包含具有階梯結構的滲碳體的團(colony)的面積為總的團的20％以上。

當珠光體的面積分數小于80％或者包含具有階梯結構的滲碳體的團(colony)的面積小于總的團的20％時，延展性或者沖擊韌性會劣化。

具有階梯結構的滲碳體

參照圖1即表示珠光體內滲碳體的階梯結構的示意圖進行說明，階梯結構的滲碳體中沿滲碳體的長度方向形成有階梯形狀。階梯結構的滲碳體具有階梯的寬度w、階梯的高度h及以垂直于寬度方向和高度方向的方向定義的邊角i。并且，從邊角i向滲碳體的長度方向k的面畫垂直線時，可將所述垂直線的長度定義為滲碳體的厚度t。所述階梯結構也可以通過表示發明例1的微細組織的照片的圖2進行確認。

階梯結構中以階梯的邊角部分為中心容易引發應力集中，因此相比一般的板狀結構具有滲碳體的厚度方向的分節相對容易的特性。即，滲碳體的階梯結構具有生成伴隨珠光體的分節的裂紋路徑的效果。

裂紋伴隨滲碳體的分節擴展的情況與沿鐵素體/滲碳體的晶界擴展的情況相比，單位長度所需要的裂紋傳播能量變大，因此，具有抑制裂紋傳播的效果，從而提高材料的韌性和延展性。

本發明鋼材的微細組織中珠光體的面積分數為80％以上，并且珠光體中滲碳體為階梯結構的珠光體的團(colony)的面積為總的團的20％以上，因此，所述階梯結構的滲碳體生成伴隨珠光體的分節的裂紋路徑，從而能夠提高延展性和沖擊韌性。

具有階梯結構的滲碳體的(階梯寬度)/(階梯厚度)的平均值為3.5以下

具有階梯結構的滲碳體的(階梯寬度w)/(階梯厚度t)的平均值對形成伴隨滲碳體的分節的裂紋產生影響。當所述值超過3.5時，基于滲碳體的分節的裂紋擴展延遲效果不大，因此延展性和韌性的提升效果不明顯。其中，階梯的寬度和厚度是采用同一單位進行測定的值。

裂紋路徑

對于本發明的鋼材，當觀察拉伸試片的包括拉伸軸的斷面時，由珠光體內部形成的裂紋的總長度l、裂紋路徑內分節的滲碳體層的數量n及片層間距λp定義的的值可以是1以上1.5以下。其中，l和λp是采用統一單位進行測定的值。

當珠光體內部形成具有所述階梯結構的滲碳體而引發滲碳體的分節的同時裂紋擴展時，由珠光體內部形成的裂紋的總長度l、裂紋路徑內分節的滲碳體層的數量n及片層間距λp定義的的值小于1.5時，具有提高延展性和韌性的效果

另一方面，裂紋越向與珠光體片層間距平行的方向(滲碳體厚度方向)擴展，所述值的下限越接近于1，因此，其下限優選為1。

具有階梯結構的滲碳體的邊角方向與具有階梯結構的先共析滲碳體的邊角方向的角度差為10°以上

本發明的鋼材的微細組織進一步包括具有階梯結構的先共析滲碳體，具有所述階梯結構的邊角方向與具有所述階梯結構的先共析滲碳體的邊角方向的角度差可以是10°以上。

當裂紋在由階梯結構的滲碳體組成的珠光體內部擴展時，仍與具有階梯結構的晶界先共析滲碳體相遇，此時，當兩個滲碳體的階梯邊角的方向的角度差大于10°時，由于阻礙裂紋的擴展，因此提高延展性和韌性。其值小于10°時，阻礙裂紋擴展的作用弱，因此延展性和韌性提高的效果不明顯。

滿足上述合金組成和微細組織的本發明的鋼材的總延伸率為6％以上、常溫(25℃)沖擊特性為20j/cm²以上，從而能夠確保優異的延展性和沖擊韌性。

下面，對本發明的另一方面的延展性和沖擊韌性優異的珠光體鋼材的制造方法進行說明。

本發明的另一方面的延展性和沖擊韌性優異的珠光體鋼材的制造方法，包括以下步驟：對鋼坯進行加熱，所述鋼坯，以重量％計，包含：c：0.85％以上、si：0.45％以上、cr：0.55％以上、mn：0.15～1.1％、余量fe以及其他不可避免的雜質，并且滿足10c+2si+cr≤17.8；

軋制加熱的所述鋼坯而獲得軋材；

將所述軋材以8℃/s以上的冷卻速度快速冷卻至650～750℃的快速冷卻終止溫度，然后以5℃/s以下的冷卻速度進行冷卻；以及

將冷卻的所述軋材在600～400℃的溫度范圍內保持3分鐘以上。

鋼坯加熱和軋制步驟

加熱滿足上述合金組成的鋼坯，并軋制加熱的鋼坯以獲得軋材。

此時，所述鋼坯的加熱和軋制可通過通常的熱軋鋼板或者線材的制造方法制造，因此不做特別限定。但是，作為優選的一例，所述鋼坯的加熱溫度為1000～1250℃，所述軋制的溫度可以為900～1000℃。

并且，所述鋼坯可以是板坯或者方坯，所述軋材可以是熱軋鋼板或者線材。

冷卻步驟

將所述軋材以8℃/s以上的冷卻速度快速冷卻至650～750℃的快速冷卻終止溫度，然后以5℃/s以下的冷卻速度進行冷卻。將冷卻的所述軋材在600～400℃的溫度范圍內保持3分鐘以上。

所述快速冷卻是為了抑制先共析滲碳體的形成而整體上將珠光體分數保持在80％以上，防止cr、si等元素集中在先共析滲碳體內部或者其境界面，從而確保在珠光體內部形成階梯結構的滲碳體所需的c、cr、si、mn等元素的含量。

快速冷卻后以5℃/s以下的冷卻速度進行冷卻是為了抑制低溫組織的形成，在珠光體內部使初期的滲碳體形成為穩定的階梯結構。

此時，所述軋材可以是軋制之后的軋材或者冷卻至常溫后重新加熱至900℃以上的軋材。因為冷卻后重新加熱時，也能通過冷卻步驟及保持步驟得到相同的效果。

保持步驟

將冷卻的所述軋材在600～400℃的溫度范圍內保持3分鐘以上。保持3分鐘后，可空冷至常溫。

當保持溫度低于400℃時，可能會生成低溫組織，當保持溫度高于600℃時，強度會變得很差。并且，當保持時間小于3分鐘時，難以確保珠光體分數。

下面，通過實施例對本發明進行更詳細的說明。但是，需留意的是，下面的實施例僅僅是為了更詳細地說明本發明而例示的，其并不限定本發明的權利范圍。因為本發明的權利范圍由權利要求書記載的內容和由此合理推導的內容來決定。

(實施例)

將滿足以下表1中記載的成分系的鋼坯進行加熱至1050℃，然后在1000～900℃溫度范圍內進行軋制而獲得軋材。將所述軋材軋制之后或者冷卻至常溫重新加熱至900℃，然后利用以下表1中記載的冷卻條件制造了鋼材。其中，快速冷卻終止溫度統一為700℃。

對通過上述方法制造的鋼材進行組織觀察，測定珠光體面積分數、在珠光體中包含階梯結構的滲碳體的團(colony)的面積、具有階梯結構的滲碳體的(階梯寬度)/(階梯厚度)的平均值、的值、具有階梯結構的滲碳體的邊角方向與具有所述階梯結構的先共析滲碳體的邊角方向的角度差、拉伸試驗的總延伸率以及常溫(25℃)沖擊韌性，并將其結果在以下表2中表示。

其中，中l、n及λp是觀察拉伸試片的包括拉伸軸的斷面時，在珠光體內部形成的裂紋的總長度l、裂紋路徑內分節的滲碳體層的數量n及片層間距λp。

使用高倍率電子顯微鏡(fe-sem)在40,000倍以上的倍率下觀察滲碳體的階梯結構，并表示了具有階梯結構的團的面積分數。

并且，采用常溫拉伸試驗方法測定了總延伸率，在v-notch試片條件下測定了常溫沖擊韌性。

【表1】

【表2】

比較例1中，mn含量以重量％計未達到0.15％，珠光體內沒有形成滲碳體的階梯結構，因此延伸率和沖擊特性差而沒有改善物理性質。

比較例2中，cr含量以重量％計未達到0.55％，珠光體內沒有形成滲碳體的階梯結構，因此延伸率和沖擊特性差而沒有改善物理性質。

比較例3中，si含量以重量％計未達到0.45％，珠光體內沒有形成滲碳體的階梯結構，因此延伸率和沖擊特性差而沒有改善物理性質。

比較例4中，c含量以重量％計未達到0.85％，珠光體內沒有形成滲碳體的階梯結構，因此延伸率和沖擊特性差而沒有改善物理性質。

因發明例1～7滿足本發明的合金組成和制造條件，從而能夠確認總延伸率和常溫沖擊特性優異。

并且，能夠確認，軋制軋材之后或者冷卻至常溫并重新加熱至900℃后進行冷卻步驟和保持步驟也具有同樣的效果。

比較例5～7中，10c+2si+cr的值超過17.8，因鋼的強度過高，雖然珠光體內的滲碳體形成為階梯結構，但是對延伸率和常溫沖擊特性的改善沒有效果。

比較例8中，在鋼的制造過程中快速冷卻區間的冷卻速度低于8℃/s，因此沒有生成穩定的階梯結構，部分生成的階梯結構中滲碳體階梯的寬度和滲碳體厚度的平均值超過3.5，l/(n×λp)的值超過1.5，對延伸率和常溫沖擊特性的改善沒有效果。

比較例9中，快速冷卻后冷卻速度超過5℃/s，因此沒有生成穩定的階梯結構，部分生成的階梯結構中滲碳體階梯的寬度和滲碳體厚度的平均值超過3.5，l/(n×λp)的值超過1.5，對延伸率和常溫沖擊特性的改善沒有效果。

比較例10中，在鋼的制造過程中600℃-400℃區間的保持時間不足3分鐘，因此沒有生成穩定的階梯結構，部分生成的階梯結構中滲碳體階梯的寬度和滲碳體厚度的平均值超過3.5，l/(n×λp)的值超過1.5，對延伸率和常溫沖擊特性的改善沒有效果。

以上，參照實施例對本發明進行了說明，但是本領域的技術人員可以理解，在不超出權利要求書中記載的本發明的技術思想和技術領域的范圍內，可對本發明進行多種修改和變更。