CN100447276C - 具有优异可拉丝性的高碳钢丝材料及其制备方法 - Google Patents

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CN100447276C CNB2005101338425A CN200510133842A CN100447276C CN 100447276 C CN100447276 C CN 100447276C CN B2005101338425 A CNB2005101338425 A CN B2005101338425A CN 200510133842 A CN200510133842 A CN 200510133842A CN 100447276 C CN100447276 C CN 100447276C
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Abstract

一种高碳钢丝材料及其制备方法，所述高碳钢丝材料由作为原料的高碳钢制成，它可用于钢丝产品如钢丝帘布、轮胎钢丝、PC钢丝和弹簧钢，它可以以高拉丝速率有效制备这些钢丝产品，并且具有优异的可拉丝性。这种高碳钢丝材料由具有规定含量的C，Si，Mn，P，S，N，Al和O的钢材制成，并且其金属结构的Bcc-Fe晶粒具有20μm或更小的平均晶粒直径(D<sub>ave</sub>)以及120μm或更小的最大晶粒直径(D<sub>max</sub>)，其中直径为80μm或更大的晶粒的面积比优选为40%或更小，其具有10μm或更小的平均亚晶粒直径(d<sub>ave</sub>)以及50μm或更小的最大亚晶粒直径(d<sub>max</sub>)，而且具有4.5或更小的平均晶粒直径(D<sub>ave</sub>)与平均亚晶粒直径(d<sub>ave</sub>)的比值(D<sub>ave</sub>/d<sub>ave</sub>)。

Description

具有优异可拉丝性的高碳钢丝材料及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种用于钢丝产品如钢丝帘布、轮胎钢丝、PC钢丝和弹簧钢的碳钢丝材料，该碳钢丝材料是由作为原料的高碳钢制成的，本发明可以以高拉丝速率有效制备这些钢丝产品，而且这些钢丝产品具有优异的可拉丝性。
背景技术
为了制备上述钢丝产品，多数情况下在作为原料的钢丝材料上进行拉丝，以控制大小和材料(力学性质)。因此，改善钢丝材料的可拉丝性对于提高生产率等是非常有益的。当可拉丝性被改善时，可以享受到很多优点，比如由于拉丝速率的增加以及拉丝轧制道次的减少而使生产率提高，同时延长了模子的使用寿命。
就拉丝而论，研究主要集中于拉丝时的钢丝耐破损性。例如，专利文献1所公开的技术是关注并通过使珠光体块的大小、先共析渗碳体的量、渗碳体的厚度和渗碳体的Cr含量最优化来改善钢丝的耐损性。
专利文献2揭示拉丝极限通过控制上贝氏体的面积比率和所包含贝氏体的大小加以改善。此外，专利文献3通过控制包含在钢中的氧总量和非粘性夹杂物的组成来改善钢丝的耐破损性和模子的使用寿命。就模子的使用寿命而论，钢丝材料表面的可除鳞性也是非常重要的。如果由于可除鳞性较差而导致钢丝材料的表面上残留有铁鳞，则铁鳞会导致模子在拉丝时碎裂。因此，专利文献4公开了通过控制存在于铁鳞中的孔来改善机械可除鳞性的技术。
然而，上述现有技术主要强调在特殊的拉丝条件下改善钢丝的耐破损性，而很少从可拉丝性考虑，关注改善拉丝速率、减少拉丝轧制道次数和延长模子使用寿命。如前面所公开的，拉丝速率的增加以及每次轧制的断面减缩比率都会导致钢丝产品延展性的劣化和模子使用寿命的缩短。然而，还不能从上述现有技术获得可拉丝性改善至这样一种程度的作用：可以以实际水平实现提高拉丝速率和断面减缩率。
专利文献1JP-A 2004-91912(此处使用的术语“JP-A”表示“未审查的出版的日本专利申请”)
专利文献2JP-A 8-295930
专利文献3JP-A 62-130258
专利文献4日本专利号3544804
发明内容
鉴于上述情形下获得的本发明目的是提供一种具有优异可拉丝性的钢丝材料和能够有效制备该钢丝材料的方法，这种优异的可拉丝性使钢丝材料能够提高拉丝速率和断面减缩速率，并且延长了模子的使用寿命，而且显著提高了生产率。
至于能够获得上述目的的本发明具有优异可拉丝性的高碳钢丝材料的构成，该高碳钢丝材料包含0.6～1.1质量％的C、0.1～2.0质量％的Si、0.1～1.0质量％的Mn、0.020质量％或更小的P、0.020质量％或更小的S、0.006质量％或更小的N、0.03质量％或更小的Al和0.0030质量％或更小的O，以及由Fe和不可避免杂质构成的余量，其金属结构的Bcc-Fe晶粒具有20μm或更小的平均晶粒直径(Dave)以及120μm或更小的最大晶粒直径(Dmax)。
作为根据本发明的上述钢材的优选方式，上述金属结构的bcc-Fe晶粒中直径为80μm或更大的晶粒的面积比为40％或更小、10μm或更小的平均亚晶粒直径(dave)、50μm或更小的最大亚晶粒直径(dmax)、4.5或更小的平均晶粒直径(Dave)与平均亚晶粒直径(dave)的比率(Dave/dave)，而且当钢丝材料的拉伸强度由TS表示，且钢丝材料中的C含量由Wc表示时，它们满足下列表达式(1)的关系：
TS≤1240×Wc0.52(1)
本发明的钢丝材料可以含有从1.5质量％或更小(不包含0％)的Cr，1.0质量％或更小(不包含0％)的Cu和1.0质量％或更小(不包含0％)的Ni中选出的至少一种元素，或者包含从5ppm或更小(不包含0ppm)的Mg、5ppm或更小(不包含0ppm)的Ca和1.5ppm或更小(不包含0ppm)的REM中选出的至少一种元素。
优选地，在本发明的钢丝材料中，表面层的总脱碳(Dm-T)为100μm或更小，铁鳞粘附为0.15～0.85质量％。
此外，本发明方法有利于制备具有优异可拉丝性和上述特征性质的高碳钢丝材料。
第一制备方法包括如下步骤：将由满足上述组成需求的钢制成并在730～1050℃下加热的钢丝材料以15℃/秒或更大的平均冷却速率冷却到470～640℃(T1)，然后将该钢丝材料再以3℃/秒或更大的平均升温速率加热到比上述温度(T1)更高的550～720℃(T2)。
第二制备方法包括如下步骤：将满足上述组成需求的钢材在900～1260℃下加热，然后在740℃或更高温度下热轧，再在1100℃或更低温度下精轧，用水将其冷却到750～950℃，再在输送机装置上进行卷绕，卷绕后20秒内以15℃/秒或更大的平均冷却速率将其冷却至500～630℃(T3)，以及在卷绕后45秒内将其加热至580～720℃(T4)。此处，(T4)比上述值(T3)更高。
根据本发明，可以通过如下确定并有效地提供一种高碳钢丝材料(具有优异的可拉丝性，而且生产率可以通过增加拉丝速率和断面缩减速率而提高，并且可以延长模子的使用寿命)以及一种能够制备具有优异可拉丝性的高碳钢丝材料的方法：规定钢中C、Si、Mn、P、S、N、Al和O的含量，规定其金属结构的bcc-Fe晶粒的平均晶粒直径和最大晶粒直径，优选抑制粗晶粒的面积比，以及进一步规定上述bcc-Fe晶粒的平均亚晶粒直径和最大亚晶粒直径以及这两者的比值。
附图说明
图1所示为在实验实施例1中使用的生产模式的示意图；
图2是示出在本发明中获得的钢丝材料边界图的一个实例的示意图；
图3(A)、3(B)和3(C)所示为实验实施例1中获得的钢丝材料的晶体单元的评价实例；
图4所示为在实验实施例1中所获得的平均晶粒直径和最大晶粒直径对性能的影响；
图5所示为实验实施例2中使用的生产方式的示意图；和
图6所示为在实验实施例2中所获得的平均晶粒直径和最大晶粒直径对性能的影响。
具体实施方式
下面阐明本发明规定钢材化学组成的原因，然后详细解释规定钢材结构的晶粒直径的原因。
下面，首先解释规定钢材的化学组成的原因。
C：0.6～1.1质量％
这是一种影响钢铁材料强度的元素。C必需以0.6质量％或更大加入，以确保本发明所涉及的钢丝帘布、轮胎钢丝和PC钢丝所需要的强度。当C含量增加时，强度变大，但当该含量太高时，延展性变差。因此，该含量的上限设定为1.1质量％。
Si：0.1～2.0质量％
这种元素是为了使牵拉成丝的钢材以高比例脱氧化而特别加入的。Si必需以0.1质量％或更大加入。由于Si有助于增强钢材，因此其含量根据需要增加。然而，当其加入太多时，上限溶液溶解度增加，并且促进了脱碳作用，这两者都是应当注意的。在本发明中，从降低强度和防止脱碳的观点考虑，该含量的上限设定为2.0质量％。Si含量更优选0.15～1.8质量％。
Mn：0.1～1.0质量％
为了脱氧化，必需加入0.1质量％或更多的Mn，以稳定并使有害元素S成为无害的MnS。Mn也具有稳定钢中所包含碳化物的作用。然而，当Mn含量太高时，由于离析和过冷结构的形成，可拉丝性变差。因此，Mn含量必需减小到1.0质量％或更小。Mn含量更优选0.15～0.9质量％。
P：0.020质量％或更多
P是对可拉丝性特别有害的元素。当其太多时，钢材的延展性变差。因此，在本发明中P含量的上限设定为0.020质量％。P含量更优选为0.015质量％或更小，还更优选为0.010质量％或更小。
S：0.020％或更小
它虽然是有害元素，但是如上所述它可以通过加入Mn而被稳定为MnS。然而，当S含量太高时，MnS的含量和大小变得太大，并且延展性变差。因此，在本发明中S含量的上限设定为0.020质量％。S含量更优选为0.015质量％或更小，还更优选为0.010质量％或更小。
N：0.006质量％或更小
它有助于通过时效硬化来提高强度，但是会降低延展性。因此，在本发明中该含量的上限设定为0.006质量％。N含量更优选为0.004质量％或更小，还更优选为0.003质量％或更小。
Al：0.03质量％或更小
Al可有效用作脱氧剂，并且当其与N结合形成AlN时有助于形成精细的金属结构。然而，当Al含量太高时，会形成粗大的氧化物，从而降低可拉丝性。因此，在本发明中，其含量的上限设定为0.03％。Al含量更优选为0.01质量％或更小，还更优选为0.005质量％或更小。
O：0.003质量％或更小
当钢中所包含的O量较大时，易于形成粗大的氧化物，并且降低了可拉丝性。因此，在本发明中其含量的上限设定为0.003质量％。O含量更优选为0.002质量％或更小，还更优选为0.0015质量％或更小。
本发明的钢丝材料包括上述作为基本组分的化学组分，以及由铁和不可避免的杂质组成的余量。它可以根据需要包含下列元素。
Cr：1.5质量％或更少
这是一种有效增加钢材强度的元素。当其加入太多时，易于形成过冷结构，因而可拉丝性变差。因此，Cr含量必需减小到1.5质量％或更小。
Cu：1.0质量％或更小
由于其具有抑制表面层脱碳的功能，而且也具有增加耐腐蚀性的功能，因此，它可以根据需要加入。但是，当其加入过多时，它易于在热加工过程中导致破损，而且由于过冷结构的形成也会对可拉丝性表现出不良影响。因此，在本发明中其含量上限设定为1.0质量％。
Ni：1.0质量％或更小
由于它可以像铜那样有效抑制表面层的脱碳作用，并且提高耐腐蚀性，因此它根据需要加入。但是，当其加入过多时，会由于形成过冷结构，而使可拉丝性变差。因此，其含量降低到1.0质量％或更小。
Mg：5ppm或更小
由于Mg具有软化氧化物的功能，因此它能够根据需要加入。但是，当其加入太多时，氧化物的性质变成为劣化可拉丝性。因此，其含量最大为5ppm，优选2ppm或更小。
Ca：5ppm或更小
Ca也具有使氧化物软化的功能，并且可以根据需要加入。但是，当其加入太多时，氧化物的性质变化而劣化了可拉丝性。因此，其含量必需降低至5ppm或更小，优选2ppm或更小。
REM：1.5ppm或更小
REM也具有使氧化物软化的功能，并且可以根据需要加入。但是，其与Mg和Ca一样，当其加入太多时，氧化物的性质变化而劣化了可拉丝性。因此，其含量的上限设定为1.5ppm。REM含量更优选为0.5ppm或更小。
接着，对金属结构进行描述。
在本发明中，如果满足了上述组成，则其金属结构的主要结构是“bcc-Fe晶粒具有20μm或更小的平均晶粒直径(Dave)和120μm或更小的最大晶粒直径(Dmax)”。
更优选地，上述bcc-Fe晶粒具有“直径为80μm或更大晶粒的面积比为总面积的40％或更小”、“平均亚晶粒直径(dave)为10μm或更小并且最大亚晶粒直径(dmax)为50μm或更小”或者另外具有“平均晶粒直径(Dave)与平均亚晶粒直径(dave)的比率(Dave/dave)为4.5或更小”。
在拉丝过程中通常的钢丝破损是例如在“Wire Drawing Limitation ofHard Steel Wires and Its Control Factors，Plasticity and Processing”(Takahashi et al.)，19卷(1978)，726页中描述的深拉破损(cupping breakage)或纵向/切变裂纹。据此，当钢丝材料的珠光体块粗大并具有差的延展性时，会出现深拉破损。例如，JP-A 2004-91912也是旨在通过将珠光体块的晶粒数控制在6～8个来改善耐破损性。但是，即使在本发明中，也仍然不能实现提高拉丝时的拉丝速率。
于是，本发明的发明人基于“深拉破损是由于拉丝过程中在晶体旋转不能顺利进行的部分中形成并生长出孔隙而出现的，并且当粗晶粒存在时，即使由晶粒数表示的平均晶粒直径减小，孔隙也会在该部分中形成并导致破损”的概念，尝试控制晶粒直径的大小和分布。
由于本发明所涉及的较高碳的钢丝材料通常主要通过珠光体的结构加以控制，因此钢丝材料的延展性通常由珠光体块表示(“factors of controllingthe ductility of eutectoid pearlite steel”，Takahashi等，bulletin of the NipponMetal Society of Japan，42卷(1978)，708页)。然而，由于普通钢材包含其它结构如铁素体和贝氏体，因此本发明的发明人基于包括珠光体之外结构的所有晶粒直径的大小和分布都需要考虑的观点进行了研究。
结果发现，根据本发明的规定当平均晶粒直径(Dave)减小至20μm或更小以及最大晶粒直径(Dmax)控制为120μm或更小时，可拉丝性显著改善。当平均晶粒直径(Dave)大于20μm时，钢丝的延展性变得令人不满意。即使当平均晶粒直径(Dave)为20μm或更小时，如果最大晶粒直径(Dmax)大于120μm，那么钢丝在拉丝过程中也易于破裂。此外，为获得更高的可拉丝性，平均晶粒直径(Dave)优选设定为17μm或更小，而最大晶粒直径(Dmax)优选设定为100μm或更小。
尽管本发明的目的可以通过规定上述金属结构的平均晶粒直径(Dave)和最大晶粒直径(Dmax)而获得，但是为了进一步改善可拉丝性，除满足这些要求之外，还期望满足下列要求。
即，当直径为80μm或更大的晶粒的面积比在金属结构的bcc-Fe晶粒中控制为40％或更小，以使所有的晶粒均匀并细小时，可以进一步改善可拉丝性。直径为80μm或更大的晶粒的面积比优选为25％或更小，特别优选为0％。
当研究进一步改善可拉丝性时发现，属于与相邻晶体具有低角边界的晶体单元的所谓“亚晶粒”也影响晶体旋转，并且可拉丝性可以通过使平均亚晶粒直径(dave)抑制在10μm或更小以及最大亚晶粒直径(dmax)抑制在50μm或更小而进一步改善。即认为，当粗亚晶粒数变小且亚晶粒变得均匀和细小时，应力集中减小，孔隙的形成受到抑制。为获得上述作用，平均亚晶粒直径(dave)和最大亚晶粒直径(dmax)分别优选为7μm或更小和40μm或更小。
此外，至于平均晶粒直径(Dave)和平均亚晶粒直径(dave)，证实了当这两者的比率(Dave/dave)在上述范围内变小时，可拉丝性进一步改善。这认为是由于拉丝过程中的晶体旋转在整个钢材上变得顺利，因此应力难于集中。为更有效地获得该功能，(Dave/dave)比率优选为4.5或更小，更优选为4.0或更小。
在本发明中为了进一步改善可拉丝性，控制钢丝材料的拉伸强度和钢丝材料中的碳含量，使它们满足关系“TS[Mpa]≤1240×Wc0.52”(TS是钢丝材料的拉伸强度，Wc是钢丝材料的C含量)也是有效的。
当拉丝速率和断面缩减速率增加时，孔隙易于形成，并且钢丝材料和模子的温度升高，由此导致钢丝破损(纵向/切变裂纹)并降低了模子的使用寿命。当拉丝速率和断面缩减速率保持不变时，温度升高对钢丝材料的强度有很大影响。随着拉伸强度降低，温度升高也降低。已经证实，拉伸强度几乎由钢丝材料中的C含量确定，并且当拉伸强度(TS)和钢丝材料中的C含量(Wc)的关系控制为满足上述表达式时，拉丝时温度升高所导致的破损可被显著抑制，且模子使用寿命也获得了改善。
此外，在本发明中，当研究钢丝材料表面层的脱碳作用和铁鳞粘附对可拉丝性的影响以进一步改善可拉丝性时，证实了表面层的总脱碳(Dm-T)为100μm或更小且在表面层的铁鳞粘附为0.15～0.85质量％的钢丝材料也表现出优异的可拉丝性。
即使当可拉丝性通过钢丝材料的组成设计和结构控制而改善时，可拉丝性也受到钢丝材料表面上的铁鳞性质的影响。虽然钢丝材料在拉丝之前进行化学和机械除鳞，但是当在该步骤中铁鳞没有完全除去而残留时进行拉丝，模子会碎裂。铁鳞粘附对可除鳞性具有很大的影响。随着铁鳞粘附越大，可除鳞性也变得越好。当粘附太大时，铁鳞在除鳞工艺之前除去，并且钢丝材料可能会生锈。当在钢丝材料表面上出现脱碳时，即使铁鳞粘附令人满意，铁鳞也会腐蚀脱碳后的部分，使得除鳞困难。因此，在本发明中，在研究尽可能满足降低由于铁鳞导致的可拉丝性阻碍因素的需求时，已经证实，通过控制表面层的总脱碳(Dm-T)为100μm并且表面层的铁鳞粘附控制为0.15～0.85质量％就可以立即抑制由铁鳞所引起的可拉丝性降低。
接着描述制备具有上述特征性质的高碳钢丝材料的方法。
第一方法包括如下步骤：在730～1050℃下加热并由满足上述组成需求的钢制成的钢丝材料以15℃/秒或更大的平均冷却速率冷却到470～640℃(T1)，然后该钢丝材料再以3℃/秒或更大的平均升温速率加热到比上述温度(T1)更高的550～720℃(T2)。
第二方法包括如下步骤：满足上述组成需求的钢丝材料在900～1260℃下加热，然后在740℃或更高温度下热轧，再在1100℃或更低温度下精轧，用水将其冷却到750～950℃，再在输送机装置上进行卷绕，卷绕后20秒内以15℃/秒或更大的平均冷却速率将其冷却至500～630℃(T3)，然后在卷绕后45秒内将其加热至580～720℃(T4)。此处，(T4)比上述值(T3)更高。
即，为了获得具有上述特征性质的钢丝材料，在钢材中的碳化物要使其溶解以使其结构在转变之前变为均匀，就必需在730℃或更高温度下加热。虽然，可除鳞性随着加热温度升高而改善，但是当加热温度超过1050℃时，转变之前的奥氏体晶粒变粗，因而难于在随后的冷却步骤中，通过转变来控制结构。因此，加热温度必需减小到1050℃或更低。优选加热温度为750～1000℃。
在加热后的冷却步骤中，确定本发明中受控制的转变后的bcc晶粒直径。为了尽可能均匀且微小地降低晶粒直径，建议尽可能地升高加热后的冷却速率。平均冷却速率在本发明中设定为15℃/秒或更大。当冷却时的(T1)降低时，晶粒变得更小。但是，当钢材冷却到低于470℃的温度时，易于形成损害可拉丝性的过冷结构。因此，下限设定为470℃。由于平均颗粒直径变大，因此当(T1)高于640℃时，钢材必需冷却到至少640℃。优选冷却时的(T1)为480～630℃。
在本发明中，为使晶粒细小，钢丝材料必需在上述冷却步骤之后加热到比(T1)更高的550～720℃。温度升高时的这个温度(T2)对钢材的强度有显著的影响。随着温度(T2)升高，强度降低，这对于拉丝是有利的。当该温度低于550℃时，强度降低变成令人不满意，并且当该温度高于720℃且变得非常高时，转变不完全并且导致强度增加。温度升高时的(T2)优选580～715℃。
即，钢材冷却到470～640℃(T1)(优选480～630℃)之后，再在比T1高的550～720℃(优选580～715℃，更优选580～710℃)(T2)下再加热，以获得含有均匀且微小的晶粒而且还具有低强度的钢材。
当从温度(T1)到温度(T2)的平均温度升高速率太低时，不能使强度降低到本发明的目标水平。因此，它们之间的平均温度升高速率必需为3℃/秒或更大。即，为了使用上述第一方法获得具有优异可拉丝性的钢丝材料，重要的是在730～1050℃(优选750～1000℃)下加热的钢丝材料应当以15℃/秒或更大的平均冷却速率冷却到470～640℃(T1)(优选480～630℃)，再以3℃/秒或更大的速率加热到550～720℃(T2)(优选580～715℃，更优选580～710℃)。此处，T2比T1高。
同时，当本发明所应用的钢丝材料为热轧钢丝材料时，上述第二方法按如下应用加以控制。
首先，钢丝材料在加热炉内于900～1260°下加热，在740℃或更高温度下热轧，然后在1100℃或更低温度下精轧。当加热温度低于900℃时，加热不充分，当该温度高于1260℃时，表面层的脱碳面积变宽。该加热温度优选为900～1250℃。当该轧制温度降低时，促进表面层的脱碳，并使可除鳞性变差。因此，热轧的下限温度设定为740℃。该下限温度优选为780℃。当精轧温度高于1100℃时，在随后步骤中由冷却和再加热控制转变结构变得困难。因此，精轧温度的上限设定为1100℃。
精轧之后，钢丝材料用水冷却到750～950℃，并在传输装置如传输机上卷绕固结。为了在随后步骤中控制转变和控制铁鳞，对水冷后的温度加以控制。当冷却时的温度变成低于750℃时，在表面层上形成过冷结构，而当该温度高于950℃时，铁鳞的转变性消失，并且铁鳞在运输时剥落，因而在运输过程中由于除鳞而形成了铁锈。
卷绕之后，为获得具有优异可拉丝性的金属结构，重要的是，钢材应当以15℃/秒或更大的平均冷却速率冷却，钢材温度的最低值应当在传输装置上卷绕并固结后20秒内调节为500～630℃(T3)，而且该钢材应当在固结后45秒之内从温度(T3)再次加热到比上述温度(T3)更高的580～720℃(T4)。
即，通过以15℃/秒或更大的速率冷却钢材使得最低温度(T3)在卷绕并固结之后的20秒内变成500～630℃，晶粒可以变得均匀且细小。当冷却速率低于15℃/秒时，冷却速率不充分，而且金属结构不能变得非常均匀且细小，而且还形成了一些粗大的晶粒。虽然越高的冷却速率对于形成细小金属结构是有效的，但是在热轧之后用吹风冷却的过程中，钢丝材料中的冷却速率变化趋向于变大。因此，卷绕并固结之后的平均冷却速率优选设定为120℃/秒或更小，更优选为100℃/秒或更小。即使当温度在该冷却步骤中变成低于480℃时，表面层上也形成过冷结构，并且当温度变成高于630℃时，则趋向于形成粗晶粒。即使当钢丝材料在卷绕并固结之后20秒内没有冷却到优选温度范围时，该金属结构也会变粗。
冷却之后，通过在卷绕并固结之后的45秒内将钢材温度的最高值从温度(T3)调节到比上述温度(T3)高的580～720℃(T4)，可以显著降低热轧材料的强度。为了有效促进该点强度的降低，从卷绕并固结的时间至达到上述温度范围时的时间优选设定为42秒或更小，更优选为40秒或更小。当温度T4比温度T3低时，或者当温度T4低于580℃时，强度的降低变得令人不满意，而且当温度T4高于720℃时，强度和延展性这两者都降低。
为了获得具有优异可拉丝性的热轧钢丝材料，使用了上述第二种方法，即将钢丝材料在加热炉中于900～1260℃(优选900～1250℃)下加热，再在740℃或更高(优选780℃或更高)的热轧温度下热轧，在1100℃或更低温度下精轧，用水冷却至750～950℃以卷绕并固结在传输装置上，然后以15℃/秒或更大的速率冷却以使卷绕并固结后的20秒内将钢材温度的最低值调节为500～630℃(T3)，再在卷绕并固结后的45秒内将钢材温度的最高值从温度T3调节为比T3高的580～720℃(T4)，优选580～715℃，更优选580～710℃，由此能够有效获得具有优异可拉丝性的高碳钢丝材料。
实施例
下面提供的实验实施例用于更详细地解释本发明的构成和功能/作用。应当理解，本发明并不受下列实验实施例的限制，它可以在不背离本发明范围的情况下以各种方式适当改进，并且所有这些改进都包括在本发明的技术范围内。
实验实施例1
制备具有表1所示的化学组成并且直径为5.5mm的热轧钢丝材料。表1中REM的量表示La、Ce、Pr和Nd的总量。所得热轧钢丝材料在大气炉中于图1以及表2和3所示的条件下进行加热，并且连续加入到铅炉中进行加热，以获得各种钢丝材料。在该实验实施例中，使用大气炉和铅炉进行上述热处理。本发明并没有限制于使用这两种装置，其它加热炉和保温炉当然也是可以使用的。
所获得钢丝材料的结构特征、铁鳞性质以及拉伸性质进行评价。至于源自结构特征的bcc晶粒和亚晶粒的晶体单元，由于每个晶体单元中的变化评价在本发明中都是重要的，因此使用SEM/EBSP(Electron Back Scatterdiffraction Pattern)进行评价。使用JEOL Ltd.的JSM-5410作为SEM，使用TSL Co.，Ltd.的OIM(Orientation Imaging Microscopy)系统作为EBSP。
为制备用于EBSP测试的样品，样品通过湿法切割从每个钢丝材料切出之后，进行湿法抛光、磨光和化学抛光，这样可以制备出抛光所导致的应变和表面不平尽可能减小的样品。将所观察的表面抛光成为钢丝材料的纵向截面。
所得样品使用钢丝材料的线直径的中心作为EBSP测定部位进行测量。测定等级设定为0.5μm或更小，每个钢丝材料的测定面积设定为60,000μm2或更大。虽然测定后进行晶体取向的分析，但是使用平均CI(Confidence Index)值为0.3或更大的测量结果进行分析，以提高分析的可靠性。
通过bcc-Fe晶体取向分析，获得本发明想要的作为晶体单元的“bcc晶粒”和“亚晶粒”的分析结果(边界图：图2所示的一个实例)，所述“bcc晶粒”是由方位差为10°或更大的边界所包围的区域，而所述“亚晶粒”是由方位差为2°或更大的边界所包围的区域。所得边界图由Image-Pro图像分析软件处理，计算并评估每个晶体单元。
首先，以边界图为基础，通过上述Image-Pro获得被边界包围的每个区域(晶体单元)的面积。以该面积为基础，通过使每个晶体单元近似为环形等价直径而计算出的环形直径当作每个晶粒的直径。计算结果如图3(A)到3(C)中的实施例所示那样进行静态处理，获得平均晶粒直径(Dave)、平均亚晶粒直径(dave)、最大晶粒直径(Dmax)、最大亚晶粒直径(dmax)、晶粒直径为80μm或更大的晶粒的面积比以及平均晶粒直径与平均亚晶粒直径的比(Dave/dave)。
作为结构特征的总脱碳作用由日本工业标准(JIS)G 0558中描述的方法获得。样品从钢丝材料中切出，埋在树脂中，以使该钢丝材料的横截面变成被观察的表面，湿法抛光、磨光并蚀刻，使金属结构暴露在5％硝酸酒精溶液中，然后通过光学显微镜观察，测定钢丝材料表面层的脱碳作用。脱碳作用的评价从每个钢丝材料中取两个或三个样品进行，以获得平均值。
铁鳞特性以铁鳞对钢丝材料表面层的粘附为基础进行评价。更具体地说，从每个钢丝材料中切割出200mm长的样品，而铁鳞的粘附由样品用盐酸浸洗之前和之后的重量差进行计算。10个或更多个钢丝材料的测定数据的平均值用于评价铁鳞。
至于拉伸性质的评价，从每个钢丝材料中切割出400mm长的样品，并且通过十字头速度为10mm/分钟且计量长度为150mm的万能试验机对样品进行拉伸测试。对40个或更多个的钢丝材料进行测定，获得作为拉伸强度(TS：MPa)和断面缩减率(RA：％)的测量数据的平均值。
随后描述可拉丝性评价。作为拉丝之前的预处理，每个钢丝材料进行除鳞和润滑涂敷。对于除鳞，使用盐酸浸洗以除去铁鳞。除鳞之后，每个钢丝材料的表面都在拉丝之前使用作为润滑涂层的磷酸酯进行涂敷。随后，连续拉丝机进行干拉丝，最终钢丝直径为0.9mm。
在该实验实施例中，为提高拉丝时的生产率，在三种不同条件下进行拉丝：(1)最终拉丝速率为600m/min，模子数为14，(2)最终拉丝速率为800m/min，模子数为14，以及(3)最终拉丝速率为800m/min，模子数为12。
尽管拉丝生产率从条件(1)到条件(3)是变大的，但是拉丝条件变得更苛刻，而且被拉的钢丝材料需要具有更高的可拉丝性。50吨每一种钢丝材料都在上述三种不同条件下进行拉丝，以评价拉丝过程中钢丝破裂的存在以及每个模子的使用寿命。就模子使用寿命的评价而论，当模子在拉丝过程断裂时，它评价为(X)，当模子在50吨钢丝材料在拉丝过程中没有破裂但模子破损而且拉丝之后必需更换新的模子时，评价为(△)，而当模子不需要由于50吨钢丝材料拉丝后模子的破裂和破损而更换时，评价为(○)。(-)表示模子的使用寿命由于钢丝破损而不能评价。
结果在表4和图4中示出。
Figure C20051013384200191
Figure C20051013384200201
Figure C20051013384200211
1A057095
表4
Figure C20051013384200221
注：表中“Non-existence”表示“不存在”；“Existence”表示“存在”。
下面从表1到4进行各项的分析。
如图4所示，通过控制平均晶粒直径(Dave)为20μm或更小以及最大晶粒直径(Dmax)为120μm或更小，可以提高可拉丝性。因此，即使当拉丝速率增加时，也可以进行高速拉丝，而且钢丝材料不会断裂。此外，当通过如下处理而使结构均匀且细小时，即使模子数减小并且拉丝速率增加，也可以进行拉丝，而且钢丝不会破损：调节(Dave)为17μm或更小以及(Dmax)为100μm或更小；TS减小到1240×Wc0.52或更小；平均亚晶粒直径(dave)控制为10μm或更小；最大亚晶粒直径(dmax)控制为50μm或更小；以及作为另外要求的(Dave/dave)比值控制为4.5或更小。因此，可拉丝性能够进一步获得改善。
满足平均晶粒直径(Dave)和最大晶粒直径(Dmax)但不满足上述另外需求的钢丝材料编号2、14、18、24、29、30、40和41尽管可以进行高速拉丝，但是模子数小时，它们会断裂。表2到4中的钢丝材料编号3从模子的使用寿命考虑其可除鳞性较差的情况下，即使拉丝条件不会变得苛刻，但是对模子使用寿命的不良影响似乎已经到了拉丝后该模子必需更换的程度时，钢丝也不会在拉丝过程中出现破裂。而且在表2～4中的钢丝材料编号29、30和40不满足钢的软化性以及不满足“TS≤1240×Wc0.52”的情况下，模子的使用寿命缩短。
在表3～4的钢丝材料编号43～48中出现了组成对可拉丝性的影响。即，由于表3和4的钢丝材料编号43和44中所使用的A16和A17具有高的P和S的含量，因此，尽管它们的金属结构得到了适当控制，但是钢丝还是出现了断裂。由于在表3和4的钢丝材料编号45中所使用的A18包含太多的Si，因此产生显著脱碳，可除鳞性差且强度太高，因此在拉丝过程中会导致模子的破裂及钢丝断裂。
由于表3和4的钢丝材料编号46中所使用的A19包含太多的Mn，因此形成过冷结构，而且强度高。由于钢丝材料编号47的A20包含太多的N，因此延展性变得令人不满意，而且在拉丝过程中易于出现应变老化脆变。由于钢丝材料编号48的A21包含超过规定值的C，因此，其延展性差，而且在拉丝过程中易于出现应变老化脆变。
尽管钢组成超出本发明规定范围的钢丝材料具有本发明的结构特征，但是它不会获得满意的可拉丝性。
实验实施例2
为了改善热轧时的可拉丝性，使用并研究下表5所示的钢种类。表5中REM含量表示La、Ce、Pr和Nd的总量。表5所示的所有的钢种类都满足本发明规定的组成要求。
表5所示的钢种类在表6和图5所示的条件下进行热轧。在热轧材料的情况下，从加热炉到热轧到冷却之间的所有步骤都必需加以控制。如图5所示，控制项目比上述实验实施例1(图1)更加复杂。所得热轧材料以与上述实验实施例1相同的方式评价其结构特征、铁鳞性质、拉伸性质及可拉丝性。
所得结果在表6～8和图6中示出。通过适当控制从加热到卷绕到冷却这一系列用于热轧的步骤，也可以将结构特征、铁鳞性质和拉伸性质控制在本发明所规定的范围，并且可以从可拉丝性的评价结果证实钢丝材料进行热轧时可以获得优异的可拉丝性。
Figure C20051013384200251
Figure C20051013384200261
Figure C20051013384200271
表8
Figure C20051013384200281
注：表中“Non-existence”表示“不存在”；“Existence”表示“存在”。
通过特别控制满足预定组成要求的碳钢丝的平均晶粒直径(Dave)为20μm或更小，最大晶粒直径(Dmax)为120μm或更小，而且降低金属结构的尺寸变化以及使金属结构均匀且细小，可以获得具有优异可拉丝性的高碳钢丝材料。

Claims (10)

1.一种具有优异可拉丝性的高碳钢丝材料，其包含如下：
0.6～1.1质量％的C，
0.1～2.0质量％的Si，
0.1～1.0质量％的Mn，
0.020质量％或更小的P，
0.020质量％或更小的S，
0.004质量％或更小的N，
0.03质量％或更小的Al和0.0030质量％或更小的O，以及由Fe和不可避免杂质构成的余量，
其中
其金属结构的Bcc-Fe晶粒具有20μm或更小的平均晶粒直径Dave以及120μm或更小的最大晶粒直径Dmax，
其中所述高碳钢丝材料还含有5ppm或更小的Ca，且Ca含量不为0ppm。
2.根据权利要求1所述的高碳钢丝材料，其中所述金属结构的直径为80μm或更大的Bcc-Fe晶粒的面积为Bcc-Fe晶粒总面积的40％或更小。
3.根据权利要求1所述的高碳钢丝材料，其中所述金属结构的Bcc-Fe晶粒具有10μm或更小的平均亚晶粒直径dave以及50μm或更小的最大亚晶粒直径dmax。
4.根据权利要求1所述的高碳钢丝材料，其中所述金属结构的Bcc-Fe晶粒的平均晶粒直径Dave与平均亚晶粒直径dave的比值Dave/dave为4.5或更小。
5.根据权利要求1所述的高碳钢丝材料，其中当所述钢丝材料的拉伸强度由TS表示，且所述钢丝材料中的C含量由Wc表示时，它们满足下列表达式(1)的关系：
TS≤1240×Wc0.52    (1)。
6.根据权利要求1所述的高碳钢丝材料，其中所述高碳钢丝材料还含有从1.5质量％或更小的Cr，且Cr含量不为0％；1.0质量％或更小的Cu，且Cu含量不为0％；和1.0质量％或更小的Ni，且Ni含量不为0％中选出的至少一种元素。
7.根据权利要求1所述的高碳钢丝材料，其中所述高碳钢丝材料还含有从5ppm或更小的Mg且Mg含量不为0ppm；和1.5ppm或更小的REM且REM含量不为0ppm中选出的至少一种元素。
8.根据权利要求1所述的高碳钢丝材料，其中表面层的总脱碳Dm-T为100μm或更小，铁鳞粘附为0.15～0.85质量％。
9.一种用于制备具有优异可拉丝性的高碳钢丝材料的方法，其包括如下步骤：
由具有以下组成的钢制成的钢丝材料在730～1050℃下加热：
0.6～1.1质量％的C，
0.1～2.0质量％的Si，
0.1～1.0质量％的Mn，
0.020质量％或更小的P，
0.020质量％或更小的S，
0.004质量％或更小的N，
0.03质量％或更小的Al和0.0030质量％或更小的O，以及由Fe和不可避免杂质构成的余量，
其中所述钢还含有5ppm或更小的Ca，且Ca含量不为0ppm，
以15℃/秒或更大的平均冷却速率冷却到T1：470～640℃，和
将钢丝材料以3℃/秒或更大的平均升温速率加热到T2：550～720℃，其中T2比上述温度T1高。
10.一种用于制备具有优异可拉丝性的高碳钢丝材料的方法，其包括如下步骤：
将由具有以下组成的钢材在900～1260℃下加热：
0.6～1.1质量％的C，
0.1～2.0质量％的Si，
0.1～1.0质量％的Mn，
0.020质量％或更小的P，
0.020质量％或更小的S，
0.004质量％或更小的N，
0.03质量％或更小的Al和0.0030质量％或更小的O，以及由Fe和不可避免杂质构成的余量，
其中所述钢材还含有5ppm或更小的Ca，且Ca含量不为0ppm，
在740℃或更高温度下热轧所述钢材，以将其在1100℃或更低温度下精轧，
用水将其冷却到750～950℃，再在输送机装置上进行卷绕，
卷绕后20秒内以15℃/秒或更大的平均冷却速率将其冷却至T3：500～630℃，以及
在卷绕后45秒内将其再加热至T4：580～720℃，其中T4比上述T3高。
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