1.本公开内容涉及具有改善的延迟断裂抗力的线材和部件及其制造方法，更具体地，涉及可以用于暴露于各种应力和腐蚀环境的汽车和结构的紧固螺栓等的线材和部件及其制造方法。
背景技术：
2.随着汽车和结构的减重和小型化，用于汽车和结构的紧固螺栓等的线材需要高强度。通常，利用冷加工、晶粒细化、马氏体强化、析出强化等来提高钢材的强度。
3.然而，用于强化的位错、晶界、马氏体板条边界、细的析出物边界通过在钢材中充当氢陷阱而导致较差的延迟断裂性。为此原因，延迟断裂性在抗拉强度为1gpa或更高的高强度螺栓中变得较差。
4.为了解决该问题，在抗拉强度为1gpa或更高的具有回火马氏体组织的高强度螺栓用钢中使用添加有mo的cr-mo合金钢。但是，为了响应随着螺栓制造技术的开发而对成本降低的需求，已经尝试用cr-b钢代替cr-mo钢。因此，在对安全性没有显著影响的情况下通过对结构中使用的螺栓使用cr-b钢，实现了成本降低。然后，在其安全性得到确定之后，cr-b钢被用于汽车的一些紧固螺栓。
5.此外，在汽车工业中，需要开发可以比cr-b钢更加降低成本的螺栓用材料。为了响应该需求，近来进行了将利用比cr更便宜的mn的mn-b钢应用于1gpa或更高的高强度螺栓的技术开发。
6.然而，由于mn与cr相比在铁素体基体中导致高固溶强化，因此mn-b钢可能导致在螺栓的螺纹部分中开裂。因此，为了制造1gpa或更高的高强度螺栓而添加的高含量mn的钢难以用于高强度螺栓，因为由于开裂，在螺栓的螺纹部分中可能发生延迟断裂。
技术实现要素：
7.技术问题
8.在一个方面中，本公开内容旨在通过优化mn-b钢的固溶强化效应和经由控制合金元素改善可成型性来提供具有改善的延迟断裂抗力的高强度螺栓用线材、螺栓及其制造方法。
9.技术方案
10.根据本公开内容的一个示例性实施方案的具有改善的延迟断裂抗力的线材按重量％计包含：0.15％至0.30％的c、0.15％至0.25％的si、0.95％至1.35％的mn、0.030％或更少的p、0.030％或更少的s、0.015％至0.030％的ti、0.0010％至0.0040％的b、0.0010％至0.0080％的n、以及作为余量的fe和不可避免的杂质，并且所述线材满足式1。
11.[式1]2.0≤5.5x[si] [mn]≤2.4
[0012]
在式1中，[si]和[mn]表示相应元素的含量(重量％)。
[0013]
在本公开内容的另一个示例性实施方案中，线材可以满足式2。
[0014]
[式2]1.0＜[ti]/3.42[n]＜2.0
[0015]
在式2中，[ti]和[n]表示相应元素的含量(重量％)。
[0016]
在本公开内容的另一个示例性实施方案中，tin夹杂物的尺寸可以为15μm或更小。
[0017]
根据本公开内容的一个示例性实施方案的用于制造具有改善的延迟断裂抗力的线材的方法包括：在880℃至980℃下对钢材进行精轧的步骤，所述钢材按重量％计包含：0.15％至0.30％的c、0.15％至0.25％的si、0.95％至1.35％的mn、0.030％或更少的p、0.030％或更少的s、0.015％至0.030％的ti、0.0010％至0.0040％的b、0.0010％至0.0080％的n、以及作为余量的fe和不可避免的杂质，并且所述钢材满足式1；
[0018]
以及在830℃至930℃下进行卷绕的步骤。
[0019]
[式1]2.0≤5.5x[si] [mn]≤2.4
[0020]
在式1中，[si]和[mn]表示相应元素的含量(重量％)。
[0021]
在本公开内容的另一个示例性实施方案中，钢材可以满足式2。
[0022]
[式2]1.0＜[ti]/3.42[n]＜2.0
[0023]
在式2中，[ti]和[n]表示相应元素的含量(重量％)。
[0024]
根据本公开内容的一个示例性实施方案的用于制造具有改善的延迟断裂抗力的部件的方法包括：对根据本公开内容制造的线材进行拉拔的步骤；在745℃至770℃下对经拉拔的线材进行球化热处理的步骤；在870℃至940℃下对经球化热处理经拉拔的线材进行加热的步骤；在50℃至80℃下对经球化热处理经拉拔的线材进行淬火的步骤；以及在400℃至600℃下对经淬火的部件进行回火的步骤。
[0025]
根据本公开内容的一个示例性实施方案的具有改善的延迟断裂抗力的部件按重量％计包含：0.15％至0.30％的c、0.15％至0.25％的si、0.95％至1.35％的mn、0.030％或更少的p、0.030％或更少的s、0.015％至0.030％的ti、0.0010％至0.0040％的b、0.0010％至0.0080％的n、以及作为余量的fe和不可避免的杂质，并且所述部件满足式1。
[0026]
[式1]2.0≤5.5x[si] [mn]≤2.4
[0027]
在式1中，[si]和[mn]表示相应元素的含量(重量％)。
[0028]
在本公开内容的另一个示例性实施方案中，部件满足式2。
[0029]
[式2]1.0＜[ti]/3.42[n]＜2.0
[0030]
在式2中，[ti]和[n]表示相应元素的含量(重量％)。
[0031]
在本公开内容的另一个示例性实施方案中，部件按体积分数计包含0.3％至2％的残余奥氏体组织和残余回火马氏体组织。
[0032]
有益效果
[0033]
根据本公开内容的一个示例性实施方案的具有改善的延迟断裂抗力的高强度螺栓用部件改善了在mn-b钢螺栓的螺纹部分的加工期间的可成型性。因此，可以通过防止螺栓的螺纹部分中的裂纹来抑制1gpa级高强度螺栓的延迟断裂。
附图说明
[0034]
图1是比较例3的螺纹部分在评估延迟断裂抗力之前的图像。
具体实施方式
[0035]
本说明书没有描述示例性实施方案的所有要素，并且省略了对本公开内容所属技术领域的一般内容或示例性实施方案之间重叠的内容的描述。
[0036]
此外，除非另有说明，否则当部件被描述为“包括”某一组成部分时，这意指其还可以包括另外的组成部分，而不是排除另外的组成部分。
[0037]
除非上下文另外明确指出，否则单数表述包括复数表述。
[0038]
在下文中，详细描述本公开内容。
[0039]
提供以下示例性实施方案以向本公开内容所属技术领域的普通技术人员充分传达本公开内容的构思。本公开内容不限于呈现的示例性实施方案，而是也可以以其他形式体现。
[0040]
本公开内容的发明人发现，通过控制si和mn的含量，可以通过在确保强度的同时优化固溶强化效应来改善可成型性，并因此，由于抑制了由螺纹部分的差的可成型性导致的开裂，可以改善延迟断裂抗力。
[0041]
此外，他们发现，通过控制ti和n的含量以及控制tin夹杂物的尺寸，可以获得细的晶粒尺寸，并且由此可以改善可成型性并且可以确保延迟断裂抗力。
[0042]
根据本公开内容的一个示例性实施方案的具有改善的延迟断裂抗力的线材按重量％计包含：0.15％至0.30％的c、0.15％至0.25％的si、0.95％至1.35％的mn、0.030％或更少的p、0.030％或更少的s、0.015％至0.030％的ti、0.0010％至0.0040％的b、0.0010％至0.0080％的n、以及作为余量的fe和不可避免的杂质。
[0043]
将详细描述限制合金元素的含量的原因。除非另有说明，否则含量以重量％为单位。
[0044]
碳(c)的含量为0.15％至0.30％。
[0045]
c是用于确保产品的强度而添加的元素。如果碳含量小于0.15％，则难以确保目标强度。如果其超过0.30％，则由于因在淬火期间在板条马氏体处形成的流体静压阻碍了具有优异机械稳定性的残余奥氏体的形成，延迟断裂特性可能变得较差。因此，在本公开内容中，将c含量限制为0.15％至0.30％。
[0046]
硅(si)的含量为0.15％至0.25％。
[0047]
si是不仅用于钢的脱氧而且还用于通过固溶强化来确保强度的元素。如果si含量小于0.15％，则钢的脱氧和通过固溶强化的强度提高可能不足。此外，如果其超过0.25％，则可成型性和冲击特性可能由于固溶强化而变得较差。因此，在本公开内容中，将si含量限制为0.15％至0.25％。
[0048]
锰(mn)的含量为0.95％至1.35％。
[0049]
mn是改善淬透性的元素。其是通过在基体组织中形成置换固溶体来提供固溶强化效应的非常有用的元素。如果mn含量小于0.95％，则由于固溶强化效应和淬透性不足，难以确保本公开内容中期望的强度。如果mn含量超过1.35％，则可成型性可能由于固溶强化效应而变得较差。因此，在本公开内容中，将mn含量限制为0.95％至1.35％
[0050]
磷(p)的含量为0.030％或更少(不包括0％)。
[0051]
p是在晶界中偏析并降低韧性和延迟断裂抗力的元素。因此，在本公开内容中，将p含量的上限限制为0.030％。
[0052]
硫(s)的含量为0.030％或更少(不包括0％)。
[0053]
与p一样，s在晶界中偏析并降低韧性。此外，其通过形成低熔点乳状物而阻碍热轧。因此，在本公开内容中，将s含量的上限限制为0.030％。
[0054]
钛(ti)的含量为0.015％至0.030％。
[0055]
ti是与引入到钢中的n结合以形成钛碳氮化物(tin)的元素。在本公开内容中，tin可以防止由于部件的差的可成型性而导致的开裂，并通过减小晶粒尺寸来改善延迟断裂抗力。此外，由于ti形成tin，其可以防止游离的n与b结合形成使可成型性劣化的bn。如果ti含量小于0.015％，tin则形成不足，并且游离的n形成bn。因此，不能利用b的硬化效果。如果其超过0.03％，则延迟断裂抗力可能由于形成粗碳氮化物而变得较差。因此，在本公开内容中，将ti含量限制为0.015％至0.03％。
[0056]
硼(b)的含量为0.0010％至0.0040％。
[0057]
b是改善淬透性的元素。如果b含量小于0.0010％，则难以预期淬透性的改善。此外，如果其超过0.0040％，则当在晶界中形成fe
23
(cb)6碳化物时，由于奥氏体晶界变脆因此延迟断裂抗力变得较差，并且可成型性由于bn的形成而变得较差。因此，在本公开内容中，将b含量限制为0.0010％至0.0040％。
[0058]
氮(n)的含量为0.0010％至0.0080％。
[0059]
n是形成碳氮化物的元素。如果n含量小于0.0010％，则减小晶粒尺寸的tin析出物可能形成不足。如果其超过0.0080％，则由于溶解氮的含量增加，钢的韧性和延性可能变得较差，并且游离的n可能与b结合以形成使可成型性劣化的bn。因此，在本公开内容中，将n含量限制为0.0010％至0.0080％。
[0060]
合金组成的剩余组分为铁(fe)。但是，本公开内容的具有改善的延迟断裂抗力的线材可能包含常见工业钢生产过程中可能包含的其他杂质。这些杂质对于本公开内容所属领域的普通技术人员是公知的，并且在本公开内容中其类型和含量没有具体限制。
[0061]
根据本公开内容的一个示例性实施方案的具有改善的延迟断裂抗力的线材满足式1：
[0062]
[式1]2.0≤5.5x[si] [mn]≤2.4
[0063]
在式1中，[si]和[mn]表示相应元素的含量(重量％)。
[0064]
在本公开内容中，将si和mn的含量控制成使得在通过固溶强化效应确保强度的同时，可以通过抑制过度的固溶强化来改善线材的可成型性和延迟断裂抗力。式1为用于优化固溶强化效应的公式。在式1中，如果5.5
×
[si] [mn]的值小于2.0，则不能确保本公开内容期望的强度。如果5.5
×
[si] [mn]的值超过2.4，则由于因过度的固溶强化导致在高强度部件的成型期间差的可成型性而导致开裂，可能引起延迟断裂。因此，在本公开内容中，为了改善延迟断裂抗力，将5.5
×
[si] [mn]的值限制为2.0至2.4。
[0065]
此外，根据本公开内容的一个示例性实施方案的具有改善的延迟断裂抗力的线材满足式2。
[0066]
[式2]1.0＜[ti]/3.42[n]＜2.0
[0067]
在式2中，[ti]和[n]表示相应元素的含量(重量％)。
[0068]
本公开内容旨在通过减小晶粒尺寸并改善可成型性来改善线材的延迟断裂抗力。本公开内容的发明人发现，可以通过控制tin夹杂物的尺寸来减小晶粒尺寸，并且可以通过
抑制bn的形成来确保可成型性和延迟断裂抗力。式2是为了控制tin夹杂物的尺寸并抑制bn的形成而得到的公式。在式2中，如果[ti]/3.42[n]的值为1.0或更小，则由于由未与ti结合的游离n而形成的bn等，可成型性可能变得较差。如果[ti]/3.42[n]的值为2.0或更大，则由于过量的ti，tin夹杂物的尺寸增加，并且不能实现晶粒细化效果。因此，在本公开内容中，限制[ti]/3.42[n]的值以满足1.0＜[ti]/3.42[n]＜2.0。
[0069]
在本公开内容中，用于减小晶粒尺寸的tin夹杂物的尺寸可以为15μm或更小。如果tin夹杂物的尺寸超过15μm，则难以通过晶粒细化来确保延迟断裂抗力。
[0070]
由根据本公开内容的线材制造的具有改善的延迟断裂抗力的部件按体积分数计包含0.3％至2％的残余奥氏体组织和残余回火马氏体组织。如果残余奥氏体组织的分数小于0.3％，则难以预期作为延迟氢扩散的屏障的作用。此外，如果其超过2％，则不仅在板条边界而且在奥氏体晶界等中厚厚地形成的残余奥氏体，这使得难以延迟氢的扩散并降低改善延迟断裂抗力的效果。
[0071]
接下来，将描述根据本公开内容的一个示例性实施方案的用于制造具有改善的延迟断裂抗力的线材和部件的方法。
[0072]
根据本公开内容的具有改善的延迟断裂抗力的线材和部件可以通过多种方法制造而没有特别限制。作为一个示例性实施方案，其可以通过以下方法来制造。
[0073]
根据本公开内容的具有改善的延迟断裂抗力的线材可以通过包括以下的方法来制造：在880℃至980℃下对钢材进行精轧的步骤，所述钢材按重量％计包含：0.15％至0.30％的c、0.15％至0.25％的si、0.95％至1.35％的mn、0.030％或更少的p、0.030％或更少的s、0.015％至0.030％的ti、0.0010％至0.0040％的b、0.0010％至0.0080％的n、以及作为余量的fe和不可避免的杂质；以及在830℃至930℃下进行卷绕的步骤。
[0074]
首先，准备满足以上合金组成的钢材并在880℃至980℃下精轧成线材。然后，将经轧制的线材在830℃至930℃下卷绕成卷材形状。
[0075]
如果线材轧制温度低于880℃或者如果卷绕温度低于830℃，则可能通过相变在表面上形成脱碳铁素体层，原因是表层为准两相，并且由于在热处理期间在螺栓的表面上也形成脱碳铁素体层，因此延迟断裂抗力可能变得较差。此外，由于螺栓的原奥氏体晶粒尺寸减少并且残余奥氏体的分数增加，因此延迟断裂抗力可能变得较差。如果线材精轧温度超过980℃或者如果卷绕温度超过930℃，则随着由氢加速脱碳，可能在表面上形成脱碳铁素体层，并且由于原奥氏体晶粒尺寸增加，延迟断裂抗力可能变得较差。
[0076]
然后，可以对经卷绕的线材进行拉拔，球化热处理，涂覆，成形为螺栓；奥氏体化，淬火，然后回火以获得最终螺栓用部件。例如，其可以通过以下方法来制备。
[0077]
根据本公开内容的一个示例性实施方案的用于制造螺栓用部件的方法包括：对根据本公开内容制造的线材进行拉拔的步骤；在745℃至770℃下对经拉拔的线材进行球化热处理的步骤；在870℃至940℃下对经球化热处理经拉拔的线材进行加热的步骤；在50℃至80℃下对经球化热处理经拉拔的线材进行淬火的步骤；以及在400℃至600℃下进行回火的步骤。
[0078]
球化热处理可以在745℃至770℃下进行。如果热处理温度低于745℃或超过770℃，则球化程度可能降低，这可能导致硬度增加，成型之后螺栓的螺纹部分的可成型性差，以及螺纹部分的开裂。
[0079]
奥氏体化热处理可以在870℃至940℃下进行。如果热处理温度低于870℃，则由于反向奥氏体转变不足，随着在淬火之后不均匀地形成马氏体组织，因此韧性可能变得较差。如果热处理温度超过940℃，则延迟断裂抗力可能由于原奥氏体晶粒尺寸增加而变得较差。
[0080]
淬火可以在50℃至80℃下进行。如果淬火温度低于50℃，则由于热变形，在螺栓的螺纹中可能出现细的淬火裂纹，这可能导致延迟断裂。如果其超过80℃，则除了由于淬火不足而在板条中形成的机械稳定的残余奥氏体之外，还可能在原奥氏体晶界中形成残余奥氏体，并且由于氢的积累可能引起延迟断裂。
[0081]
为了根据最终产品的用途和目的提供强度和韧性，回火可以在400℃至600℃下进行。如果回火温度低于400℃，则可能由于回火导致脆性。此外，如果其超过600℃，则难以实现本公开内容期望的强度。
[0082]
根据本公开内容制造的具有改善的延迟断裂抗力的部件按体积分数计包含0.3％至2％的残余奥氏体组织和残余回火马氏体组织。
[0083]
在下文中，通过实施例更详细地描述本公开内容。然而，以下实施例仅举例说明本公开内容，并且本公开内容不受实施例的限制。本公开内容的范围由所附权利要求和由此合理推断的事项来确定。
[0084]
实施例
[0085]
将满足表1的合金组成的实施例1至9和比较例1至7的线材在本公开内容的制造条件下制备成最终螺栓用于进行测试。具体地，将满足表1的合金组成的钢件在880℃至980℃下精轧成线材，并且在830℃至930℃下卷绕成卷材形状。将经卷绕的线材在745℃至770℃下进行球化热处理。然后，使经球化热处理的线材成形为螺栓，在870℃至940℃下奥氏体化，在50℃至80℃下淬火，然后在400℃至600℃下回火以确保1050
±
16mpa的抗拉强度。
[0086]
[表1]
[0087]
[0088]
在对实施例1至6和比较例1至5的螺栓的tin析出物的最大尺寸和延迟断裂裂纹进行评估之后，确定式1和式2的值。结果在表2中给出。tin析出物的最大尺寸通过经由极值分析在30个场的160mm2的面积中在螺栓的l-截面(纵向方向)中观察到的夹杂物的最大尺寸来定义。结果也在表2中给出。
[0089]
根据延迟断裂模拟方法，通过用对应于屈服强度的夹紧力紧固螺栓，并将其浸入在5％盐酸 95％蒸馏水的溶液中10分钟来对延迟断裂抗力进行测试。观察螺纹(其为应力集中的部分)中裂纹的存在。x表示无开裂，o表示出现裂纹。
[0090]
[表2]
[0091][0092]
如从表2看出，对于其中满足本公开内容提出的合金组成、公式和tin尺寸的要求的实施例1至6，在评估延迟断裂抗力之前和之后，在螺栓的螺纹部分中未显示延迟断裂裂纹。相反，对于其中[ti]/3.42[n]值作为2.506而超过本公开内容提出的上限2.0的比较例1，形成粗tin并出现延迟断裂裂纹。
[0093]
对于其中[ti]/3.42[n]值作为3.070而超过本公开内容提出的上限2.0的比较例2，形成粗tin并出现延迟断裂裂纹。
[0094]
对于其中si含量作为0.26％而超过本公开内容提出的上限0.25％且5.5
×
[si] [mn]值作为2.58而超过上限2.4的比较例3，由于因过度的固溶强化导致球化热处理之后螺栓的螺纹部分的可成型性差，因此出现延迟断裂裂纹。图1示出了比较例3的螺纹部分在评估延迟断裂抗力之前的图像。如从图1看出，对于不满足本公开内容提出的要求的比较例3，出现延迟断裂裂纹，表明未实现延迟断裂抗力。
[0095]
对于其中mn含量作为1.45％而超过本公开内容提出的上限1.35％且5.5
×
[si] [mn]值作为2.61而超过本公开内容提出的上限2.4的比较例4，由于因过度的固溶强化导致球化热处理之后螺栓的螺纹部分的可成型性差，因此出现延迟断裂裂纹。
[0096]
对于其中c含量作为0.33％而超过本公开内容提出的上限0.30％的比较例5，阻止了具有优异机械稳定性的残余奥氏体组织的形成并出现延迟断裂裂纹。
[0097]
此外，在表3中描述的条件下制备实施例3和比较例6-1至6-6的最终螺栓样品。
[0098]
[表3]
[0099][0100]
对于其中满足精轧温度、卷绕温度、球化热处理温度和奥氏体化温度的实施例3，未出现延迟断裂裂纹。相反，对于其中轧制温度作为990℃而超过本公开内容提出的上限980℃且卷绕温度作为940℃也超过本公开内容提出的上限930℃的比较例6-1，由于在线材以及在螺栓中原奥氏体晶粒尺寸增加，因此出现延迟断裂裂纹。
[0101]
对于其中轧制温度作为870℃而未达到本公开内容提出的下限880℃且卷绕温度作为820℃也未达到本公开内容提出的下限830℃的比较例6-2，由于在线材以及在螺栓中原奥氏体晶粒尺寸增加，因此残余奥氏体的分数增加且出现延迟断裂裂纹。
[0102]
对于其中奥氏体化热处理温度作为950℃而超过本公开内容提出的上限940℃的比较例6-3，由于螺栓的原奥氏体晶粒尺寸增加，因此出现延迟断裂裂纹。
[0103]
对于其中奥氏体化热处理温度作为860℃而未达到本公开内容提出的下限870℃的比较例6-4，由于qt热处理在螺栓没有充分奥氏体化的状态下进行，因此形成未溶解的铁素体，并因此，出现延迟断裂裂纹。
[0104]
对于其中球化温度作为740℃而未达到本公开内容提出的下限745℃的比较例6-5，以及对于其中球化温度作为775℃而超过本公开内容提出的上限770℃的比较例6-6，由于球化程度低，因此可成型性较差且出现延迟断裂裂纹。
[0105]
虽然描述了本公开内容的示例性实施方案，但是本公开内容不限于此，并且本领域普通技术人员将理解，在不脱离所附权利要求的概念和范围的情况下，进行各种改变和修改。