延性优良的高碳线材及其制造方法与流程

本发明涉及一种延性优良的高碳线材及其制造方法。

背景技术：

线径为10mm～20mm的高强度线材通过热处理和加工制造成线径为10mm以下的高强度钢丝，高强度钢丝以各种形式用于整个产业以支撑负载。

典型的形式有用于悬索桥、斜拉桥等桥梁的钢丝绳、用于混凝土桥墩等以加强混凝土的pc钢丝、用于大型建筑物或结构物的钢丝绳、用于支撑海上油田或各种结构物的锚索(anchorrope)等。

另外，将高强度线材加工成钢丝要经过加工硬化效果优良的拉拔(drawing)工艺，此时如果材料的延性(ductility)优良，则非常有利于确保拉拔加工性。

在拉拔工艺之前，为了提高拉拔初期的强度及加工硬化率，通常高温奥氏体化后进行铅浴恒温热处理(lp热处理)，但在进行这样的热处理之前，如果材料的延性差，就难以在热处理后确保延性。

因此，原始材料的延性很重要，特别是对于省略直接在线铅淬火(direct-line-patenting，dlp)等热处理的材料，原始材料的延性更加重要。

近来，为了钢丝的高强度化，趋向于增加c、si、mn、cr等合金元素的含量，但这些合金元素所导致的中心偏析加重，从而助长阻碍延性的先共析渗碳体的形成。

另外，当材料本身被高强度化时，线材中存在的微量氢及冷却过程中会产生的残留应力等导致脆化敏感性倾向于增加，这也会成为造成原始材料的延性变差的因素。

因此，为了得到延性优良的高强度线材，需要在c、si、mn、cr等高合金条件下抑制先共析渗碳体的生成，以形成有利于确保延性的微细组织，同时将材料中的残留氢量、残留应力等降至最低。

技术实现要素：

技术问题

本发明的目的是提供一种在高合金条件下也具有优良的延性的高碳线材及其制造方法。

技术方案

本发明一方面提供一种延性优良的高碳线材，其按重量％计包含碳(c)：0.9％～1.1％、硅(si)：0.6％～1.5％、锰(mn)：0.2％～0.8％、铬(cr)：0.2％～0.8％、铝(al)：0.08％以下，余量为fe和其它不可避免的杂质，拉伸断裂时断裂头(公开区域)的大小为1.4mm以上，所述断裂头(公开区域)的延性破坏分数为35％以上。

本发明另一方面提供一种延性优良的高碳线材的制造方法，其包含以下步骤：制造满足所述的合金组分的线材；在580℃～750℃下卷取所述线材；对所卷取的线材进行预冷却；所述预冷却的线材表面的温度上升后，以3℃/s～10℃/s的冷却速度一次冷却至500℃；以及在所述一次冷却后，以1.2℃/s以下的冷却速度二次冷却至400℃～500℃。

发明效果

根据本发明，可以提供断面收缩率为15％以上延性优良且残留氢含量为1.2ppm以下氢脆化敏感性优良的线材。

附图说明

图1是在本发明一实施例中用立体光学显微镜观察发明材料1和对比材料1的拉伸断裂后断裂头的照片。

图2是在本发明一实施例中用扫描电子显微镜观察发明材料2和对比材料2的断裂头部分的照片。

具体实施方式

为了提高线材的强度，本发明人们深入研究了含有一定量以上的作为合金成分的c、si、mn、cr等，还可以确保优良的延性的方案。结果发现，通过优化合金成分以及制造条件确保有利于确保延性的微细组织，就可以提供断面收缩率为15％以上延性优良的线材，从而完成了本发明。

下面详细描述本发明。

根据本发明的一个方面的延性优良的高碳线材，优选按重量％计包含碳(c)：0.9％～1.1％、硅(si)：0.6％～1.5％、锰(mn)：0.2％～0.8％、铬(cr)：0.2％～0.8％、铝(al)：0.08％以下。

下面详细地描述如上控制本发明所提供的钢丝的合金组分的理由。在没有特别说明的情况下，各元素的含量表示重量％。

c：0.9％～1.1％

碳(c)是在钢丝中形成渗碳体的元素，所述渗碳体与铁素体一起形成层状结构的珠光体。所述珠光体与铁素体相比具有高强度，因此渗碳体的分数越高材料的强度越增加。另外，层状结构的间距越均匀微小越能进一步提高材料的强度。

当增加c的含量时，渗碳体的分数会增加，片层间距变得微小，因此对提高线材的强度非常有效。为此，在本发明中，所述c的含量优选为0.9％以上。但是，若所述c的含量高于1.1％，则先共析渗碳体的分数变得过大，存在延性降低的问题。

因此，在本发明中，所述c的含量优选控制在0.9％～1.1％。

si：0.6％～1.5％

硅(si)是固溶于基底组织铁素体使钢得到强化的元素，而且是将线材加工成钢丝时确保最终强度所必要的元素。因为，所述si在珠光体中的铁素体/渗碳体界面上形成富硅层，从而起到抑制拉拔时渗碳体崩塌(分解)的作用。

为了充分得到上述的效果，所述si的含量优选为0.6％以上。若所述si的含量过多超过1.5％，则大大增加淬硬性，线材轧制后进行连续冷却工艺时可能会生成马氏体。

因此，在本发明中，所述si的含量优选控制在0.6％～1.5％。

mn：0.2％～0.8％

锰(mn)是延迟珠光体相变的元素，具有在稍微缓慢的冷却速度下也可以使微细珠光体容易生成的效果。

为了上述的效果，所述mn的含量优选为0.2％以上。但是，若所述mn的含量高于0.8％，则淬硬性会大大增加，在连续冷却工艺中可能会生成马氏体。

因此，在本发明中，所述mn的含量优选控制在0.2％～0.8％。

cr：0.2％～0.8％

铬(cr)使珠光体的片层间距变得微小，而且cr与所述si一样具有拉拔时抑制渗碳体的分裂(fragmentation)使强度下降减至最低的效果。

为了充分得到上述的效果，有必要加入0.2％以上的cr，但是如果所述cr的含量高于0.8％，就会大大增加淬硬性，在连续冷却过程中可能会生成马氏体。另外，铬是高价位元素，存在制造成本上升的问题。

因此，在本发明中，所述cr的含量优选控制在0.2％～0.8％。

如上所述，为了确保原始材料的强度以及拉拔加工时确保加工硬化率，在本发明中优选加入一定量以上的c、si、mn和cr，其中si和cr具有抑制渗碳体分裂的效果，优选分别加入0.6％以上、0.2％以上。

al：0.08％以下(0％除外)

铝(al)与氧容易发生反应，是用于炼钢的脱氧反应的典型元素。但是，当钢中存在al时，有可能助长夹杂物的形成，因此优选控制成钢中尽量不会残留。另外，所述al在高温下参与碳的扩散反应，从而抑制在奥氏体化加热以及保持高温时c从渗碳体溶解到铁素体的反应，有可能助长未溶解的渗碳体残留的现象。

有鉴于此，在本发明中，所述al优选加入0.08％以下，但0％除外。

本发明的余量成分是铁(fe)。但是，在常规制造过程中来自原料或周围环境的杂质会无意间不可避免地被混入，因此不能排除这些杂质被混入。只要是所属领域的普通技术人员任何人都会知道这些杂质，因此在本说明书中不再赘述。

满足所述的合金组分的本发明的高碳线材其微细组织为珠光体相作为基底组织。此时，优选满足中心部分中奥氏体晶粒大小为15μm～45μm、珠光体团(nodule)大小为5μm～15μm。

在本发明中，中心部分是指线材的线径为d(diameter)时所述d的1/2d处(区域)。

通常，线材中珠光体团的尺寸微小就不利于裂纹扩展，因此有利于提高线材的延性。

这种珠光体团的大小与奥氏体晶粒大小有关，当原始奥氏体晶粒尺寸微小时，珠光体团也微小。

然而，当过共析钢(hypereutectoidsteel)中奥氏体的尺寸过于微小时，在晶界会助长先共析渗碳体的形成，存在发生阻碍延性的现象的问题。

因此，在本发明中，优选将奥氏体晶粒大小及珠光体团的大小分别控制在15μm以上、5μm以上。如果奥氏体晶粒大小及珠光体团的大小分别小于15μm、小于5μm，反而会助长先共析渗碳体的形成，存在难以确保15％以上的断面收缩率的问题。相反地，如果所述奥氏体晶粒大小及珠光体团的大小分别大于45μm、大于15μm，则基于粒度细化的裂纹扩展抑制效果甚微，也无法确保断面收缩率为15％以上的延性。

如上所述，奥氏体晶粒大小及珠光体团大小得到控制的本发明的线材可以确保拉伸断裂时断裂头(公开区域)的大小为1.4mm以上、所述断裂头(公开区域)的延性破坏分数为35％以上。

所述断裂头是在拉伸时最先发生断裂的区域，该区域与其他区域相比，由于应力集中导致的细孔聚集延性破坏分数相对较高。即，断裂头的尺寸较大表示材料的延性较高。

在本发明中，当所述断裂头的大小为1.4mm以上时，在整个断裂面上延性破坏分数为35％以上更高，可以提供延性优良的线材。

如果所述断裂头的延性破坏分数低于35％，即使断裂头的大小为1.4mm以上，对材料的延性的贡献程度也甚微，线材的断面收缩率可能会低于15％。

另外，本发明的线材具有1200mpa～1600mpa的拉伸强度，确保残留氢含量为1.2ppm以下，从而可以确保所希望的高强度和高延性。

将线材加工成钢丝时，为了确保充分的强度，优选确保原始材料即线材的强度保持一定水平。

因此，在本发明中，优选确保拉伸强度为1200mpa以上，但大于1600mpa时，因强度过高而存在难以确保断面收缩率为15％以上的问题。

另外，存在于钢中的氢是引发脆性的潜在因素，优选尽可能降低钢中的氢含量。

在本发明中，将线材中氢含量控制在1.2ppm以下，因此氢脆化敏感性低，可以确保健全的组织，而且可以确保优良的延性。如果所述氢含量的高于1.2ppm，即使组织健全也会引发氢脆化，存在难以确保断面收缩率为15％以上的问题。

下面详细地描述根据本发明的另一个方面的制造延性优良的线材的方法。

本发明的线材可以如下制造：经过一系列工艺制造满足所述的合金组分的线材后，在得到控制的温度条件下卷取，然后经过分阶段进行冷却的工艺。

所述线材可以通过所属技术领域中已知的各种线材制造技术来制造，但是优选经过下述一系列工艺。

首先，制造满足所述的合金组分的坯料后，优选经过对其进行均质化的加热工艺。

通过所述加热工艺，优选使坯料的微细组织变成奥氏体单相。

为此，优选在950℃～1100℃的温度范围进行加热。若所述加热温度低于950℃，则在后续的线材轧制时温度区域的确保变得困难，若所述加热温度高于1100℃，则产生氧化皮(scale)及脱碳现象加剧，存在表面质量变差的问题。

优选地，对根据所述工艺被加热的坯料进行线材轧制后冷却而制成线材。

此时，线材轧制优选在900℃～1000℃的温度范围进行终轧。若终轧温度低于900℃，则由于轧制负荷可能会发生轧辊损坏，若终轧温度高于1000℃，则奥氏体晶粒变粗，存在难以确保所希望的强度的问题。

所述线材轧制后，优选通过常规的水冷方法冷却至后续的卷取工艺的温度范围。

对于如此制造的线材，优选经过卷取和冷却工艺最终制造成具有所希望的微细组织及物性的线材。

在本发明中，所述卷取工艺优选在580℃～750℃的温度范围下进行，其中卷取温度以线材表面的温度准。

线材轧制后进行卷取时，其温度范围是控制奥氏体大小的重要因素。众所周知，通常线材的奥氏体大小在轧制后保持成核状态，而卷取后在冷却过程中会成长。因此，如果卷取温度高，则奥氏体可成长的温度区域是相对高温，所以奥氏体也会变粗。

在本发明中，线材中心部分中奥氏体晶粒大小应控制成15μm～45μm，因此优选在580℃～750℃的温度范围进行卷取，更有选在590℃～730℃的温度范围进行卷取。

如果卷取温度低于580℃，则在线材中心部分奥氏体晶粒大小变得过于微小，将会助长先共析渗碳体的形成，而且导致在部分脱碳区域产生低温组织，存在难以确保断面收缩率为15％以上的延性的问题。相反地，如果所述卷取温度高于750℃，则在线材中心部分中奥氏体细化效果甚微。

完成所述卷取工艺后，优选分阶段实施冷却。

对线材进行冷却的工艺是为了得到均匀且微小的珠光体，通常冷却时线材的表面(表面部分)会伴随因来自线材内部的回热和相变发热现象而导致冷却后表面温度增加的现象。即，在本发明中，对如上卷取的线材实施预冷却时，如上所述在线材表面会产生温度增加现象。此时，所述预冷却可以通过常规的冷却工艺来实施，对其条件没有特别限制，例如可采用空冷、风冷、喷雾冷却等方法。

为此，本发明的发明人们对如上所述在线材表面产生温度增加现象后的冷却工艺控制了冷却速度和冷却结束温度，从而在确保微小的珠光体方面具有技术上的特征。

具体地，如上卷取的线材表面的温度上升后，更优选的所述线材表面的温度上升到600℃～820℃的温度范围后，以3℃/s～10℃/s的冷却速度实施冷却使所述线材表面的温度从该温度范围降至500℃。更优选地，以3.5℃/s～9.5℃/s的冷却速度实施冷却。将此时的冷却定义为本发明的一次冷却步骤。

当所述一次冷却步骤的冷却速度小于3℃/s时，由于线材中心部分冷却速度不够快，有可能无法确保微小的珠光体，而且所确保的强度可能会低于1200mpa。相反地，当所述冷却速度大于10℃/s时，由于线材中心部分冷却速度变得过快，不能得到均匀的珠光体，诸如珠光体以分裂的形状生成等。另外，对确保延性也不利，断面收缩率低于15％的可能性较高。

完成所述一次冷却步骤后，优选将400℃～500℃的温度范围下的冷却速度控制为1.2℃/s以下(0℃/s除外)进行冷却。将此时的冷却定义为本发明的二次冷却步骤，所述温度范围以线材表面温度为准。

在本发明中，所述二次冷却是为了降低线材中残留氢含量，完成所述一次冷却后，二次冷却时冷却速度控制得较慢，以延长停留在高温的时间，使得线材中氢容易扩散，最终可以降低线材中残留氢含量。

如果所述冷却速度大于1.2℃/s，则线材中残留氢含量会高于1.2ppm，无法确保断面收缩率为15％以上。

下面通过实施例更具体地描述本发明。但是，下述实施例只是用于更详细地描述本发明，并非用于限制本发明的权利范围。本发明的权利范围取决于由权利要求书中记载的内容合理推导出的内容。

(实施例)

铸造满足下表1的合金组分的铸锭(70kg)后，在1100℃的加热炉中加热约2小时，再从所述加热炉取出并在900℃以上的温度下进行线材轧制，轧制成线径为13mm。然后，对轧制的线材进行水冷而冷却至表1所示的卷取温度。其后，将卷取的线材立在斯太尔摩(stelmor)线上，然后通过调整送风量控制所述线材的表面温度，并以下表1所示的冷却速度一次冷却至500℃，再实施二次冷却。此时，在400℃～500℃的温度区段的二次冷却速度是利用送风量调节、保温罩来控制的。此时，所述一次冷却及二次冷却是立在所述斯太尔摩线上的卷取的线材的表面温度因相变发热而上升至620℃～800℃后实施的。

对于完成所述分阶段冷却的各线材，确认微细组织并制作拉伸试样后，测定了拉伸强度，而且测定了断裂头的大小及延性破坏分数。另外，制造线材后测定了残留氢含量。

所述拉伸试验是将线径为13mm的各线材以400mm的长度切割制作成试样后，以夹具间距为130mm及20mm/min的速度在常温下实施。拉伸断裂面对接时在断裂面部位测定的材料的线径为di，试验前的线径为d0时，断面收缩率＝100×(di/d0)²。

然后，利用立体光学显微镜和扫描电子显微镜测定了拉伸试验后试样的断裂头和延性破坏分数。

另外，用扫描电子显微镜观察断裂面下面5mm部分的断面微细组织并测定了晶粒大小。对于珠光体团(nodule)尺寸，在所述的断面使用ebsd(electronbackscatterdiffraction)设备测定出铁素体组织的结晶取向后，将相邻的铁素体结晶的取向误差(misorientation)为7°以上的情形界定为珠光体团(nodule)边界，并示出测定此时划出的边界(boundary)的大小的值。

对于残留氢量，使用质量分析仪(quadrupolemassanalyzer)对去除氧化皮异物等的材料测定了加热至800℃时释放出的氢量。

【表1】

在表1中，对比材料1至12是合金组分满足本发明，但制造工艺不符合本发明的情形，是作为对比材料展示的。

【表2】

在表2中，γ表示奥氏体，p表示珠光体。

如上表1和2所示，合金组分和制造条件均满足本发明的发明材料1至17，其拉伸强度满足1200mpa～1600mpa，而且线材中心部分的奥氏体大小和珠光体团大小以及延性破坏分数和断面收缩率满足本发明中提出的范围，因此可以提供延性优良的线材。另外，所述本发明的线材其钢中残留氢含量低于1.2ppm，可以确认氢脆化敏感性优良。

相比之下，卷取时温度高于750℃的对比材料1至3，其奥氏体和珠光体团大小分别大于45μm、15μm，因此拉伸断裂时断裂头的大小不足1.4mm，且断裂头的延性破坏分数低于35％，断面收缩率低于15％延性差。

此外，卷取时温度低于580℃的对比材料4至6，其奥氏体和珠光体团尺寸过于微小，因此在线材中心部分助长先共析渗碳体的生成。由此，拉伸断裂时断裂头的大小不足1.4mm，且断裂头的延性破坏分数低于35％，断面收缩率低于15％延性差。

另外，对于一次冷却速度大于10℃/s的对比材料7和8，线材的强度大于1600mpa，拉伸断裂时断裂头的大小和延性破坏分数超出本发明，因此断面收缩率低于15％延性差。

此外，对于一次冷却速度小于3℃/s的对比材料9和10，线材的强度小于1200mpa，无法确保所希望的高强度。

对比材料11和12其二次冷却速度大于1.2℃/s，因此线材中残留氢含量高于1.2ppm，拉伸断裂时断裂头的大小和延性破坏分数超出本发明，因此断面收缩率低于15％延性差。

图1是用立体光学显微镜观察发明材料1和对比材料1的拉伸断裂后断裂头的照片，图2是用扫描电子显微镜观察发明材料2和对比材料2的断裂头部分的照片。

如图1所示，发明材料1的断裂头比对比材料1更大。

此外，如图2所示，发明材料2的延性破坏分数比对比材料2更高。