本發(fā)明涉及一種冷鐓用線材，更詳細(xì)地說，目的在于提供一種可使用于冷鐓螺栓的高碳鋼線材、利用此的加工品以及它們的制造方法。

背景技術(shù)：

大部分結(jié)構(gòu)鋼是在熱加工后進行再加熱、淬火、回火處理來提高強度和韌性的調(diào)質(zhì)鋼(quenchedandtemperedsteel)。

與此不同地，非調(diào)質(zhì)鋼是用于替代所述調(diào)質(zhì)鋼的鋼，即使在熱加工后不進行另外的熱處理，也可獲得與經(jīng)過熱處理的鋼的材質(zhì)幾乎類似的強度等機械特性。

一般的線材產(chǎn)品經(jīng)以下步驟而被制造成最終產(chǎn)品。

熱軋線材→冷拉伸→球化退火→冷拉伸→冷鐓→淬火及回火(q&t)→產(chǎn)品

相反，非調(diào)質(zhì)線材經(jīng)熱軋線材→冷拉伸→冷鐓工藝而被制造成最終產(chǎn)品，通過省略現(xiàn)有產(chǎn)品加工工序所需的兩種熱處理(球化退火和q&t熱處理)來降低材料的制造成本，從而能夠獲得經(jīng)濟性優(yōu)異的產(chǎn)品。

換句話說，非調(diào)質(zhì)鋼是省略熱處理工序的經(jīng)濟性產(chǎn)品，同時，因不進行最終淬火及回火，能夠針對熱處理導(dǎo)致的缺陷即熱彎曲，具有確保筆直性的效果，因此適用于很多產(chǎn)品。

但非調(diào)質(zhì)鋼的缺點在于，因在省略熱處理工序的狀態(tài)下持續(xù)進行冷加工，雖然產(chǎn)品的強度會隨著工序而增強，但延展性會持續(xù)下降。

因此，國內(nèi)外線材制造公司將技術(shù)集中在改善非調(diào)質(zhì)鋼的延展性的高韌性型非調(diào)質(zhì)鋼的制造上，具代表性的方法有利用析出物的晶粒細(xì)化、添加合金元素來確保復(fù)合微細(xì)組織的方法(例如專利文獻1和2)。

但上述技術(shù)的問題在于，因除了構(gòu)成非調(diào)質(zhì)鋼的基本成分之外，還需包括另外的合金元素，會成為提高制造成本的原因。

(專利文獻1)日本公開專利公報第2005-281860號

(專利文獻2)日本公開專利公報第2012-153978號

技術(shù)實現(xiàn)要素：

(一)要解決的技術(shù)問題

根據(jù)本發(fā)明的一方面，提供一種冷鐓用高碳鋼線材、利用此的加工品以及它們的制造方法，作為冷鐓螺栓用高碳鋼線材及由此制造的加工品，能夠比現(xiàn)有材料降低制造成本的同時，強度等機械特性為同等以上并具有優(yōu)異的對氫致滯后斷裂的抵抗性。

(二)技術(shù)方案

根據(jù)本發(fā)明的一方面，提供一種冷鐓用高碳鋼線材，按重量％計，包括：0.52～0.92％的碳(c)、0.2～0.5％的硅(si)、1.5～3.0％的錳(mn)、0.015％以下的磷(p)、0.015％以下的硫(s)、余量fe及其他不可避免的雜質(zhì)；包括珠光體作為主相。

根據(jù)本發(fā)明的另一方面，提供一種加工品，其為對上述線材進行冷加工來獲得的加工品，所述加工品包括珠光體作為主相，先共析鐵素體及先共析碳化鐵的分?jǐn)?shù)之和為35％以下。

根據(jù)本發(fā)明的又一方面，提供一種冷鐓用高碳鋼線材的制造方法，包括如下步驟：以ae3+150℃～ae3+250℃的溫度范圍對滿足上述組成成分的鋼坯進行加熱并保持90分鐘以上；對所述加熱的鋼坯，在ae3+100℃以上的溫度下進行熱精軋；所述熱軋后，進行冷卻；所述冷卻后，在850～950℃下進行收卷；以及所述收卷后，以5～10℃/s的冷卻速度冷卻至500℃以下。

根據(jù)本發(fā)明的又一方面，提供一種加工品的制造方法，包括如下步驟：對通過所述制造方法制造的冷鐓用高碳鋼線材進行冷鐓；所述冷鐓后，以950～1000℃的溫度范圍進行加熱，進行3～5分鐘的奧氏體化處理；所述奧氏體化后，以50℃/s以上的冷卻速度進行一次冷卻，并冷卻至550～580℃；以及進行所述一次冷卻后，恒溫保持2分鐘以下，進行冷卻。

(三)有益效果

根據(jù)本發(fā)明，即使不添加高價的合金元素，也能提供物理性質(zhì)同等或高于現(xiàn)有q&t熱處理產(chǎn)品的加工品。尤其，可具有1000mpa以上的強度且具有優(yōu)異的對氫致滯后斷裂的抵抗性。

最佳實施方式

利用線材，以螺栓形狀進行成型的制造工序一般經(jīng)過對已制造線材進行冷拉伸→球化退火(sa)→冷鍛→淬火及回火(q&t)熱處理的工序。這時使用的合金為scm435等的合金鋼，通過對這種合金鋼進行最終q&t熱處理來形成回火馬氏體組織，從而能夠提高強度等物理性質(zhì)。

但是，如上所述的合金鋼已被添加cr、mo等高價合金元素，因冷加工之后需要進行q&t熱處理，提高了最終產(chǎn)品的制造費用，不易具有產(chǎn)品競爭力。

因此，本發(fā)明人試圖利用未包括上述的高價合金元素的普通碳鋼。

碳含量為0.52～0.92％范圍的碳鋼基本上由連續(xù)轉(zhuǎn)變時構(gòu)成為先共析鐵素體和珠光體的微細(xì)組織構(gòu)成，在此，碳含量越大，其組織主要由珠光體構(gòu)成，本發(fā)明人已確認(rèn)當(dāng)對這種碳鋼進行恒溫轉(zhuǎn)變熱處理時，會形成與轉(zhuǎn)變鼻(nose)溫度下保持后連續(xù)冷卻時形成的組織不同的微細(xì)的珠光體組織。不僅如此，恒溫轉(zhuǎn)變熱處理后形成的微細(xì)珠光體組織相比連續(xù)轉(zhuǎn)變時，其組織美觀且強度高，先共析鐵素體的形成微乎其微，組織健全性方面也有利。尤其，微細(xì)珠光體組織由能夠捕集(trapping)擴散氫的相(phase)間界面較大的鐵素體和碳化鐵構(gòu)成，因此確認(rèn)能夠獲得優(yōu)異的對氫致滯后斷裂的抵抗性，并完成了本發(fā)明。

以下，詳細(xì)說明本發(fā)明一方面的冷鐓用高碳鋼線材。

優(yōu)選地，本發(fā)明的冷鐓用高碳鋼線材按重量％計，包括：0.52～0.92％的碳(c)、0.2～0.5％的硅(si)、1.5～3.0％的錳(mn)、0.015％以下的磷(p)、0.015％以下的硫(s)。

以下詳細(xì)說明如上所述限定本發(fā)明的線材組成成分的理由。在此，除了有特別說明的以外，各成分的含量指重量％。

c：0.52～0.92％

碳(c)是為了確保材料強度而添加的元素，舉例來說，添加0.1％時，起到將強度提高到100mpa的效果。

本發(fā)明為了充分確保目標(biāo)強度，優(yōu)選包括0.52％以上的c，但其含量過大而超過0.92％時，會形成先共析碳化鐵等，導(dǎo)致降低對氫致滯后斷裂的抵抗性的問題。

因此，本發(fā)明優(yōu)選將c的含量控制在0.52～0.92％。

si：0.2～0.5％

硅(si)是鐵素體強化元素，當(dāng)添加0.1％的si時，材料強度會提高14～16mpa左右。并且，si具有在碳化鐵內(nèi)固溶度極低而存在于鐵素體內(nèi)部或鐵素體與碳化鐵界面的特性。

本發(fā)明為了充分確保目標(biāo)強度，優(yōu)選包括0.2％以上的si，但其含量過大而超過0.5％時，會因鐵素體相硬化而降低韌性，導(dǎo)致增大加工性降低的可能性的問題。

因此，本發(fā)明優(yōu)選將si的含量控制在0.2～0.5％。

mn：1.5～3.0％

錳(mn)是奧氏體穩(wěn)定化元素，當(dāng)添加0.1％的mn時，材料強度會提高20～25mpa左右。并且，mn是較強的淬透性元素，是恒溫轉(zhuǎn)變熱處理時抑制先共析鐵素體或先共析碳化鐵的形成的重要元素。

本發(fā)明為了確保目標(biāo)強度的同時充分抑制先共析相(phase)的形成，優(yōu)選包括1.5％以上的mn，但其含量超過3.0％時，會形成較強的中心部mn偏析等，從而對氫致滯后斷裂的抵抗性較差且冷鍛時可能會產(chǎn)生龜裂等，因此不優(yōu)選。

因此，本發(fā)明優(yōu)選將mn的含量控制在1.5～3.0％。

p及s：分別為0.015％以下

磷(p)和硫(s)是鋼中不可避免包含的雜質(zhì)，從確保材料的延展性方面看，優(yōu)選將其含量分別控制在0.015％以下。

尤其，p在晶界偏析而阻礙韌性并顯著降低對氫致滯后斷裂的抵抗性，因此優(yōu)選將其含量控制為盡可能低。

s也是在晶界偏析而降低韌性，形成低熔點硫化物而阻礙熱軋性，因此優(yōu)選將其含量控制為盡可能低。

本發(fā)明的其余成分為鐵(fe)。但是，普通制造過程中，會從原料或周圍環(huán)境不可避免地混入預(yù)料之外的雜質(zhì)，因此不能排除。這些雜質(zhì)只要是普通制造過程的技術(shù)人員就可理解，因此本說明書中不特別說明其所有內(nèi)容。

優(yōu)選地，滿足上述組成成分的本發(fā)明的冷鐓用高碳鋼線材包括珠光體作為微細(xì)組織。

本發(fā)明提供對上述的冷鐓用高碳鋼線材進行加工獲得的加工品。

更具體地，本發(fā)明的加工品是通過對所述線材進行冷加工后進行熱處理獲得的，作為主相包括珠光體，優(yōu)選地，包括的先共析相即先共析鐵素體和先共析碳化鐵的面積分?jǐn)?shù)之和為35％以下。

如上所述，作為最終產(chǎn)品即加工品的微細(xì)組織而形成珠光體，除了確保1000mpa以上的高強度之外，還能確保優(yōu)異的對氫致滯后斷裂的抵抗性。

與加工后通過q&t熱處理具備回火馬氏體組織的現(xiàn)有產(chǎn)品不同，本發(fā)明的加工品能夠確保多個能夠捕集(trap)擴散氫的鐵素體和碳化鐵界面，因此，在對氫致滯后斷裂的抵抗性測試時，可具有沉積時間100小時(hr)內(nèi)也不產(chǎn)生破壞的效果。

另外，當(dāng)所述本發(fā)明加工品的微細(xì)組織中的先共析鐵素體和先共析碳化鐵的面積分?jǐn)?shù)之和超過35％時，氫捕集點(trapsite)會減少，導(dǎo)致對氫致滯后斷裂的抵抗性降低的問題。

以下詳細(xì)說明作為本發(fā)明另一方面的冷鐓用高碳鋼線材的制造方法。

本發(fā)明的冷鐓用高碳鋼線材是在準(zhǔn)備具有上述組成成分的鋼坯之后，通過對其進行加熱及保持-熱軋-收卷-冷卻工序來制造的。

首先，鋼坯加熱是裝入生產(chǎn)線材的加熱爐并以一定溫度加熱及保持的工序，可通過該工序使基體內(nèi)存在的碳化鐵等熔融。

在此，優(yōu)選地，以ae3+150℃～ae3+250℃的溫度范圍加熱后，在該溫度下保持90分鐘。

即，在奧氏體單相區(qū)保持鋼坯，所述溫度范圍是不會使奧氏體晶粒粗化的范圍，是消除殘留粗化碳化鐵的有效范圍。

當(dāng)所述加熱及保持溫度超過ae3+250℃時，奧氏體晶粒會非常粗大，可能會造成冷卻后形成的最終微細(xì)組織的粗化，相反，若小于ae3+150℃，則無法通過加熱獲得效果。

在上述的溫度范圍保持時，若其時間小于90分鐘，則無法使殘留的碳化物充分溶解。但是，若保持太長時間，會顯著降低生產(chǎn)性，因此優(yōu)選將其上限限定為120分鐘。

更優(yōu)選地，可在1000～1100℃進行加熱及保持。

優(yōu)選地，對以上述條件加熱及保持的鋼坯進行粗軋及熱精軋，將其制造成線材形狀。

在此，優(yōu)選在ae3+100℃以上進行熱精軋，若在小于ae3+100℃的溫度下進行熱精軋，則軋制過程中會出現(xiàn)通過變形的微細(xì)組織，形成先共析鐵素體或先共析碳化鐵相的可能性較高，因此不優(yōu)選。更優(yōu)選地，可在900～1000℃進行熱精軋。

另外，優(yōu)選地，將熱精軋時的進入側(cè)溫度控制為ae3+100℃～ae3+150℃，這是為了進行后續(xù)工序即冷卻和收卷時，在高溫下控制收卷溫度時，能夠使材質(zhì)偏差最小化。

優(yōu)選地，對如上所述熱精軋后獲得的線材進行冷卻后，在850～950℃進行收卷工序。

在此，若收卷溫度小于850℃，收卷時線材卷的收卷形狀會不良，可能會對加工性造成壞影響，相反，若收卷溫度超過950℃，高溫暴露時間會變長，形成表面部脫碳等劣化組織，產(chǎn)生物理性質(zhì)降低的問題。

上述的溫度范圍內(nèi)進行收卷后，經(jīng)過以5～10℃/s的冷卻速度冷卻到500℃以下的步驟來制造本發(fā)明的冷鐓用高碳鋼線材。

在此，冷卻可在斯太爾摩(stelmor)冷卻臺進行，可根據(jù)線材直徑適用不同的冷卻速度。

如本發(fā)明，制造直徑13mm以上的大徑線材時，優(yōu)選以5～10℃/s的冷卻速度實施冷卻，若冷卻速度小于5℃/s，則會形成先共析鐵素體及先共析碳化鐵而導(dǎo)致它們的分?jǐn)?shù)提高到5％以上。

并且，即使冷卻終止溫度超過500℃，存在形成先共析鐵素體等，而不是形成均勻的珠光體組織的擔(dān)憂，因此不優(yōu)選。

本發(fā)明可利用通過上述制造方法制造的本發(fā)明的線材獲得加工品。

在此，可在冷鐓后進行熱處理來制造加工品，優(yōu)選地，此時的熱處理不進行現(xiàn)有的q&t熱處理而進行恒溫轉(zhuǎn)變熱處理。

這種恒溫?zé)崽幚頃r的介質(zhì)可使用鉛(lead)，但并不限定于此。

具體而言，優(yōu)選實施如下步驟，冷鐓后，以950～1000℃的溫度范圍進行加熱并進行3～5分鐘的奧氏體化處理，然后以50℃/s以上的冷卻速度進行一次冷卻而達到轉(zhuǎn)變鼻區(qū)間550～580℃為止，然后在該溫度下進行恒溫保持2分鐘以下后進行最終冷卻。

通常，所述冷鐓之前可進行拉伸及球化退火(sa，spheroidizedannealing)，不特別限定其條件。舉例來說，以30％的總減面量進行拉伸，球化退火(sa)可適用在760℃保持6小時后進行爐冷的工序。

所述冷鐓之后的高溫加熱時，若其溫度小于950℃，會使保持時間變長，產(chǎn)生經(jīng)濟上不利的問題，相反，若超過1000℃，氧化皮增加的同時，奧氏體晶粒大小變得粗大，產(chǎn)生延展性降低的問題。

優(yōu)選地，以上述條件進行高溫加熱后，在恒溫轉(zhuǎn)變溫度區(qū)域進行保持，若當(dāng)時溫度小于550℃，作為加工品的微細(xì)組織而形成上貝氏體相，無法達成目標(biāo)強度，與此相反，若超過580℃，則形成粗大的珠光體，對氫致滯后斷裂的抵抗性提高效果會微乎其微。

另外，從所述高溫加熱溫度區(qū)域冷卻到恒溫轉(zhuǎn)變溫度區(qū)域時，優(yōu)選以50℃/s以上的冷卻速度進行強化冷卻，若冷卻速度小于50℃/s，會導(dǎo)致鐵素體及粗大珠光體的生成而降低強度，因此不優(yōu)選。

如上所述，冷鐓后進行恒溫轉(zhuǎn)變熱處理獲得的本發(fā)明的加工品能夠確保1000mpa以上的抗張強度，更優(yōu)選地，能夠確保1000～1350mpa的強度，而且形成能夠有效捕集氫的微細(xì)組織，能夠確保優(yōu)異的對氫致滯后斷裂的抵抗性。

以下通過實施例更具體地說明本發(fā)明。但是，以下實施例僅用于通過例示更詳細(xì)地說明本發(fā)明，并不在于限定本發(fā)明的權(quán)利范圍。本發(fā)明的權(quán)利范圍根據(jù)權(quán)利要求書所記載的事項和由此合理類推的事項而確定。

具體實施方式

(實施例)

出鋼具有下表1示出的組成成分的鋼液300噸后，以普通條件軋制而制造各個鋼坯。之后，以下表2示出的條件，對各個鋼坯進行加熱及保持后熱軋，最終收卷及冷卻來制造線材。其中，屬于發(fā)明鋼的線材最終通過精軋機時的直徑為13mm。

之后，觀察已制造的各個線材的微細(xì)組織，測定抗張強度和截面收縮率(ra)并表示在下表2。

【表1】

【表2】

(所述表2的微細(xì)組織中['/p]表示珠光體[p]及先共析鐵素體[']的分?jǐn)?shù)之和，[b]表示貝氏體，[a']表示先共析碳化鐵。)

如所述表1及表2所示，滿足本發(fā)明提出的組成成分的發(fā)明鋼與比較鋼1及2不同，即使不添加cr及mo，也具有845～1160mpa程度的抗張強度。截面收縮率隨著碳含量的提高而降低。

比較鋼1及2屬于scm435鋼種，微細(xì)組織以珠光體為主組織，強度為985mpa左右。

另外，si或mn的含量超出本發(fā)明的比較鋼3至5中，比較鋼3及4的先共析鐵素體的分?jǐn)?shù)較高，強度小于850mpa，比較鋼5以珠光體為主組織，強度為915mpa。

對所述各個線材進行以下拉伸及球化退火后，對比較例1及2進行冷鍛后適用q&t熱處理，對其余發(fā)明例及比較例，進行冷鍛后適用恒溫轉(zhuǎn)變熱處理來制造加工品。

在此，拉伸適用30％的減面量，球化退火(sa)在760℃保持6小時后進行爐冷。并且，恒溫?zé)崽幚淼慕橘|(zhì)使用鉛(lead)。

按所述各步驟進行加工后測定抗張強度，將其結(jié)果表示在表3。

并且，對各個加工品測定氫致滯后斷裂特性，將其結(jié)果表示在表4。

在此，對于氫致滯后斷裂特性，附加最終產(chǎn)品抗張強度的0.9倍的荷重并測定破損時間，沉積溶液采用ph約為2.0的測試溶液(h20：2，000cc、ch3cooh：80ml、nacl：100g)。即，將試片浸漬到所述溶液內(nèi)的狀態(tài)下附加荷重后，測定試片破損的時間。

【表3】

【表4】

如所述表3及4所示，利用本發(fā)明的線材并采用恒溫轉(zhuǎn)變熱處理來制造的加工品(相當(dāng)于發(fā)明例1至7)與現(xiàn)有scm435鋼的對氫的抵抗性評價指標(biāo)的100小時內(nèi)未斷裂結(jié)果相同，即使沉積100小時，也未破損。尤其，確保強度為1300mpa以上的發(fā)明例5也未發(fā)生氫致滯后斷裂，判斷為可適用為實際產(chǎn)品。

另外，mn的含量過高的比較例5保持40小時為止，未發(fā)生破損，但超過該時間后發(fā)生了斷裂。由此可預(yù)測受到了mn偏析的影響。

并且，比較例3及4即使進行恒溫轉(zhuǎn)變熱處理，最終產(chǎn)品(加工品)的強度小于1000mpa，實際上難以適用。

本發(fā)明中，未提出碳含量小于0.52％的比較實施例，這是因為c含量的減少相比si或mn含量的降低，所導(dǎo)致的強度降低非常大。即，即使si及mn的含量滿足本發(fā)明，若c的含量小于0.52％，預(yù)測最終產(chǎn)品(加工品)的強度可能會小于比較例3及4，對于此，無需特別的實施資料也可充分預(yù)測。