專利名稱：具有極佳耐延遲斷裂性能的超高強度鋼絲及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及用于制備需要超高強度的汽車引擎螺栓的鋼線材，更具體而言，涉及具有極佳耐氫致延遲斷裂性能的鋼線材及其制備方法。
背景技術(shù)：
近年來，隨著輕型和高性能汽車的需求的增加，對引擎部件(例如螺栓)的高強度需求也隨之增加，以降低能量消耗。目前由合金鋼(例如SCM435或SCM440)通過淬火和回火所制備的高強度螺栓為具有約1200MPa強度的螺栓。但是，具有1300MPa拉伸強度的鋼可能會發(fā)生氫致延遲斷裂，因此無法用于制備超高強度的螺栓。對開發(fā)高強度螺栓而言需考慮的最大問題是延遲斷裂。術(shù)語延遲斷裂是指當對螺栓施用某一特定拉伸強度(約1200MPa)時螺栓突然斷裂的現(xiàn)象。該現(xiàn)象主要發(fā)生在螺栓的凹槽或端部，且已知這歸因于在三向應(yīng)カ狀態(tài)下的氫致脆變。因此，在開發(fā)具有約1200MPa或更高強度的高強度螺栓中，需要通過增加螺栓的耐延遲斷裂性能來確保其安全性。一家日本鋼公司已開發(fā)出了ー種基于珠光體的高強度珠光體鋼，其通過在珠光體/滲碳體處形成的氫捕獲位點而具有改進的耐延遲斷裂性能，并保持珠光體的特征強度。該珠光體鋼被供應(yīng)給ー些汽車公司。但是，在上述珠光體鋼中，在制得該鋼之后的依尺寸制造的拉拔(drawing)過程中，應(yīng)添加多于O. 2wt%的Cr，以改進拉伸強度和確保其拉拔性能，且必需進行等溫轉(zhuǎn)化。因此，該珠光體鋼的缺點為，生產(chǎn)成本高，制備過程復(fù)雜。另ー缺點為，制備該鋼需要極精確的冷卻條件。此外，在改進具有1200MPa或更高強度的高強度鋼線材的耐延遲斷裂性能的嘗試中，存在一項技術(shù)，其中添加O. 5wt%或更多量的每ー種晶粒細化元素，包括Ti、Nb和V，并且其中添加耐腐蝕元素(例如Ni、Cu、Co等)和碳化物元素。但是，該項技術(shù)的缺點是鋼的制備成本極高，因為必需進行鉛淬火，以確保珠光體的轉(zhuǎn)化穩(wěn)定性。同時，對代替迄今在汽車引擎中一直使用的螺栓合金鋼的微合金鋼，在通過省去熱處理來降低制備成本方面，已進行了大量研究。但是，近年來，為賦予汽車以輕型和高強度性能和為降低汽車部件的數(shù)目，使用了復(fù)雜的鍛造設(shè)計，當應(yīng)用常規(guī)退火和回火操作吋，這種復(fù)雜的鍛造設(shè)計可能導(dǎo)致微合金鋼變形。為此，基本無法應(yīng)用微合金鋼。因此，對通過降低C含量和添加痕量Ti的奧氏體晶粒細化技術(shù)來改進韌度的方法進行了研究，并對通過添加少量Mo形成針狀鐵素體來達到高強度的方法進行了研究。但是，這些方法存在的問題是，由于添加相對昂貴的合金元素而增加了制備成本。此外，提出了通過將C含量降低至O. 1%并添加Cr和Mo來改進韌度的方法以及將鋼的微結(jié)構(gòu)通過可控冷卻轉(zhuǎn)化成馬氏體的方法。但是，這些方法在韌度的降低、昂貴元素(例如Cr和Mo)的添加以及用于可控冷卻的具體設(shè)備方面存在問題。 同時，如上所述，在進ー步改進拉伸強度約為1200MPa的合金鋼的拉伸強度方面的限制因素尚未被克服。此外，雖然在日本已提出了一些關(guān)于超高強度線材的技木，但是這些技術(shù)必需添加昂貴的合金元素和進行鉛淬火，無法確保價格競爭力。特別是，實際上難以確保關(guān)于氫致延遲斷裂特征的穩(wěn)定數(shù)據(jù)。因此，需要一種制備超高強度鋼線材的技術(shù)，該技術(shù)通過省去基本的熱處理而減少了必需操作的數(shù)目(如在微合金鋼的情況下)，通過使用痕量合金元素確保了價格競爭力，且確保了耐延遲斷裂的性能。
發(fā)明內(nèi)容
技術(shù)問題本發(fā)明的ー個方面提供了ー種既具有超高強度又具有極佳耐延遲斷裂性能的鋼線材，及其制備方法。技術(shù)方案 根據(jù)本發(fā)明的ー個方面，提供了ー種具有極佳耐延遲斷裂性能的超高強度鋼線材，該鋼線材包含以 wt% 計的 O. 7-1. 2%C、0. 25-0. 5%Si、0. 5-0. 8%Μη、0· 02-0. 1%V 和余量的Fe，以及不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明的另ー個方面提供了一種制備具有極佳耐延遲斷裂性能的超高強度鋼線材的方法，該方法包括以下步驟將鋼加熱至1000-1100°C，該鋼含有以wt%計的
O.7-1. 2%C、0. 25-0. 5%Si、0. 5-0. 8%Μη、0· 02-0. 1%V 和余量的 Fe 及不可避免的雜質(zhì)；將經(jīng)加熱的鋼在900-1000°C的溫度下進行熱軋；將該經(jīng)軋制的鋼以5-10°C /s的速率冷卻至600-650°C ;和以60-80%的減面率(reduction ratio)冷拉該經(jīng)冷卻的鋼。有益效果在本發(fā)明的鋼線材中，由于添加V而致的沉淀硬化效應(yīng)可增加珠光體的強度，且通過V(C，N)沉淀物的形成可増加可擴散的氫捕獲位點，從而使線材具有耐氫致延遲斷裂性能。因此，當使用本發(fā)明的線材制備汽車螺栓等時，其可有助于減輕重量和增強汽車性倉^:。此外，本發(fā)明的制備方法通過省去鉛淬火和昂貴的合金元素而提供了極佳的價格競爭力，并可用作新制備方法的基礎(chǔ)，而對操作條件沒有限制。
本發(fā)明的上述及其他的方面、特征及其他優(yōu)點可從以下詳細描述及附圖中更清楚地理解，其中圖IA和IB為分別展示常規(guī)實施例和本發(fā)明實施例I的鋼線材的微結(jié)構(gòu)的觀察結(jié)果的照片；圖2A和2B為分別展示常規(guī)實施例和本發(fā)明實施例I的鋼線材的微結(jié)構(gòu)的觀察結(jié)果的照片；圖3A至3F為ー組展示常規(guī)實施例、本發(fā)明實施例和對比實施例的鋼線材的微結(jié)構(gòu)的觀察結(jié)果的照片；圖4A和4B分別示意展示了常規(guī)實施例和本發(fā)明實施例I的鋼線材的微結(jié)構(gòu)；圖5為展示常規(guī)實施例和本發(fā)明實施例的鋼線材的斷裂應(yīng)カ和可擴散氫含量之間的關(guān)系的曲線圖6為展示常規(guī)實施例、本發(fā)明實施例和對比實施例的鋼線材在拉拔過程中拉伸強度隨直徑而改變的曲線圖。
具體實施例方式現(xiàn)將參照附圖詳細描述本發(fā)明的示例性實施方案。但是，本發(fā)明可以多種不同的形式實現(xiàn)，且不應(yīng)解釋為僅限于本文所述實施方案。確切而言，提供這些實施方案是為了使本公開更徹底和完整，和將本發(fā)明范圍完全傳達給本領(lǐng)域技術(shù)人員。在附圖中，為清楚起見，放大了層和區(qū)域的厚度。附圖中相同的附圖標記表示相同的要素，因此省略了對它們的描述。本發(fā)明的發(fā)明人已進行了大量研究來解決延遲斷裂問題，該問題是開發(fā)汽車用高強度螺栓中的最大問題。結(jié)果，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，當通過添加痕量釩而在珠光體的鐵素體基質(zhì)中形成碳氮化釩時，其可增加珠光體強度并用作可擴散氫捕獲位點，從而改進了耐氫致延遲斷裂性能，從而實現(xiàn)本發(fā)明。下文將詳細描述本發(fā)明的鋼線材。首先，將描述本發(fā)明鋼線材的組成(組成量在下文表述為wt%)。本發(fā)明線材中最重要的合金元素是釩(V)。本發(fā)明線材的V含量為O. 02-0. 1%。V在鐵素體基質(zhì)中形成V(c，N)沉淀物。該沉淀物可增加珠光體的強度且還可用作可擴散氫捕獲位點。如果V含量小于O. 02%，則與氮和碳的固溶性將降低，使得難以有效形成沉淀物，如果V含量大于O. 1%，則鐵素體基質(zhì)中的V的沉淀將過多，由此將導(dǎo)致鋼在軋制和拉拔過程中斷裂，并迅速降低鋼的冷鍛性。鋼中碳(C)含量優(yōu)選為O. 7-1. 2%。C是ー種重要合金元素，通常添加它來確保鋼的強度。如果C含量小于O. 7%，則無法確保足夠的強度，由此使得無法確保形成超高強度鋼。如果C含量大于I. 2%，則可在軋制和拉拔過程中發(fā)生裂化或斷裂。鋼中錳(Mn)含量優(yōu)選為O. 5-0. 8%。Mn是ー種增加鋼強度和影響鋼的抗沖擊性的合金元素。此外，其可増加鋼的軋制性能和減少鋼的脆化。如果Mn含量小于0.5%，則強度的強化效應(yīng)將不明顯，如果Mn含量大于O. 8%，則將導(dǎo)致嚴重的硬化。為此，Mn含量優(yōu)選限制在 O. 5-0. 8wt%0鋼中娃(Si)含量優(yōu)選為O. 25-0. 5%。Si在珠光體的鐵素體中形成固溶體,從而增加鋼強度。如果Si含量小于O. 25%，則鋼強度增加的效果將不足夠，如果Si含量大于O. 5%，則將增加鋼在冷鍛過程中的硬化，從而降低鋼的韌度。鋼中磷(P)含量優(yōu)選為O. 02%或更少。因為P可偏析在晶粒間界中從而會降低鋼的韌度，因此P含量優(yōu)選盡可能低。為此，P含量的上限優(yōu)選限制為O. 02%。鋼中硫(S)含量優(yōu)選為O. 02%或更小。S是ー種低沸點元素，可與Mn結(jié)合從而降低鋼的韌度且還可不利地影響高強度線材的性能，為此，其含量優(yōu)選盡可能低。由此，鑒于在精制過程中存在的不可避免的問題，S含量的上限優(yōu)選限制為O. 02%。除上述元素之外，可添加60ppm的氮(N)。N形成VN，而相當于向熔融鋼中引入雜質(zhì)。為此，N含量優(yōu)選不大于60ppm。同時，在本發(fā)明中，除V以外不會主動添加增加沉淀物牢固性的元素Ti和Nb，除非將它們作為必不可少的元素添加。這是因為，如果Ti與V結(jié)合添加，熔融鋼中的氮將首先與Ti反應(yīng)形成TiN沉淀物，這樣無法有效地形成V沉淀物，從而無法達到通過V沉淀物改進鋼的耐延遲斷裂性能的效果。此外，如果V與Nb結(jié)合添加，可細化奧氏體晶粒，但鋼的價格將不可避免地増加，并且Nb將干擾V沉淀物的形成，因為其與氮具有高反應(yīng)活性。此外，本發(fā)明的鋼線材含有Fe和不可避免的雜質(zhì)。下文將詳細描述本發(fā)明鋼線材的微結(jié)構(gòu)。在本發(fā)明鋼線材中，V(C，N)沉淀物優(yōu)選分布在珠光體的鐵素體結(jié)構(gòu)中。該V(c，N)沉淀物會阻礙膜狀滲碳體沉淀并分布在珠光體的鐵素體結(jié)構(gòu)中來用作強的氫捕獲位點，從而改進鋼的耐氫致延遲斷裂性能。V (C，N)沉淀物的平均粒度優(yōu)選為30nm或更小，且V (C，N)沉淀物的數(shù)目優(yōu)選為lxl09/mm2 或更多。
如果V (C，N)沉淀物的尺寸大于30nm，則這些沉淀物將無法精細分布于珠光體的鐵素體基質(zhì)中，由此無法獲得通過沉淀物的均勻分布而致的鋼強度増加的效果。另ー方面，如果V(c，N)沉淀物較粗糙，則他們可能在鐵素體中形成粗糙沉淀物，從而導(dǎo)致斷裂，而不是通過抑制位錯運動來改進鋼的拉伸強度。為此，沉淀物的尺寸優(yōu)選為30nm或更小。另外，沉淀物數(shù)目必須為1x107mm2或更多的原因為，如果沉淀物數(shù)目小于IxlO9/_2，則將難以確保V沉淀物的沉淀硬化效果，由此無法實現(xiàn)本發(fā)明所探尋的強度。如果沉淀物數(shù)目過大，則沉淀硬化效果可最大化，從而導(dǎo)致線材在其拉拔過程中斷裂；但是，在本發(fā)明中，沉淀物的數(shù)目沒有明確限定，因為V的含量是受限的。此外，本發(fā)明的鋼線材具有珠光體結(jié)構(gòu)。隨著珠光體結(jié)構(gòu)的層間隙的減小，線材的拉伸強度和延展性増加。本發(fā)明鋼線材的珠光體結(jié)構(gòu)的層間隙優(yōu)選為150-300nm。珠光體的延展性和強度取決于珠光體的層間隙。特別是，珠光體的屈服強度取決于其層間隙，這可由Hall-Petch關(guān)系表述。因此，層間隙需保持在合適的水平，因為層間隙的減小導(dǎo)致強度和延展性増加。如果層間隙小于150nm，則線材的應(yīng)變硬化速率將過度増加，導(dǎo)致線材在其拉拔過程中斷裂。另ー方面，如果層間隙大于300nm，則將非?？赡馨l(fā)生剪切故障，例如裂斷，這將難以確保下述強度。此外，本發(fā)明線材中可擴散氫的含量優(yōu)選限制為O. 6-0. 9ppm。術(shù)語可擴散氫的含量是指鋼可含有氫的最大濃度?？蓴U散氫的含量根據(jù)基質(zhì)結(jié)構(gòu)而變化。如果本發(fā)明鋼中可擴散氫的含量小于O. 6ppm,則無法達到通過氫捕獲來改進耐延遲斷裂的性能的效果。將本發(fā)明鋼線材中可擴散氫含量限制為O. 9ppm的原因在干，如在本發(fā)明的情況下，在含有V沉淀物的珠光體鋼中難以確?？蓴U散氫的含量大于9ppm。下文將詳細描述制備本發(fā)明鋼線材的方法。首先，對滿足上述組成的鋼進行加熱，然后進行軋制。此處，加熱溫度為1100°C或更低，優(yōu)選 1000-1100°c。將經(jīng)加熱的鋼進行熱軋。此處，在1050-800°c的溫度下進行從粗軋到精軋的操作。將經(jīng)軋制的鋼以5-10°C /s的速率冷卻至650_600°C。如果冷卻速率小于5°C，則先共析的滲碳體將沉淀，導(dǎo)致各向異性，如果冷卻速率大于10°c /S，則將形成馬氏體，其為ー種低溫結(jié)構(gòu)。在熱軋之后經(jīng)冷卻的鋼具有1100-1300MPa的拉伸強度。冷卻操作之后，將鋼進行冷抜。冷拔優(yōu)選以60-80%的減面率進行。為確保通過冷拔操作的加工硬化后鋼的拉伸強度，將鋼以60%或更高的減面率進行冷抜。如果減面率高于80%，則鋼的可冷鍛性將變差。為此，減面率的上限優(yōu)選為80%。經(jīng)冷拔的線材具有1550-1650MPa的拉伸強度。下文將參照實施例詳細描述本發(fā)明，但本發(fā)明范圍不限于這些實施例。實施例將滿足下表I中所示組成的每ー種鋼在1100°C加熱，之后在950°C以ΙΟ/s的應(yīng)變速率對其施加O. 6的應(yīng)變。然后將鋼以7. 50C /s的速率冷卻并拉拔至10-90%，從而制得線材。在下表I中，本發(fā)明實施例為添加了本發(fā)明所指定含量范圍內(nèi)的V的鋼，常規(guī)實施例為添加了 Cr的鋼。同吋，對比實施例I和2為超出本發(fā)明V含量的鋼，對比實施例3和4為添加了 Al來替代V的鋼。測量按上述制備的線材的拉伸強度、延伸率和表面糙度，測量結(jié)果示于下表2中。此外，對所制備線材，根據(jù)可擴散氫含量測量其微結(jié)構(gòu)、斷裂應(yīng)力，井根據(jù)拉拔的量測量拉伸強度的改變，測量結(jié)果示于圖1-6中。[表 I]
權(quán)利要求
1.一種具有極佳耐延遲斷裂性能的超高強度鋼線材，該線材包含以Wt%計的0.7-1. 2%C、0. 25-0. 5%Si、0. 5-0. 8%Mn、0. 02-0. 1%V 和余量的 Fe 及不可避免的雜質(zhì)。
2.權(quán)利要求I的超高強度鋼線材，其中所述線材具有一種層間隙為150-300nm的珠光體結(jié)構(gòu)，其中V(C，N)沉淀物分布于該珠光體的鐵素體結(jié)構(gòu)中。
3.權(quán)利要求2的超高強度鋼線材，其中所述V(C，N)沉淀物的平均粒度為30nm或更小，所述V(C，N)沉淀物的數(shù)目為1x107mm2或更多。
4.權(quán)利要求I的超高強度鋼線材，其中所述線材的可擴散氫含量為0.6-0. 9ppm。
5.一種制備具有極佳耐延遲斷裂性能的超高強度鋼線材的方法，該方法包括 將鋼加熱至1100 °C或更低溫度，該鋼含有以wt%計的0. 7-1. 2%C、0. 25-0. 5%Si、·0.5-0. 8%Mn、0. 02-0. 1%V和余量的Fe及不可避免的雜質(zhì)； 將經(jīng)加熱的鋼在900-1000°C的溫度下進行熱軋； 將該經(jīng)軋制的鋼以5-10°C /s的速率冷卻至600-650°C ;和 以60-80%的減面率冷拔該經(jīng)冷卻的鋼。
全文摘要
一種具有極佳耐延遲斷裂性能的超高強度鋼線材，包含以wt%計的0.7-1.2%C、0.25-0.5%Si、0.5-0.8%Mn、0.02-0.1%V和余量的Fe及不可避免的雜質(zhì)。
文檔編號C22C38/12GK102686750SQ201080059598
公開日2012年9月19日 申請日期2010年12月23日 優(yōu)先權(quán)日2009年12月28日
發(fā)明者曹炯根, 李侑煥, 李相潤, 金東炫 申請人:Posco公司