CN116848281A - 用于螺栓的具有改善的延迟断裂抗力的线材和部件及其制造方法 - Google Patents

用于螺栓的具有改善的延迟断裂抗力的线材和部件及其制造方法 Download PDF

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Abstract

公开了用于螺栓的具有改善的延迟断裂抗力的高强度线材和部件及其制造方法。根据本公开内容的用于螺栓的具有改善的延迟断裂抗力的高强度线材按重量％计包含：0.15％至0.30％的C、0.05％至0.35％的Si、0.95％至1.35％的Mn、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.005％至0.030％的Ti、0.0010％至0.0040％的B、以及作为余量的Fe和不可避免的杂质。

Description

用于螺栓的具有改善的延迟断裂抗力的线材和部件及其制造 方法
技术领域
本公开内容涉及可以用于汽车和结构的紧固螺栓等的线材和部件，更具体地涉及具有改善的延迟断裂抗力的螺栓用线材和螺栓用部件及其制造方法。
背景技术
随着汽车和结构的减重和小型化，汽车和结构用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。
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。
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。
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。
然而，难以使用Mn-B钢用于1GPa或更高的高强度螺栓，原因是Mn与Cr相比由于严重的合金元素偏析而在连续铸钢过程中的热处理期间引起偏差，并且在热处理期间由于结构不平衡存在而导致较差的延迟断裂抗力。
发明内容
技术问题
在一个方面中，本公开内容旨在提供具有改善的延迟断裂抗力的螺栓用线材、高强度螺栓及其制造方法，其允许通过经由合金组成和制造方法控制Mn-B钢的显微组织来降低成本。
技术方案
在本公开内容的一个示例性实施方案中，具有改善的延迟断裂抗力的螺栓用线材按重量％计可以包含：0.15％至0.30％的C、0.05％至0.35％的Si、0.95％至1.35％的Mn、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.005％至0.030％的Ti、0.0010％至0.0040％的B、以及作为余量的Fe和不可避免的杂质。
在本公开内容的另一个示例性实施方案中，具有改善的延迟断裂抗力的螺栓用部件按重量％计可以包含：0.15％至0.30％的C、0.05％至0.35％的Si、0.95％至1.35％的Mn、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.005％至0.030％的Ti、0.0010％至0.0040％的B、以及作为余量的Fe和不可避免的杂质，以及按体积分数计可以包含：0.3％至2.0％的残余奥氏体组织和残余回火马氏体组织。
在本公开内容的另一个示例性实施方案中，用于制造具有改善的延迟断裂抗力的螺栓用线材的方法可以包括：在880℃至980℃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、0.05％至0.35％的Si、0.95％至1.35％的Mn、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.005％至0.030％的Ti、0.0010％至0.0040％的B、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。
在本公开内容的另一个示例性实施方案中，用于制造具有改善的延迟断裂抗力的螺栓用部件的方法可以包括：使具有改善的延迟断裂抗力的高强度螺栓用线材成型为部件的步骤；在870℃至940℃下进行加热的奥氏体化步骤；在50℃至80℃下进行淬火的步骤；以及通过在400℃至600℃下回火获得部件的步骤。
有益效果
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由于在马氏体板条边界处形成残余奥氏体并因此使氢在钢材中的扩散被延迟而可以具有改善的延迟断裂抗力。
附图说明
图1是示出实施例3的残余奥氏体的分数和厚度的透射电子显微镜(TEM)图像。
具体实施方式
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。
此外，除非另有说明，否则当部件被描述为“包含”某一组分时，这意指其还可以包含另外的组分，而不是排除另外的组分。
除非上下文另外明确指出，否则单数表述包括复数表述。
在下文中，详细描述本公开内容。
本公开内容的发明人发现，通过利用具有慢的氢扩散速率的残余奥氏体组织可以确保Mn-B钢(所述Mn-B钢由于由Mn的偏析造成的结构不平衡而具有相对较差的延迟断裂抗力)的延迟断裂抗力，并完成了本公开内容。
残余奥氏体形成在板条边界处，其是在奥氏体相转变为马氏体时形成的，因为机械稳定的奥氏体不能转变为马氏体板条。形成在马氏体板条边界处的残余奥氏体具有面心立方(FCC)晶格结构并且与具有体心立方(BCC)或体心四方(BCT)晶格结构的回火马氏体组织相比表现出约10,000分之一的氢扩散速率。因此，由于引入到钢中的氢在遇到残余奥氏体时扩散率降低，延迟断裂抗力可以得到改善。
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螺栓用高强度线材按重量％计包含：0.15％至0.30％的C、0.05％至0.35％的Si、0.95％至1.35％的Mn、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.005％至0.030％的Ti、0.0010％至0.0040％的B、以及作为余量的Fe和不可避免的杂质。
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。
碳(C)的含量为0.15％至0.30％。
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。此外，如果其超过0.30％，则可能由淬火期间形成在板条马氏体处的流体静压而阻碍具有优异机械稳定性的残余奥氏体的形成。此外，随着C含量更高，板条变厚并且残余奥氏体的厚度增加。由于增厚的残余奥氏体可能充当其中使氢积累的陷阱，因此延迟断裂特性可能变差。因此，在本公开内容中，将C含量限制为0.15％至0.30％。
硅(Si)的含量为0.05％至0.35％。
Si是不仅为了钢的脱氧而且还是为了通过固溶强化来确保强度而使用的元素。如果Si含量小于0.05％，则钢的脱氧和通过固溶强化而提高的强度可能不足。此外，如果其超过0.35％，则延迟断裂抗力可能由于冲击特性的劣化而变差。因此，在本公开内容中，将Si含量限制为0.05％至0.35％。
锰(Mn)的含量为0.95％至1.35％。
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。此外，如果Mn含量超过1.35％，则可能因偏析而出现热处理性能的偏差。因此，在本公开内容中，将Mn含量限制为0.95％至1.35％。
磷(P)的含量为0.030％或更少(不包括0％)。
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％。
硫(S)的含量为0.030％或更少(不包括0％)。
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％。
钛(Ti)的含量为0.005％至0.030％。
Ti是与引入到钢中的N结合以形成钛碳氮化物从而防止B与N结合的元素。如果Ti含量小于0.005％时，则由于其不足以将炼钢过程中引入的N形成为钛碳氮化物，因此不能利用B的效果。此外，如果其超过0.030％，则延迟断裂抗力可能由于粗大碳氮化物的形成而变差。因此，在本公开内容中，将Ti含量限制为0.005％至0.030％。
硼(B)的含量为0.0010％至0.0040％。
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Fe23(CB)6碳化物时，由于奥氏体晶界变脆因此延迟断裂抗力变差。因此，在本公开内容中，将B含量限制为0.0010％至0.0040％。
合金组成的剩余组分为Fe。但是，本公开内容的具有改善的延迟断裂抗力的螺栓用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。
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按重量％计包含：0.15％至0.3％的C、0.05％至0.35％的Si、0.95％至1.35％的Mn、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、Ti：0.005％至0.03％、0.001％至0.004％的B、以及作为余量的Fe和不可避免的杂质，以及按体积分数计包含：0.3％至2.0％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2.0％，则不仅在板条边界而且在奥氏体晶界等中厚厚地形成残余奥氏体，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。
此外，在根据本公开内容的高强度螺栓用部件中，残余奥氏体可以形成在马氏体板条边界中并且可以具有100nm或更小的厚度。如果残余奥氏体的厚度超过100nm，则其可能充当其中在残余奥氏体中使氢积累的陷阱并且可以用作氢致延迟断裂开裂的起点。因此，在本公开内容中，优选的是，将残余奥氏体的厚度控制为100nm或更小。
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高强度螺栓用线材的方法。
根据本公开内容的具有改善的延迟断裂抗力的高强度螺栓用线材和高强度螺栓用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。
根据本公开内容的具有改善的延迟断裂抗力的高强度螺栓用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0.3％的C、0.05％至0.35％的Si、0.95％至1.35％的Mn、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.005％至0.030％的Ti、0.001％至0.004％的B、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。
首先，准备满足以上合金组成的钢材并在880℃至980℃下将其精轧成线材。然后，将经轧制的线材在830℃至930℃下卷绕成卷材形状。
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，原因是表面层为准两相，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。
然后，根据目的可以对经卷绕的线材进行拉拔，球化热处理，涂覆然后成型为螺栓。
可以对经加工的线材进行奥氏体化，淬火然后回火以获得最终的螺栓用部件。
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：在870℃至940℃下加热经加工的线材的奥氏体化步骤；在50℃至80℃下淬火的步骤；以及在400℃至600℃下回火以获得螺栓用部件的步骤。
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，因此韧性可能变差。如果热处理温度超过940℃，则由于粗大的奥氏体晶粒尺寸而在淬火期间稳定地形成具有增加长度的马氏体板条，并且残余奥氏体以比本公开内容中期望更低的分数形成在板条边界中。
淬火可以在50℃至80℃下进行。如果淬火温度低于50℃，则由于热变形可能在螺栓的螺纹中而出现细的淬火裂纹，这可能导致延迟断裂。此外，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。
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所期望的强度。
根据本公开内容制造的具有改善的延迟断裂抗力的高强度螺栓用部件按体积分数计包含0.3％至2.0％的残余奥氏体组织和包含残余回火马氏体的显微组织。
在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中，残余奥氏体形成在马氏体板条边界中并且具有100nm或更小的厚度。
在下文中，通过实施例更详细地描述本公开内容。
实施例
为了评估实施例和比较例的冷镦品质(cold heading quality，CHQ)部件的延迟断裂抗力，将线材制备成螺栓。在将螺栓以对应于屈服强度的夹持力紧固至结构并浸入在5％盐酸+95％蒸馏水的溶液中10分钟，根据延迟断裂模拟方法观察螺纹(其为应力集中的部分)中裂纹的存在。
使用五幅透射电子显微镜(TEM)图像测量作为螺栓用部件的显微组织的残余奥氏体的平均体积分数和厚度。由于2.0％或更低的低分数的残余奥氏体不能通过X射线衍射(XRD)观察，因此通过透射电子显微术观察残余奥氏体。
由满足表1中描述的合金组成的实施例1至9和比较例1至7的线材制备用于最终测试的螺栓。
具体地，将线材在880℃至980℃下精轧并在830℃至930℃下卷绕成卷材形状。在将经卷绕的线材在870℃至940℃下奥氏体化并在50℃至80℃下淬火之后，通过在400℃至600℃下回火以确保1050±12MPa的抗拉强度来获得最终螺栓样品。
[表1]
对于实施例1至9，残余奥氏体(γ)表现出0.3％至2.0％的分数和100nm或更小的厚度，并且未观察到延迟断裂裂纹。对于其中C含量作为0.14％而不满足本公开内容的下限0.15％的比较例1，由于残余奥氏体没有充当氢扩散的屏障，因此观察到延迟断裂裂纹。
对于其中C含量作为0.32％而不满足本公开内容的上限0.30％的比较例2，残余奥氏体的厚度超过100nm，并且由于残余奥氏体充当其中氢被捕获的陷阱，因此引起延迟断裂开裂。
对于其中Si含量作为0.44％而超过本公开内容的上限0.35％的比较例3，引起延迟断裂开裂。
对于其中Mn含量作为0.85％而未达到本公开内容的下限0.95％的比较例4，由于淬火不足，未形成残余奥氏体，并因此发生延迟断裂。
对于其中Mn含量作为1.40％而超过本公开内容的上限1.35％的比较例5，残余奥氏体分数高且出现延迟断裂开裂。对于比较例5，虽然残余奥氏体的厚度满足本公开内容所提出的100nm或更小的要求，但是残余奥氏体的分数作为2.2％而超过本公开内容所提出的上限2.0％。因此，当螺栓在屈服强度下被紧固时，延迟断裂抗力由于转变诱导的马氏体的形成而较差。
对于其中P含量作为0.031％而超过本公开内容所提出的上限0.030％的比较例6，由于因P在原奥氏体晶界中偏析而导致晶界结合能降低，因此出现延迟断裂开裂。
对于其中B含量作为0.0004％而未达到本公开内容所提出的下限0.001％的比较例7，残余奥氏体的分数由于淬火不足而小于0.3％且发生延迟断裂。
此外，在表2中描述的条件下制备实施例3和比较例8-1至8-4的最终螺栓样品。
[表2]
对于其中满足根据本公开内容的精轧温度、卷绕温度和奥氏体化温度的实施例3，满足本公开内容所提出的残余奥氏体的分数和厚度，并且没有出现延迟断裂开裂。图1是示出实施例3的残余奥氏体的分数和厚度的透射电子显微镜(TEM)图像。从图1可以看出，对于根据本公开内容制备的实施例3，残余奥氏体在马氏体板条边界中形成。对于其中精轧温度超过本公开内容所提出的上限980℃且卷绕温度超过上限930℃的比较例8-1，最终螺栓具有粗大的原奥氏体晶粒尺寸并且发生延迟断裂，原因是残余奥氏体的分数未达到0.3％。
对于其中精轧温度未达到本公开内容所提出的下限880℃且卷绕温度未达到下限830℃的比较例8-2，由于最终螺栓的原奥氏体晶粒尺寸降低，因此残余奥氏体的分数超过2.0％并且发生延迟断裂。
对于其中奥氏体化热处理温度作为950℃而高于本公开内容所提出的上限940℃的比较例8-3，由于最终螺栓的原奥氏体晶粒尺寸增加，因此残余奥氏体的分数低于0.3％并且发生延迟断裂。
对于其中奥氏体化热处理温度作为860℃而低于本公开内容所提出的下限870℃的比较例8-4，由于最终螺栓的原奥氏体晶粒尺寸减小，因此残余奥氏体的分数超过2.0％并且发生延迟断裂。
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。

Claims (5)

1.一种具有改善的延迟断裂抗力的高强度螺栓用线材，按重量％计包含：0.15％至0.30％的C、0.05％至0.35％的Si、0.95％至1.35％的Mn、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.005％至0.030％的Ti、0.0010％至0.0040％的B、以及作为余量的Fe和不可避免的杂质。
2.一种具有改善的延迟断裂抗力的高强度螺栓用部件，按重量％计包含：0.15％至0.30％的C、0.05％至0.35％的Si、0.95％至1.35％的Mn、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.005％至0.030％的Ti、0.0010％至0.0040％的B、以及作为余量的Fe和不可避免的杂质，以及按体积分数计包含：0.3％至2.0％的残余奥氏体组织和残余回火马氏体组织。
3.根据权利要求2所述的高强度螺栓用部件，其中所述残余奥氏体形成在马氏体板条边界处并且具有100nm或更小的厚度。
4.一种用于制造具有改善的延迟断裂抗力的高强度螺栓用线材的方法，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、0.05％至0.35％的Si、0.95％至1.35％的Mn、0.030％或更少的P、0.030％或更少的S、0.005％至0.030％的Ti、0.0010％至0.0040％的B、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。
5.一种用于制造具有改善的延迟断裂抗力的高强度螺栓用部件的方法，包括：
将根据权利要求1所述的高强度螺栓用线材成型为部件的步骤；
在870℃至940℃下进行加热的奥氏体化步骤；
在50℃至80℃下进行淬火的步骤；以及
通过在400℃至600℃下回火获得所述部件的步骤。
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