CN114807738B - 一种高强度螺栓用钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强度螺栓用钢，按质量百分比计包含：C：0.35％～0.45％；Si：0.15％～0.24％；Mn：0.20％～0.40％；Cr：0.75％～1.35％；Mo：0.55％～1.00％；V：0.08％～0.30％；Al：0.005％～0.10％；S：0～0.005％。还公开了一种高强度螺栓用钢的制造方法，该高强度螺栓用钢具有优良的耐延迟断裂性能。

Description

一种高强度螺栓用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及合金钢领域，特别涉及一种高强度螺栓用钢及其制造方法。
背景技术
高强度螺栓属于缺口零件，具有很高的缺口敏感性，在潮湿空气、雨水等环境中长期暴露易发生不同程度的腐蚀，腐蚀坑处腐蚀反应生成的微量氢及螺栓中自身存在的微量氢在应力作用下扩散、富集，易引起高强度螺栓的氢致延迟断裂。
氢致延迟断裂与塑性变形有关，即氢促进位错发射和运动。当氢促进局部塑性变形发展到临界条件时，局部区域(如位错积塞群前端)的应力集中等于被氢降低了的原子键合力，从而导致氢致裂纹在该处形核。晶界可以阻碍位错运动，容易导致晶界前的位错塞积，因此沿晶断裂是高强度螺栓用钢在含氢环境中最为常见的延迟断裂方式。而随着晶粒的细化，晶界前塞积的位错数量减少，则在同样的变量下，变形分散在更多的晶粒内进行，导致应力集中程度降低，这使得材料延迟断裂抗力进一步提高。
发明内容
本发明的目的在于解决高强度螺栓用钢的耐延迟断裂性能低的问题。本发明提供了一种高强度螺栓用钢及其制造方法，该高强度螺栓用钢具有优良的耐延迟断裂性能。
为解决上述技术问题，本发明的实施方式公开了一种高强度螺栓用钢，按质量百分比计包含：C：0.35％～0.45％；Si：0.15％～0.24％；Mn：0.20％～0.40％；Cr：0.75％～1.35％；Mo：0.55％～1.00％；V：0.08％～0.30％；Al：0.005％～0.10％；S：0～0.005％。
采用上述技术方案，所述高强度螺栓用钢具备优良的耐延迟断裂性能。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种高强度螺栓用钢，其余量为Fe及不可避免的杂质。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种高强度螺栓用钢，V的质量百分比和C的质量百分比以及淬火温度，满足以下关系式：log{[V][C]}＞6.72-9500/T；式中[V]为所述高强度螺栓用钢中V的质量百分比，[C]为所述高强度螺栓用钢中C的质量百分比，T为淬火温度，淬火温度T的单位为K。
采用上述技术方案，所述高强度螺栓用钢满足该关系式，使得所述高强度螺栓用钢的微观组织仍保留一定体积未溶解的VC析出相，这些VC析出相可以钉扎原奥氏体晶界，以防止原奥氏体晶界长大，从而防止微观组织粗化，达到进一步改善耐延迟断裂性能的目的。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种高强度螺栓用钢，所述高强度螺栓用钢的微观组织为回火索氏体，所述回火索氏体中原奥氏体晶粒尺寸≤20μm。
采用上述技术方案，可以防止所述高强度螺栓用钢的微观组织粗化，达到进一步改善耐延迟断裂性能的目的。
这里，原奥氏体晶粒尺寸对钢铁材料的机械性能有重要的影响。
原奥氏体晶粒尺寸和均匀程度是影响钢的力学性能的重要指标之一，
原始奥氏体晶粒的大小将直接影响控轧控冷过程中的组织变化，从而对材料的力学性能有很大的影响，因此准确显示钢的原始奥氏体晶粒具有重要的意义。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种高强度螺栓用钢，所述高强度螺栓用钢的抗拉强度≥1400MPa，屈服强度≥1260MPa，断面收缩率≥50％。
采用上述技术方案，该螺栓用钢具有高强度以及较好的塑韧性。
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种高强度螺栓用钢，所述高强度螺栓用钢在充氢环境下的强度损失率为＜20％，在充氢环境下的塑性损失率为＜50％。
采用上述技术方案，该螺栓用钢具有优良的耐延迟断裂性能。
本发明的实施方式还公开了一种高强度螺栓用钢的制造方法，制造方法包括以下步骤：
冶炼和铸造：按上述成分冶炼、铸造成连铸坯或钢锭，其中，所述连铸坯或所述钢锭与线材轧坯的横截面积之比大于6，所述连铸坯或所述钢锭的横截面积≥320×425mm；
均热处理：对所述连铸坯或所述钢锭进行均热处理，其中，均热温度为1200～1250℃，保温时间≥24h；
初轧开坯：将所述连铸坯或所述钢锭开坯形成钢坯；
线材轧制：将所述钢坯加热至1000～1080℃，进行线材轧制，终轧温度为830～900℃，线材吐丝温度为780～810℃，获得盘条；
调质处理：对所述盘条进行调质处理，在淬火温度T下保温60～80min后进行油淬，采用温度≥500℃，加热时间≥90min进行回火，空冷获得所述高强度螺栓用钢。
采用上述技术方案，制造的高强度螺栓用钢具有优良的耐延迟断裂性能。
具体实施方式
以下由特定的具体实施例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭示的内容轻易地了解本发明的其他优点及功效。虽然本发明的描述将结合较佳实施例一起介绍，但这并不代表此发明的特征仅限于该实施方式。恰恰相反，结合实施方式作发明介绍的目的是为了覆盖基于本发明的权利要求而有可能延伸出的其它选择或改造。为了提供对本发明的深度了解，以下描述中将包含许多具体的细节。本发明也可以不使用这些细节实施。此外，为了避免混乱或模糊本发明的重点，有些具体细节将在描述中被省略。需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。
在下文中，将描述本发明的组分体系。
C：0.35％～0.45％
C作为一种廉价的元素添加到钢中，可以提高钢材的淬硬性和淬透性，并且在调质处理后形成细小弥散碳化物，对提高钢材的强度至关重要，当C含量高于0.45％时，会导致钢材中的Fe3C数量增加，导致钢材的塑性降低，因此，C含量设定在0.35％～0.45％。
Si：0.15％～0.24％
Si在钢中以置换方式替代铁原子，阻碍位错运动，可显著提升铁素体相的强度，较高的硅含量会使材料退火后的硬度提升，不利于冷镦成型，且会降低成型模具寿命，以及降低钢材的低温冲击韧性，因此，Si含量设定在0.15％～0.24％。
Mn：0.20％～0.40％
Mn具有较强的固溶强化作用，是重要的强韧化元素，可有效提高淬透性和强度，同时添加一定量的锰元素对钢的塑性影响不大，但Mn容易在铁合金的凝固过程中发生偏析，当Mn含量在0.20％以上时，保证了合金的强度和淬透性，当Mn含量在0.40％以下时，避免了锰偏析导致的材料均匀性变差现象的发生，因此，Mn含量设定在0.20％～0.40％。
Cr：0.75％～1.35％
Cr具有提高铁合金淬透性的作用，同时在回火过程中析出细小弥散的碳化物颗粒，起到弥散强化的作用，从而提高钢材的强度，Cr还有细化组织的作用，因此，为了发挥Cr的固溶强化和析出强化作用，同时改善钢材组织，Cr含量设定在0.75％～1.35％。
Mo：0.55％～1.00％
Mo是铁素体形成元素，有利于提高钢的淬透性，使得钢在淬火过程中形成贝氏体和马氏体。由于Mo的原子量较大，原子半径大，不容易在铁合金中扩散，所以在较低温度下回火，Mo主要以固溶形式存在于钢中，起到固溶强化效果，在较高温度下回火，会形成细小的碳化物，从而提高钢的强度，总体上提高了钢的回火抗力。较高的回火温度可以有效降低钢中位错、亚晶界的量，从而避免氢元素在位错、晶界处聚集发生延迟开裂，但是Mo是贵重合金元素，Mo含量较高会导致成本上升，因此，Mo含量设定在0.55％～1.00％。
V：0.08％～0.30％
V是强的碳化物形成元素，形成的碳化物分为两种，一种是淬火过程中未溶解的碳化钒，另一种是回火过程中析出的碳化钒。在淬火过程中未溶解的碳化钒属于高温析出相，碳化钒完全溶解的温度高于淬火温度，这些未溶解的碳化钒可以钉扎原奥氏体晶界，阻碍原奥氏体晶粒长大，达到细化原奥氏体晶粒，细化马氏体组织的作用；回火过程中能形成细小的碳化钒颗粒，细小的碳化钒属于不可逆氢陷阱，可以有效地捕集钢中的氢，避免氢在应力集中的位置聚集，从而引发氢致开裂裂纹的产生；此外，碳化钒析出相可以阻碍氢与位错之间的相互作用，减少位错的增值，减少局部塑性变形。在较高回火温度下，V含量过高易形成粗大的碳化钒颗粒，降低钢的冲击性能，因此，结合本发明其他合金元素，V含量设定在0.08％～0.30％，优选地，0.25％～0.30％。
Al：0.005％～0.10％
Al是钢中添加的脱氧剂，Al含量控制在0.005～0.10％范围内有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能。
S：0～0.005％
S含量维持在较低水平，因为由S形成FeS而引起热脆性问题，因而S含量限于0.005％以下。不定义下限，因为由于相同的原因S含量越低越好。
在本发明提供的高强度螺栓用钢的制造方法中：
冶炼和铸造
由于钢中添加了较多的Cr、Mo、V等合金元素，这些合金元素容易在凝固的过程中偏析，而偏析具有遗传性，连铸坯或钢锭的偏析遗传到盘条中，降低材料的均一性，因此，与常规浇注工艺相比，对于连铸坯或钢锭的横截面积有以下要求：连铸坯或钢锭与线材轧坯的横截面积之比大于6，连铸坯或钢锭的横截面积≥320×425mm，其中连铸坯或钢锭的横截面积的测量方法为室温下，采用卷尺对连铸坯或钢锭进行测量，并计算横截面积。
均热处理与初轧开坯
与常规线材生产工艺相比，本发明增加了均热处理与初轧开坯步骤，以降低钢中的Cr、Mo、V等合金元素的偏析，提高材料的均一性，连铸坯或钢锭在初轧开坯步骤之前需要经过均热处理步骤，以降低材料的偏析，其中，连铸坯或钢锭的均热处理步骤具体为1200℃～1250℃保温24h以上，初轧开坯步骤具体为将横截面积较大的连铸坯或钢锭轧制成横截面积较小的钢坯。
线材轧制
将钢坯加热至1000℃～1080℃，进行线材轧制，终轧温度为830℃～900℃，线材吐丝温度为780℃～810℃，斯太尔摩线(斯太尔摩线是基于钢在冷却时组织的转变规律而设计出的一种控制冷却工艺)按常规工艺处理，获得耐延迟断裂的细晶高强度螺栓用钢的盘条。
调质处理
盘条需要进行调质处理，选取的淬火温度应满足log{[V][C]}＞6.72-9500/T(式中[V]为所述高强度螺栓用钢中V的质量百分比，[C]为所述高强度螺栓用钢中C的质量百分比，T为淬火温度，淬火温度T的单位为K)，盘条在淬火温度下保温60min～80min后进行油淬，采用40℃～60℃的矿物油冷却至80℃以下，然后采用不低于500℃的温度加热90min以上进行回火，空冷获得高强度螺栓用钢。
通过上述调质处理步骤，获得的高强度螺栓用钢的抗拉强度达到1400MPa以上，屈服强度达到1260MPa以上，断面收缩率在50％以上，高强度螺栓用钢的微观组织为回火索氏体，回火索氏体中原奥氏体晶粒尺寸≤20μm。
本发明的有益效果如下：
本发明提供的高强度螺栓用钢，抗拉强度达到1400MPa以上，屈服强度达到1260MPa以上，断面收缩率在50％以上，高强度螺栓用钢的微观组织为回火索氏体，回火索氏体中原奥氏体晶粒尺寸≤20μm。该高强度螺栓用钢的合金成本较低，通过纳米级析出物提高该高强度螺栓用钢的强度，同时该高强度螺栓用钢具有良好的塑韧性和耐延迟断裂性能，通过细化组织和对夹杂物的组成及尺寸进行控制，使得成品螺栓具有较高的疲劳寿命，可满足汽车轻量化和机械行业高强度、长使用寿命的要求，有利于提升行业技术水平，且具有良好的经济效益。
在下文中，将通过实施例更加详细描述本发明。
实施例
本发明实施例按照化学成分要求进行冶炼、铸造，浇铸成320×425mm的连铸坯。1～10为实施例，11～13为对比例，其化学成分见表1。
将连铸坯在均热炉中以1200℃～1250℃温度均热24h以上，进行初轧开坯，轧制成142×142mm的钢坯，压缩比为6.7，满足压缩比大于6的要求，其中，压缩比是连铸坯或钢锭的横截面积与钢坯的横截面积之比。
将142×142mm的钢坯轧制生产成
Figure BDA0002919738300000062
的盘条，盘条经过调质处理之后，加工形成耐延迟断裂的高强度螺栓用钢。/>
其中，调质处理过程为淬火温度T满足以下关系式：log{[V][C]}＞6.72-9500/T；式中[V]为钢中V的质量百分比，[C]为钢中C的质量百分比，T为淬火温度(单位为K)；淬火温度T下保温60min～80min，采用40℃～60℃的矿物油冷却至80℃以下；回火温度500℃以上加热90min以上，空冷。
调质处理工艺参数见表2，原奥氏体晶粒尺寸和力学性能见表3，其中对比例11～13在充氢环境下的强度损失率和塑性损失率明显高于实施例1～10，实施例2中V含量在优选范围0.25％～0.30％内，该高强度螺栓用钢表现出较佳的耐延迟断裂性能。
原奥氏体晶粒的测量方法参照GB/T6394-2017标准中的直线截点法。
充氢环境下的强度损失率和塑性损失率的测量方法如下：采用慢拉伸实验，慢拉伸过程中将试样置于含氢环境下，浸泡在0.1mol/L的盐酸溶液中，应变速率为10-6s-1,得到高强度螺栓用钢在充氢环境下的力学性能，将高强度螺栓用钢在充氢环境下的力学性能与该钢在空气环境下慢拉伸的力学性能(包括抗拉强度和断面收缩率)进行比较，获得该钢在充氢环境下的强度损失率和塑性损失率，如下式：Iσ＝(σ0-σH)/σ0×100％；IZ＝(Z0-ZH)/Z0×100％；式中Iσ、IZ分别为强度损失率和塑性损失率，σ0、σH分别为试样在空气中和含氢环境中的抗拉强度，Z0、ZH分别为试样在空气中和含氢环境中的断面收缩率。
表1.实施例和对比例的化学成分(单位％)
Figure BDA0002919738300000061
Figure BDA0002919738300000071
表2.调质处理工艺参数
实施例 调质处理
1 900℃保温60min后油淬；530℃保温90min后回火，空冷
2 880℃保温80min后油淬；600℃保温90min后回火，空冷
3 870℃保温70min后油淬；530℃保温90min后回火，空冷
4 890℃保温75min后油淬；520℃保温90min后回火，空冷
5 920℃保温70min后油淬；580℃保温90min后回火，空冷
6 920℃保温60min后油淬；570℃保温90min后回火，空冷
7 910℃保温80min后油淬；560℃保温90min后回火，空冷
8 920℃保温65min后油淬；590℃保温90min后回火，空冷
9 890℃保温75min后油淬；560℃保温90min后回火，空冷
10 900℃保温70min后油淬；500℃保温90min后回火，空冷
11(对比例) 850℃保温70min后油淬；400℃保温90min后回火，空冷
12(对比例) 910℃保温70min后油淬；420℃保温90min后回火，空冷
13(对比例) 960℃保温70min后油淬；550℃保温90min后回火，空冷
表3.原奥氏体晶粒尺寸和力学性能
Figure BDA0002919738300000072
根据表1至表3可知，实施例1-10螺栓用钢的回火索氏体中原奥氏体晶粒尺寸均≤20μm，抗拉强度≥1400MPa，屈服强度≥1260MPa，断面收缩率≥50％，且在充氢环境下的强度损失率为＜20％，在充氢环境下的塑性损失率为＜50％，而对比例11螺栓用钢的回火索氏体中原奥氏体晶粒尺寸＞20μm，这是因为对比例11中V元素的含量为0.01％，V元素含量过低，形成的碳化物如碳化钒较少，无法达到细化原奥氏体晶粒的作用，结合较低的回火温度，导致对比例11螺栓用钢的断面收缩率＜50％，在充氢环境下的强度损失率为＞20％，在充氢环境下的塑性损失率为＞50％，即塑韧性和耐延迟断裂性能较差。
对比例12中Mo元素和V元素的含量较低，导致对比例12螺栓用钢的淬透性较差以及回火索氏体中原奥氏体晶粒尺寸＞20μm，结合较低的回火温度，导致对比例12螺栓用钢的断面收缩率＜50％，在充氢环境下的强度损失率为＞20％，在充氢环境下的塑性损失率为＞50％，即塑韧性和耐延迟断裂性能较差。
对比例13中，V元素和C元素的质量百分比分别为0.22、0.41，根据公式log{[V][C]}＞6.72-9500/T，计算得到淬火温度T＜1223.44K，即淬火温度T＜950℃，而根据表格3可知，对比例13采用的淬火温度为960℃，超过950℃，因此，对比例13选用较高的淬火温度，导致螺栓用钢的回火索氏体中原奥氏体晶粒尺寸＞20μm，以及较差的耐延迟断裂性能(在充氢环境下的强度损失率为＞20％，在充氢环境下的塑性损失率为＞50％)。
虽然通过参照本发明的某些优选实施方式，已经对本发明进行了描述，但本领域的普通技术人员应该明白，以上内容是结合具体的实施方式对本发明所作的进一步详细说明，不能认定本发明的具体实施只局限于这些说明。本领域技术人员可以在形式上和细节上对其作各种改变，包括做出若干简单推演或替换，而不偏离本发明的精神和范围。

Claims (2)

1.一种高强度螺栓用钢，其特征在于，按质量百分比计包含：
C：0.35%~0.45%；Si：0.15%~0.24%；Mn：0.20%~0.40%；Cr：0.75%~1.35%；Mo：0.55%~1.00%；V：0.08%~0.30%；Al：0.005%~0.10%；S：0~0.005%，余量为Fe及不可避免的杂质，
其中，V的质量百分比和C的质量百分比以及淬火温度，满足以下关系式：lg{[V][C]}＞6.72-9500/T；式中[V]为所述高强度螺栓用钢中V的质量百分比，[C]为所述高强度螺栓用钢中C的质量百分比，T为淬火温度，淬火温度T的单位为K，和
所述高强度螺栓用钢的微观组织为回火索氏体，所述回火索氏体中原奥氏体晶粒尺寸≤20μm，和
所述高强度螺栓用钢的抗拉强度≥1400MPa，屈服强度≥1260MPa，断面收缩率≥50%，以及
所述高强度螺栓用钢在充氢环境下的强度损失率为＜20%，在充氢环境下的塑性损失率为＜50%。
2.一种如权利要求1所述的高强度螺栓用钢的制造方法，其特征在于，所述制造方法包括以下步骤：
冶炼和铸造：按上述成分冶炼、铸造成连铸坯或钢锭，其中，所述连铸坯或所述钢锭与线材轧坯的横截面积之比大于6，所述连铸坯或所述钢锭的横截面积≥320×425mm；
均热处理：对所述连铸坯或所述钢锭进行均热处理，其中，均热温度为1200~1250℃，保温时间≥24h；
初轧开坯：将所述连铸坯或所述钢锭轧制形成钢坯；
线材轧制：将所述钢坯加热至1000~1080℃，进行线材轧制，终轧温度为830~900℃，线材吐丝温度为780~810℃，获得盘条；
调质处理：对所述盘条进行调质处理，在淬火温度T下保温60~80min后进行油淬，采用温度≥500℃，加热时间≥90min进行回火，空冷获得所述高强度螺栓用钢。
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