一种高淬透大尺寸风电螺栓用钢及其制造方法与流程

本发明属于高强度风电螺栓用钢领域，特别是提供了一种高淬透性大尺寸风电螺栓用钢及其制造方法。主要用于制造10.9—12.9级，尺寸规格在42—75mm范围的大尺寸风电螺栓。通过控制钢中酸溶铝含量获得高淬透性，利用淬透性模型计算设计元素上下线范围，提高螺栓截面硬度与力学性能的稳定性，细化晶粒提高大尺寸螺栓钢的低温冲击韧性。
背景技术：
：近年来，我国风电行业尤其是大容量的兆瓦级别大型风力发电机组得到快速发展，风电设备用的高强度紧固件由于长期野外服役，环境恶劣，维修条件差，所以要求风机稳定性强。正常连续工作情况下，风电螺栓要求必须保证20年以上的使用寿命。由于风机容量不断增大，带来风塔的重量持续提高，因此风电螺栓的应用规格不断增大，目前海上大容量风机螺栓最大直径为72mm，通常采用42CrMo、B7类螺栓钢制造10.9级风电螺栓，但42CrMo螺栓钢最大淬透直径为42mm，如果采用42CrMo钢制造42mm以上螺栓，其表面与心部性能差异极大(硬度波动达到5-8HRC，心部韧性低于指标要求-40℃≥27J)，如此大的性能波动在使用过程中会发生局部过载导致螺栓失效，造成重大事故，说明使用传统42CrMo类螺栓钢制造大尺寸风电螺栓会对风机造成极大的安全隐患，不能满足大尺寸42mm以上螺栓的指标要求。因此，研发一种既满足大尺寸风电螺栓的高淬透性要求，又可确保螺栓产品质量稳定的螺栓钢具有十分重要的意义。本发明目的在于，螺栓钢淬透性达到42mm—75mm螺栓全淬透的需求，螺栓产品心部与表面硬度差小于3HRC，以满足大容量风机对大尺寸螺栓应用安全性稳定性的需要。为此，本发明主要基于解决以下三个方面问题：1、控制硬度波动；2、42mm—75mm尺寸全淬透；3、提高心部低温韧性控制。综上所述，针对大尺寸风电螺栓钢存在的问题，有必要提供一种满足大尺寸风电螺栓服役安全稳定的高淬透性螺栓钢及其制造方法。技术实现要素：本发明的目的在于提供一种高淬透性大尺寸风电螺栓用钢及其制造方法，抗拉强度在1100-1400MPa范围内，性能稳定，经济性高、具有良好淬透性的风电螺栓用钢。大尺寸风电螺栓的力学性能稳定性主要受螺栓钢淬透能力的制约，钢中合金元素对力学性能最主要的作用是增加淬透性，使截面较大的螺栓也可淬透。许多合金元素可使回火转变得缓慢，抗回火稳定性好，与中碳钢相比需要较高的回火温度，可以得到较好的强度与韧度的配合。但是，合金元素也给高强度螺栓调质带来了不利影响，其中很重要的是回火脆性问题，应严格避免，否则会大大降低冲击功值。高强度螺栓调质淬火时，要求整个截面90％以上获得马氏体组织，即钢材必须淬透。淬火深度不仅与钢材的化学成分有关，而且也受试样大小、加热温度、冷却介质、冷却方法等影响。生产中常用临界直径来衡量钢的淬透性。20MnTiB、35VB和35CrMo钢属于低淬透性合金钢，油淬临界直径一般不大于Ф25mm,因此此只适宜M24-M30以下钢螺栓制造。30CrMnSi钢是推荐用于高强度紧固件的替代钢种，它有较好的综合性能，在调质状态下具有较高的强度和足够的韧度，淬透性并不高，油淬临界直径为Ф25mm；而风电用高强度螺栓直径均大于Ф30mm，常选用42CrMo、B7和40CrNiMo钢，油淬临界直径为Ф42-45mm，对于超过临界直径的大截面螺栓没有成熟应用的材料。综上所述，目前针对直径大于42mm风电螺栓无稳定达到淬透性要求的材料，行业内提高淬透性的常用方法为添加合金元素Cr，Ni，Mo等，但合金元素的大量加入会降低螺栓韧性(风电螺栓对韧性要求-40℃AKv≥27J)，因此寻求其他技术方法解决淬透性问题十分必要。螺栓钢冶炼脱氧副产物酸溶铝是一直未被重视的影响钢铁材料淬透性的重要因素，其在钢中含量的多少直径决定了材料淬透性的高低，本发明通过合金成分设计定量引入酸溶铝，并通过制造工艺控制保证成品材料中酸溶铝含量，实现大尺寸风电螺栓钢的淬透性稳定达到直径在42-75mm范围风电螺栓要求。本发明的高淬透性大尺寸风电螺栓用钢化学成分重量％为：C0.35-0.45％，Si≤0.20％，Mn0.60-1.00％，P≤0.012％，S≤0.005％，Cr1.00-1.50％，Mo0.15-0.40％，B0.0005-0.003％，Ti0.03-0.08％，Als0.02-0.05％，N≤0.005％，Ca0.0001-0.0003％,其余为Fe及不可避免的杂质。制造方法：转炉+炉外精炼+真空脱气+连铸+棒材轧制；具体的工艺参数为：炉外精炼后吹氩10-15分钟，吊包浇铸，中间包过热度控制在15-35℃；连铸坯经过1150-1250℃加热保温2小时后进行轧制，粗轧阶段，1050-1150℃；精轧阶段900-1050℃，入冷床温度800-850℃，轧后自然冷却。本发明所采用的技术方案原理是：1、酸溶铝及合金元素淬透性计算基于淬透性带宽(≤3HRC)的成分设计：解决螺栓钢在热处理后的性能波动，需要对化学成分进行窄成分控制，由于淬透性带宽对应淬火后硬度的波动范围，因此基于淬透性带宽≤3HRC的成分设计，可获得淬火后硬度波动小于3HRC的螺栓钢。利用淬透性计算公式：h＝[6.9[Mn]2+3.2[Si]+22.6[Cr]2+23.1[Mo]+(13.0[Cr]+2.5[Mo]+9.7)[Ni]+7.9[B]×103+2.5][C]Jmax＝66.5-47.8exp(-4[C])b＝0.22h-0.34Jmin＝56.2[C]+11.0[Mn]+2.0[Si]+13.6[Cr]+28.0[Mo]+3.3[Ni]-2.6[B]×103-17.3计算获得满足J25处淬透性带宽≤3HRC的发明钢中主要元素的化学成分上、下线，淬透性计算曲线所示。依据计算结果确定发明钢中Mn、Mo、Cr、B元素的含量需控制在如下范围可保证J25处淬透性带宽不大于3HRC,其中Mn：0.60-1.00％,Cr：1.00-1.50％,Mo：0.15-0.40％，B：0.0005-0.003％,Als：0.02-0.05％。同样，利用上述公式计算GB/T6478-××××中ML42CrMo成分上下线淬透性带宽作为对比，表明未经淬透性带宽计算窄成分控制设计的ML42CrMo螺栓钢淬透性带宽为7HRC，显然发明钢的窄成分控制可实现淬透性带宽小于3HRC，热处理后硬度波动小。2、纳米析出相设计热力学平衡条件下钢中纳米析出行为：Ti元素在热加工与热处理过程中可形成纳米级析出相，析出相一方面可细化原奥氏体晶粒，另一方面可产生析出强化效果，有利于高温回火的稳定性。析出相细化晶粒与析出强化的效果由其尺寸大小、析出量多少决定，因此掌握Ti元素的析出行为规律是合金成分设计的关键，通过Thermo-calc热力学软件及实验室相分析理论与实验相结合方法确定Ti元素在热力学平衡条件下的析出量如图3所示，理论计算与相分析实验数据相吻合，Ti元素经过热变形及热处理后全部析出。图4给出相分析获得的不同尺寸析出相中Ti元素百分含量的分布状态，结果表明在热力学平衡条件下Ti元素在钢中以不同尺寸析出相析出，且成一定比例析出，上述理论计算与实验结果为析出相控制提供了基本数据。基于析出行为的纳米析出相固溶温度计算：轧制工艺通过施加应变进而影响钢中析出相的析出行为，为了获得大量纳米级尺寸析出相需要结合发明钢中的Ti元素含量制定加热温度、轧制温度以及变形量，具体技术方案如下：加热温度设计：利用Thermo-calc软件计算不同Ti含量的全固溶温度(图5)后得出Ti固溶温度计算式为：Ti℃(固溶温度)＝60×exp(Ti％/0.07)+1076利用该方程计算Ti在0.03-0.08％范围的全固溶温度为1150-1250℃，因此在上述温度加热钢坯可保证Ti元素全部固溶，避免大尺寸的Ti析出物存在。3、组织精细化控制利用析出相与热处理工艺细化奥氏体晶粒至8-12μmTi元素在发明钢轧制及冷却过程中形成的大量纳米级析出相，随后经过淬火热处理(再结晶)，纳米尺寸析出相可抑制再结晶晶粒长大，细化原奥氏体晶粒，钢中析出相细化晶粒效果可用下述公式进行定量计算：公式中，Dc为原奥氏体晶粒尺寸(μm)，d为析出相尺寸，f为析出体积分数，将技术方案2获得的不同Ti含量在钢中的析出基本参数代入公式可计算出发明钢在未经变形且自然冷却条件下获得的晶粒尺寸。经计算Ti含量在0.03-0.08％范围内的发明钢，经淬火热处理后可获得8-12μm原奥氏体晶粒组织。以上述技术内容为依据进行成分设计，发明钢各元素的作用及含量依据如下：①C：获得高强度及淬透性的主要元素，C含量需在0.35以上。含碳量越高，钢的强度越高，而塑性越低，因此C含量上线不超过0.45％。②Si：硅对冷镦性能的影响仅次于碳，Si能提高钢的弹性极限，但影响冷加工性能，当Si≤0.20％后，对淬透性影响不大，同时不影响钢的塑性延伸率及断面收缩率，因而控制其含量不超过0.20％。③Mn：Mn能提高钢的淬透性，但对于钢的冷塑性变形是不利的。同时也将提高钢的冷加工硬化速率。Mn在钢的凝固过程易产生偏析，在淬火回火时，Mn易偏聚于晶界，促进回火脆性，降低Mn含量有利于减少钢坯偏析，为保证性能稳定，依据淬透性带宽控制计算Mn含量控制在0.60-1.00％。④P：P提高钢的冷脆性，是有害残存元素。在钢液凝固时形成微观偏析，增加钢的延迟断裂敏感性，因此控制P含量在0.012％以下。⑤S：S提高钢的热脆性，恶化热加工性能；在钢液中形成MnS夹杂(A类夹杂物)，恶化钢的冷加工性能和延迟断裂性能，因而控制其含量在0.005％以下。⑥Cr：能有效提高钢的淬透性，改善耐磨性，提高耐腐蚀能力，并有利于高温下保持强度，但含量过高会恶化钢的冷加工性能；Cr是减小脱碳倾向元素，螺栓钢对热处理后表面脱碳有较高要求，因此为了保证钢的J25处淬透性，依据淬透性带宽控制计算将Cr含量控制在1.00-1.50％。⑦Mo：能控制可淬性，降低钢对回火脆性的敏感性，防止钢在高温回火后出现回火脆性，对提高高温回火条件下的抗拉强度有很大影响，但含量过高会损坏螺栓的延迟断裂性能，依据淬透性带宽控制计算将Mo含量控制在0.15-0.40％。⑧Als：酸溶铝可提高钢的淬透性，同时不损伤钢的韧性，依据满足J25处可完全淬透的需要，钢中酸溶铝量应控制在0.02-0.05％。⑨B：是既经济又能显著提高淬透性的元素，依据淬透性带宽控制计算B含量在0.0005-0.003％范围。⑩N：与钢中Al、V形成细小氮化物可细化晶粒，但过量的N会与Ti在高温形成大尺寸夹杂物，需要将TiN的形成温度控制在1250℃以下，依据公式计算N含量应小于0.005％。Ti：Ti能显著细化奥氏体晶粒尺寸，抑制高温奥氏体晶粒长大，高温回火时形成纳米级TiC析出相，TiC是钢中有效的氢陷阱，改善钢的延迟断裂性能。依据析出强化计算Ti含量至少在0.03％以上，通常钢的轧制加热温度不超过1250℃，考虑到Ti含量与全固溶温度的关系，Ti在1250℃全固溶的含量上限为0.08％。因此发明钢中Ti含量应在0.03％-0.08％之间。⑿Ca：对Al2O3夹杂物变质处理，形成钙铝酸盐，避免浇铸过程Al2O3附着在水口处造成结瘤，含量为0.0003-0.001％。制造方法：本发明钢的制造工艺为：转炉+炉外精炼+真空脱气+连铸+棒材轧制；具体的工艺参数为：转炉+炉外精炼+真空脱气+连铸+棒材轧制；具体的工艺参数为：炉外精炼后吹氩10-15分钟，吊包浇铸，中间包过热度控制在15-35℃；连铸坯经过1150-1250℃加热保温2小时后进行轧制，粗轧阶段，1050-1150℃；精轧阶段900-1050℃，入冷床温度800-850℃，轧后自然冷却。附图说明图1为发明钢窄成分设计淬透性带宽计算图。图2为传统ML42CrMo钢淬透性带宽计算图。图3为不同Ti含量钢在热力学平衡条件下Ti析出量图。图4为热力学平衡条件下不同尺寸析出相中Ti元素含量图。图5为不同Ti含量全固溶温度计算图。图6为发明钢获得的超细化原奥氏体晶粒组织图。图7为发明钢中纳米级析出相图。具体实施方式下面结合具体实施实例说明，但本发明不限于以下具体实施实例。本发明钢的化学成分为(重量％)：C0.35-0.45％，Si≤0.20％，Mn0.60-1.00％，P≤0.012％，S≤0.005％，Cr1.00-1.50％，Mo0.15-0.40％，B0.0005-0.003％，Ti0.03-0.08％，Als0.02-0.05％，Ca0.0003-0.001％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。按照上述化学成分要求采用转炉和实验室感应炉共冶炼3炉本发明钢，并按照GB/T6478-2001中要求冶炼1炉42CrMo商业钢作为对比钢，实施例与对比钢的化学成分如表1所示。以下为本发明钢的具体实施例。表1.实施例和对比钢的化学成分，重量％，余量Fe表2实施例制造工艺表3实施例热处理工艺编号淬火温度回火温度A880500B880550表4具体实施例及检验结果从表4可以看出，本发明钢在1100-1400MPa的强度水平下较对比钢42CrMo的硬度稳定性与韧性显著提高，满足尺寸规格在42—75mm范围内风电螺栓对淬透性的要求。此外，本发明钢经过基于酸溶铝及合金元素淬透性计算与窄淬透性带宽控制，在螺栓钢经过热处理后心部与表面硬度差小于3HRC，而对比钢42CrMo硬度波动≥6HRC。发明钢与对比钢韧性检验结果表明，发明钢利用Ti的纳米析出相(图6)将原奥氏体晶粒细化到8-12μm(图7),经过淬火+回火后，-40℃低温冲击功均大于27J，且有一定富余量，满足风电螺栓对低温冲击功的要求(风电螺栓要求低温冲击功-40℃AKv≥27J)，而对比钢由于淬透性明显偏低导致直径大于42mm的-40℃低温冲击功均低于27J。另外，发明钢通过炉外精炼后吹氩过程，确保了酸溶铝在钢中的均匀化，Ca处理吹氩过程促进钙铝酸盐类夹杂物上浮，避免Al2O3类夹杂物附着水口引起浇铸结瘤问题。上述对比结果表明，发明钢不仅具有优异的淬透性，满足了直径大于42mm螺栓制造对材料淬透性的要求，而且热处理后心部表面硬度差异小，尤其心部韧性达到风电螺栓低温指标要求。当前第1页1 2 3