CN103649354A - 具有优异耐氢致延迟断裂性的线材、制造所述线材的方法、使用所述线材的高强度螺栓和制造螺栓的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及汽车发动机螺栓中使用的线材，例如，更具体地，涉及耐氢致延迟断裂性提高的线材，涉及制造所述线材的方法，使用所述线材的螺栓和制造所述螺栓的方法。提供了具有优异耐氢致延迟断裂性的高强度线材和制造所述线材的方法，使用所述线材的高强螺栓和制造所述螺栓的方法，其中所述线材包含0.3-0.7重量%的C、0.05-2.0重量%的Si、0.7-1.5重量%的Mn、0.01-0.1重量%的Ni和30-70ppm的La，及其由Fe和不可避免的杂质组成的剩余部分。

Description

具有优异耐氢致延迟断裂性的线材、制造所述线材的方法、使用所述线材的高强度螺栓和制造螺栓的方法
技术领域
本发明涉及用于汽车发动机螺栓等的线材，更具体而言，涉及耐氢致延迟断裂性（hydrogen delayed fracture resistance）提高的线材、制造所述线材的方法、使用所述线材的高强度螺栓和制造所述螺栓的方法。
背景技术
与当前汽车重量减少和高功能化的趋势一致，为了减少能量消耗，对驱动部件尤其是发动机部件(如螺栓等)具有高强度的要求已有所增加。目前使用的高强度螺栓使用合金钢(如SCM435、SCM440等)通过淬火及回火工艺制造，具有的拉伸强度为1200MPa。然而，在拉伸强度为1200MPa以上的螺栓中，因为可轻易地由氢引起延迟断裂，所以使用线材制造超高强度螺栓的应用仍然不充分。
根据螺栓制造方法，在以定型为目的进行拉线之后，通过低温退火，拉制线材可进行球形化热处理、螺栓成型、淬火及回火过程，最终获得具有包含回火马氏体(tempered martensite)的单相结构的钢材。因此，所述螺栓的强度可由在其上进行的组成调整、淬火、回火及热处理过程决定。然而，所述线材作为原材料需具有尽可能小的强度以方便螺栓成型。
为了高度强化具有包含回火马氏体的单相结构的钢材，合金元素(尤其是碳元素)的加入已被认为是最有效的方法；然而，碳的加入会迅速升高线材的韧脆转变温度(DBTT)以及增加所述线材的强度，并显著恶化耐氢致延迟断裂性。此外，加工硬化性会增加，导致不利于螺栓成型，可能需要单独的软化热处理。
如上所述制造的螺栓通常可具有回火马氏体结构，其中碳化物沉淀分布在晶界或晶粒中，且在其基底材料中，沉淀物分布在板条马氏体（lath martensite）中。阻碍基底材料的高强化的主要原因可能是由于氢的引入造成的耐延迟断裂性的下降，且已知因为氢的引入会使晶界强度变差。为了使用钢材中存在的回火马氏体以获得高强度螺栓，需要提高耐延迟断裂性的操作。
因此，为了实现螺栓的高强化，不可避免地需要提高耐延迟断裂性以提高临界延迟断裂强度，为此，存在通过加入某些元素产生能够俘获扩散氢的沉淀物或控制微结构同时最大化抑制溴化奥氏体晶界的磷(P)和硫(S)等的方法。
提高耐氢致延迟断裂性的相关技术可包括1)钢材的腐蚀抑制，2)引入氢的量最小化，3)导致延迟断裂的扩散氢的抑制，4)其中包含高浓度有限扩散氢的钢材的使用，5)拉伸应力的最小化，6)应力集中的减小，7)奥氏体晶界尺寸的微型化等。作为实现耐氢致延迟断裂性提高的方法，已主要使用实施高度合金化的方法，或表面涂覆方法或防止外部氢引入的电镀方法。
然而，大多数国内和国外设计的发明会存在缺点，如高制造成本和因此所需的复杂工艺，并且在制造钢材时需要极度精确的轧制和冷却条件。例如，为了提高拉伸强度为1600MPa的高强度线材的延迟断裂特性，已存在下列技术：加入0.5重量%钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)，其为晶粒细化元素，随后加入抗腐蚀元素，如钼(Mo)、镍(Ni)、铜(Cu)、钴(Co)等，和碳元素，但是因此需要的生产成本会极其高。此外，存在使用提取自晶界的铁素体结构改善氢致脆性的方法，但是所述方法不包括化学结合物，且由于相当大量的钼(Mo)的加入，产品的制造成本也会增加。
此外，存在使用完整珠光体改善拉伸强度为1600MPa以上的高强度线材的延迟断裂特性的技术。然而，在这项技术中，为了在生产线材之后通过拉线提高拉伸强度和保证以定型为目的的拉线过程中的可拉伸性，需要加入0.2重量%以上的铬，且有必要要求用于等温转变的铅浴等温淬火（lead patenting）。因此，所述技术会存在缺点，如高制造成本和复杂的工艺，且具有局限性，如制造钢材时需要极度精确的轧制和冷却条件。
此外，与其它技术不同，通过用铁素体-珠光体双相微结构最终保证拉伸强度为1200至1500MPa的技术，没有最终热处理也可保证拉伸强度。然而，由于所述技术主要旨在通过加入大量的钼(Mo)来提高耐氢致延迟断裂性，因此就高制造成本而言其可能是不利的。
如上所述，与热处理和非热处理碳钢材(拉伸强度为1200MPa以上)的拉伸强度的提高相比，耐氢致延迟断裂性下降的局限还没有被解决，由于昂贵合金元素的加入，可能无法保证价格竞争力，特别地，关于由氢引起的延迟断裂特性的数据的稳定保证可能存在缺陷。
发明内容
技术问题
本发明一方面提供了一种线材，其具有优异耐氢致延迟断裂性同时通过热处理保证超高强度，以及制造所述线材的方法。
本发明一方面还提供了使用所述线材的高强度螺栓，其具有优异耐氢致延迟断裂性，以及制造所述螺栓的方法。
技术方案
根据本发明的一方面，提供了一种具有优异耐氢致延迟断裂性的线材，包括：C：0.3至0.7重量%，Si：0.05至2.0重量%，Mn：0.7至1.5重量%，La：30至70ppm，Ni：0.01至0.1%，和由Fe及不可避免的杂质构成的剩余部分。
根据本发明的另一方面，提供了一种制造具有优异耐氢致延迟断裂性的线材的方法，所述方法包括：将钢材加热到Ae3+150℃至Ae3+250℃的温度，所述钢材包括C：0.3至0.7重量%、Si：0.05至2.0重量%、Mn：0.7至1.5重量%、La：30至70ppm、Ni：0.01至0.1%和由Fe及不可避免的杂质构成的剩余部分；以5至15℃/s的速率冷却经加热的钢材，并在Ae3+50℃至Ae3+150℃的温度下轧制所述钢材以制造线材；将经轧制的线材以0.5至3℃/s的速率冷却到600℃以下。
根据本发明的另一方面，提供了一种螺栓，其包括C：0.3至0.7重量%、Si：0.05至2.0重量%、Mn：0.7至1.5重量%、La：30至70ppm、Ni：0.01至0.1%和由Fe及不可避免的杂质构成的剩余部分，且所述螺栓具有1200MPa以上的拉伸强度和优异的耐氢致延迟断裂性。
根据本发明的另一方面，提供了一种制造具有优异耐氢致延迟断裂性的螺栓的方法，所述方法包括：将钢材加热到Ae3+150℃至Ae3+250℃的温度，所述钢材包括C：0.3至0.7重量%、Si：0.05至2.0重量%、Mn：0.7至1.5重量%、La：30至70ppm、Ni：0.01至0.1%和由Fe及不可避免的杂质构成的剩余部分；以5至15℃/s的速率冷却经加热的钢材，并在Ae3+50℃至Ae3+150℃的温度下轧制所述钢材以制造线材；将经轧制的线材以0.5至3℃/s的速率冷却到600℃以下；使用所述经冷却的线材进行螺栓成型；在850至950℃的温度下，在经成型的螺栓上进行热处理；在热处理之后进行淬火，随后在300至500℃的温度下进行回火。
有益效果
本发明的线材可为用于汽车组件连接或用在所述汽车组件中的高强度线材，且制造所述线材的方法的优势在于，线材具有1200MPa至2000MPa的高强度和优异的耐氢致延迟断裂性，即使在加入极少量的镧和镍的情况下或即使在最终热处理之后马氏体微结构存在的情况下，也可以低制造成本进行制造。
与开发用于具有优异耐氢致延迟断裂性和高强度的螺栓的线材一致，由于耦合力的增强和在耦合螺栓时耦合部位空缺的减少，钢材结构的稳定性会增加，并且由于耦合螺栓数目的减少，使用的钢材的量会减少。此外，就汽车部件而言，如上所述的用于螺栓的线材的开发会有助于所述汽车部件的轻质化。由于汽车部件的轻质化，使各种汽车组合装置设计成为可能，并且可实现汽车组合装置的紧密性。
附图说明
图1为说明本发明示例性实施方案的线材的微结构的示意图。
图2为说明根据现有技术在加入钼(Mo)的情况下，Mo沉淀物的氢俘获的示意图。
图3为说明根据本发明的示例性实施方案包含于线材中的沉淀物的氢俘获的示意图。
图4为说明图3的沉淀物的晶体结构的示意图。
最佳实施方式
在下文中将详细描述本发明的示例性实施方案。
首先，将详细描述本发明示例性实施方案的线材。在本文中，将描述本发明示例性实施方案的线材的组成范围(在下文中，称为重量百分比(重量%))。
所述线材中可包括0.3至0.7重量%的碳(C)。当包括的碳(C)量超过0.7重量%时，虽然所述线材会经常以高碳线材(用常规的冷拉线形成)的形式使用，但在所述线材进行本发明的示例性实施方案建议的热处理的情况下，膜状碳化物通常会在奥氏体晶界中被洗提（elute），从而使耐氢致延迟断裂性恶化。因此，不优选碳(C)量超过0.7重量%。同时，当包括的碳(C)量小于0.3重量%时，由于通过淬火及回火热处理可能无法充分保证螺栓的拉伸强度，所以可加入0.3重量%以上含量的碳(C)，从而保证充分的强度。
所述线材中可包括0.05至2.0重量%的硅(Si)。当包括的硅(Si)的量超过2.0重量%时，在制造螺栓的冷却锻造过程中会迅速产生加工硬化现象使加工性劣化。当包括的硅(Si)的量小于0.05重量%时，可能无法保证充分的强度，并且渗碳体的球形化处理也会受到不利影响。
所述线材中可包括0.7至1.5重量%的锰(Mn)。锰(Mn)是在基底结构中形成置换固溶体以进行固溶体增强的元素，其对于高抗拉螺栓特性十分有用。当包括的锰(Mn)的量超过1.5重量%时，由锰偏析引起的非均相结构会对螺栓特性产生负面影响，而不会产生固溶体增强效果。即，在钢材的凝固过程中，根据分离装置会容易地产生宏观偏析和微观偏析，且由于锰的扩散系数比其它元素的扩散系数更低，锰(Mn)会使偏聚区加重，且随之发生的硬化性的提高可能是产生核低温结构(例如核马氏体)的主要因素。即，局部淬火性能的提高和由在铸造过程中锰的偏析引起的偏聚区的形成会强化所述结构的双相性质。
同时，当包括的锰(Mn)的量小于0.7重量%时，所述偏聚区几乎不受锰偏析的影响，但最终产品的拉伸强度不会通过固溶体增强得到保证。即，当包括的锰(Mn)的量小于0.7重量%时，由于固溶体增强不充分，淬火和抗永久变形性的提高可能不充分。
所述线材中包括的镍(Ni)的量可为0.01至0.1重量%。镍(Ni)与镧(La)一起是在晶界内形成化合物的非常重要的元素。因此，当包括的镍(Ni)的量小于0.01重量%时，无法完全产生有效的化合物(特别是沉淀物)，因此导致无法提高耐氢致延迟断裂性。当包括的镍(Ni)的量超过0.1重量%时，剩余奥氏体的量会增加从而使冲击韧性下降，且由于过量的镍导致制造成本会有所增加。
在所述线材中包括的镧(La)的量可为0.003至0.007重量%(30～70ppm)。镧(La)与镍(Ni)一起是在晶界内形成化合物的非常重要的元素且镧(La)会降低磷和硫在晶界的偏析。因此，当包括的镧(La)的量小于30ppm时，无法有效地形成所述化合物，并且无法促进在晶界中偏析的磷和硫的除去。因此，拉伸强度能够得到保证，但不能期望优异的耐氢致延迟断裂性。另一方面，当包括的镧(La)的量超过70ppm时，由于过量的镧导致制造成本可能增加，且无法提高耐氢致延迟断裂性，所以镧加入量的上限可为70ppm。
剩余部分可包括铁(Fe)和不可避免的杂质。除了上述组成，不排除加入有效元素。
本发明示例性实施方案中的线材可包括镧(La)基沉淀物、镍(Ni)基沉淀物或LaNi基沉淀物。对沉淀物的类型不作特别限制，但其实例可包括LaNi5、LaPO4、La2O2S等。所述沉淀物可在微结构的晶粒或晶界中形成，并俘获引入到晶粒或晶界的氢以防止所引入的氢使晶界的强度劣化，从而提高耐氢致延迟断裂性。
图1通过观察本发明示例性实施方案中的线材的微结构示意性地说明了沉淀物分布的状态。如图1中所示，可确认LaNi5、LaPO4和La2O2S的沉淀物分布在微结构的晶粒或晶界中，且由于氢的俘获而存在LaNi5H6化合物。
同时，由于本发明示例性实施方案的沉淀物，与意在通过钼(Mo)提高耐氢致延迟断裂性的相关技术相比，氢俘获效应会极其优异。图2示意性地说明了使用相关技术的钼(Mo)沉淀物的氢俘获效应，且所述钼(Mo)沉淀物意在俘获在沉淀物与晶粒之间的界面内引入的氢，从而提高耐氢致延迟断裂性。然而，图3示意性地说明了由于本发明示例性实施方案中的沉淀物引起的氢俘获效应，本发明示例性实施方案中的沉淀物使得可形成包括所引入的氢的化合物(例如LaNi5H6)，而非将氢限制在沉淀物的表面，从而可完全限制钢材中存在的氢以提高耐氢致延迟断裂性。因此，在图2的情况下，会存在氢从沉淀物的表面分离的缺陷，但是在本发明的实施方案中，可从根本上消灭所述缺陷，从而可获得优异的耐氢致延迟断裂性。图4说明了图3的LaNi5H6的晶体结构，并且可以确定化合物LaNi5H6可具有能够在其中储存相当大量的氢的结构。
所述沉淀物的纵横比可为1.2至2.0。当所述沉淀物的纵横比小于1.2时，由于晶体结构，几乎不能对化合物进行保证。当沉淀物的纵横比超过2.0时，所述沉淀物会被轻易的破坏。在材料中沉淀物被破坏的情况下，其与基底的连续性可能不足，并且可产生微空穴，从而引起缺陷。因此，可能引起线材的断裂，并且不能保证期望的耐氢致延迟断裂性。
同时，就沉淀物的尺寸而言，沉淀物的圆当量直径可为100至400nm。当直径小于100nm时，所述沉淀物的尺寸会极小，俘获在所述沉淀物中的氢的量会减少，由此有效的氢俘获效应无法得到保证。当直径超过400nm且极大时，由于每单位面积中分布的沉淀物数量减少，会导致在全部钢材中沉淀物表面积的下降，因此降低氢俘获效应，沉淀物直径上限可为400nm。
在下文中将详细描述制造本发明示例性实施方案的线材的方法。
为了制造本发明示例性实施方案中的线材，可将满足上述组成的钢材加热到Ae3+150℃至Ae3+250℃的温度。加热到所述温度意在维持奥氏体单相，且在所述温度范围内，不会产生奥氏体晶粒粗化，且剩余的偏析物、碳化物和包含物会被有效溶解。当所述温度超过Ae3+250℃时，奥氏体晶粒会是极其粗糙的，从而冷却后形成的最终微结构会是极其粗糙的，导致不能保证具有高度韧性的高强线材。同时，当所述加热温度小于Ae3+150℃时，不能取得加热效果，因此，所述加热温度可为Ae3+150℃至Ae3+250℃。
加热可进行30分钟至一个半小时。当加热进行小于30分钟时，整体温度会不均匀。当加热进行超过一个半小时时，所述奥氏体晶粒可能粗糙的可能性会更高，并且产率会显著下降。
可将经加热的钢材冷却并使其进行热轧制。冷却可在5至15℃/s的冷却速率下进行，且轧制可在Ae3+50℃至Ae3+150℃的温度下进行，从而制造线材。
冷却意在对微结构转化最小化进行控制。当轧制之前冷却速率小于5℃/s时，产率会下降，为了维持较慢的冷却速率可能需要额外的装置，此外，与维持长时间的加热情况类似，在热轧制之后，线材的强度和韧性会劣化。另一方面，当冷却速率超过15℃/s时，由于在轧制前钢材的转化驱动力会增加，在轧制过程中新的微结构出现的可能性会增加，从而可能需要重新设置更低的轧制温度。
此外，轧制温度可能是这样的温度：在该温度下可抑制轧制过程中由转化引起的微结构的出现，重结晶不能产生，并且只能进行定型轧制。当轧制温度小于Ae3+50℃时，其可能接近动态重结晶温度，从而不能保证微结构，但可极高地保证常见的软铁素体。同时，当轧制温度超过Ae3+150℃时，由于在冷却之后可能需要重新加热，所以轧制温度的上限可如上所述设定。
可将如上所述通过轧制制造的线材在0.5至3℃/s的冷却速率下冷却到600℃以下。所述冷却速率可指这样一种冷却速率：在该冷却速率下碳的扩散可通过锰的加入而被抑制，且可有效地产生线材，而不完全地产生珠光体，并保证充分的面积分数。当冷却速率小于0.5℃/s时，所述冷却速率可能极低，从而使产率下降到实际操作无法进行的程度。当冷却速率超过3℃/s时，由于添加元素的叠加效果使硬化性增加，从而延迟铁素体-珠光体转化，产生诸如马氏体或贝氏体的低温结构。
在下文中将详细描述本发明示例性实施方案中的螺栓和制造所述螺栓的方法。
使用本发明实施方案中的线材制造的螺栓可具有超高强度，且同时由于沉淀物可具有优异的耐氢致延迟断裂性。本发明示例性实施方案中的螺栓可具有1200MPa以上的超高强度，且同时可具有优异的耐氢致延迟断裂性。
具有1200MPa以上的拉伸强度的线材的制造方法可根据下列操作进行。首先，可使用本发明实施方案的线材进行螺栓成型，并且可在850至950℃的温度下在所形成的螺栓上进行热处理。热处理意在通过奥氏体化实现结构的均化。当温度低于850℃时，不能进行充足量的均化，而当温度超过950℃时，不能保证源自温度升高的进一步的效应，并且由于晶粒的粗化可能使延展性劣化。因此，所述温度的上限可为950℃。
在热处理之后，可进行淬火，并且可在300至500℃的温度下进行回火。通过迅速冷却使结构均化可形成诸如马氏体结构的低温转化结构，从而提高螺栓的强度。
回火意在通过除去由于迅速冷却产生的残余应力而控制强度和改善脆性。当温度小于300℃时，可能难以充分除去残余应力，而脆性可作为回火脆性现象产生。因此，温度可为300℃以上。当温度超过500℃时，由于过度热处理，强度可能下降，从而导致不能保证所需强度水平。因此，回火可在300至500℃的温度下进行。
制造螺栓的方法意在通过向其施用通常的热处理而保证所需强度水平。为了保证本领域普通技术人员所需的强度，所述通常的热处理可通过控制时间和温度而实施，且本发明不特别限于此。
本发明具体实施方式
在下文中将详细描述本发明的实施例。下列实施例仅用于理解本发明，本发明不限于此。
（实施例1）
制造具有表1组成和Ae3温度的钢材，然后在表2的条件下使用所述钢材制造线材。用如上制造的线材制造螺栓。在这种情况下，螺栓制造过程的热处理条件描述于表2中。
测量如上制造的各螺栓的拉伸强度和耐氢致延迟断裂性，其结果示于表3中。所述各螺栓的耐氢致延迟断裂性以如此方式进行测量：使螺栓具有的拉伸强度对应各螺栓的拉伸强度的约0.9倍，其在以下的状态中测量：将各螺栓浸入到酸度为约2且由H2O(2000cc)、CH3COOH(80ml)和NaCl(100g)组成的测试溶液中，随后，测量各样品断裂之后的时间(小时)。通过测试，在样品保持100小时以上时间不断裂的情况下，估计耐氢致延迟断裂性优异。
表1
表2
Figure BDA0000457193490000102
表3
Figure BDA0000457193490000111
在满足本发明条件的情况下，在制造螺栓时，可以确认所述螺栓具有优异耐氢致延迟断裂性，同时具有1200MPa以上的高强度。然而，对比实施例9和10被归类为对比实施例，这是因为它们具有足够的强度和耐氢致延迟断裂性，但由于加入过量的La和Ni，就经济可行性而言不是优选的。
同时，在碳(C)的含量极低的情况下(如对比实施例1)，可以确认没有保证足够的强度，在碳(C)的含量极高的情况下(如对比实施例2)，可以确认耐氢致延迟断裂性是极低的。在其中加入钼(Mo)的对比实施例3至5的情况下，可以确认断裂发生在100小时之前，且难以保证充足的耐氢致延迟断裂性。在只加入La和Ni之一的情况下，如对比实施例6和7，无法保证足够的耐氢致延迟断裂性。
在加入的La或Ni没有达到本发明设定的范围的情况下，如在实施例8和9中，可以确认无法保证足够的耐氢致延迟断裂性。
（实施例2）
为了根据镧(La)基沉淀物、镍(Ni)基沉淀物或LaNi基沉淀物的尺寸和纵横比确定耐氢致延迟断裂性，在发明实施例1至3的情况下，将所述沉淀物的尺寸和纵横比通过热处理进行改变。
在将沉淀物的尺寸和纵横比如上描述进行改变之后，以与前述实施例1相同的方式测量耐氢致延迟断裂性，其结果示于表4中。
表4
Figure BDA0000457193490000121
如表4中所示，可以确认当沉淀物的纵横比超过本发明的范围时，耐氢致延迟断裂性较低。

Claims (14)

1.一种具有优异耐氢致延迟断裂性的线材，所述线材包括：C：0.3至0.7重量%，Si：0.05至2.0重量%，Mn：0.7至1.5重量%，La：30至70ppm，Ni：0.01至0.1%，和由Fe及不可避免的杂质构成的剩余部分。
2.权利要求1的线材，其中所述线材包括镧(La)基沉淀物、镍(Ni)基沉淀物或LaNi基沉淀物。
3.权利要求2的线材，其中所述沉淀物的纵横比为1.2至2.0。
4.权利要求2的线材，其中所述沉淀物的平均圆当量直径为100至400nm。
5.权利要求2的线材，其中所述沉淀物至少为LaNi5、LaPO4和La2O2S中的一种。
6.一种制造具有优异耐氢致延迟断裂性的线材的方法，所述方法包括：
将钢材加热到Ae3+150℃至Ae3+250℃的温度，所述钢材包括C：0.3至0.7重量%，Si：0.05至2.0重量%，Mn：0.7至1.5重量%，La：30至70ppm，Ni：0.01至0.1%，和由Fe及不可避免的杂质构成的剩余部分；
以5至15℃C/s的速率冷却经加热的钢材，并在Ae3+50℃至Ae3+150℃的温度下轧制所述钢材以制造线材；和
将经轧制的线材以0.5至3℃/s的速率冷却到600℃以下。
7.权利要求6的方法，其中所述加热进行30分钟至一个半小时。
8.一种螺栓，其包括C：0.3至0.7重量%，Si：0.05至2.0重量%，Mn：0.7至1.5重量%，La：30至70ppm，Ni：0.01至0.1%，和由Fe及不可避免的杂质构成的剩余部分，所述螺栓具有1200MPa以上的拉伸强度和优异的耐氢致延迟断裂性。
9.权利要求8的螺栓，其中所述螺栓的微结构包括纵横比为1.2至2.0的镧(La)基沉淀物、镍(Ni)基沉淀物或LaNi基沉淀物。
10.权利要求9的螺栓，其中所述沉淀物的纵横比为1.2至2.0。
11.权利要求9的螺栓，其中所述沉淀物的平均圆当量直径为100至400nm。
12.权利要求9的螺栓，其中所述沉淀物至少是LaNi5、LaPO4和La2O2S中的一种。
13.一种制造具有优异耐氢致延迟断裂性的螺栓的方法，所述方法包括：
将钢材加热到Ae3+150℃至Ae3+250℃的温度，所述钢材包括C：0.3至0.7重量%，Si：0.05至2.0重量%，Mn：0.7至1.5重量%，La：30至70ppm，Ni：0.01至0.1%，和由Fe及不可避免的杂质构成的剩余部分；
以5至15℃/s的速率冷却经加热的钢材，并在Ae3+50℃至Ae3+150℃的温度下轧制所述钢材以制造线材；
将经轧制的线材以0.5至3℃/s的速率冷却到600℃以下；
使用所述经冷却的线材进行螺栓成型；
在850至950℃的温度下，对成型的螺栓进行热处理；和
在热处理之后进行淬火，随后在300至500℃的温度下进行回火。
14.权利要求13的方法，其中所述加热进行30分钟至一个半小时。
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