专利名称：具有极佳耐延迟断裂性能的超高强度钢丝及其制备方法
技术领域：
本发明涉及用于制备需要超高強度的汽车引擎螺栓的钢线材，更具体而言，涉及具有极佳耐氢致延迟断裂性能的钢线材及其制备方法。
背景技术：
近年来，随着轻型和高性能汽车的需求的增加，对引擎部件(例如螺栓)的高强度需求也随之增加，以降低能量消耗。目前由合金钢(例如SCM435或SCM440)通过淬火和回火所制备的高強度螺栓为具有约1200MPa強度的螺栓。但是，具有1300MPa拉伸强度的钢可能会发生氢致延迟断裂，因此无法用于制备超高強度的螺栓。对开发高強度螺栓而言需考虑的最大问题是延迟断裂。术语延迟断裂是指当对螺栓施用某一特定拉伸强度(约1200MPa)时螺栓突然断裂的现象。该现象主要发生在螺栓的凹槽或端部，且已知这归因于在三向应カ状态下的氢致脆变。因此，在开发具有约1200MPa或更高强度的高強度螺栓中，需要通过增加螺栓的耐延迟断裂性能来确保其安全性。一家日本钢公司已开发出了ー种基于珠光体的高强度珠光体钢，其通过在珠光体/渗碳体处形成的氢捕获位点而具有改进的耐延迟断裂性能，并保持珠光体的特征强度。该珠光体钢被供应给ー些汽车公司。但是，在上述珠光体钢中，在制得该钢之后的依尺寸制造的拉拔(drawing)过程中，应添加多于O. 2wt%的Cr，以改进拉伸强度和确保其拉拔性能，且必需进行等温转化。因此，该珠光体钢的缺点为，生产成本高，制备过程复杂。另ー缺点为，制备该钢需要极精确的冷却条件。此外，在改进具有1200MPa或更高强度的高強度钢线材的耐延迟断裂性能的尝试中，存在一项技术，其中添加O. 5wt%或更多量的每ー种晶粒细化元素，包括Ti、Nb和V，并且其中添加耐腐蚀元素(例如Ni、Cu、Co等)和碳化物元素。但是，该项技术的缺点是钢的制备成本极高，因为必需进行铅淬火，以确保珠光体的转化稳定性。同时，对代替迄今在汽车引擎中一直使用的螺栓合金钢的微合金钢，在通过省去热处理来降低制备成本方面，已进行了大量研究。但是，近年来，为赋予汽车以轻型和高强度性能和为降低汽车部件的数目，使用了复杂的锻造设计，当应用常规退火和回火操作吋，这种复杂的锻造设计可能导致微合金钢变形。为此，基本无法应用微合金钢。因此，对通过降低C含量和添加痕量Ti的奥氏体晶粒细化技术来改进韧度的方法进行了研究，并对通过添加少量Mo形成针状铁素体来达到高強度的方法进行了研究。但是，这些方法存在的问题是，由于添加相对昂贵的合金元素而增加了制备成本。此外，提出了通过将C含量降低至O. 1%并添加Cr和Mo来改进韧度的方法以及将钢的微结构通过可控冷却转化成马氏体的方法。但是，这些方法在韧度的降低、昂贵元素(例如Cr和Mo)的添加以及用于可控冷却的具体设备方面存在问题。 同时，如上所述，在进ー步改进拉伸強度约为1200MPa的合金钢的拉伸強度方面的限制因素尚未被克服。此外，虽然在日本已提出了一些关于超高強度线材的技木，但是这些技术必需添加昂贵的合金元素和进行铅淬火，无法确保价格竞争力。特别是，实际上难以确保关于氢致延迟断裂特征的稳定数据。因此，需要一种制备超高強度钢线材的技术，该技术通过省去基本的热处理而减少了必需操作的数目(如在微合金钢的情况下)，通过使用痕量合金元素确保了价格竞争力，且确保了耐延迟断裂的性能。
发明内容
技术问题本发明的ー个方面提供了ー种既具有超高強度又具有极佳耐延迟断裂性能的钢线材，及其制备方法。技术方案 根据本发明的ー个方面，提供了ー种具有极佳耐延迟断裂性能的超高強度钢线材，该钢线材包含以 wt% 计的 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，以及不可避免的杂质。本发明的另ー个方面提供了一种制备具有极佳耐延迟断裂性能的超高強度钢线材的方法，该方法包括以下步骤将钢加热至1000-1100°C，该钢含有以wt%计的
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 及不可避免的杂质；将经加热的钢在900-1000°C的温度下进行热轧；将该经轧制的钢以5-10°C /s的速率冷却至600-650°C ;和以60-80%的减面率(reduction ratio)冷拉该经冷却的钢。有益效果在本发明的钢线材中，由于添加V而致的沉淀硬化效应可增加珠光体的強度，且通过V(C，N)沉淀物的形成可増加可扩散的氢捕获位点，从而使线材具有耐氢致延迟断裂性能。因此，当使用本发明的线材制备汽车螺栓等时，其可有助于减轻重量和增强汽车性倉^:。此外，本发明的制备方法通过省去铅淬火和昂贵的合金元素而提供了极佳的价格竞争力，并可用作新制备方法的基础，而对操作条件没有限制。
本发明的上述及其他的方面、特征及其他优点可从以下详细描述及附图中更清楚地理解，其中图IA和IB为分别展示常规实施例和本发明实施例I的钢线材的微结构的观察结果的照片；图2A和2B为分别展示常规实施例和本发明实施例I的钢线材的微结构的观察结果的照片；图3A至3F为ー组展示常规实施例、本发明实施例和对比实施例的钢线材的微结构的观察结果的照片；图4A和4B分别示意展示了常规实施例和本发明实施例I的钢线材的微结构；图5为展示常规实施例和本发明实施例的钢线材的断裂应カ和可扩散氢含量之间的关系的曲线图6为展示常规实施例、本发明实施例和对比实施例的钢线材在拉拔过程中拉伸强度随直径而改变的曲线图。
具体实施例方式现将參照附图详细描述本发明的示例性实施方案。但是，本发明可以多种不同的形式实现，且不应解释为仅限于本文所述实施方案。确切而言，提供这些实施方案是为了使本公开更彻底和完整，和将本发明范围完全传达给本领域技术人员。在附图中，为清楚起见，放大了层和区域的厚度。附图中相同的附图标记表示相同的要素，因此省略了对它们的描述。本发明的发明人已进行了大量研究来解决延迟断裂问题，该问题是开发汽车用高強度螺栓中的最大问题。结果，本发明人发现，当通过添加痕量钒而在珠光体的铁素体基质中形成碳氮化钒时，其可增加珠光体强度并用作可扩散氢捕获位点，从而改进了耐氢致延迟断裂性能，从而实现本发明。下文将详细描述本发明的钢线材。首先，将描述本发明钢线材的组成(组成量在下文表述为wt%)。本发明线材中最重要的合金元素是钒(V)。本发明线材的V含量为O. 02-0. 1%。V在铁素体基质中形成V(c，N)沉淀物。该沉淀物可增加珠光体的強度且还可用作可扩散氢捕获位点。如果V含量小于O. 02%，则与氮和碳的固溶性将降低，使得难以有效形成沉淀物，如果V含量大于O. 1%，则铁素体基质中的V的沉淀将过多，由此将导致钢在轧制和拉拔过程中断裂，并迅速降低钢的冷锻性。钢中碳(C)含量优选为O. 7-1. 2%。C是ー种重要合金元素，通常添加它来确保钢的強度。如果C含量小于O. 7%，则无法确保足够的强度，由此使得无法确保形成超高強度钢。如果C含量大于I. 2%，则可在轧制和拉拔过程中发生裂化或断裂。钢中锰(Mn)含量优选为O. 5-0. 8%。Mn是ー种增加钢强度和影响钢的抗冲击性的合金元素。此外，其可増加钢的轧制性能和减少钢的脆化。如果Mn含量小于0.5%，则强度的強化效应将不明显，如果Mn含量大于O. 8%，则将导致严重的硬化。为此，Mn含量优选限制在 O. 5-0. 8wt%0钢中娃(Si)含量优选为O. 25-0. 5%。Si在珠光体的铁素体中形成固溶体,从而增加钢强度。如果Si含量小于O. 25%，则钢强度增加的效果将不足够，如果Si含量大于O. 5%，则将增加钢在冷锻过程中的硬化，从而降低钢的韧度。钢中磷(P)含量优选为O. 02%或更少。因为P可偏析在晶粒间界中从而会降低钢的韧度，因此P含量优选尽可能低。为此，P含量的上限优选限制为O. 02%。钢中硫(S)含量优选为O. 02%或更小。S是ー种低沸点元素，可与Mn结合从而降低钢的韧度且还可不利地影响高强度线材的性能，为此，其含量优选尽可能低。由此，鉴于在精制过程中存在的不可避免的问题，S含量的上限优选限制为O. 02%。除上述元素之外，可添加60ppm的氮(N)。N形成VN，而相当于向熔融钢中引入杂质。为此，N含量优选不大于60ppm。同时，在本发明中，除V以外不会主动添加增加沉淀物牢固性的元素Ti和Nb，除非将它们作为必不可少的元素添加。这是因为，如果Ti与V结合添加，熔融钢中的氮将首先与Ti反应形成TiN沉淀物，这样无法有效地形成V沉淀物，从而无法达到通过V沉淀物改进钢的耐延迟断裂性能的效果。此外，如果V与Nb结合添加，可细化奥氏体晶粒，但钢的价格将不可避免地増加，并且Nb将干扰V沉淀物的形成，因为其与氮具有高反应活性。此外，本发明的钢线材含有Fe和不可避免的杂质。下文将详细描述本发明钢线材的微结构。在本发明钢线材中，V(C，N)沉淀物优选分布在珠光体的铁素体结构中。该V(c，N)沉淀物会阻碍膜状渗碳体沉淀并分布在珠光体的铁素体结构中来用作强的氢捕获位点，从而改进钢的耐氢致延迟断裂性能。V (C，N)沉淀物的平均粒度优选为30nm或更小，且V (C，N)沉淀物的数目优选为lxl09/mm2 或更多。
如果V (C，N)沉淀物的尺寸大于30nm，则这些沉淀物将无法精细分布于珠光体的铁素体基质中，由此无法获得通过沉淀物的均匀分布而致的钢强度増加的效果。另ー方面，如果V(c，N)沉淀物较粗糙，则他们可能在铁素体中形成粗糙沉淀物，从而导致断裂，而不是通过抑制位错运动来改进钢的拉伸强度。为此，沉淀物的尺寸优选为30nm或更小。另外，沉淀物数目必须为1x107mm2或更多的原因为，如果沉淀物数目小于IxlO9/_2，则将难以确保V沉淀物的沉淀硬化效果，由此无法实现本发明所探寻的强度。如果沉淀物数目过大，则沉淀硬化效果可最大化，从而导致线材在其拉拔过程中断裂；但是，在本发明中，沉淀物的数目没有明确限定，因为V的含量是受限的。此外，本发明的钢线材具有珠光体结构。随着珠光体结构的层间隙的减小，线材的拉伸强度和延展性増加。本发明钢线材的珠光体结构的层间隙优选为150-300nm。珠光体的延展性和強度取决于珠光体的层间隙。特别是，珠光体的屈服強度取决于其层间隙，这可由Hall-Petch关系表述。因此，层间隙需保持在合适的水平，因为层间隙的减小导致強度和延展性増加。如果层间隙小于150nm，则线材的应变硬化速率将过度増加，导致线材在其拉拔过程中断裂。另ー方面，如果层间隙大于300nm，则将非常可能发生剪切故障，例如裂断，这将难以确保下述强度。此外，本发明线材中可扩散氢的含量优选限制为O. 6-0. 9ppm。术语可扩散氢的含量是指钢可含有氢的最大浓度。可扩散氢的含量根据基质结构而变化。如果本发明钢中可扩散氢的含量小于O. 6ppm,则无法达到通过氢捕获来改进耐延迟断裂的性能的效果。将本发明钢线材中可扩散氢含量限制为O. 9ppm的原因在干，如在本发明的情况下，在含有V沉淀物的珠光体钢中难以确保可扩散氢的含量大于9ppm。下文将详细描述制备本发明钢线材的方法。首先，对满足上述组成的钢进行加热，然后进行轧制。此处，加热温度为1100°C或更低，优选 1000-1100°c。将经加热的钢进行热轧。此处，在1050-800°c的温度下进行从粗轧到精轧的操作。将经轧制的钢以5-10°C /s的速率冷却至650_600°C。如果冷却速率小于5°C，则先共析的渗碳体将沉淀，导致各向异性，如果冷却速率大于10°c /S，则将形成马氏体，其为ー种低温结构。在热轧之后经冷却的钢具有1100-1300MPa的拉伸强度。冷却操作之后，将钢进行冷抜。冷拔优选以60-80%的减面率进行。为确保通过冷拔操作的加工硬化后钢的拉伸强度，将钢以60%或更高的减面率进行冷抜。如果减面率高于80%，则钢的可冷锻性将变差。为此，减面率的上限优选为80%。经冷拔的线材具有1550-1650MPa的拉伸强度。下文将參照实施例详细描述本发明，但本发明范围不限于这些实施例。实施例将满足下表I中所示组成的每ー种钢在1100°C加热，之后在950°C以ΙΟ/s的应变速率对其施加O. 6的应变。然后将钢以7. 50C /s的速率冷却并拉拔至10-90%，从而制得线材。在下表I中，本发明实施例为添加了本发明所指定含量范围内的V的钢，常规实施例为添加了 Cr的钢。同吋，对比实施例I和2为超出本发明V含量的钢，对比实施例3和4为添加了 Al来替代V的钢。测量按上述制备的线材的拉伸強度、延伸率和表面糙度，测量结果示于下表2中。此外，对所制备线材，根据可扩散氢含量測量其微结构、断裂应力，井根据拉拔的量测量拉伸強度的改变，測量结果示于图1-6中。[表 I]
权利要求
1.一种具有极佳耐延迟断裂性能的超高强度钢线材，该线材包含以Wt%计的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 及不可避免的杂质。
2.权利要求I的超高强度钢线材，其中所述线材具有一种层间隙为150-300nm的珠光体结构，其中V(C，N)沉淀物分布于该珠光体的铁素体结构中。
3.权利要求2的超高强度钢线材，其中所述V(C，N)沉淀物的平均粒度为30nm或更小，所述V(C，N)沉淀物的数目为1x107mm2或更多。
4.权利要求I的超高强度钢线材，其中所述线材的可扩散氢含量为0.6-0. 9ppm。
5.一种制备具有极佳耐延迟断裂性能的超高强度钢线材的方法，该方法包括 将钢加热至1100 °C或更低温度，该钢含有以wt%计的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及不可避免的杂质； 将经加热的钢在900-1000°C的温度下进行热轧； 将该经轧制的钢以5-10°C /s的速率冷却至600-650°C ;和 以60-80%的减面率冷拔该经冷却的钢。
全文摘要
一种具有极佳耐延迟断裂性能的超高强度钢线材，包含以wt%计的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及不可避免的杂质。
文档编号C22C38/12GK102686750SQ201080059598
公开日2012年9月19日 申请日期2010年12月23日 优先权日2009年12月28日
发明者曹炯根, 李侑焕, 李相润, 金东炫 申请人:Posco公司