高强度、 高韧性钢线材及其制造方法 【技术领域】
本发明涉及一种高强度、 高韧性钢线材及其制造方法， 更具体地， 涉及一种作为用 于例如冷锻应用的钢线材的高强度、 高韧性钢线材， 其与常规非回火的钢线材相比可通过 简单的方法制备， 并且与通过常规热处理方法制造的回火钢线材相比使用更少的合金元素 并且具有高的尺寸精度。背景技术
要求高强度和高韧性的线材中所使用的钢， 特别是冷锻用钢线材， 例如冷强度为 700MPa 或更高的 S45C 线材， 需要具有加工所必需的延展性和韧性， 以及根据最终部件的强 度而需要具有高强度。 也就是说， 由于钢线材需要加工成最终产品的形状， 所以需要具有足 够的延展性和韧性以使之在加工过程中不会破损。在加工成部件后， 线材需要具有足够的 强度， 从而有利于使采用该部件的设备 ( 例如汽车 ) 轻量化。
然而， 通常而言， 材料的强度和韧性是难以彼此兼容的特征， 通常发现， 当韧性下 降时强度会增加。因此， 作为一个常规方法的例子， 当制造冷锻用线材时， 首先进行球化 退火以保证线材的韧性和延展性， 然后进行获取所需部件形状的加工。在此之后， 进行淬 火与退火处理以使该部件获得强度。用这种方法制造的钢 ( 线材 ) 称为 “回火钢” ， 作为 一种制造回火钢的方法， 已提出一种对钢线材进行轧制和淬火的过程， 然后在温度保持 500℃ -600℃的情况下加工由该过程转化成的马氏体， 从而获得一种伸长的钢线材。
然而， 这种方法的局限在于制造成本可能增加， 因为必须加入大量的合金元素以 提高可淬性， 而且需要进行额外的步骤 ( 例如淬火和回火 ) 以使钢经由淬火和回火处理而 具有足够的强度。另外， 由于淬火过程引起了部件中的热应力， 部件的尺寸精度变差。此 外， 制造设备的投资费用增加， 而且当通过所述方法制造钢线材时， 难以克服关于冷却速率 和轧制负荷增加的局限。
为了解决回火钢产生的局限， 已提供了一种不进行回火热处理的非回火钢。术语 “非回火钢” 是指无需进行球化退回或淬火和回火热处理中的一种或多种就可达到所需强 度水平的钢。 然而， 由于通常在满足最终产品所需强度的状态下进行加工， 所以在钢线材加 工过程中会产生高变形阻力。因此， 在许多情况下， 非回火钢用于加工性较小的部件， 例如 螺柱或 U 形螺栓。
一种提供非回火钢的方法可为通过控制合金元素的组成及其冷却方式而在钢中 产生具有高强度和韧性的微结构。在这种方法中， 从钢的内部微结构中选择一种具有高强 度和韧性的微结构， 并且采用适合所述微结构的合金组分和冷却方式。例如采用一种其中 对韧性不利的 C 含量减少且混合了元素例如 Cr 和 Mo 的合金组分作为合适的合金组分。将 通过所述合金组分制得的钢轧制， 然后通过实施控制冷却而将微结构转化为铁素体 + 珠光 体。如该方法成功， 则可保证微结构的强度和韧性高达一定水平。然而， 当使用该方法时， 因为加入了大量的合金元素， 而且， 由于 降低制造成本的效果会由于热处理的省去而抵消， 铁素体分率较低且微结构粗糙， 所以不可能获得足够的强度。 还有一个局限在于， 由于产生了粗糙的珠光体， 微结构的韧性不足以用于剧烈加工。
另外， 尽管迄今对非回火钢在通过省却热处理而降低成本方面已进行了许多研 究， 但通过该方法制造的非回火钢在进行锻造以实现复杂的部件成型， 从而除了实现近来 的机车轻量化和加固化之外还减少部件数量方面是不理想的。因此， 为了解决这些局限， 需要一种即使在进行引入更大形变的加工时也不会破损， 并可足以确保最终产品强度的材 料。
作为一种满足该需求的方法， 最近提出了一种可包括使材料晶粒细化的方法。也 就是说， 可同时满足在某种程度上为相互矛盾的需求的强度和韧性， 因为当材料的晶粒被 细化时， 其强度和韧性与一般水平相比可以得到改善。
这种方法的一个例子可为一种降低 C 含量并加入痕量 Ti 来细化奥氏体晶粒的方 法。也就是说， 在该方法中， 减少了增加材料变形阻力的 C 含量， 并且由 C 含量降低引起 的强度下降因晶粒的细化而得到了补偿。这种方法采用一种通过促进所谓的 “钉扎效应 (pinning effect)” 而细化晶粒的方法， 其中通过加入 Ti 而使用基于 Ti 的沉淀物 ( 例如氮 化物或 碳氮化物 ) 来钉扎奥氏体晶粒。其原因在于， 材料的强度和韧性可在其晶粒细化时 得到改善， 因而即使对其施加的相同的变形阻力和应变， 也可容易地对材料进行加工， 而不 会造成破损。 行为与 Ti 类似的元素可以为 Nb、 V 等。这些元素也形成沉淀物， 例如碳化物或碳 氮化物， 并且可在材料晶粒的细化中发挥作用。
然而， 这些元素的局限在于， 由其获得的效果与加入其的目的相比并不足够， 如下 所述。也就是说， 这些元素具有 1350 ℃或更高的极高熔点， 如图 1 所示， 使得这些元素在 再热板坯过程中不能完全熔化， 或者， 形成沉淀的温度大多限制为 900℃或更低， 并且沉淀 的驱动力较弱。通常而言， 进行轧制的温度在 850℃ -1050℃范围内， 因为在轧制温度范围 内使沉淀物连续沉淀对晶粒细化是有利的， 所以在狭窄的温度范围内并不能有效地进行沉 淀。
发明内容 技术问题
本发明的一方面提供了一种钢线材， 其具有简单的组分体系， 并且由于在较宽的 温度范围内形成沉淀物而能够有效地进行晶粒细化， 还提供了所述钢线材的制造方法。
技术方案
本发明的一方面提供了一种钢线材， 其具有包括以下的组成 ： 约 0.07 重量％ - 约 0.14 重量％的铝 (Al) ； 以及氮 (N)， 其中 Al ∶ N( 其中 Al 和 N 表示各元素的重量％ ) 为约 15 ∶ 1- 约 25 ∶ 1。
此时， Ti、 Nb 和 V 的含量总和可为约 0.01 重量％或更低。
另外， 本发明的钢线材中还可包括约 0.15 重量％ - 约 0.3 重量％的碳 (C)、 约 0.05 重量％ - 约 0.15 重量％的硅 (Si)、 约 1.0 重量％ - 约 3.0 重量％的锰 (Mn)、 约 0.02 重量％ 或更低的磷 (P)， 或约 0.02 重量％或更低的硫 (S)。
钢线材中可形成基于 AlN 的精细纳米沉淀物， 其尺寸为约 130nm 或更小。
另外， 钢线材可具有一种微结构， 所述微结构包括面积分率为约 50％ - 约 70％的
铁素体和面积分率为约 30％ - 约 50％的珠光体。
此外， 钢线材可具有约 600MPa- 约 700MPa 的拉伸强度和约 20％ - 约 30％的伸长 率。
本发明的另一方面提供了一种制造钢线材的方法， 包括 ： 在约 850℃ - 约 1050℃的 温度下精轧具有该组成的钢 ； 并且以约 5℃ /s 或更小的冷却速率冷却该钢。
此时， 钢的组成还可包括约 0.15 重量％ - 约 0.3 重量％的 C、 约 0.05 重量％ - 约 0.15 重量％的 Si、 约 1.0 重量％ - 约 3.0 重量的 Mn、 约 0.02 重量％或更低的 P， 或是约 0.02 重量％或更低的 S。
有益效果
根据本发明， 可提供一种能够在其上进行加工 ( 例如冷锻 ) 而无需进行额外热处 理的钢线材， 因为可使用一种简单的合金组分而获得一种具有足够强度和韧性增强效果的 钢线材。 附图说明 本发明的上述和其他方面、 特征和其他优点将通过以下结合附图作出的详细说明 而更加清楚地理解， 其中 ：
图 1 是示出可在钢中产生的沉淀物的形成温度和平衡常数的图表 ；
图 2 是示出根据本发明实施例制造的各种钢的内部微结构的光学显微照片 ；
图 3 是对比根据本发明实施例制造的各试样的冲击韧性的图表 ；
图 4 是对比根据本发明实施例制造的各试样的奥氏体晶粒尺寸的图表 ；
图 5 是根据本发明的发明实施例制造的线材的透射电子显微照片 ；
图 6 是四幅透射电子显微照片， 用于证实根据本发明的发明实施例制造的线材中 的沉淀物分布 ；
图 7 是示出拉制根据本发明的发明实施例制造的线材并制成部件时的内部微结 构的光学显微照片 ； 并且
图 8 是示出晶粒尺寸和室温冲击韧性根据 Al/N 改变而变化的结果的图表。
具体实施方式
下文将详细描述本发明。
本发明的发明人了解相关工艺的局限， 并且进行了深入的研究以克服相关工艺的 技术局限。因此， 当加入比常规进料范围更大量的铝 (Al) 时， Al 会在大部分的轧制温度下 生成沉淀物。因此， 在轧制过程中可持续提供钉扎位点， 并提供用于新的微结构的成核位 点。
进行所述方法时， 奥氏体晶粒得到细化， 因此， 由该微结构转换形成的最终的微结 构 ( 例如铁素体或珠光体 ) 具有比常规微结构更小的晶粒尺寸。因此， 这个方法可有效地 改善钢的强度和韧性。
在本发明中， Al 的含量限制在 0.07 重量％ -0.14 重量％以获得有利的效果。Al 含量大于通常为脱氧而添加的 Al 含量， 并且处于在钢中形成基于 Al 的沉淀物 ( 特别是氮 化物 ) 的有利范围。因此， 为了形成足够的氮化物， Al 可添加 0.07 重量％或更高、 0.075 重量％或更高， 以及例如 0.08 重量％或更高。然而， 当 Al 含量过高时， 基于氧化物的沉淀物 的比例增加， 沉淀尺寸会变大， 使得 Al 不仅难以有助于晶粒细化， 而且还有使钢线材的疲 劳特性变差。因此， Al 含量的上限确定为 0.14 重量％。
此时， 由于加入的 Al 主要通过与氮反应而形成具有纳米尺寸的精细沉淀物， 所以 Al 和氮含量之间可存在定量比， 使得可以容易地通过热力学作用形成氮化物。如果氮含量 不足， 即使加入大量的 Al 也不能形成氮化物， 并且可能有问题的是， 氧化物的生成量可能 变得相对过高。另一方面， 当氮含量过高时， 可能存在的问题是会在铸造过程中形成角裂 或者产生喷口堵塞现象。因此， Al ∶ N( 其中 Al 和 N 代表各元素的重量％ ) 的比例可在 15 ∶ 1-25 ∶ 1 的范围内。钢中氮的含量可在任何可能的范围内， 只要满足所述条件即可。 然而， 氮的含量， 例如， 可为 0.0035-0.008 重量％。
另外， 本发明基本不加入通常为了晶粒细化而加入的微合金化元素， 例如 Nb、 V和 Ti。 然而， 由于这些元素通过多种途径混入钢， 并且不可避免地存在于钢中而且在制钢过程 中无需彻底除去， 所以其含量总和可为 0.01 重量％或更低， 例如， 可为 0.05 重量％或更低。 其原因在 于， 当加入这些元素时， 钢的物理性能可能变差。
也就是说， 根据本发明的发明人的研究结果， 当 Al 以上述含量范围存在的情况 下， 如果一起加入 Ti， 则熔融钢中的氮会首先与 Ti 发生反应而生成 TiN 沉淀。因此， 由于 AlN 沉淀的生成受到抑制， 所以难以获得本发明想要的晶粒细化效果。另外， 如果 Nb 与 Al 一起加入， 则铸造过程中会促进发生角裂， 而且在如本发明所述加入大量的 Al 时， 沉淀物 可变得粗糙。此外， 由于加入 V 时粗糙的 V(C、 N) 会首先形成沉淀物， 所以难以获得晶粒细 化的效果。 除了 Al、 Nb、 V 或 Ti 含量之外的其他元素含量没有特别限制。也就是说， 由于本发 明的主要特征在于通过加入大量的 Al 而形成精细沉淀物从而细化晶粒， 所以本领域技术 人员可容易地加入或排除对晶粒细化没有影响的其他组分。因此， 其他组分的类型和范围 不必特别限定。
然而， 因为本发明所欲提供的高强度、 高韧性钢的一个主要应用是用于冷锻， 所以 下文提出作为冷锻用钢的通过结合各组分条件而获得更理想效果的钢组分体系。
C： 0.15-0.3 重量％
C 是一种为确保钢强度而添加的基本元素。C 含量可为 0.15 重量％或更高以获得 足够的强度， 并且 C 可限制为 0.3 重量％或更低以确保足够的韧性。特别地， 考虑到本发明 所建议的与常规冷锻用钢相比具有较高 Mn 含量 ( 下文将讨论 ) 的钢的组分特性， C 的含量 可限制在 0.15-0.3 重量％范围内。
Si ： 0.05 重量％ -0.15 重量％
Si 溶解于铁素体中而具有加固基质强度的作用。Si 的含量可为 0.05 重量％以通 过 Si 获得固溶加固效果。然而， 当 Si 的含量过高时， 由于在冷锻过程中的加工硬化相当过 度， 所以可加工性和韧性可能变差。因此， Si 可被控制在 0.15 重量％或更低。
Mn ： 1.0 重量％ -3.0 重量％
Mn 是一种增加钢强度、 影响冲击性能、 改善轧制性能并减少脆性的合金元素。 特别 地， 根据本发明的一个示例性实施方案， 钢线材的组成设计为用 Mn 来代替为确保韧性而减 少的 C， 从而弥补强度损失。因此， Mn 可添加 1.0 重量％或更高。然而， Mn 可限制在 3.0 重
量％或更 低， 因为当 Mn 含量过高时会出现严重的加工硬化现象。
P： 0.02 重量％或更低
P 可控制在 0.02 重量％或更低， 因为 P 会在晶界处偏析 (segregate) 从而成为韧 性劣化 (toughness degradation) 的一个原因。 如果在精制过程中可控制 P， 则 P 可控制在 0.01 重量％或更低。
S： 0.02 重量％或更低
S 可尽可能地控制， 因为 S 作为一种低熔点元素会与 Mn 结合， 从而降低韧性并且 不利地影响高强度线材的特性。然而， 考虑到精制过程中的负载， S 的上限限制在 0.02 重 量％。
也就是说， 本发明的线材组成， 例如， 可包括其中各元素控制为下述范围的组分体 系： 除了其中 Al 和 N 的含量控制在所述范围并且基本不加入 Nb、 V 和 Ti 的组成以外， 还包 括 0.15-0.3 重量％的 C、 0.05-0.15 重量％的 Si、 1.0-3.0 重量％的 Mn、 0.02 重量％或更低 的 P、 0.02 重量％或更低的 S。 也就是说， 用所述简单的组分体系可获得一种高强度、 高韧性 的线材。
与通常建议的加入大量合金化元素的组分体系不同， 本发明的组分体系是一个非 常简单的组分体系， 其中建议了有效形成 Al 沉淀的合适条件， 使得仅需另外加入少量元 素， 而不加入昂贵的合金化元素。因此， 合金成本将更低， 而且无需获得诸如在制钢过程中 控制各组分等困难操作的效果。 另外， 通过在其中形成大量的基于 Al 的精细沉淀物， 具有本发明组成的钢线材而 可包括精细晶粒， 而无需经历为提供非回火钢而进行的常规的复杂控制轧制过程。
也就是说， 尺寸为 130nm 或更小的基于 Al 的精细纳米沉淀物在轧制和冷却过 程中形成于具有所述组成的钢线材中。由于这些沉淀物的形成温度在如图 1 所示的约 850 ℃ -1050 ℃范围内， 所以在进行常规轧制过程 ( 通常在所述温度范围内进行轧制 ) 中 这些沉淀物就会精细地分散并分布在钢线材中， 从而起到极大地细化内部晶粒的作用。纳 米沉淀物的尺寸越小， 被分散的纳米沉淀物就越多， 从而更有效地抑制晶粒生长。因此， 不 必特别限制基于 Al 的沉淀物的尺寸下限。然而， 可证实， 当使用形成氮化物的条件时， 沉 淀物的尺寸为 10nm 或以上。特别地， 可证 实， 在以面积计的总的沉淀物中， 尺寸范围为 10nm-60nm 的沉淀占约 20％ -30％， 尺寸范围为大于 60nm-80nm 的沉淀物占约 40％ -50％， 尺寸大于 80nm 的沉淀物占剩余比例。
当在所述条件下形成沉淀物时， 进行轧制， 将钢线材缓慢地冷却以用于随后的冷 轧， 钢线材中可获得一种微结构， 其由 15μm-40μm( 例如， 15μm-20μm) 的精细铁素体和 20μm-55μm( 例如， 20μm-25μm) 的精细珠光体组成。铁素体在微结构中的面积分率可为 约 50％ -70％， 珠光体的面积分率可为约 30％ -50％， 从而确保足够的可冷锻性。本发明具 有有利微结构的线材的拉伸强度范围为约 600MPa-700MPa， 伸长率范围为约 20％ -30％， 并 且冲击韧性为约 140 焦耳或更高 ( 对于拉制线材而言， 为 130 焦耳或更高 )， 而无需经历球 化热处理。另外， 通过以 15％ -40％的压缩比 ( 即常规拉制过程中的压缩比 ) 拉制线材而 获得的拉制过的线材可具有 800MPa-950MPa 的拉伸强度范围和 15％ -25％的伸长率范围。
本发明的钢线材可由本领域的任何技术人员容易地制造， 因此其制造方法不必特 别限定。由于本发明的钢线材的特性是基于 Al 的精细沉淀物可在较宽温度范围内沉淀， 所
以轧制温度的适用范围很宽。因此， 可根据钢线材的应用所要求的微结构性质而改变并应 用冷却速率。
特别是， 当本发明的钢线材用于冷锻时， 不必在狭窄的温度范围内对钢进行控制 轧制， 也不必以具有常规情况下的控制范围的冷却速率进行冷却。即使在 850℃ -1050℃温 度范围 ( 轧制的常用温度范围 ) 内进行轧制， 并且之后以 0.1℃ /s-5℃ /s 的冷却速率范围 ( 制造冷锻用常规钢线材而经常使用的冷却速率 ) 进行冷却， 也可获得其中形成了足够精 细晶粒的钢线材。
在本发明中， 由于在较宽温度范围 ( 即 850℃ -1050℃ ) 内形成沉淀物， 所以当精 轧温度在所述温度范围内时可以获得足够的由沉淀物引起的晶界效应。因此， 精轧的温度 可选择为所述的温度范围。
关于冷锻用钢线材， 由于其有利的是具有由铁素体和珠光体组成的微结构从而使 线材不会具有过大的形变阻力， 所以可以 5℃ /s 或更低的冷却速率进行缓慢冷却， 冷却至 Ar1 温度或更低。当常规钢线材缓慢冷却时， 因为晶粒尺寸变得过大， 所以可能得到不良的 结果。 但是， 就本发明的钢线材而言， 由于其中分散并分布有大量的精细沉淀物， 所以即 使 在所述范围内进行缓慢冷却也可形成精细的晶粒。 然而， 当以过慢的冷却速率进行冷却时， 可能需要独立的装置。因此， 冷却速率可为 0.1℃ /s 或更高。 发明实施方式
下文将根据附图和之后描述的实施例更加详细地说明本发明。然而， 应注意下述 实施例仅示例说明本发明， 而不限制本发明的范围。 因此， 本发明的范围由随附权利要求限 定， 并由其合理地推断详细内容。
( 实施例 )
为了理解试样中存在沉淀物的效果， 在 C、 Si、 Mn、 P 和 S 分别控制为 0.25 重量％、 0.15 重量％、 2.0 重量％、 0.015 重量％和 0.0016 重量％并且 Ti、 Nb、 V、 Al 和 N 的含量变化 如下表 1 中所示时， 对比了在 950℃下的奥氏体晶粒尺寸 (AGS) 和冲击韧性。为模拟轧制 条件， 通过在 1180℃下加热对试样进行固溶处理， 然后在 950℃以 10/s 的应变率在其上施 加 0.6 的应变。此后， 将试样迅速地冷却到室温以确定奥氏体颗粒尺寸。由此所得的结果 示于表 1 中。
表1
如表 1 和表 2 中所示， 可理解， 在其中根据本发明仅加入铝和氮而不加入 Nb、 V和 Ti 的试样 3 的情况下， 在 950℃下的奥氏体晶粒尺寸 (AGS) 为约 12.4μm， 这与其他试样相 比非常小。 当 950℃下的晶粒尺寸很小时， 在精细奥氏体中产生的微结构 ( 例如铁素体和珠 光体 ) 也具有精细的晶粒尺寸。
另外， 如表 1 和图 3 所示， 可理解奥氏体晶粒尺寸较小的试样 3 的冲击韧性 (V 形 缺口、 U 形缺口 ) 最佳。
将具有与表 1 中所述的试样相同组成的试样在 1180℃下进行固溶处理， 之后分别 在 800℃、 850℃、 900℃和 950℃下在其上以 10/s 的应变率施加 0.6 的应变。之后， 将这些 试样迅速冷却， 对比其奥氏体晶粒尺寸并在图 4 中示出。如图 4 所示， 可理解， 对于符合本 发明条件的试样 3， 在所有温度条件下均获得了精细的晶粒尺寸。
当在 800℃下施加应变时 ( 不符合常规冷锻用钢线材的轧制温度 )， 在所有情况下 奥氏体晶粒尺寸为 30μm 或更大。这间接地说明可在 850℃或更高的温度进行轧制从而获 得精细的晶粒。
使用表 1 中试样 3 的条件制造的钢的透射电子显微照片示于图 5 中。 如图 5 所示， 可证实尺寸为约 130nm 或更小的立方形 AlN 精细并均匀地沉淀于其中。
另外， 为了研究精细沉淀物的尺寸分布， 从包括图 5 结果的试样 3 的四个方位获得 了示出沉淀物分布的透射电子显微照片， 然后获得了每种沉淀物的尺寸分布。其结果示于 图 6。结果证实， 尺寸范围为 10nm-60nm 的沉淀物的面积分率为 29.2％， 尺寸范围为大于 60nm-80nm 的沉淀物的面积分率为 48.6％， 尺寸范围为大于 80nm-130nm 的沉淀物的面积分 率为 22.2％。图 6 中的标度代表 0.2μm。
此外， 图 7 示出了试样的光学显微照片， 其中使用试样 3 的条件所制造的钢进行了 拉制然后进行了冷却加工。如图 7 所示， 可证实在试样中， 尺寸范围为 15μm-20μm 的精细 铁素体的含量为约 65％ -70％， 尺寸范围为 20μm-25μm 的珠光体的含量为约 30％ -35％。 根据试样的冲击值的测量结果， 可证实所述试样具有较高的 V 形缺口和 U 形缺口冲击值， 其 范围分别为 55 焦耳 -60 焦耳和 150 焦耳 -190 焦耳。因此， 可证实， 当根据本发明的条件控 制钢线材的组成并进行轧制时， 可制得具有足够可 加工性的非回火钢线材。
为了证实当具有所述条件的钢通过实际线材轧制方法制造时是否可获得足够的 强度和韧性， 将一种具有满足本发明所需组成条件的试样 3 的组成的钢坯制成线材。为 制造线材， 将钢坯在 1150 ℃下加热， 并分别在 910 ℃和 1050 ℃下完成粗轧和精轧， 然后在 1035℃下进行定径轧制 (sizing rolling)。以 0.5℃ /s 的冷却速率冷却轧制线材， 然后在 835℃下卷绕。以 0.5℃ /s 的冷却速率将线材冷却至 500℃， 之后用空气冷却制得直径为 18mm 的线材 ( 发明实施例 1)。 以相对于线材 28.2％的压缩比例进行拉制， 评价所得拉制线 材的特性 ( 发明实施例 2)。
另外， 还评价了分别通过使用与发明实施例 1 和 2 相同的方法并加入了 0.015 重 量％的 Ti 来代替 Al 而获得的线材 ( 对比实施例 1) 和拉制线材 ( 对比实施例 2) 的特性， 以及分别通过使用与发明实施例 1 和 2 相同的方法并加入了 0.01 重量％的 V 来代替 A 而 获得的线材 ( 对比实施例 3) 和拉制线材 ( 对比实施例 4) 的特性， 其中 C、 Si、 Mn、 P、 S和N 的含量均与发明实施例 1 相同。其测试结果示于表 2。
表2如表 2 中所示， 关于本发明的发明实施例， 线材中获得了 658MPa 或更高的拉伸强 度， 并且在拉制后获得了约 835MPa 或更高的改进的拉伸强度。然而， 关于对比实施例， 线材 的拉伸强度为 580MPa( 对比实施例 1) 和 592MPa( 对比实施例 3)， 与发明实施例 1 相比低 60MPa 或更多， 即便是在拉制后， 拉伸强度也只有约 789MPa( 对比实施例 2) 和 797MPa( 对比 实施例 4)， 与发明实施例 2 相比低约 40MPa。
另外， 代表发明实施例 1——即线材的本发明实施例——的非回火钢线材的可加 工性的伸长率值具有接近 24％的高值， 而对比实施例 1 和 3( 其中通过添加 Ti、 V 等促进晶 粒细化 ) 的伸长率值分别为 19.2％和 18.9％， 比发明实施例 1 的值低约 5％。即使在拉制 后这种差异也持续存在， 发明实施例 2 的伸长率值比对比实施例 2 和 4 高 2％或以上。因 强度和可加工性 此， 可理解为， 当加入大量的 Al 并且当 Al ∶ N 的比例提高至约 20 ∶ 1 时， 均获得了改善。
也可理解， 本发明的发明实施例的面积缩减率 (R.A) 值与对比实施例相比， 高了 约 3％ -6％。
此外， 还可证实， 发明实施例的 U 形缺口和 V 形缺口冲击韧性值 ( 其为韧性的指 标 ) 与对比实施例相比高 25 焦耳或更高。因此， 可证实， 根据本发明制造的钢线材还具有 高水平的韧性。
因此， 可证实， 根据本发明条件制造的钢线材可用于要求高强度和高韧性的应用 中， 例如冷锻用线材。
为了查看 Al/N 比例对晶粒尺寸和室温冲击值的影响， 通过仅改变 N 的含量而保 持其他条件与试样 3 相同来改变 Al/N 的比例， 从而研究了晶粒尺寸和冲击值 (V 形缺口测 试 )。其结果示于图 8。在图 8 中， 晶粒尺寸和韧性值的单位分别是 μm 和焦耳。如图 8 所 示， 当 Al/N 比例为 5 时， 室温冲击值 ( 即冲击吸收能量 ) 处于低值， 为 110 焦耳或更低， 但是 当 Al/N 比例为 10 或更大时， 冲击值迅速增加。并且， 当 Al/N 比例大于 25 时， 冲击值迅速 减小， 而当 Al/N 比例为 30 时， 其冲击值与 Al/N 比例为 5 时的冲击值类似。因此， 可理解， 当考虑冲击值时， Al/N 比例可在 10-25 范围内。然而， 已证实， 当 Al/N 比例为 10 时， 晶粒 的尺寸为 35μm 或以上， 晶粒细化的效果稍差， 并且在浇铸过程中出现较多角裂。因此， 可 证实 Al/N 比例可在 15-25 范围内。 虽然本发明已结合示例性实施方案进行了展示和描述， 但对本领域技术人员来说 将明显的是， 可对本发明作处修改和变化， 而不偏离随附权利要求所限定的本发明主旨和 范围。