1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢及制造方法
阅读：678发布：2023-01-16
专利汇可以提供1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢及制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开了一种1400MPa级耐延迟断裂高强度 螺栓 钢 及制造方法，该高强度螺栓钢中Cu元素含量较高，Cu元素在钢中可起到的沉淀强化作用，另外也可促进 钝化 膜的形成。在Cu元素沉淀析出和Cu元素偏聚时可诱导Mo、V、Nb等元素 碳 化物的析出，增强其氢陷阱作用，同时还可以阻止裂纹扩展，从而使得成品螺栓的 抗拉强度 不小于1400MPa，断面收缩率不小于40％，同时具有优异的耐延迟断裂性能。该螺栓钢未添加稀土元素，同时严格控制其他微 合金 元素的添加量，一方面降低了生产成本，另一方面工艺相对简单有利于批量生产。，下面是1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢及制造方法专利的具体信息内容。
1.一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢，其特征在于，元素组成以质量百分比计含有C：0.38-0.45％；Si≤0.25％；Mn：0.30-0.60％；P≤0.015％；S≤0.010％；Cr：0.90-
1.10％；Mo：0.50-0.60％；V：0.15-0.35％；Nb：0.02-0.04％；Cu：0.5-0.8％；Al≤0.030％；
Ti≤0.01％，N：0.009-0.018％，余量为Fe和不可避免的杂质；
所述钢的热轧态盘条显微组织为不低于90％的贝氏体组织和余量的马氏体组织。
2.根据权利要求1所述的1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢，其特征在于，所述马氏体组织全部位于钢的表层。
3.根据权利要求1所述的1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢，其特征在于，所述钢的基体表面具有钝化膜，所述钝化膜的成分包括α-FeOOH和γ-FeOOH。
4.根据权利要求1所述的1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢，其特征在于，所述钢的热轧态盘条显微组织为95％的贝氏体组织和5％的马氏体组织。
5.一种根据权利要求1-4任一项所述的1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢的制造方法，其特征在于，制造工序包括高纯净质化电炉冶炼→LF精炼→VD真空脱气→大方坯连铸→开坯→坯料表面精整→高速线材轧制；
其中，在电炉冶炼过程中添加0.5-0.8％的Cu元素；大方坯连铸的断面为320×480mm，连铸拉速控制在0.46-0.54m/min，过热度控制在10-40℃，结晶器水量控制在2000-4000L/min，电磁搅拌电流为150-400A，搅拌频率为2Hz，配水采用弱冷，轻压下采用静态中等轻压下；在1200-1250℃加热温度控制轧制；并采用斯太尔摩在线控制冷却，控制吐丝温度在
800-860℃，斯太尔摩风冷线的辊道速度为0.2-0.6m/s，保温罩盖开启前15-25米，控制风机开度5-20％，控制入罩盖温度在700-800℃。
1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢及制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种钢材及其制造方法，具体涉及一种含Cu元素的1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢及制造方法。
背景技术
[0002] 随着现代汽车、机械、建筑以及轻工业重工业等各个方面的发展，对制造各类紧固件(如螺钉、螺母、螺栓等)使用的材料以及材料本身的抗拉强度、延迟断裂性能等都提出了更高的要求。如汽车的高性能化和轻型化、建筑结构的高层化以及大桥的超长化等方面，对作为连接部件的螺栓提出了高设计应力和轻量化的要求，力求在螺栓尺寸、空间受限时，较小的螺栓等坚固件依旧能够提供有效的工业保障。
[0003] 目前，应用在钢结构桥梁、电塔、大型邮轮等轻重工业的基建设施上的高强度螺栓主要以10.9级为主，由于螺栓等坚固件长期受到环境中的氢离子、氧离子、氯离子等离子侵蚀，普通的回火马氏体螺栓钢容易发生延迟断裂，且延迟断裂的敏感性随强度的提高而增大，特别是当抗拉强度超过1200MPa时，延迟断裂强度急剧降低。因此，回火马氏体钢的实际使用强度往往受到限制，所以延迟断裂是紧固件等机械零部件高强度化时必须要高度注意的问题。
[0004] 截止目前，国内外对回火马氏体螺栓钢的延迟断裂尚未有明确的标准或规定，虽有部分针对高强度坚固件或高强度螺栓延迟断裂性能的发明专利，不过由于强度水平均较低且不超过1300MPa级别，并未涉及到更高强度级别螺栓的延迟断裂性能，同时部分专利为了提高螺栓的延迟断裂性能而加入稀土元素，进一步增加了生产成本，不利于螺栓的大批量生产。
发明内容
[0005] 发明目的：为解决现有结构钢和汽车用普通10.9级及以上高强度螺栓的易延迟断裂问题，本发明提供一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢。
[0006] 本发明的另一目的是提供一种上述高强度螺栓钢的制造方法。
[0007] 技术方案：本发明所述的一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢，其特征在于，元素组成以质量百分比计含有C：0.38-0.45％；Si≤0.25％；Mn：0.30-0.60％；P≤0.015％；S≤0.010％；Cr：0.90-1.10％；Mo：0.50-0.60％；V：0.15-0.35％；Nb：0.02-0.04％；Cu：0.5-
0.8％；Al≤0.030％；Ti≤0.01％，N：0.009-0.018％，余量为Fe和不可避免的杂质；所述钢的热轧态盘条显微组织为不低于90％的贝氏体组织和余量的马氏体组织。
0.8％；Al≤0.030％；Ti≤0.01％，N：0.009-0.018％，余量为Fe和不可避免的杂质；所述钢的热轧态盘条显微组织为不低于90％的贝氏体组织和余量的马氏体组织。
[0008] 其中，热轧态盘条经斯太尔摩在线控制冷却后心部至表面均为贝氏体组织，由于在线控冷过程中盘条表层冷速比心部快得到很少量的马氏体组织；因此，所述马氏体组织全部位于钢的表层。
[0009] 进一步的，所述钢的热轧态盘条显微组织为95％贝氏体组织和5％马氏体组织。
[0011] 具体的，该高强度螺栓钢的元素控制原理说明如下：
[0012] C：为了在淬火，回火后获得所需的强度级别，C含量须0.25％以上，但随着C含量的增加，钢的强度增加，塑性降低，使得成型困难，从而进一步增加钢的延迟断裂敏感性，如日本的住友金属开发的1300MPa级耐延迟断裂的高强度螺栓钢ADS3就是由于C含量较高(0.49％)，恶化了试验钢的冷加工性能。基于上述原因本专利的C含量控制在0.38-0.45％。
[0013] Si：能促进钢高温时奥氏体晶粒度的氧化以及杂质元素的P、S的晶界偏聚，会恶化钢的耐延迟断裂性能，同时还会恶化钢的冷加工性能，因而控制Si≤0.25％。
[0014] Mn：是奥氏体形成元素，也是弱碳形成元素，几乎所有的钢中都含有Mn元素。Mn元素是炼钢时脱氧、脱硫的有效元素，还可以提高钢的淬透性以及强度，但当Mn含量小于0.3％时，无法起到上述效果。当钢中的Mn元素含量较高时，淬火钢回火，Mn和P有强烈的晶界共偏聚倾向，因而Mn元素含量控制在0.30-0.60％之间。
[0016] S：为炼钢时不可避免的杂质物，S元素在钢中会与Mn元素形成MnS夹杂，同时S元素易在晶界处偏聚，因而需控制器含量在0.010％以下。
[0017] Cr：具有提高钢的悴火性和耐腐蚀性的作用，在回火时可作为碳化物析出，使强度和耐延迟断裂性提高。为了使Cr元素成分发挥总用，需使Cr高于0.90％，同时若Cr含量过剩将影响冷加工性能，所以需控制Cr元素含量的上限，优选的下限在1.10％以下。
[0018] Mo：能有效的提高钢的淬透性，同时Mo元素属于中强碳化物形成元素，在适当的回火区间进行回火时，能有效的析出特殊碳化物，为使Mo成分起到上述作用，需使Mo元素含量在0.50-0.60％。
[0019] V：为强碳化物形成元素，能有效细化晶粒，并且在回火时能析出特殊碳化物，这些特殊碳化物能有效提高钢的强度，同时可作为氢陷阱捕捉钢中的游离氢，以提高钢的耐延迟断裂性能，为了发挥上述这些作用，V元素的含量需在0.15％以上，但过剩的V含量，会使钢在轧制时生成粗大碳化物，降低钢的冷加工性，应控制在0.35％以下。
[0020] Nb：为强碳化物形成元素，能细化晶粒，提高钢的韧性和强度，其含量低于0.02％时，则无法起到上述效果，当超过0.04％则饱和，增加成本。
[0021] Cu：能提高耐腐蚀性，抑制氢的侵入，从而进一步提高钢的耐延迟断裂性能，当Cu元素的含量低于0.5％时则无法达到上述效果，当超过0.8％时Cu元素含量则饱和，将降低钢的强度以及耐延迟断裂性能，同时将增加钢的成本。
[0022] Al：除了能形成AlN细化晶粒外，还能有效的去除钢中的氧，是很好的脱氧剂，但随着Al元素含量的增加碳氮化物系夹杂物含量增多，耐延迟断裂性能下降。因此Al元素含量优选为0.030％以下。
[0023] Ti：在轧制阶段易形成TiN和TiC，这些特殊的第二相能作为氢陷阱，但由于其捕捉氢的效果没有V、Nb元素好，此处加入的量不多，在0.01％以下。
[0024] N：能够和Al、Nb、V等元素形成细小的氮化物，以起到细化晶粒的作用，但大量N元素的加入，会使N偏聚与晶界降低晶界处的强度，同时会形成粗大的夹杂物，所以其含量应控制在0.009-0.018％之间。
[0025] 而本发明所述的一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢的制造方法所采用的技术方案是，制造工序包括高纯净质化电炉冶炼→LF精炼→VD真空脱气→大方坯连铸→开坯→坯料表面精整→高速线材轧制；其中，在电炉冶炼过程中添加0.5-0.8％的Cu元素；大方坯连铸的断面为320×480mm，连铸拉速控制在0.46-0.54m/min，过热度控制在10-40℃，结晶器水量控制在2000-4000L/min，电磁搅拌电流为150-400A，搅拌频率为2Hz，配水采用弱冷，轻压下采用静态中等轻压下；在1200-1250℃加热温度控制轧制；并采用斯太尔摩在线控制冷却，控制吐丝温度在800-860℃，斯太尔摩风冷线的辊道速度为0.2-0.6m/s，保温罩盖开启前15-25米，控制风机开度5-20％，控制入罩盖温度在700-800℃。
[0026] 有益效果：该高强度螺栓钢中Cu元素含量较高，Cu元素除了在钢中可起到的沉淀强化作用外，也促进了钝化膜的形成，该钢经外界腐蚀介质腐蚀一段时间后，会在钢的基体表面形成一层致密的、稳定的、有保护性的钝化膜，钝化膜的化学成分主要为α-FeOOH与γ-FeOOH。同时在Cu元素沉淀析出和Cu元素偏聚时可诱导Mo、V、Nb等元素碳化物的析出，增强其氢陷阱作用，同时还可以阻止裂纹扩展，从而使得成品螺栓的抗拉强度不小于1400MPa，断面收缩率不小于40％，同时具有优异的耐延迟断裂性能。该螺栓钢未添加稀土元素，同时严格控制其他微合金元素的添加量，一方面降低了生产成本，另一方面工艺相对简单有利于批量生产。附图说明
[0027] 图1是本发明高强度螺栓钢的横截面金相结构显微照片；
[0028] 图2是图1的金相结构局部放大图；
具体实施方式
[0030] 下面，结合实施例对本发明做进一步详细说明。
[0031] 以下各实施例中，制备该1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢所采用的制造工序包括高纯净质化电炉冶炼→LF精炼→VD真空脱气→大方坯连铸→开坯→坯料表面精整→高速线材轧制；步骤包括：
[0032] (1)电炉冶炼过程中添加0.5-0.8％的Cu元素；
[0033] (2)采用大方坯连铸，大方坯的断面为320×480mm，连铸拉速控制在0.46-0.54m/min，过热度控制在10-40℃，结晶器水量控制在2000-4000L/min，电磁搅拌电流为150-400A，搅拌频率为2Hz，配水采用弱冷，轻压下采用静态中等轻压下；得均质化钢坯；
[0034] (3)在1200-1250℃加热温度控制轧制，避免Cu在晶界上的热裂倾向，同时在高温条件下使V、Nb元素充分回溶至奥氏体中，并在高温轧制过程中充分的弥散析出V、Nb的碳氮化物；
[0035] (4)采用斯太尔摩在线控制冷却，控制吐丝温度在800-860℃，斯太尔摩风冷线的辊道速度为0.2-0.6m/s，保温罩盖开启前15-25米，控制风机开度5-20％，控制入罩盖温度在700-800℃。
[0036] 实施例1：42CrMoVNb高强度螺栓钢的化学成分以质量百分比计，含有C：0.43％；Si：0.14％；Mn：0.30％；P：0.003％；S：0.010％；Cr：1.10％；Mo：0.55％；V：0.33％；Nb：
0.04％；Cu：0.65％；Al：0.012％；N：0.009％；余量为Fe和不可避免的杂质，具体制备工艺方案见表1。
0.04％；Cu：0.65％；Al：0.012％；N：0.009％；余量为Fe和不可避免的杂质，具体制备工艺方案见表1。
[0037] 表1实施例1的制备工艺方案
[0038]
[0039]
[0040] 采用以上制备方案制备的成品技术指标检测结果如表2所示。
[0041] 表2实施例1的高强度螺栓钢技术指标检测结果
[0042]
[0043] 如图1-3所示，实施例1的热轧态下42CrMoVNb高强度螺栓钢横截面金相组织及扫描电镜，组织主要为贝氏体和少量的马氏体，试验钢热轧态维氏硬度为373-387HV。
[0044] 为了体现本发明的1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓钢成分设计的优势，本实施方式还提供了三组对比例。该三组对比例的成分以及制备工艺方案大致与实施例1一致，所不同的是：对比例1中不含有Cu；对比例2中虽然含有Cu，但是其含量小于0.5％；对比例3中也含有Cu，但是其含量大于0.8％。
[0045] 如上所述的对比例1-3的各高强度螺栓钢的成品技术参数如表3-5：
[0046] 表3对比例1技术指标检测结果
[0047]
[0048] 表4对比例2技术指标检测结果
[0049]
[0050]
[0051] 表5对比例3指标检测结果
[0052]
[0053]
[0054] 通过比较可知，实施例1中的Cu元素含量在0.5％-0.8％之间时，不仅能有效提高钢的强度和耐蚀性，也能改善其力学性能，进一步防止环境介质中氢的侵入，从而改善其耐延迟断裂性能。由表3数据可知，当比对例1中不含Cu元素时，钢的强度有所下降，但下降幅度不大，由于比对例1不含Cu元素，受外界腐蚀时，螺栓表面不能生成保护基体的钝化膜，增加氢侵入钢基体的可能性，从而降低其耐延迟断裂性能。由表4数据可知，对比例2中虽然含量Cu元素，但其含量过低，无法起到增强钢材本身强度以及提高钢材的耐蚀性，此时钢的强度与对比例1相差不大。由表3数据可知，当对比例3中的Cu元素含量超过0.8％时，钢材的强度进一步下降，已无法满足1400MPa强度级别的性能要求。
[0055] 进一步的，为了证明在本发明的各成分以及制备工艺参数限定范围内的高强度螺栓钢，均具有较为突出的技术效果，本实施方式还提供实施例2-4。
[0056] 实施例2：高强度螺栓钢的化学成分以质量百分比计，含有C：0.44％，Si：0.13％，Mn：0.32％，P：0.005％，S：0.009％，Cr：1.0％，Mo：0.50％，Nb：0.03％，V：0.31％，Cu：0.7％，Al：0.015％，N：0.018％，余量为Fe和杂质。具体制备工艺方案见表6。
[0057] 表6实施例2的制备工艺方案
[0058]
[0059]
[0060] 采用以上制备方案制备的高强度螺栓钢成品技术指标检测结果如表7所示。
[0061] 表7实施例2的高强度螺栓钢技术指标检测结果
[0062]
[0063]
[0064] 实施例3：高强度螺栓钢的化学成分以质量百分比计，含有C：0.38％；Si：0.25％；Mn：0.60％；P：0.015％；S：0.010％；Cr：0.90％；Mo：0.60％；V：0.35％；Nb：0.02％；Cu：
0.50％；Ti：0.01％；N：0.009％；余量为Fe和不可避免的杂质。具体制备工艺方案见表8。
0.50％；Ti：0.01％；N：0.009％；余量为Fe和不可避免的杂质。具体制备工艺方案见表8。
[0065] 表8实施例3的制备工艺方案
[0066]
[0067]
[0068] 采用以上制备方案制备的高强度螺栓钢成品技术指标检测结果如表9所示。
[0069] 表9实施例3的高强度螺栓钢技术指标检测结果
[0070]
[0071] 实施例4：高强度螺栓钢的化学成分以质量百分比计，含有C：0.45％；Si：0.25％；Mn：0.4％；P：0.005％；S：0.010％；Cr：0.90％；Mo：0.50％；V：0.15％；Nb：0.03％；Cu：
0.80％；Al：0.03％，N：0.012％；余量为Fe和不可避免的杂质。具体制备工艺方案见表10。
0.80％；Al：0.03％，N：0.012％；余量为Fe和不可避免的杂质。具体制备工艺方案见表10。
[0072] 表10实施例4的制备工艺方案
[0073]
[0074]
[0075] 采用以上制备方案制备的高强度螺栓钢成品技术指标检测结果如表11所示。
[0076] 表11实施例4的高强度螺栓钢技术指标检测结果
[0077]
[0078]
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