一种抗延迟断裂高强度钢及其制备方法与流程

本发明属于合金材料技术领域，具体涉及一种抗延迟断裂高强度钢及其制备方法。

背景技术：

世界经济发展促进了交通运输业蓬勃发展，铁路和公路作为主要的交通运输形式，也得到了迅猛发展。在铁路和公路建设过程中，不可避免的要建造各种跨越江、河、湖、海、谷的钢结构桥梁，这就对钢材的综合性能提出了更为严苛的要求，尤其是用于钢结构桥梁的钢材，需要有较高的强度、耐久性、耐腐蚀性、轻量化和抗延迟断裂性能。在上述提及的各项性能中，强度和抗延迟断裂性能难以实现同步提升，限制了钢结构桥梁的发展。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种抗延迟断裂高强度钢及其制备方法，本发明提供的钢材抗拉强度达到1200mpa以上，且延迟断裂应力比达到0.7以上，具有耐候性，可用于钢结构桥梁工程中的螺栓钢。

为了实现上述目的，本发明提供如下技术方案：

一种抗延迟断裂高强度钢，包括以下质量含量的组分：c0.35～0.45％，si0.25％～0.64％，mn0.30～0.90％，cr0.90～1.30％，mo0.25～0.45％，v0.25～0.45％，nb0.02～0.06％，cu0.2～0.5％，ni0.2～1.0％，als0.02～0.05％，p≤0.015％，s≤0.010％，n≤0.005％，其余为fe。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括c0.35～0.45％，优选为0.37～0.42％，更优选0.38～0.41％。本发明利用c元素提高钢材的强度及淬透性，通过c元素含量的控制，使钢材的强度和塑性实现良好适配。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括si0.25％～0.64％，优选为0.27～0.60％，更优选为0.30～0.57％。本发明通过si元素改善钢材的抗氧化和耐海水腐蚀性能，通过si元素含量的控制，避免si对钢材冷镦性能的影响，使钢材可用于制备螺栓等零部件。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括mn0.30～0.90％，优选为0.35～0.80％，更优选为0.40～0.75％。本发明利用mn提高钢材的淬透性和冷加工硬化速率，通过用量控制，避免mn元素在钢材凝固过程中产生的偏析，降低对钢材冷塑性变形的不利影响。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括cr0.90～1.30％，优选为1.0～1.2％，更优选为1.05～1.15％。本发明利用cr提高钢的淬透性、耐磨性、耐腐蚀性能和高温强度性能；通过控制含量，避免对钢冷加工性能的影响；此外，cr还能减少脱碳倾向，能够满足螺栓钢对热处理后表面脱碳的要求。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括mo0.25～0.45％，优选为0.28～0.42％，更优选为0.30～0.40％。本发明利用mo元素调整钢的可淬性，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，对提高钢材在高温回火条件下的抗拉强度有很大影响，同时也有利于提高钢材的抗延迟断裂性能。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括v0.25～0.45％，优选为0.27～0.42％，更优选为0.30～0.40％。本发明以v为碳化物形成元素，在高温回火阶段析出细小碳化物析出相，有利于提高钢材的高温强度；碳化钒(vc)是钢材中典型的氢陷阱，可固定钢中的氢元素，对提高钢材的抗延迟断裂性能有利。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括nb0.02～0.06％，优选为0.03～0.04％。本发明将nb和c配合使用，可在钢的奥氏体温度下形成nbc析出相，细化原奥氏体晶粒，可使钢材具有优异的抗延迟断裂性能和高温强度性能。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括cu0.2～0.5％，优选为0.25～0.4％，更优选为0.3～0.4％。本发明利用cu元素提高钢材的耐候性，通过控制cu元素的用量，确保钢材的冷加工性能不受影响。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括ni0.2～1.0％，优选为0.2～0.8％，更优选为0.3～0.8％。本发明利用ni元素提高钢材的淬透性、低温韧性和耐候性，同时配合用量的控制，确保钢材具有优异的高温回火强度。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括als0.02～0.05％，优选为0.03～0.04％。在本发明中，所述als表示酸溶铝，本发明将酸溶铝含量控制在上述范围，可提高钢的淬透性，同时确保钢的韧性不受影响。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括p，所述p≤0.012％，优选为0.005～0.01％。本发明将p元素含量控制在上述范围，能避免p元素在钢液凝固时形成微观偏析，降低钢的延迟断裂敏感性。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括s，所述s≤0.010％，优选为0.001～0.005％，更优选为0.002～0.004％。本发明将s元素含量控制在上述范围，能避免s元素与mn形成mns夹杂，减少夹杂物对钢热加工性能的影响。

以质量含量计，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢包括n，所述n≤0.005％，优选为≤0.004％。降低n含量避免钢中形成tin夹杂物，损害钢的韧性。

本发明同时提供了上述技术方案所述抗延迟断裂高强度钢的制备方法，包括如下步骤：

(1)提供包括上述质量含量组分的钢液，对所述钢液进行精炼，得到净化钢液；然后将所得净化钢液依次进行浇铸、冷却和扒皮，得到无表面缺陷的铸坯；

(2)将所述步骤(1)的铸坯加热后进行保温，然后依次进行轧制、吐丝和集卷，得到线材；

所述保温的温度为1200～1250℃，所述保温的时间为120～240min；

所述轧制包括粗轧和精轧，所述粗轧的温度为1100～1200℃，所述精轧的温度为1000～1100℃；

所述吐丝的温度为880～950℃；

所述集卷的温度为500～550℃；

(3)将所述步骤(2)的线材依次进行淬火和回火，得到抗延迟断裂高强度钢；

所述淬火的温度为900～950℃，所述淬火的保温时间为60～90min；

所述回火的温度为600～650℃，所述回火的保温时间为60～120min。

本发明提供包括上述质量含量组分的钢液，对所述钢液进行精炼，得到净化钢液；然后将所得净化钢液依次进行浇铸、凝固和扒皮，得到无表面缺陷的铸坯。本发明对所述钢液的提供方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的即可。本发明优选将原料混合，然后进行熔化，以得到钢液。本发明对所述原料没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的即可。在本发明中，所述p、s和n为原料中的杂质元素，无需额外提供。

本发明对所述原料的混合方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的混合方式即可。混合后，本发明将混合后的物料进行熔化，得到钢液。本发明对所述熔化的温度没有特殊要求，能使各原料组分充分熔化，得到组分均匀的钢液即可。在本发明中，所述熔化优选在转炉中进行。

得到钢液后，本发明将所述钢液进行精炼，以得到净化钢液。在本发明中，所述精炼的温度优选为1515～1550℃，更优选为1520～1540℃；所述精炼的时间优选为30～60min，更优选为40～55min。本发明所述精炼的方式优选包括真空精炼，所述真空精炼的时间优选为20～30min，更优选为25～28min；所述真空精炼时的压力优选为本领域技术人员熟知的压力；所述真空精炼的温度优选与上述精炼的温度选择范围一致。

精炼后，本发明优选向所述精炼后的钢液中通入氩气，以确保酸熔铝(als)在精炼液中的均匀化，同时促使精炼过程中钙处理生成的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。在本发明中，所述氩气的通入方式优选从钢包的底部通入，所述吹氩压力优选为0.5～1.2mpa，更优选为0.6～0.9mpa。通入氩气后，本发明优选对通入氩气的钢液进行脱气，得到净化钢液。在本发明中，所述脱气的方式优选包括真空脱气。本发明对所述真空脱气的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的方式即可。

得到净化钢液后，本发明将所述净化钢液依次进行浇铸、冷却和扒皮，得到无表面缺陷的铸坯。在本发明中，所述浇铸的方式优选为连铸，更优选为低过热度浇铸。在本发明中，所述净化钢液通过中间包进行降温，达到浇铸的温度。在本发明中，所述中间包的过热温度优选为10～25℃，更优选为15～20℃。在本发明中，所述浇铸的温度优选为1508～1523℃，更优选为1513～1518。

本发明优选利用低过热度连铸法进行浇铸，实现高拉速，减少溢漏事故，提高铸坯内部和外部质量，同时也可以降低出钢温度，提高炉衬使用寿命。所述浇铸方式为连铸时，浇铸周期优选为25～28min，更优选为26～27min；浇铸时拉速优选为1.0～1.6m/min，更优选为1.2～1.5m/min。本发明优选在上述条件下进行浇铸，可减少铸坯的中心疏松、缩孔和偏析，抑制柱状晶生长，扩大铸坯等轴晶，进而提高铸坯的质量；另一方面能使精炼炉和铸机匹配，提高设备运行效率，延长设备的使用寿命。

本发明对所述铸坯的尺寸没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的即可。在本发明实施例中，所述铸坯的尺寸为180×180mm方坯。本发明对所述浇铸的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的即可。

得到铸坯后，本发明将所述铸坯依次进行冷却和扒皮，得到无表面缺陷的铸坯。在本发明中，所述冷却优选在缓冷坑中进行；所述冷却的时间优选为45～50h，更优选为48～50h。在本发明中，所述铸坯冷却的终点温度优选≤300℃，更优选为≤100℃。

冷却后，本发明对冷却后的铸坯进行扒皮，去除铸坯表面的氧化皮和微裂纹，得到无表面缺陷的铸坯。本发明对所述扒皮的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的方式即可。

得到无表面缺陷的铸坯后，本发明对所述铸坯加热后进行保温，然后依次进行轧制、吐丝和集卷，得到线材。在本发明中，所述保温的温度为1200～1250℃，优选为1210～1245℃；所述保温的时间为120-240min，更优选为150-180min。本发明对所述铸坯加热后进行保温，能消除铸坯中的混晶现象，使铸坯中粗大碳化物全部固溶。

保温后，本发明将所述保温后的钢坯进行轧制。在本发明中，所述轧制包括粗轧和精轧，所述粗轧的温度为1100～1200℃，优选为1120～1180℃，更优选为1135～1175℃。本发明将粗轧的温度设置在上述范围，可使保温后的钢坯发生再结晶，进而细化原奥氏体晶粒。在本发明中，变形量以轧制后钢坯的截面尺寸与轧制前钢坯截面尺寸之比计，粗轧后钢坯的变形量优选为50～60％，更优选为52～56％；粗轧后，本发明将所述粗轧后的钢坯进行降温，达到精轧所需的温度。在本发明中，所述精轧的温度为1000～1100℃，优选为1025～1080℃，更优选为1030～1075℃。本发明将精轧的温度设置在上述范围，使粗轧后的钢坯在低于再结晶温度的条件下轧制，可获得扁平化奥氏体晶粒，以利于后期热处理过程进一步细化原奥氏体晶粒。在本发明中，精轧后钢坯的截面变形量优选为40～50％，更优选为42～46％；本发明优选将粗轧和精轧的变形量控制在上述范围，可保证钢坯在粗轧过程中充分再结晶细化晶粒，在精轧过程获得扁平的奥氏体组织，该组织经过后续淬火回火可获得5～8μm超细晶粒组织。

精轧后，本发明优选将精轧后的钢坯进行穿水冷却，以便于进行下一步吐丝。在本发明中，所述穿水冷却的终点温度与吐丝的温度一致。在本发明中，所述吐丝的温度为880～950℃，优选为890～940℃，更优选为900～935℃。本发明在上述条件下进行吐丝，以使精轧后的钢材晶粒进一步缩小。

吐丝后，本发明优选将吐丝后的钢材入冷床，进行缓冷，得到线材；所述缓冷的冷却速度优选为5～10℃/s，更优选为6～9℃/s；所述缓冷的方式优选包括风冷。在本发明中，吐丝后的钢材降温的终点温度与集卷温度一致，所述集卷温度为500～550℃，优选为510～545℃，更优选为515～540℃。本发明在上述条件下进行集卷，能避免吐丝后的钢材中v元素在集卷过程的析出，而使v元素在后续热处理过程的析出，以获得充分的析出强化效果。

得到线材后，本发明将所述线材进行淬火和回火。在本发明中，所述淬火的温度为900～950℃，优选为905～945℃，更优选为910～940℃；所述淬火的保温时间为60～90min，优选为65～85min，更优选为70～80min。

在本发明中，所述淬火的温度优选通过升温达到，所述升温的速率优选为5～10℃/min，更优选为7～9℃/min。淬火后，本发明优选采用油冷的方式对淬火后的钢材进行冷却。淬火后，本发明对所述淬火后的钢材进行回火处理。在本发明中，所述回火处理与淬火处理的间隔时间优选为1.5～2.5h，更优选为2h；所述回火的温度为600～650℃，优选为605～645℃，更优选为610～640℃；所述回火的保温时间为60～120min，优选为65～100min，更优选为70～90min。在本发明中，升温至所述回火温度的速率优选为5～10℃/min，更优选为7～9℃/min。回火保温后，本发明优选将回火保温后的钢材降温至室温，所述降温的方式优选为空冷。

本发明所述抗延迟断裂高强度钢的晶粒细小，尺寸为5～8μm，有利于在高强度条件下仍具有较好的抗延迟断裂性能。本发明所述抗延迟断裂高强度钢具有优异的抗拉强度、屈服强度、抗延迟断裂性能和耐腐蚀性能，所述屈服强度≥1080mpa，所述抗拉强度≥1200mpa，所述延迟断裂应力比≥0.7，所述耐腐蚀指数≥6.5，适于作为桥梁工程用钢材。

附图说明

图1本发明实施例1所得抗延迟断裂高强度钢的金相图。

图2为本发明钢中nb含量与晶粒尺寸大小的关系图。

图3为本发明钢中晶粒尺寸大小与延迟断裂应力比的关系图。

图4为本发明回火温度与析出vc质量百分数的关系图。

图5为本发明钢中vc质量百分数与延迟断裂应力比的关系图。

具体实施方式

本发明提供了一种抗延迟断裂高强度钢及其制备方法，包括以下质量含量的组分：c0.35～0.45％，si0.25％～0.64％，mn0.30～0.90％，cr0.90～1.30％，mo0.25～0.45％，v0.25～0.45，nb0.02～0.06％，cu0.2～0.5％，ni0.2～1.0％，als0.02～0.05％，p≤0.015％，s≤0.010％，n≤0.005％，其余为fe。

为了进一步说明本发明，下面结合附图和实施例对本发明提供的抗延迟断裂高强度钢及其制备方法和应用进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。

实施例1

按照表1方案i用量配制原料，余量为fe，未在表1中列出。将原料混合后在转炉中熔化，得到钢液；然后将钢液在lf炉中进行精炼，精炼后，从钢包底部通入氩气，吹氩压力为0.6mpa，以使钢液流动夹杂物上浮。然后在67pa的条件下，真空脱气10min，脱气后将钢液注入中间包钢液，在过热度15℃下进行浇铸，然后将所得铸坯在缓冷坑中冷却48h，将冷却后的铸坯进行扒皮，得到无氧化皮和裂纹的铸坯。

将铸坯加热至1200℃，然后保温160min，出炉后直接进行粗轧，横截面积变形量为50％，通过水冷降温至1000℃进行精轧，控制横截面变形量为40％，精轧后钢材穿水冷却进入吐丝机，在900℃下吐丝，控制冷却速度为5℃/s，待温度降低至550℃时进行集卷，得到线材。

将线材线材在900℃下，保温60min，油冷后，在600℃进行回火，保温120min，空冷后获得抗延迟断裂高强度钢的最终性能。

实施例2～18

按照实施例1的方法制备抗延迟断裂高强度钢，其中实施例2、3、10～12的用量按照方案i配制，实施例4～6和13～15的用量按照方案ii配制，实施例7～9和16～18的用量按照方案iii配制。各实施例具体工艺参数见表2。

对比例1～6

对比例1～6各组分用量见表1的方案iv，按照gb/t6478-2001要求冶炼，具体制备工艺参数见表2。

性能表征及结果

利用电子显微镜对实施例1～18所得抗延迟断裂高强钢的晶粒组织进行表征，结果如图1所示。图1为实施例1所得钢样品的金相图，由图1可知，本实施例所得钢样品的晶粒组织均匀、细小，平均粒径为5μm。其他实施例测试结果与实施例1相近，具体测试结果见表3。

按照《gb/t228金属材料室温拉伸试验方法》测试实施例1～18和对比例1～6所得钢的抗拉强度、屈服强度、缺口拉伸临界应力和临界强度，然后根据σc/σn计算延迟断裂应力比，用于评钢材的抗延迟断裂性能。延迟断裂应力比的取值在0～1之间，接近1表明测试样品的抗延迟断裂性能较好。测试结果及计算结果见表3。

根据如下预测公式，计算实施例1～18和对比例1～6所得钢的耐腐蚀性能：i＝26.01(％cu)+3.88(％ni)+1.20(％cr)+1.49(％si)+17.28(％p)-7.29(％cu)(％ni)-9.10(％ni)(％p)-33.39(％cu)²，计算结果见表3。

按照gb/t19746-2005标准模拟海洋大气环境，对实施例1～18和对比例1～6所得钢进行周期浸润腐蚀实验，具体试验条件：腐蚀溶液为质量分数3.5％的naci溶液，液槽温度:25±2℃，相对湿度:60％-80％rh，循环周期为60min，其中浸润时间10min，试验时间为5,10,15和20天，测试结果见表3。将测试所的晶粒粒径与各实施例的nb含量绘制成曲线，研究nb含量对晶粒粒径的影响，结果如图2所示。由图2可知，在所研究范围内，nb含量越高，所得钢样品的晶粒粒径越小，因此，增加nb含量对降低钢样品晶粒粒径有利。

将各实施例测试所得晶粒粒径和钢样品延迟断裂强度绘制成曲线，研究晶粒粒径对钢样品延迟断裂强度性能的影响，结果如图3所示。由图3可知，晶粒粒径越小，钢样品的强度性能越高，因此，降低晶粒粒径对提高钢样品的延迟断裂强度性能有利。

利用相分析方法测试实施例1～18所得钢样品中vc的含量，并绘制vc含量与回火温度关系曲线，结果如图4所示。由图4可知，在所研究范围内，回火温度越高，vc析出量越高，因此，提高回火温度对提高vc析出量有利。

将各实施例中vc析出量与延迟断裂强度应力比绘制成曲线，研究vc析出量对钢样品延迟断裂强度性能的影响，结果如图5所示。由图5可知，在所研究范围内，vc析出量越多，钢样品延迟断裂性能提升越明显，因此，提高vc析出量，对提高钢样品延迟断裂性能有利。

表1实施例1～18和对比例1～6钢的化学组成(质量含量)

表2实施例1～18和对比例1～6工艺参数

表3实施例1～18和对比例1～6所得钢的性能测试结果

由表3的测试结果可知，本发明提供的钢产品抗拉强度≥1200mpa范围内，与作为对比例的42crmo钢相比，强度明显增加；而且本发明提供的钢延迟断裂应力比达到0.7以上，抗延迟断裂性能满足桥梁工程对钢材的需求；此外，本发明提供的钢的耐腐蚀性能也有了明显提升，年减薄率降低至1.7mm以下。

由以上实施例和对比例可知，本发明提供的抗延迟断裂高强度钢具有优异的强度性能和抗延迟断裂性能，能够满足尺寸规格在m5-48mm范围的高强度抗延迟断裂耐候螺栓使用强度要求。

本发明提供的抗延迟断裂高强度钢的强度水平达到了12.9级、14.9级的使用要求，其强度较传统42crmo钢显著提高；钢的耐腐蚀性能也优于传统钢的耐腐蚀性能，满足应用在桥梁的螺栓强度提高抗延迟断裂性能不降低、高强度化同时具有耐候性的性能要求。

尽管上述实施例对本发明做出了详尽的描述，但它仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部实施例，人们还可以根据本实施例在不经创造性前提下获得其他实施例，这些实施例都属于本发明保护范围。