拉伸性优异的高强度线材和高强度钢丝及线材的制造方法

摘要

本发明涉及一种使用于轮胎帘布、锯丝等的线材及钢丝，更为具体地提供一种拉伸性优异的高强度线材和高强度钢丝及线材的制造方法。根据本发明的一个方面，所述高强度线材，以重量％计，由C：0.05～0.1％、Si：0.5～1.5％、Mn：1.0～2.0％、B：0.001～0.003％、Ti：0.001～0.01％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、N：0.002％以下、余量Fe及其它不可避免的杂质组成，以面积分数计，微细组织包含34～42％的马氏体和余量的铁素体。

说明书

技术领域

本发明涉及一种使用于轮胎帘布、锯丝(sawwire)的线材和钢 丝，更为具体地，涉及一种拉伸性优异的高强度线材和高强度钢丝及 线材的制造方法。

背景技术

轮胎帘布、锯丝等因其使用特性，需要具备高强度、高延展性等 机械特性。例如，将高强度钢丝使用于作为轮胎帘布的一种的钢丝帘 线时，能够大幅提高其疲劳寿命和行驶安全性。

为此，可适用于轮胎帘布、锯丝等的钢丝需具有优异的强度及用 于确保其强度的拉伸性。

目前为止的高强度钢丝的组织一般为珠光体。将所述珠光体组织 用作高强度钢丝的理由是，与其他组织不同，在施加拉伸加工时表现 出强度指数增加的倾向。为此，目前为止的高强度钢丝是基于所述珠 光体组织，并通过添加合金元素(例如C、Cr等)或增加拉伸加工量 (增加总的减面量、每道次的减面量等)来制造高强度钢丝。但是， 当所添加的C、Cr等的合金元素的含量过多时，会出现转变完成的时 间变长，或者，在晶界形成先共析渗碳体的问题，拉伸加工量对钢丝 的合金元素和强度的依赖性高，并且从目前加工技术考虑，可进行的 拉伸加工量存在一定的限度，因此存在无法增加加工量或无法具有大 的加工量的问题。

发明内容

(一)要解决的技术问题

本发明的一个方面要提供一种拉伸性优异的高强度线材，通过控 制合金成分及实施两个阶段的热处理，形成由铁素体和马氏体组成的 二相组织，由此提供拉伸性优异的高强度线材。

本发明的另一个方面要提供一种拉伸性优异的高强度线材的制 造方法，通过控制合金成分及实施两个阶段的热处理，形成由铁素体 和马氏体组成的二相组织，由此提供拉伸性优异的高强度线材的制造 方法。

本发明的又一个方面要提供一种高强度钢丝，其利用本发明的拉 伸性优异的高强度线材。

(二)技术方案

根据本发明的一个方面，提供一种拉伸性优异的高强度线材，所 述高强度线材，以重量％计，由C：0.05～0.1％、Si：0.5～1.5％、Mn： 1.0～2.0％、B：0.001～0.003％、Ti：0.001～0.01％、P：0.03％以下、S： 0.03％以下、N：0.002％以下、余量Fe及其它不可避免的杂质组成， 以面积分数计，微细组织包含34～42％的马氏体和余量的铁素体。

根据本发明的另一个方面，提供一种拉伸性优异的高强度线材的 制造方法，包括以下步骤：通过热轧钢板来得到线材，所述钢板，以 重量％计，由C：0.05～0.1％、Si：0.5～1.5％、Mn：1.0～2.0％、B： 0.001～0.003％、Ti：0.001～0.01％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、N： 0.002％以下、余量Fe及其它不可避免的杂质组成；进行一次热处理， 通过加热所述线材使其全部奥氏体化，然后通过冷却使所形成的所述 奥氏体转变为马氏体；进行二次热处理，通过加热使经过一次热处理 的所述线材具有奥氏体与铁素体的混合组织，并通过冷却使其具有马 氏体与铁素体的混合组织。

根据本发明的又一个方面，提供一种抗张强度优异的高强度钢 丝，所述高强度钢丝，以重量％计，由C：0.05～0.1％、Si：0.5～1.5％、 Mn：1.0～2.0％、B：0.001～0.003％、Ti：0.001～0.01％、P：0.03％以下、 S：0.03％以下、N：0.002％以下、余量Fe及其它不可避免的杂质组 成，以面积分数计，微细组织包含34～42％的马氏体和余量的铁素体。

同时，上述的解决问题的方法并没有列举本发明的所有特征。本 发明的各特征和所述各特征所具有的优点及效果，可参照下面的具体 实施例更为详细地理解。

(三)有益效果

根据本发明，可提供一种通过控制合金成分及两个阶段的热处 理，使其在拉伸加工时具有优异的拉伸性的高强度线材，而且提供一 种利用所述线材的具有优异的抗张强度的高强度钢丝。

附图说明

图1是示出随着B的添加，先共析铁素体和铁素体的形成时点延 迟的模式图。

图2是利用Thermo-Calc.来测量的 0.08C-1.2Si-1.5Mn-0.0019B-0.008Ti-0.002N组分体系的平衡状态图。

图3是示出实施了在900℃的温度下进行保持并冷却的一次热处 理步骤后，在中心部形成的马氏体组织的SEM图片。

具体实施方式

为了得到拉伸性优异的线材及钢丝，本发明人进行了研究和实 验，结果确认，通过在低碳钢中添加B及两个阶段的热处理来将微细 组织控制成铁素体和马素体的二相组织(DualPhase)，从而能够生产 出拉伸性优异的高强度线材及利用该高强度线材的高强度钢丝，本发 明是在上述研究结果的基础上完成的。

以下，对本发明的线材及钢丝的组成进行详细说明。此时，成分 元素的含量均表示重量％。

C(碳)：0.05～0.1％

C是用于确保材料强度而添加的元素，其用于马氏体的形成。当 添加的所述C含量小于0.05％时，由于形成的马氏体的含量少，难以 确保目标强度，当所述C含量超过0.1％时，在三相点(triplepoint) 界面点上容易形成块状马氏体，由于马氏体内的碳含量多，发生脆性 破坏的可能性大，因此，优选地，将所述C含量限制在0.05～0.1％， 更优选地，限制在0.07～0.1％。

Si(硅)：0.5～1.5％

Si是作为稳定铁素体而添加的元素，例如，添加0.1％的Si能够 提高强度14～16MPa左右。并且，对二相区域进行热处理时，Si存在 于铁素体与奥氏体的晶界，因此，具有防止奥氏体的形状变成块状的 作用。当Si含量小于0.5％时，奥氏体的界面形状变得不均匀，难以 确保针状马氏体，当Si含量大于1.5％时，会形成厚的铁橄榄石 (Fayalite，Fe₂SiO₄)氧化皮层，因此，优选地，将所述Si含量限制 在0.5～1.5％。

Mn(锰)：1.0～2.0％

Mn是稳定奥氏体的元素，由于添加了0.05～0.1％的C，因此Mn 是为了提高淬透性而添加。当添加的Mn含量小于1.0％时，进行水 冷淬火时难以充分地(fully)形成马氏体，当添加的Mn含量为2.0％ 以上时，形成严重的中心Mn偏析区，其导致在拉伸过程中造成断线 的问题，因此，优选地，将所述Mn含量限制在1.0～2.0％。

B(硼)：0.001～0.003％

B是为防止形成先共析铁素体和铁素体而添加的。由于C的范围 为0.05～0.1％，形成先共析铁素体和铁素体的可能性大，因此通过添 加B，在连续冷却时延迟(图1)铁素体形成的时点来抑制形成先共 析铁素体和铁素体。当所述B的添加量小于0.001％时，不会产生所 述效果，当所述B的添加量超过0.003％时，存在晶界过偏析及在晶 粒间析出BC或BN等的问题，因此，优选地，将所述B的含量限制 在0.001～0.003％，更为优选地，将所述B的含量限制在 0.0015～0.0025％。

Ti(钛)：0.001～0.01％

Ti是与N的结合力强的元素，因此，添加Ti的目的在于，通过 形成氮化钛(TiN)来抑制BN的形成。当所述Ti的添加量小于0.001％ 时，未能与Ti结合而残留于钢内的溶质N会与B结合而形成BN， 当所述Ti的添加量超过0.01％时，由于其含量过饱和，相对于经济 效益其效果并不明显，因此，优选地，将所述Ti的含量限制在 0.001～0.01％。

N：0.002％以下

N不仅是在拉伸过程中粘着在形成于铁素体基体的电势而引起 时效硬化的元素，而且若含量过多，则与B结合在晶粒间形成BN来 抑制B的效果。由于BN容易形成，优选地，所述N的添加量为0.002％ 以下。

P(磷)和S(硫)：分别0.030％以下

P和S是杂质，其含量越低越好，但是要想将含量限制在很低的 水平，在制钢工艺中用于去除杂质的费用会增加。并且，当所述P和 S的含量增加时材料的韧性降低。因此，一般情况下，重要的是控制 所述P和S含量的上限，在本发明中优选地将所述P和S含量的上 限分别控制在0.030％。

本发明的其余成分为铁(Fe)。只是，在一般的制造过程中，可 能从原料或者周围环境不可避免地混入无意添加的杂质，因此无法排 除。只要是一般的制造过程的技术人员都会知道这些杂质，因此在本 说明书中没有特别说明关于杂质的全部内容。

根据本发明的一个方面，线材的微细组织优选为由铁素体和马氏 体组成的二相组织(DualPhase)。

所述马氏体的面积分数优选为34～42％。

若将所述马氏体形成在铁素体内，在由滑移系多(24个)的马 氏体的作用下，可具有超过4的拉伸加工量，从而确保具有高强度的 钢丝。

当所述马氏体的面积分数小于34％时，难以确保最终拉伸后达到 的目标强度。因此，优选地，在铁素体内形成34％以上的所述马氏体。 相反，当所述马氏体的面积分数超过42％时，在铁素体与马氏体的界 面产生龟裂，存在无法进行拉伸的问题。因此，优选地，所述马氏体 的上限限制在42％。

并且，所述线材的抗张强度可以是620～660MPa。

同时，所述线材的截面收缩率(RA)优选为68％以上。

如上所述，当每道次的钢丝的截面收缩率(RA)小于68％时， 为了实现总的减面率，截面收缩率需要过度增加道次的数，线材表面 相比线材内部变形相对多，导致内外部的变形分布不均匀，对最终产 品的机械物理特性产生不利影响，因此不优选。

对本发明的另一个方面的拉伸性优异的高强度线材的制造方法 进行详细说明。

所述制造方法包括以下步骤：

通过热轧钢板来得到线材，所述钢板，以重量％计，由C： 0.05～0.1％、Si：0.5～1.5％、Mn：1.0～2.0％、B：0.001～0.003％、Ti： 0.001～0.01％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、N：0.002％以下、余 量Fe及其它不可避免的杂质组成；

进行一次热处理，通过加热所述线材使其全部奥氏体化，然后通 过冷却使所形成的所述奥氏体转变为马氏体；

进行二次热处理，通过加热经过一次热处理的所述线材使其具有 奥氏体与铁素体的混合组织，并通过冷却使其具有马氏体与铁素体的 混合组织。

根据本发明的一个方面，为了制造线材，首先，通过热轧满足上 述成分关系的钢板来得到线材。此时，热轧采用通常使用的方法，并 没有特别限定。

对如上所述地制造的线材进行一次热处理和二次热处理。

一次热处理

通过加热以如上所述的方式热轧的线材使其全部奥氏体化，然后 进行一次热处理工艺，以使所形成的所述奥氏体转变为马氏体。

在所述一次热处理工艺中，将所述线材保持在900～1150℃的温 度下，然后冷却至常温并保持1～5分钟。

优选地，所述线材的保持温度限定在900～1150℃，其理由是， 在900℃以上的保持温度下会全部(fully)奥氏体化，在1150℃以下 形成细小的奥氏体。更为优选的，保持温度为900～950℃。

优选地，在所述900～1150℃的保持温度下的保持时间限制在 5～15分。

其理由是，当保持时间小于5分钟时，不会充分地形成奥氏体相， 当超过15分钟时，会产生奥氏体粗大化。

在所述900～1150℃保持后进行冷却时，优选地，将冷却速度限 制在30～40℃/s以上。

其理由为，当所述冷却速度小于30℃/s时，形成铁素体等掺杂组 织的可能性会很大，当超过40℃/s时，虽可稳定地确保马氏体，但用 于增加冷却功能的附带设施的投资及其效果不明显。

优选地，所述冷却后保持时间限制在1～5分钟。

其理由是，当保持时间小于1分钟时，由于进行淬火冷却后在表 面中心之间形成的应力差大，若直接升温，则组织内形成龟裂的可能 性会大，当超过5分钟时，在经济效益方面收益率就会降低。

二次热处理

如上所述地经过一次热处理的线材是通过加热后使其具有奥氏 体与铁素体的混合组织，并通过冷却使其具有马氏体与铁素体的混合 组织，由此进行二次热处理工艺。

所述二次热处理工艺，其将经过一次热处理的所述线材升温至 800～830℃后保持1～10分钟，然后以30～40℃/s的冷却速度冷却至常 温。

优选地，将所述升温至800～830℃的升温速度限制在2℃/s以上。 其理由是，当以2℃/s以下的速度进行升温时，由于在达到目标温度 之前就会转变为奥氏体，晶粒度变得不均匀。在技术上没必要限定所 述升温速度的上限，只是从能量消耗或者工艺费用等经济方面可适当 地进行限定。

优选地，在所述800～830℃的温度下的保持时间限制在1～10分 钟。

其理由为，当所述保持时间小于1分钟时，无法形成充分的奥氏 体和铁素体，当所述保持时间超过10分钟时，存在奥氏体和铁素体 的晶粒粗大化的问题。

在所述800～830℃的温度下保持后进行冷却时，优选地，冷却速 度限制在30～40℃/s。

其理由为，当以小于30℃/s的冷却速度进行冷却时，无法形成充 分的马氏体相，当所述冷却速度超过40℃/s时，虽可稳定地确保马氏 体，但用于增加冷却功能的附带设施的投资及其效果不明显。

对本发明的又一个方面的高强度钢丝进行详细说明。

本发明的高强度钢丝可通过将所述线材进行拉伸加工来制造。本 发明的钢丝，以重量％计，由C：0.05～0.1％、Si：0.5～1.5％、Mn： 1.0～2.0％、B：0.001～0.003％、Ti：0.001～0.01％、P：0.03％以下、S： 0.03％以下、N：0.002％以下、余量Fe及其它不可避免的杂质组成， 以面积分数计，微细组织包括34～42％的马氏体和余量铁素体，从而 具有优异的抗张强度。

所述钢丝的抗张强度可以为3600MPa以上。因此，非常适合用 于如轮胎帘布、钢丝绳、钢琴线、桥梁用钢丝等需要具备高强度的产 品中。

以下，通过实施例更加详细地说明本发明。但是，在下面进行说 明的实施例只是为了更加详细地说明本发明而例示的，本发明的权利 范围并不限定于所述实施例。本发明的权利范围由权利要求书记载的 内容以及从所述内容合理推导的内容来定义。

(实施例1)

溶解并铸造具有如表1中所示的组成成分的样本，然后为了防止 Mn和P、S的偏析，在1250℃的温度下进行12个小时的浸渍(soaking) 热处理，然后通过轧制来制造15mmt的热轧材。利用所述热轧材制 造7.0mmfx1，000mmL的圆棒样本(线材)。

为了在如上所述地制造的圆棒样本(线材)上形成铁素体与马氏 体的二相组织而进行二次热处理工艺。

在所述热处理工艺中的一次热处理中，在如以下表2中的 850～1150℃的保持温度下保持10分钟后，进行水冷至常温，然后保 持一分钟。

对如上所述经过一次热处理的圆棒样本(线材)进行微细组织的 观察，并将其结果表示在表2中。并且将圆棒样本(线材)中在900℃ 温度下经过热处理(保持)的发明例的组织照片表示在图3中。

[表1]

C Si Mn B Ti N P S 发明例 0.08 1.18 1.50 0.0019 0.008 0.0020 0.022 0.025 比较例 0.09 1.2 1.48 0.0045 0.009 0.0030 0.021 0.024

[表2]

其中，PM表示部分被马氏体化(Partialmartensite，PM)，而FM 表示全被马氏体化(Fullymartensite，FM)。

如上述表2和图3所示，根据发明例，除了850℃，在其余的温 度范围内可观察到全马氏体。因此，可得知为了稳定的操作，优选在 880℃以上的温度下进行热处理，更为优选在900℃的温度下进行热 处理。这意味着利用图2的Thermo-calc.计算的结果，即可形成奥氏 体单相的温度为850.6℃以上，因此在实际操作中只有超过所述温度 才能确保奥氏体单相。在此，需保持奥氏体单相的理由是，在常温下 进行淬火时，可全部转变成马氏体。

另外，可确认到，当硼的含量为0.0045重量％时，在900℃的温 度下可观察到FM。基于这种结果可获知B的添加量应小于0.0045 重量％。

(实施例2)

在所述实施例1中，使用在900℃下经过一次热处理(保持)的 发明例的圆棒样本(线材)，以5℃/s的升温速度且以如下表3中的 720～880℃的保持温度进行升温，然后保持5分钟后进行水冷，由此 进行二次热处理工艺。

如上所述，测量经过二次热处理的圆棒样本(线材)的机械特性 及微细组织，并将其结果表示在以下表3中。

通过研磨机来除去如上所述地经过二次热处理的圆棒样本(线 材)的表面上所形成的冷却氧化皮来制造5.5mmf的圆棒材。

接着，在拉伸加工商中采用的通常的条件下，将如上所述地制造 的圆棒材中在800～880℃下经过二次热处理(保持)的圆棒材进行干 式拉伸和湿式拉伸，由此制造钢丝。

测量如上所述地制造的钢丝的拉伸加工量和抗张强度，并将其结 果表示在表4中。

[表3]

[表4]

如上述表3所示，二次热处理即二相区域热处理温度从720℃升 至880℃的同时，强度和硬度表现出增加的倾向，特别是在800℃以 上开始除强度以外的特性更为敏感地发生变化，这是因为马氏体的面 积分数增加到30％以上时，作为韧性好的相的铁素体的面积分数减 少。

可确认在800℃下进行热处理时增加至860Mpa。这种倾向在硬 度上也能够确认到，根据表3中的在截面部测量的平均硬度，可观察 到直到800℃为止显示出220Hv程度的维氏硬度值，但830℃以上开 始表现出急剧增加的倾向。

另外，当铁素体的面积分数比马氏体的面积分数多很多时，在进 行拉伸的过程中不会出现问题，但最终无法确保钢丝的强度。因此， 适当限制铁素体和马氏体的面积分数是很重要的。

如上述表4中所示，可确认到在800℃下经过二次热处理的发明 例1和在830℃下经过二次热处理的发明例2分别显示3689Mpa和 4053MPa的抗张强度，这包含在目标硬度的范围内。而且，可确认发 明例1和发明例2的拉伸加工量分别为7.14和8.03。

另外，可确认到在850℃下经过二次热处理的比较例1和在880℃ 下经过二次热处理的比较例2的马氏体的面积分数分别为48％和 62％，其拉伸加工量(e)分别为4.01和3.12，且拉伸加工量随着马 氏体的面积分数的增加而减少。这也意味着马氏体的面积分数应小于 48％。而且，可确认到比较例1和比较例2的抗张强度低于目标抗张 强度。