一种15.9级高强度螺栓用钢及其生产方法和热处理方法与流程

1.本发明属于紧固件用钢技术领域，尤其涉及一种15.9级高强度螺栓用钢及其生产方法和热处理方法。


背景技术：

2.紧固件是装备制造业的基础性产业，广泛应用于国民经济的各个领域。近年来，随着汽车、风电、机械、建筑等各个行业的高速发展，对制造各类紧固件(如螺栓、螺母等)等零件使用的材料提出了设计应力和轻量化的要求，最有效的措施就是提高紧固件的强度，一些汽车、建设机械用螺栓甚至要求强度大于1400mpa。国内外先后开发出了一系列耐延迟断裂性能优良的高强度螺栓钢，如日本住友金属公司的ads系列、神户制钢的knds系列、北京钢铁研究总院adf系列等。
3.高强度紧固件连接具有承接能力高、受力性好、耐疲劳、不松动、较安全及施工简便、可拆换等优点，在基础建设的钢结构连接中被广泛使用。从建筑结构物和机械部件的轻量化和高性能化的观点出发，螺栓的强度水平越高越理想，但当螺栓的抗拉强度超过1200mpa后，尤其是强度达到1400mpa延迟断裂问题十分突出，因此1400mpa以上超高强度水平的螺栓尚未实用化，如何在保证高强度的情况下，改善高强度螺栓的耐延迟断裂性能一直是各国研究重点。
4.2002年1月2日公开的中国专利cn1329179a公开了一种强度高强度螺栓用钢，适合生产强度为1400-1600mpa耐延迟断裂的高强度螺栓用钢。具体成分为：c0.35-0.5％，si0.01-0.09％，mn≤0.30％，p≤0.010％，s≤0.008％，cr0.5-1.5％，mo0.7-1.5％，v0.20-0.50％，nb0.01-0.08％，re0.002-0.04％，al0.005-0.05％，n0.006-0.015％，ti和zr中的任意一种或两种之和为0.01-0.155％，其余为fe及不可避免的杂质。该方法化学成分添加了稀土元素re，因稀土收得率较低，使生产成本显著增加。
5.2016年5月11日公开的中国专利cn105579603a公开了一种耐延迟断裂性和螺栓成形性优异的高强度螺栓用钢和螺栓，化学成分为：c 0.10-0.30％、ni 0.4-0.7％、si 0％以上且0.2％以下、mn 0.3-0.8％、p高于0％并在0.03％以下、s高于0％并在0.03％以下、cr 0.8-1.2％、mo 0.8-1.5％、v 0.05-0.13％、ti 0.02-0.08％、al 0.01-0.1％、n：0.001-0.01％，余量由铁和不可避免的杂质构成。该方法为抗拉强度为1100-1400mpa的耐延迟断裂性优异的高强度螺栓，强度级别达不到1500mpa级别。


技术实现要素：

6.本发明的目的在于提供一种15.9级高强度螺栓用钢及其生产方法，产品抗拉强度1500mpa以上，且具有优良的耐延迟断裂性能。
7.本发明还有一个目的在于提供一种15.9级高强度螺栓用钢的热处理方法。
8.本发明具体技术方案如下：
9.一种15.9级高强度螺栓用钢，所述15.9级高强度螺栓用钢包括以下质量百分比成
分：c 0.51％-0.54％、si 0.60％-1.00％、mn 0.40％-0.60％、cr 1.15％-1.30％、mo 1.20-1.40％、v 0.50％-0.80％、nb 0.08％-0.10％、ti 0.06-0.10％、alt 0.045％-0.080％、p≤0.008％、s≤0.008％、o≤0.0020％、n≤0.0040％；其余为fe和其它不可避免的杂质。
10.且，化学成分需满足2.0≥10
×
ti/v≥0.75，优选1.6≥10
×
ti/v≥0.9。
11.本发明提供的一种15.9级高强度螺栓用钢生产方法，包括以下工艺流程:
12.配料
→
电炉冶炼
→
lf炉精炼、rh真空脱气
→
大圆坯连铸
→
轧制方坯
→
探伤、修磨
→
高线加热炉加热
→
控轧控冷
→
减定径机处理
→
吐丝机处理
→
获得盘条成品
→
包装入库。
13.所述电炉冶炼具体为：电炉终点c控制在0.06-0.20％，p≤0.010％；挡渣出钢，出钢1/5-1/4钢水时加入精炼渣和石灰，出钢1/3-1/2时，加入脱氧剂和合金，顺序为：铝铁
→
渣料
→
硅锰
→
高碳铬铁
→
钼铁
→
增碳剂，出钢结束后根据下渣量，向钢渣面均匀抛洒铝粒。
14.所述lf炉精炼：钢包全程底吹氩，确保了铝在钢中的均匀化。氩气流量以钢水不喷溅出钢包为准；加入预熔型精炼渣、石灰造渣，碱度r3-6，白渣时间≥20分钟，根据进lf炉前成分分析结果在精炼前、中期加入合金调整si、mn、cr、mo、v、nb、ti含量。
15.所述rh真空脱气：真空前期，如真空度≤100帕，则真空保持时间≥10分钟，如100帕＜真空度≤200帕，则真空保持时间≥15分钟；真空后期保持时间≥10分钟。根据真空前期成分分析结果，如果需要在中期进行成分调整，则调整后必须保证5分钟以上的真空保持时间。破真空后进行喂钙线处理，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。出站前进行软吹氩处理，软吹时间≥15min。
16.所述大圆坯连铸：采用大圆坯连铸，为获得良好表面质量的盘条成品做准备，避免后续拉拔过程中的冷镦开裂现象。采用全程保护浇铸，钢包到中间包之间采用保护套管 氩封，中间包使用钢水覆盖剂和吹氩保护，中间包到结晶器之间采用浸入式水口，一次冷却水压力5.0-9.0bar，二次冷却水压力9.0-15.0bar，浇铸过程液面、拉速及过热度稳定，获得无缺陷铸坯。
17.所述方坯，利用大圆坯轧制为150方坯，加热炉均热段温度控制在1200-1300℃，加热总时间控制在250-350min，只有在该温度下才能保证v、ti元素全部固溶，避免大尺寸v、ti的氮化物存在。开轧温度控制在1100
±
50℃，轧后堆冷且堆冷温度≥400℃。
18.轧后对150方坯进行表面和端部修磨处理，为后续高线轧制提供来良好的表面质量，同时减少盘条表面脱碳敏感性。
19.所述高线加热炉加热：为了轧制工艺的需要和使碳氮化物固溶于奥氏体中，加热温度控制在1100-1250℃，均热时间＞30min，保证nb、v、ti元素充分固溶，加热后的铸坯经高压水除鳞后进入连轧机组进行轧制；
20.所述控轧控冷，采用低温控轧控冷工艺，开轧温度950-1030℃，在950℃以上完成粗、中轧机轧制，即基本在奥氏体再结晶区完成轧制是为了实现再结晶细化，且现行粗、中轧轧钢设备和工艺容易实现；
21.所述减定径机处理具体为：减定径温度770-810℃；
22.所述吐丝机处理具体为：吐丝温度760-780℃，随后进保温罩缓慢冷却，冷却速率0.5-0.9℃/s，避免马氏体组织的产生，影响后续拉拔等深加工。
23.本发明的钢在以上生产工艺条件下，通过低温下大变形轧制 缓慢冷却，获得显微
组织为：珠光体 铁素体 贝氏体，无对拉拔有害的马氏体硬相组织，实现v、nb、ti的碳化物细小均匀弥散析出，获得≥10.0级的细晶组织，为热处理后力学性能达到1500mpa，同时具有良好的塑韧性提供组织准备。
24.本发明提供的一种15.9级高强度螺栓用钢的热处理方法，包括形变热处理和高频回火热处理。
25.所述形变热处理具体工艺为：1000-1200℃保温280-320秒，然后以4-7℃/s的冷速冷却至750-850℃，进行20％-50％的变形处理，然后水冷；
26.所述高频回火热处理具体工艺为：采用电子管高频加热电源，升温时间15-25s，保温温度500-600℃，保温15-25s，然后水冷。
27.热处理后获得组织为：回火索氏体 弥散析出碳化物。
28.热处理后产品力学性能满足抗拉强度rm≥1500mpa，屈强比r
p0.2
/rm≥0.9，断后伸长率a≥15％，断面收缩率z≥48％，常温冲击吸收功kv2≥45j，疲劳强度≥680mpa，耐延迟断裂性能r≥2。
29.本发明钢的设计原理为：
30.c：c元素是高强度紧固件用钢获得高的强度所必需的。高的c含量虽然对钢的强度等有利，但对钢的冷镦性能、塑性和韧性极为不利，且使屈强比降低、脱碳敏感性增大，恶化钢的抗疲劳性能和加工性能。因此c含量控制在0.51％-0.54％。
31.si：si是钢中主要的脱氧元素，且作为固溶体硬化元素有助于强度的提高，当si含量低于1.3％时，主体的强度倾向是不够的。但硅能显著提高钢的变形抗力，对冷镦和冷挤压不利，且使钢的塑性和韧性下降，恶化钢的抗疲劳性能，同时表面脱碳敏感性增加，故硅含量不宜太高，因此控制si含量0.60％-1.00％。
32.mn：mn是脱氧和脱硫的有效元素，但淬火钢高温回火时，mn和p有强烈的晶界共偏聚倾向，促进回火脆性，且过高的mn含量会恶化钢的耐候性。因此适当降低钢中的mn含量，将其控制在0.40％-0.60％。
33.cr：cr元素是高强度螺栓钢中最常使用的合金元素。cr能够有效地提高钢的淬透性和回火抗力，以获得所需的高强度。含量太低难以起到上述作用，但含量太高则会恶化钢的韧性和冷加工性，因而控制cr含量为cr 1.15％-1.30％。
34.mo：mo元素是高强度螺栓钢中较常采用的合金元素。不仅可以显著提高钢的回火抗力，形成的碳化物mo2c对氢的有捕集作用，可提高钢的耐延迟断裂性能；还能够给在原奥氏体晶界的偏聚能够提高钢的晶界结合强度。此外mo元素还可减少钢表面侵入的氢量，抑制腐蚀坑生成，提高耐蚀性，因而控制mo含量为1.20-1.40％。
35.v：v是钢的优良脱氧剂，钢中加钒可细化组织晶粒，提高强度和韧性。另外v元素也是抗回火软化能力较强的元素，在保持强度不变的情况下提高回火温度，在较高温度回火时析出的细小均匀的碳氮化钒除可产生二次硬化进一步提高钢的强度外，还由于碳氮化钒具有较强的陷阱能，能够捕集氢使其均匀地分散在晶内，抑制氢的扩散和晶界偏聚，从而改善钢的耐延迟断裂性能。v含量控制在0.50％-0.80％。
36.nb：nb元素能够明细地细化晶粒，晶粒细化不仅能提高钢材的强韧性，而且改善钢材的低温性能。同时提高回火抗力改善高强度钢耐延迟断裂性能。其碳化物的氢陷阱结合能低于碳化钒、碳化钛，对氢的捕集作用稍差。nb的范围可控制在0.08％-0.10％。
37.ti：ti元素形成的碳化钛能钉扎奥氏体晶界细化晶粒，且碳化钛对氢的捕集作较强，可改善钢的耐延迟断裂性能，同时ti可提高耐蚀性，抑制了腐蚀环境中氢的吸收和发生。ti含量控制在0.06-0.10％。
38.s和p：s、p等杂质元素在晶界处偏聚，将使耐延迟断裂性能大大降低。p元素能在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体化温度加热时偏聚在晶界，使钢的脆性显著增大，从而增加钢的延迟断裂敏感性；s元素形成mn s夹杂和在晶界偏析，从而增加钢的延迟断裂敏感性，因而p、s含量控制在p≤0.008％、s≤0.008％。
39.o和n：氧在钢中形成各种氧化物夹杂。在应力的作用下，在这些氧化物夹杂处容易产生应力集中，导致微裂纹的萌生，从而恶化钢的力学性能特别是韧性和抗疲劳性能。因此，在冶金生产中须采取措施尽可能降低其含量控制o≤0.0020％；n在钢中析出fe4n，扩散速度慢，导致钢产生时效性，同时n还会降低钢的冷加工性能，控制n≤0.0040％。
40.alt：alt是较强脱氧元素，同时提高钢的抗氧化性能，alt元素还能细化奥氏体晶粒，提高耐延迟断裂性能。另外本发明添加较高alt元素，与氮结合形成aln，减少位错的钉扎效应，显著降低蓝脆倾向，同时提高冲击韧性，热处理后获得良好的综合力学性能，但alt含量过高，会形成粗大的碳氮化物引起夹杂物含量增大，耐延迟断裂性降低。alt含量控制在0.045％-0.080％。
41.为显著改善材料的耐延迟断裂性能，本发明采用v-ti复合微合金化，充分发挥tic、vc的氢陷阱作用，一方面在相同的回火温度下tic的氢陷阱能远高于vc，约为vc的氢陷阱能的10倍，ti的延迟断裂性能远优于v，另一方面在相同强度vc的析出温度高于tic,vc回火弥散析出的二次硬化作用高于tic，vc的尺寸为tic的1/5，即v的延迟断裂性能优于ti，故综合考虑需满足2.0≥10
×
ti/v≥0.75，优选1.6≥10
×
ti/v≥0.9，且为保证不析出tin、vn等氮化物降低韧性，要求n≤0.0040％。同时为了保证高温回火下仍具有良好的韧性，添加一定量的nb元素与v元素共同细化晶粒，同时对耐延迟断裂性能也有一定的改善。另外本发明提高alt元素含量细化晶粒改善耐延迟断裂性能的同时提高韧性，有利于后续紧固件的加工。
42.经过上述方法生产的热轧盘条，采用拉拔
→
退火
→
拉拔
→
退火
→
冷镦
→
热处理
→
涂镀工序加工紧固件。为提高钢的耐延迟断裂能力，采用形变热处理 高频回火热处理方式保证强度的提升，同时塑韧性并未明显降低。通过在奥氏体未再结晶区变形后淬火，减少并细化晶界碳化物，具体工艺为：1000-1200℃保温280-320秒，然后以4-7℃/s的冷速冷却至750-850℃，进行20％-50％的变形处理，然后水冷。又通过高频回火热处理，使原奥氏体晶粒内的碳化物细微分散，进一步提高耐延迟断裂性能，同时降低应力集中系数提高钢的疲劳强度和使用寿命，降低缺口敏感性，具体工艺为：采用电子管高频加热电源，升温时间15-25s，保温温度500-600℃，保温15-25s，然后水冷。热处理后力学性能达到15.9级，具有良好的耐延迟断裂性能。
43.与现有技术相比，采用本发明的化学成分、工艺流程生产的15.9级高强度螺栓用钢，热轧后盘条成品的奥氏体晶粒度≥10.0级，热处理后力学性能满足抗拉强度rm≥1500mpa，屈强比r
p0.2
/rm≥0.9，断后伸长率a≥15％，断面收缩率z≥48％，常温冲击吸收功kv2≥45j，疲劳强度≥680mpa，有良好的强度和塑韧性，且具有优良的耐延迟断裂性能，采用r＝[hc]/[he]评价耐延迟断裂性能，r≥2(其中[hc]为临界扩散氢含量，[he]为从环境中
侵入的扩散性氢含量，r值越大耐延迟断裂性能越好)。
附图说明
[0044]
图1为实施例1热轧态组织(500
×
)；
[0045]
图2为实施例2热处理后显微组织(500
×
)；
[0046]
图3为对比例5的热轧态组织(500
×
)。
具体实施方式
[0047]
实施例1-实施例5
[0048]
一种15.9级高强度螺栓用钢，所述15.9级高强度螺栓用钢包括以下质量百分比成分：如表1所示，表1没有显示的余量为fe和不可避免的杂质。
[0049]
对比例1-对比例5
[0050]
一种螺栓用钢，所述1螺栓用钢包括以下质量百分比成分：如表1所示，表1没有显示的余量为fe和不可避免的杂质。
[0051]
表1本发明各实施例和对比例的化学成分(wt％)
[0052][0053][0054]
上述实施例1-实施例5和对比例1-对比例7所述螺栓用钢生产方法，包括以下工艺流程:
[0055]
按照给出的化学成分配比进行配料
→
电炉冶炼
→
lf炉精炼、rh真空脱气
→
大圆坯连铸
→
轧制150方坯
→
探伤、修磨
→
高线加热炉加热
→
控轧控冷
→
减定径机处理
→
吐丝机处理
→
获得盘条成品
→
包装入库。具体操作要点如下：
[0056]
所述电炉冶炼：电炉终点c控制在0.06-0.20％，p≤0.010％；挡渣出钢，出钢约1/5钢水时加入精炼渣和石灰，出钢约1/3时，加入脱氧剂和合金，顺序为：铝铁
→
渣料
→
硅锰
→
高碳铬铁
→
钼铁
→
增碳剂，出钢结束后根据下渣量，向钢渣面均匀抛洒适量铝粒。
[0057]
所述lf炉精炼：钢包全程底吹氩，确保了铝在钢中的均匀化。氩气流量以钢水不喷溅出钢包为准；加入预熔型精炼渣、石灰造渣，碱度r3-6，白渣时间≥20分钟，根据进lf炉前成分分析结果在精炼前、中期加入合金调整si、mn、cr、mo、v、nb、ti含量。
[0058]
所述rh真空脱气：真空前期，如真空度≤100帕，则真空保持时间≥10分钟，如100帕＜真空度≤200帕，则真空保持时间≥15分钟；真空后期保持时间≥10分钟。根据真空前期成分分析结果，如果需要在中期进行成分调整，则调整后必须保证5分钟以上的真空保持时间。破真空后进行喂钙线处理。出站前进行软吹氩处理，软吹时间≥15min。
[0059]
所述大圆坯连铸：采用大圆坯连铸，为获得良好表面质量的盘条成品做准备，避免后续拉拔过程中的冷镦开裂现象。采用全程保护浇铸，钢包到中间包之间采用保护套管 氩封，中间包使用钢水覆盖剂和吹氩保护，中间包到结晶器之间采用浸入式水口，一次冷却水压力5.0-9.0bar，二次冷却水压力9.0-15.0bar，浇铸过程液面、拉速及过热度稳定，获得无缺陷铸坯。
[0060]
所述轧制150方坯，利用大圆坯轧制为150方坯，加热炉均热段温度控制在1200-1300℃，加热总时间控制在250-350min，只有在该温度下才能保证v、ti元素全部固溶，避免大尺寸v、ti的氮化物存在。开轧温度控制在1100
±
50℃，轧后堆冷且堆冷温度≥400℃；
[0061]
轧后对150方坯进行表面和端部修磨处理，为后续高线轧制提供来良好的表面质量，同时减少盘条表面脱碳敏感性。
[0062]
高线加热炉加热：为了轧制工艺的需要和使碳氮化物固溶于奥氏体中，加热温度控制在1100-1250℃，均热时间＞30min保证nb、v、ti元素充分固溶，加热后的铸坯经高压水除鳞后进入连轧机组进行轧制；
[0063]
采用低温控轧控冷工艺，开轧温度950-1030℃，在950℃以上完成粗、中轧机轧制，即基本在奥氏体再结晶区完成轧制是为了实现再结晶细化，且现行粗、中轧轧钢设备和工艺容易实现；
[0064]
减定径温度770-810℃；
[0065]
吐丝温度760-780℃，随后进保温罩缓慢冷却，冷却速率0.5-0.9℃/s，避免马氏体组织的产生，影响后续拉拔等深加工。
[0066]
上述配方的钢在以上生产工艺条件下，通过低温下大变形轧制 缓慢冷却，实现v、nb、ti的碳化物细小均匀弥散析出，获得≥10.0级的细晶组织，实现热处理后力学性能≥1500mpa。
[0067]
实施例1-实施例5、对比例1-对比例7按照上述方法生产过程中，具体工艺参数如表2、表3所示。
[0068]
表2本发明各实施例的炼钢、连铸及方坯轧制参数
[0069]
[0070]
[0071][0072]
本发明各实施例和对比例的线材轧制工艺见表3。对比例3、对比例4均采用满足本发明要求的轧制工艺，晶粒度达不到10.0级，对比例5是采用实施例1相同的化学成分采用常规线材轧制工艺，即减定径温度830-880℃，吐丝温度790-830℃；对比例5的组织珠光体 铁素体 贝氏体 马氏体，晶粒度只有9.0级，对比例6和对比例7是10
×
ti/v的系数不满足本发明要求，晶粒度只有9.5级。
[0073]
表3本发明实施例和对比例线材轧制工艺
[0074]
[0075][0076]
各实施例和对比例先将拉伸、冲击、疲劳、耐延迟断裂性能的试样加工成标准试样的毛坯，然后按照本发明的热处理工艺进行热处理，热处理工艺见表4，对比例8是采用实施例1相同的化学成分、轧制工艺，只是热处理工艺不满足本发明热处理工艺方法，强度级别达不到1500mpa,热处理后力学性能和延迟断裂性能见表5，各实施例的强度均达到1500mpa，伸长率均达到15％以上，面缩率均达到48％以上，常温冲击吸收功kv2≥45j，疲劳强度≥680mpa，钢材的奥氏体晶粒度大于等于10.0级，说明实施例具有较好的强韧性、疲劳性能。同时具有良好的耐延迟断裂性能，临界扩散氢含量[hc]与从环境中侵入的扩散性氢含量[he]比值均大于2。
[0077]
表4本发明各实施例和对比例热处理工艺
[0078]
[0079][0080]
表5本发明各实施例和对比例热处理后力学性能
[0081][0082]
对比例1和对比例2分别是si、mo元素含量偏低，强度级别达不到1500mpa级别；对比例3是未添加v、nb、ti微合金元素，与实施例相比，晶粒明显粗大，塑韧性不足；对比例4是alt含量偏低，冲击韧性较低；且对比例1、对比例2、对比例3、对比例4、对比例5、对比例6耐延迟断裂性能均不足。