一种高强度耐延迟断裂冷镦钢生产工艺的制作方法

1.本发明属于炼钢工艺技术领域，特别涉及到一种高强度耐延迟断裂冷镦钢生产工艺。


背景技术：

2.金属材料的强度与抗氢脆之间存在矛盾，即随着强度的提高，氢脆越突出。对于高强度冷镦钢，同样也存在这一问题，即随着冷镦钢抗拉强度的提高，特别是当抗拉强度大于1200mpa，由氢(钢材中残留氢以及环境侵入的氢)引起的延迟断裂显著增加，从而大大降低冷镦钢质量稳定性。
3.为了提高高强度冷镦钢耐延迟断裂性能，目前采用的方法主要是向钢中加入微合金元素，例如：
4.申请号为cn 201410307491.4的中国专利所公开的一种13.9级和14.9级耐延迟断裂高强度紧固件用盘条及其制造方法，其通过加入v、nb、b来提高13.9级和14.9级高强度紧固件耐延迟断裂性能；
5.申请号为c201910746593.9的中国专利所公开的一种1400mpa级耐延迟断裂高强度螺栓及制造方法，其通过加入v、cu来提高1400mpa高强度紧固件耐延迟断裂性能；
6.上述两种方法，由于添加微合金元素，特别是贵金属v、nb，导致生产成本增加，同时，微合金元素v、nb容易在铸坯角部诱发横向裂纹，导致铸坯表面质量不稳定，因此，需要开发一种更经济且质量更稳定的工艺来生产高强度耐延迟断裂冷镦钢。


技术实现要素：

7.为了克服上述现有技术中存在的不足，本发明摒弃传统控制思路，创新性的利用夹杂物特性即将钢中夹杂物控制为al2o3 mns来解决高强度冷镦钢延迟断裂问题，一方面，利用mns夹杂物形成氢陷阱解决由氢引起的高强度冷镦钢延迟断裂问题，另一方面，将钢中氧化物夹杂物控制为al2o3来解决mns形态问题，这是因为mns夹杂物更容易以al2o3夹杂物为核心析出，这样mns夹杂物可以弥散化分布在钢中，从而避免钢中分布不均匀的mns导致钢的力学性能各向异性，并且避免细长条且分布不均匀mns带来钢的疲劳性能和切削性能恶化问题。
8.当前，高标准冷镦钢生产工艺普遍以“bof
‑
lf
‑
rh
‑
cc”工艺为主，在这一生产工艺中，虽然出钢后钢中夹杂物为al2o3，但是lf过程难以避免的渣钢反应(lf过程钢和渣充分混合)以及合金中残留钙，al2o3夹杂物很容易向钙铝酸盐转变，即lf结束后钢中夹杂物以钙铝酸盐为主，很难实现al2o3夹杂物控制。鉴于rh真空过程炉渣基本静态，钢和渣不存在渣钢反应，即处理前后夹杂物成分不会发生改变，同时rh比lf更容易去除夹杂物，故本发明提出取消lf精炼，出钢后钢水直接到rh进行真空去除夹杂物和脱气处理，这样可实现al2o3夹杂物控制。但是随着而来的一个问题是钢水温度控制难度增大，这是因为高强度冷镦钢出钢需要加入较多合金，特别是crfe，导致出钢后钢水温度低，钢水只能到lf进行升温处理，这也
是冷镦钢常规生产时不得不采用lf精炼的一个重要原因。针对这一问题，本发明通过采用合金熔化炉熔化铬铁等合金，巧妙的解决出钢过程钢水温降大的问题，使得出钢后钢水可以直接到rh工位进行真空处理。
9.为了达到上述技术目的，本发明所采用的技术方案为：一种高强度耐延迟断裂冷镦钢生产工艺，采用“bof
‑
rh
‑
cc”工艺进行冷镦钢冶炼，包括以下步骤：
10.(1)转炉采用常规吹炼方法，转炉终点温度控制在1660～1690℃，终点p含量控制在0.020％以下，终点s控制在0.01～0.02％；
11.(2)出钢20％～30％开始加入铝饼进行脱氧，随后加入增碳剂，硅铁、锰铁和铬铁、钼铁预先放到合金熔化炉中熔化，加热温度为1600～1700℃，增碳剂加完后将熔化好的这些合金通过管道加入到钢水中，最后加入600kg/炉石灰和100kg/炉萤石进行造渣渣料；
12.(3)rh进站时钢水温度控制在1590～1610℃，根据出钢后成分补喂s线，控制钢水s含量为0.01～0.02％，rh真空处理中根据进站成分化验结果，从真空室料仓向真空室加入碳球、锰铁、铬铁、铝粒进行成分微调，所有合金加入后进行10～20min的高真空处理，高真空处理时真空度＜100pa，真空处理后不进行钙处理，软吹时间控制在10min以上即可；
13.(4)连铸采用全程保护浇铸，其中，步骤(4)采用水口吹氩来提高钢水可浇性。
14.进一步地，所述的冷镦钢成分为：c:0.38～0.45％、si:0.15～0.35％、mn:0.60～0.90％、p:<0.030％、s:0.01～0.02％、al:0.02～0.05％、cr:0.90～1.20，mo:0.15～0.30，其余为铁和残余元素。
15.进一步地，所述的硅铁合金全部在步骤(2)出钢过程加入，禁止在rh补加硅铁合金。
16.本发明的一种高强度耐延迟断裂冷镦钢生产工艺，步骤(2)中不允许rh过程加入硅铁合金，这是因为硅铁合金中含有少量金属钙，此类合金若在出钢一次性加入，由于出钢过程钢水氧化性强，合金中金属钙很容易被氧化，不会影响夹杂物成分，但若在rh加入，由于此时钢水还原性强，硅铁合金加入到钢中后很容易导致钢水增钙，从而容易将al2o3夹杂物变性为钙铝酸盐。步骤(4)采用水口吹氩主要是为了提高钢水可浇性，这是因为固态al2o3夹杂物很容易吸附到水口内壁中，导致水口发生结瘤。
17.经申请人对夹杂物去除特性进行研究，发现固态氧化铝夹杂物在常见的夹杂物中去除效率最高，因此，虽然取消lf精炼炉，但是由于钢中夹杂物全部都是固态氧化铝，rh真空处理后，钢水洁净度不会因为取消lf精炼而变差，相反钢水要比原有工艺更纯净，总氧可以控制在7ppm以内，低于常规工艺的8～10ppm。此外，申请人对mns夹杂物特性进行研究，发现mns夹杂物与钢基体热膨胀系数存在差异，钢中析出的mns，会在其周围与钢基体间存在微小的缝隙，该缝隙容纳氢的能力显著高于钢材基体，即形成所谓的“氢陷阱”，钢材中氢扩散到该处时可以很好的被储存，从而解决高强度冷镦钢因氢导致的延迟断裂问题。
18.本发明进步效果是：通过将钢水s含量提高至0.01～0.02％，同时，通过采用合金熔化炉熔化铬铁等合金，巧妙的解决出钢过程钢水温降大的问题，使得冶炼高强度冷镦钢，出钢后钢水不经过lf精炼炉，可以直接到rh进行真空处理，最终实现al2o3 mns夹杂物控制，在借助mns夹杂物形成氢陷阱捕捉到钢材中氢的同时，也很好的控制mns夹杂物形态。
附图说明
19.图1为实施例1中的al2o3 mns夹杂物形貌图。
具体实施方式
20.实施例1
21.本发明采用130吨转炉、130吨rh炉生产scm440，包括依次进行的bof工序、rh精炼工序和cc连铸工序。
22.本实施例制得的scm440成品钢成分c:0.42％、si:0.23％、mn:0.81％、p:0.012％、s:0.014％、al:0.033％，cr:1.02％，mo:0.21％。
23.bof工序：转炉采用常规吹炼方法，转炉终点温度(也即转炉出钢温度)控制在1678℃，终点s控制在0.018％；转炉出钢过程中先加入210kg铝饼进行脱氧，紧接着加入450kg低氮增碳剂，随后加入预先熔化好的420kg硅铁、1300kg锰铁、1900kg铬铁、400kg钼铁，最后加入600kg石灰和100kg萤石进行造渣。
24.rh进站钢水温度为1603℃，al含量为0.046％，然后开始抽真空，rh过程补加60kg碳球和120kg锰铁，不加渣料，加完合金后到破空时间为12min，破空后软吹12min结束。
25.连铸采用整体水口进行保护浇铸,避免浇铸过程钢水吸氮和吸氧，水口进行吹氩。
26.铸坯夹杂物为al2o3 mns，铸坯总氧含量为6.4ppm；参见图1，图1中夹杂物内部黑色区域为al2o3，灰色区域为mns，灰色区域与钢基体交界处则为微小的缝隙，该缝隙容纳氢的能力显著高于钢材基体，即形成所谓的“氢陷阱”，钢材中氢扩散到该处时可以很好的被储存，从而解决高强度冷镦钢因氢导致的延迟断裂问题。
27.经检测，采用上述工艺生产的scm440，抗拉强度为1268mpa，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比为0.63，完全满足用户要求。
28.实施例2
29.本发明采用130吨转炉、130吨rh炉生产scm440，包括依次进行的bof工序、rh精炼工序和cc连铸工序。
30.本实施例制得的scm440成品钢成分c:0.43％、si:0.21％、mn:0.84％、p:0.011％、s:0.015％、al:0.038％，cr:1.08％，mo:0.22％。
31.bof工序：转炉采用常规吹炼方法，转炉终点温度(也即转炉出钢温度)控制在1684℃，终点s控制在0.017％；转炉出钢过程中先加入210kg铝饼进行脱氧，紧接着加入450kg低氮增碳剂，随后加入预先熔化好的420kg硅铁、1300kg锰铁、1900kg铬铁、400kg钼铁，最后加入600kg石灰和100kg萤石进行造渣。
32.rh进站钢水温度为1607℃，al含量为0.052％，然后开始抽真空，rh过程补加30kg碳球、70kg锰铁、80kg铬铁，不加渣料，加完合金后到破空时间为14min，破空后软吹16min结束。
33.连铸采用整体水口进行保护浇铸,避免浇铸过程钢水吸氮和吸氧，水口进行吹氩。
34.铸坯夹杂物为al2o3 mns，铸坯总氧含量为6.8ppm。
35.经检测，采用上述工艺生产的scm440，抗拉强度为1243mpa，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比为0.68，完全满足用户要求。
36.对比例1
37.采用130吨转炉、130吨lf炉生产scm440，包括依次进行的bof工序、lf精炼工序和cc连铸工序。
38.成品钢成分c:0.41％、si:0.24％、mn:0.86％、p:0.011％、s:0.006％、al:0.035％，cr:1.08,mo:0.22。
39.bof工序，转炉采用常规吹炼方法，转炉终点温度控制在1632℃，终点s控制在0.018％；转炉出钢过程中先加入210kg铝饼，然后加入350kg硅铁、1000kg锰铁、1500kg铬铁、300kg钼铁，随后加入450kg低氮增碳剂，并加入600kg石灰和100kg萤石进行造渣。
40.lf精炼工序，采用本领域常用的lf精炼(成熟工艺)，lf进站钢水温度为1574℃，lf过程加入60kg增碳剂、350kg锰铁、420kg铬铁、120kg钼铁、50kg铝粒调整合金成分，lf精炼时间为48min。
41.rh进站钢水温度为1601℃，al含量为0.043％，然后开始抽真空，rh过程不加渣料和合金，真空时间(<100pa)为17min，破空后喂入100m钙线，并软吹22min结束。
42.连铸采用整体水口进行保护浇铸,避免浇铸过程钢水吸氮和吸氧。
43.铸坯夹杂物以钙铝酸盐为主，铸坯总氧含量为10.2ppm。
44.经检测，采用上述工艺生产的scm440，抗拉强度为1262mpa，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比为0.43，延迟断裂性能不能满足客户要求。
45.本发明中所用原料、设备，若无特别说明，均为本领域的常用原料、设备；本发明中所用方法，若无特别说明，均为本领域的常规方法。以上所述仅为本发明的较好实施方式，并不用以限制本发明，凡是依据本发明的技术实质对以上实施例作的修改，均包含在本发明的保护范围之内。