一种工业稳定高性能螺栓用钢及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于高强度螺栓用钢技术领域，特别是提供了一种工业稳定高性能螺栓用 钢及其制造方法。主要用于抗拉强度在1040-1450MPa之间，制造10. 9 -14. 9级耐延迟断 裂高强度螺栓，通过获得析出纳米级强化相及超细晶组织，析出强化代替部分固溶强化，提 高螺栓的塑韧性水平和氢致延迟断裂性能，并且提高冷镦性能及回火后批次硬度均匀性和 性能稳定。
【背景技术】
[0002] 随着能源、汽车、机械、建筑、轻工等各个行业的发展，对制造各类紧固螺栓的使 用材料提出了更高的要求，迫切需求综合性能优良的螺栓材料。
[0003] 高强度螺栓工作应力的增加及其应用领域的扩大，以氢致延迟断裂性能和疲劳断 裂为突出的使用寿命问题是10. 9级以上高强度螺栓面临的关键问题。另外，高强度螺栓在 使用过程中经常发生由于同批次螺栓表面硬度波动大而发生的局部过载导致螺栓失效，造 成重大事故。因此，研发一种既满足螺栓的高强度性能和长寿命，又可确保螺栓产品批量质 量稳定的螺栓钢具有十分重要的意义。本发明目的在于，实现产品硬度波动范围小于2HRC， 可靠性高的10. 9-14. 9级螺栓钢，以满足高端制造业的需要。为此，本发明主要基于解决以 下四个方面问题：1、控制硬度波动；2、降低碳含量，提高钢的冷镦性；3、提高钢的氢致延迟 断裂性能和疲劳性能；4、减少螺栓热处理变形控制。
[0004] 综上所述，针对高强度螺栓钢存在的问题，有必要提供一种热处理后性能波动小 (质量稳定性优良）的耐延迟断裂高强度螺栓钢及其制造方法。
【发明内容】
[0005] 本发明的目的在于提供一种工业稳定高性能螺栓用钢及其制造方法，抗拉强度在 1040-1450MPa范围内，工业稳定性好，经济性高、具有良好的耐延迟断裂的螺栓用钢。
[0006] 高强度螺栓的质量稳定性主要体现在其热处理后（淬火+回火）性能的波动（硬 度、强度），螺栓钢的化学成分控制范围是影响螺栓质量稳定的关键因素。一方面由于C、 Mn、Cr、Mo等元素含量匹配与控制范围不精准造成螺栓钢的J9处淬透性带宽较大，引起在 一定温度热处理后性能波动（硬度波动在6-7HRC);另一方面由于螺栓热处理设备存在不 可避免的温度偏差，而目前螺栓钢的化学成分无法抵抗这种温度偏差引起的螺栓热处理后 性能波动（热处理炉温度局部偏差±30°C，强度波动为±80MPa，），两种因素共同作用造成 了螺栓钢热处理后性能波动。而目前还未出现从材料合金元素成分设计以及实现这种设计 的制造方法来考虑解决螺栓钢质量稳定性的技术。另外，目前螺栓钢主要通过碳元素的固 溶强化来保证强度，12. 9级螺栓钢碳含量达到0. 42%，碳含量的提高必然影响螺栓钢的冷 镦性能，因此为了保证螺栓钢具有优良的冷镦性能需要降低其碳含量。螺栓钢需要淬火热 处理，传统螺栓钢碳含量相对高、淬透性带宽大易引起淬火变形，影响螺栓的装配精度，因 此需要降低其碳含量，并控制淬透性带宽，细化晶粒来降低螺栓钢的淬火变形倾向。此外， 针对10. 9-14. 9级高强度螺栓钢氢脆问题变得尤为突出，传统螺栓钢在该强度级别氢致延 迟断裂性能明显下降，因此需要采用合金成分设计及组织控制等手段提高10. 9-14. 9螺栓 钢的氢致延迟断裂性能。
[0007] 本发明的工业稳定高性能螺栓用钢化学成分重量％为：(：0.28-0. 37 %， Si^ 0. 10%,Mn0. 15-0. 30 %,P^ 0. 010 %,S^ 0. 005 %,Cr1. 10-1. 20 %,Mo 0? 15-0. 40%，B0. 0005-0. 003%，Ti0? 03-0. 08%，Al0? 015-0. 030%，N彡 0? 005%，其余 为Fe及不可避免的杂质。
[0008] 化学成分中还可加入0? 15-0. 30%的V或0.02-0. 04%的Nb。
[0009] 制造方法：转炉+炉外精炼+真空脱气+连铸+棒线材乳制。常规工艺参数： 连铸坯经过1100-1250°C加热保温2小时后进行乳制，粗乳阶段：1050-1150°C;精乳阶段 900-1050°C，吐丝温度820-850°C，乳后自然冷却。
[0010] 可以通过控制乳制进一步提高钢的性能，其制造方法：转炉+炉外精炼+真空脱气 +连铸+棒线材（再结晶+未再结晶区）控乳+控制冷却。具体的工艺参数为：连铸坯经 过1150-1250°c加热保温2-4小时后进行高速线材乳制，粗乳阶段：1100-1150°c，变形量为 25-35% ;精乳阶段：高温再结晶区乳制（920-1050°C)变形量为15-25%，析出相控制乳制 (870-920°C)的变形量为25-30%，未再结晶乳制（800-870°C)，变形量为20-30%，。乳 制过程结束后，线材经过水冷箱穿水冷却到吐丝温度750-820°C，吐丝后盘条进入缓冷线， 关闭风机，扣保温罩。
[0011] 基于上述分析本发明确定了五个主要技术目标：1、精确淬透性带控制；2、纳米析 出控制；3、组织超细化；4、析出和细晶复合强化代替固溶强化，降低碳含量20%，提高氢致 断裂性能；5、回火稳定性控制。
[0012] 根据上述目的，本发明所采用的技术方案是：
[0013] 1、精确淬透性带控制
[0014] 基于淬透性带宽2HRC)的成分设计：解决螺栓钢在热处理后的性能波动，
[0016] 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<2HRC的成分设计，可获得淬火后硬度波动小于2HRC的螺栓钢。利 用淬透性计算公式：
[0017] h= [6. 9[Mn]2+3. 2[Si]+22. 6[Cr]2+23.l[Mo] + (13. 0[Cr]+2. 5[Mo]+9. 7) [Ni]+7. 9[B]X103+2. 5] [C]
[0018] Jnax= 66. 5-47. 8exp(-4 [C])b= 0? 22h_0. 34
[0019] Jnin= 56. 2[C]+11. 0[Mn]+2. 0[Si]+13. 6[Cr]+28. 0[Mo]+3. 3[Ni]-2. 6 [B]X103-17. 3
[0020] 计算获得满足J9处淬透性带宽< 2HRC的发明钢中主要元素的化学成分上、下线， 淬透性计算曲线如图1所示。依据计算结果确定发明钢中此1〇、&、8元素的含量需控制在 如下范围可保证J9处淬透性带宽不大于2HRC，其中Mn:彡0. 30%，Cr:1. 10~1. 20%,Mo: 0? 15-0. 40%，B:0? 0005-0. 003 %。同样，利用上述公式计算GB/T6478-XXXX中 ML42CrMo成分上下线淬透性带宽作为对比，图2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 2HRC，热处理后硬度波动小。
[0021] 2、纳米析出控制
[0022] 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2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3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。
[0023] 基于析出行为的纳米析出相乳制控制：乳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、乳制温度以及变形量，具体技术方案如下：
[0024] 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4)后 得出Ti固溶温度计算式为：
[0025]TicC(固溶温度）=60Xexp(Ti%/0.07)+1076
[0026] 利用该方程计算11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。
[0027] 乳制温度：Ti析出峰值温度与其含量密切相关，析出相在其峰值温度析出将获得 尺寸更为细小的析出相，图5为Ti析出峰值温度与Ti含量的关系研究结果，利用图5中结 果拟合出不同Ti含量析出峰值的计算公式：
[0028]Ti(析出峰值温度）°C= 1433XTi% +834
[0029] 根据上述公式计算出Ti含量在0. 03-0. 08%范围内其奥氏体