專利名稱：具有極佳耐延遲斷裂性能的超高強(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)度螺栓為具有約1200MPa強(qiáng)度的螺栓。但是，具有1300MPa拉伸強(qiáng)度的鋼可能會(huì)發(fā)生氫致延遲斷裂，因此無法用于制備超高強(qiáng)度的螺栓。對開發(fā)高強(qiáng)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(dāng)對螺栓施用某一特定拉伸強(qiáng)度(約1200MPa)時(shí)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(qiáng)度的高強(qiáng)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(qiáng)度珠光體鋼，其通過在珠光體/滲碳體處形成的氫捕獲位點(diǎn)而具有改進(jìn)的耐延遲斷裂性能，并保持珠光體的特征強(qiáng)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(jìn)拉伸強(qiáng)度和確保其拉拔性能，且必需進(jìn)行等溫轉(zhuǎn)化。因此，該珠光體鋼的缺點(diǎn)為，生產(chǎn)成本高，制備過程復(fù)雜。另ー缺點(diǎn)為，制備該鋼需要極精確的冷卻條件。此外，在改進(jìn)具有1200MPa或更高強(qiáng)度的高強(qiáng)度鋼線材的耐延遲斷裂性能的嘗試中，存在一項(xiàng)技術(shù)，其中添加O. 5wt%或更多量的每ー種晶粒細(xì)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(xiàng)技術(shù)的缺點(diǎn)是鋼的制備成本極高，因?yàn)楸匦柽M(jìn)行鉛淬火，以確保珠光體的轉(zhuǎn)化穩(wěn)定性。同時(shí)，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(jìn)行了大量研究。但是，近年來，為賦予汽車以輕型和高強(qiáng)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(jì)，當(dāng)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(jì)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(xì)化技術(shù)來改進(jìn)韌度的方法進(jìn)行了研究，并對通過添加少量Mo形成針狀鐵素體來達(dá)到高強(qiáng)度的方法進(jìn)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(jìn)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(shí)，如上所述，在進(jìn)ー步改進(jìn)拉伸強(qiáng)度約為1200MPa的合金鋼的拉伸強(qiáng)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(qiáng)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(jìn)行鉛淬火，無法確保價(jià)格競爭力。特別是，實(shí)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(qiáng)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(jià)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(gè)方面提供了ー種既具有超高強(qiáng)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(gè)方面，提供了ー種具有極佳耐延遲斷裂性能的超高強(qiáng)度鋼線材，該鋼線材包含以 wt% 計(jì)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(gè)方面提供了一種制備具有極佳耐延遲斷裂性能的超高強(qiáng)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(jì)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(jìn)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(qiáng)度，且通過V(C，N)沉淀物的形成可増加可擴(kuò)散的氫捕獲位點(diǎn)，從而使線材具有耐氫致延遲斷裂性能。因此，當(dāng)使用本發(fā)明的線材制備汽車螺栓等時(shí)，其可有助于減輕重量和增強(qiáng)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(jià)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(diǎn)可從以下詳細(xì)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(shí)施例和本發(fā)明實(shí)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(shí)施例和本發(fā)明實(shí)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(shí)施例、本發(fā)明實(shí)施例和對比實(shí)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(shí)施例和本發(fā)明實(shí)施例I的鋼線材的微結(jié)構(gòu)；圖5為展示常規(guī)實(shí)施例和本發(fā)明實(shí)施例的鋼線材的斷裂應(yīng)カ和可擴(kuò)散氫含量之間的關(guān)系的曲線圖6為展示常規(guī)實(shí)施例、本發(fā)明實(shí)施例和對比實(shí)施例的鋼線材在拉拔過程中拉伸強(qiáng)度隨直徑而改變的曲線圖。
具體實(shí)施例方式現(xiàn)將參照附圖詳細(xì)描述本發(fā)明的示例性實(shí)施方案。但是，本發(fā)明可以多種不同的形式實(shí)現(xiàn)，且不應(yīng)解釋為僅限于本文所述實(shí)施方案。確切而言，提供這些實(shí)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(dá)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(biāo)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(jìn)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(qiáng)度螺栓中的最大問題。結(jié)果，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，當(dāng)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(shí)，其可增加珠光體強(qiáng)度并用作可擴(kuò)散氫捕獲位點(diǎn)，從而改進(jìn)了耐氫致延遲斷裂性能，從而實(shí)現(xiàn)本發(fā)明。下文將詳細(xì)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(qiáng)度且還可用作可擴(kuò)散氫捕獲位點(diǎn)。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(qiáng)度。如果C含量小于O. 7%，則無法確保足夠的強(qiáng)度，由此使得無法確保形成超高強(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)度的強(qiáng)化效應(yīng)將不明顯，如果Mn含量大于O. 8%，則將導(dǎo)致嚴(yán)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(qiáng)度。如果Si含量小于O. 25%，則鋼強(qiáng)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?yàn)镻可偏析在晶粒間界中從而會(huì)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(diǎn)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(qiáng)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(dāng)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(shí)，在本發(fā)明中，除V以外不會(huì)主動(dòng)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?yàn)?，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(dá)到通過V沉淀物改進(jìn)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(xì)化奧氏體晶粒，但鋼的價(jià)格將不可避免地増加，并且Nb將干擾V沉淀物的形成，因?yàn)槠渑c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(xì)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(huì)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(qiáng)的氫捕獲位點(diǎn)，從而改進(jìn)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(xì)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(qiáng)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(cuò)運(yùn)動(dòng)來改進(jìn)鋼的拉伸強(qiáng)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?yàn)?，如果沉淀物?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(shí)現(xiàn)本發(fā)明所探尋的強(qiáng)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?yàn)閂的含量是受限的。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(qiáng)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(qiáng)度取決于珠光體的層間隙。特別是，珠光體的屈服強(qiáng)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?yàn)閷娱g隙的減小導(dǎo)致強(qiáng)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(qiáng)度。此外，本發(fā)明線材中可擴(kuò)散氫的含量優(yōu)選限制為O. 6-0. 9ppm。術(shù)語可擴(kuò)散氫的含量是指鋼可含有氫的最大濃度?？蓴U(kuò)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(kuò)散氫的含量小于O. 6ppm,則無法達(dá)到通過氫捕獲來改進(jìn)耐延遲斷裂的性能的效果。將本發(fā)明鋼線材中可擴(kuò)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保可擴(kuò)散氫的含量大于9ppm。下文將詳細(xì)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(jìn)行加熱，然后進(jìn)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(jìn)行熱軋。此處，在1050-800°c的溫度下進(jìn)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(qiáng)度。冷卻操作之后，將鋼進(jìn)行冷抜。冷拔優(yōu)選以60-80%的減面率進(jìn)行。為確保通過冷拔操作的加工硬化后鋼的拉伸強(qiáng)度，將鋼以60%或更高的減面率進(jìn)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(qiáng)度。下文將參照實(shí)施例詳細(xì)描述本發(fā)明，但本發(fā)明范圍不限于這些實(shí)施例。實(shí)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(shí)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(shí)施例為添加了 Cr的鋼。同吋，對比實(shí)施例I和2為超出本發(fā)明V含量的鋼，對比實(shí)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(qiáng)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(kuò)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(qiáng)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(qiáng)度鋼線材，該線材包含以Wt%計(jì)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(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)度鋼線材，其中所述線材的可擴(kuò)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(qiáng)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(jì)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(jìn)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(qiáng)度鋼線材，包含以wt%計(jì)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(hào)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