專利名稱：耐延遲斷裂性能優(yōu)良的低碳貝氏體型冷作強化非調(diào)質(zhì)鋼的制作方法
技術領域：
本發(fā)明屬于合金鋼技術領域，特別是提供了一種耐延遲斷裂性能優(yōu)良的低碳貝氏 體型冷作強化非調(diào)質(zhì)鋼，適用于制作抗拉強度IOOOMPa以上的10. 9級高強度螺栓。
背景技術：
高強度螺栓等緊固件應用廣泛，但在傳統(tǒng)中碳鋼或中碳合金鋼制造高強度螺栓的 制造過程中，通常要進行至少一次軟化或球化退火處理，不但周期長，而且能耗大。對此，人 們開發(fā)了可省略軟化或球化退火及調(diào)質(zhì)處理的非調(diào)質(zhì)鋼線材，即通過控制軋制和控制冷卻 生產(chǎn)的線材，再通過一定量的冷變形產(chǎn)生加工硬化，使其強度進一步提高，在不經(jīng)過調(diào)質(zhì)處 理的情況下，即能達到所要求的性能指標。目前開發(fā)的一些冷作強化非調(diào)質(zhì)鋼線材，其組織多為鐵素體+珠光體，經(jīng)冷作強 化后用來制作8. 8級和9. 8級高強度螺栓；而對于10. 9級高強度螺栓用冷作強化非調(diào)質(zhì) 鋼線材，其組織則基本為貝氏體，以獲得所需的強度水平(惠衛(wèi)軍等.機械工程材料，2002， 26(11) 1-4, 38 ；Boratto F et al. Wire J. Inter. , 1992, (9) 129-134) 對于高強度螺 栓特別是10. 9級及其以上級別的高強度螺栓，應特別重視其在實際服役環(huán)境中的耐延遲 斷裂性能。對于10. 9級高強度螺栓用冷作強化非調(diào)質(zhì)鋼，在拉拔、冷鐓等冷變形時往往產(chǎn) 生大量的位錯等缺陷，盡管經(jīng)過適當時效處理后可使位錯的密度降低和分布發(fā)生改變，但 其對耐延遲斷裂性能的影響不可忽視。對于目前國際上開發(fā)的一些耐延遲斷裂高強度螺栓用調(diào)質(zhì)鋼，其技術思路主要是 多采用提高碳含量、提高或添加合金元素含量的途徑來達到在強度提高的同時具有良好的 耐延遲斷裂性能，這往往惡化鋼的冷加工性能，更重要的是，這些措施往往缺乏對可動位錯 抑制的考慮。文獻(Boratto F et al. Wire J. Inter.，1992，(9) 129-134)中介紹的一 種10. 9級螺栓用貝氏體鋼，不但較高的Cr (0. 60% )含量不僅對冷加工性能不利，而且缺乏 對耐延遲斷裂性能的考慮，限制了其適用范圍。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種耐延遲斷裂性能優(yōu)良的低碳貝氏體型冷作強化非調(diào) 質(zhì)鋼，同時具有良好的塑性和冷加工性能，可用來制作10. 9級高強度螺栓。根據(jù)上述目的，本發(fā)明所采用的技術方案是(1)復合加入微合金化元素V、Ti， 利用控軋及控冷過程中析出的及形變后時效過程中析出的彌散、微細的V、Ti的碳氮化物， 一方面起氫陷阱的作用，另一方面起釘扎可動位錯的作用，從而改善鋼的耐延遲斷裂性能； (2)降低Si、P、S等元素含量，以降低鋼中夾雜物數(shù)量和抑制時效處理時雜質(zhì)元素的晶界偏 聚，改善鋼的冷加工性能和耐延遲斷裂性能；(3)加入微量元素B，在提高鋼的淬透性的同 時，抑制雜質(zhì)元素特別是P的晶界偏聚，改善鋼的韌性和耐延遲斷裂性能；(4)加入適量的 稀土元素，對夾雜物進行變性和對氫起陷阱作用，進一步降低氫在晶界的偏聚和改善冷加 工性能。
本發(fā)明鋼的化學成分(重量％ )如下C 0. 06 0. 15 %，Si≤0. 10 %，Mn
1.80 2. 40%, P ≤ 0. 010%, S ≤ 0. 008%, Cr 0. 10 0. 40%, B 0. 0005 0. 003%, V 0. 05 0. 15%, Ti 0. 01 0. 08%, RE 0. 005 0. 03%, Al 0. 01 0. 05%, N 0. 004
0.01%，余為Fe和其它不可避免的雜質(zhì)，同時，V、Ti元素還需滿足強化參數(shù)θ關系式 0. 10 ≤ V(% )+Ti(% )≤ 0. 20。各元素的作用及配比依據(jù)如下C 為了在熱軋態(tài)及拉拔后獲得所需的強度水平，C含量須在0. 06%以上。但增加 C含量對鋼的塑、韌性，以及冷加工性能和耐延遲斷裂性能將有較大的損害。此外，增加C含 量，將使鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，特別是貝氏體部分右移，不利于空冷時形成粒狀貝氏體組 織。因此，C含量應控制在0. 15%以下。Si =Si元素顯著惡化鋼的冷加工性能，同時還促進促進雜質(zhì)元素P和S的晶界偏 聚，對鋼的耐延遲斷裂性能有明顯的惡化作用，因而控制其含量不超過0. 10%。Mn:除C以外，Mn是形成貝氏體組織最為有效的廉價合金元素，并起固溶強化作 用。在C含量一定時，增加Mn含量，鋼中貝氏體的數(shù)量隨之增加，特別是在冷卻速度較小的 情況下，增加更為顯著。Mn含量小于1.80%時不能夠獲得全貝氏體組織，但Mn含量超過
2.40%時則上述作用飽和，且偏析嚴重，增加冶煉難度和成本，因而控制其含量在1. 80 2. 40%。P =P能在鋼液凝固時形成微觀偏析，隨后在高溫加熱時偏聚在晶界，使鋼的脆性 顯著增大，從而增加鋼的延遲斷裂敏感性。此外，降低P含量可降低鋼的變形抗力，所以控 制P的含量在0.010%以下。S 不可避免的不純物，形成MnS夾雜和在晶界偏聚會惡化鋼的冷加工性能和耐延 遲斷裂性能，降低鋼中S含量可提高鋼的變形能力和減少鋼中的非金屬夾雜物數(shù)量，同時 還可減少S在晶界的偏聚而減輕晶界脆化，改善鋼的冷加工性能、塑性和耐延遲斷裂性能， 因而控制其含量在0. 008%以下。Cr =Cr元素促進針狀鐵素體的形成，以獲得具有良好韌性的低碳貝氏體組織，從 而確保獲得所需的強度和韌性，但含量過高會惡化鋼的冷加工性能和增加成本，因而控制 其含量在0. 10 0. 40%。B:微量元素B可顯著推遲鐵素體開始析出線，增大獲得空冷貝氏體的可能性。B還 能夠抑制雜質(zhì)元素P的晶界偏聚，起凈化晶界的作用，提高晶界強度，同時還能夠抑制鋼在 高溫加熱時的氧化脫碳，因而改善鋼的韌性和耐延遲斷裂性能。為了上述作用，B含量需在 0. 0005%以上，但B含量超過0. 003%時，過剩的B會形成粗大的BN，鋼易產(chǎn)生熱脆，影響熱 加工性能，并惡化鋼的韌性和耐延遲斷裂性能，因此控制其含量在0. 0005 0. 003%。V :V在鋼中形成細小的碳氮化釩，能夠釘扎可動位錯，起細化晶粒和析出強化的 作用；還由于碳氮化釩具有較強的陷阱能，能夠捕集氫使其均勻地分散在晶內(nèi)，抑制氫的 擴散，從而改善鋼的耐延遲斷裂性能。V含量小于0.05%難以起到上述作用，但含量超過 0. 15%則作用飽和，因此控制其含量在0. 05 0. 15%。Ti :Ti固定鋼中的N，抑制粗大BN的生成，確保B的上述良好作用。此外，Ti還起 細化晶粒和析出強化的作用，彌散析出的Ti的碳氮化物是鋼中陷阱能最高的氫陷阱，能夠 捕集氫使其均勻地分散在晶內(nèi)，抑制氫的擴散，從而改善鋼的耐延遲斷裂性能。Ti含量小于0. 01%起不到上述作用，但含量超過0. 08%則作用飽和，且易形成粗大的TiN反而惡化 鋼的冷加工性能和耐延遲斷裂性能。RE =RE具有脫氧脫硫和對非金屬夾雜物變性處理的作用，改善鋼的冷加工性能。 此外，還能夠有效地捕集氫，減少氫和其它有害元素在晶界上的偏聚，降低氫的滲透擴散， 可進一步降低鋼的延遲斷裂的敏感性。RE含量小于0. 005%起不到上述作用，但含量超過 0. 03%，則由于夾雜物增多，反而惡化鋼的冷加工性能和耐延遲斷裂性能，因而控制其含量 在 0. 005 0. 03%。Al 能夠有效地脫氧、固定N和細化晶粒，含量小于0.005%起不到上述作用，但含 量超過0. 05%則作用飽和，且形成的粗大AlN夾雜會惡化鋼的韌性和冷加工性能。N :N能夠和Al等形成細小的氮化物以細化晶粒，但過量的N會偏聚于晶界和形成 粗大的夾雜物，所以其含量應控制在0. 004 0. 01%。此外，為了進一步獲得優(yōu)異的耐延遲斷裂性能，通過大量研究分析發(fā)現(xiàn)， V、Ti兩個元素還需進行合適的復合添加，即其含量還需滿足強化參數(shù)θ關系式 0. 10彡V(%)+Ti(%)彡0. 20。當θ值小于0.10時，盡管單個V、Ti元素的含量可能均 在上述最適范圍內(nèi)，仍不能夠獲得優(yōu)異的耐延遲斷裂性能；當θ值大于0.20時，則作用飽 和，且提高鋼的成本。本發(fā)明鋼可采用電弧爐或轉(zhuǎn)爐+爐外精煉冶煉，澆鑄成鋼錠或連鑄成坯，然后軋 制成棒線材等產(chǎn)品。本發(fā)明鋼線材在軋態(tài)具有一定的強度和良好的冷加工性，隨后再通過 一定量的冷變形產(chǎn)生加工硬化，使其強度進一步提高，在不經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理的情況下，即能達 到10. 9級螺栓所要求的性能指標。本發(fā)明與現(xiàn)有技術相比，本發(fā)明鋼不僅塑性和冷加工性能良好，經(jīng)過合適的冷作 強化和低溫時效處理后，具有優(yōu)異的耐延遲斷裂性能，可用來制作10. 9級高強度螺栓。
具體實施例方式根據(jù)上述所設計的化學 成分范圍，在50kg真空感應爐上冶煉了 4爐本發(fā)明鋼和5 爐對比鋼，其具體化學成分如表1所示。其中爐號1 4#為本發(fā)明鋼，爐號5 9#為對比 鋼。鋼水澆鑄成錠，并經(jīng)鍛造制成棒材。部分棒材隨后進行不同減面率的拉拔，并進行時效 處理。從軋材和拉拔材上取樣加工成標準室溫拉伸試樣(Itl = 5d0, d0 = 5mm)、缺口拉伸延 遲斷裂試樣(直徑d = 5mm，缺口處dN = 3mm，缺口 60° 士2° /0. 15R士0. 025)和冷變形 試樣(直徑d = IOmm,高度h = 20mm)。試樣在室溫下進行拉伸、沖擊、缺口拉伸延遲斷裂和冷變形等試驗。延遲斷裂實驗 溶液為PH = 3. 5士0. 5的Walpote緩蝕液(16. 4克無水醋酸鈉+15. 4毫升一級品濃鹽酸 +1000毫升脫離子水或蒸餾水)。如Qf為發(fā)生斷裂的最小應力，ση為在規(guī)定的截止時間 100小時內(nèi)不發(fā)生斷裂的最大應力，則定義缺口拉伸臨界應力σ。為σ。= 1/2( σ f+ σ n)， 為使測得的與實際值相差小于10%，要求Of-OnSO. 2 0。。將一系列冷變形試樣進行冷 鐓實驗，求出不發(fā)生開裂的臨界變形量。所得結果列入了表2。從表2可以看出，本發(fā)明鋼在軋態(tài)的抗拉強度均在750MPa以上，斷面收縮率均在 65%以上；本發(fā)明鋼經(jīng)適當?shù)睦魏头€(wěn)定化時效處理后，均可獲得IOOOMPa級以上的抗拉 強度，具有良好的塑性和優(yōu)異的冷加工性能(以冷變形時的臨界壓縮變形量表征)，即滿足10. 9級螺栓的強度和冷加工性的要求，同時具有優(yōu)異的耐延遲斷裂性能；而對比鋼經(jīng)拉拔 和時效處理后，盡管有的強度滿足10. 9級螺栓的要求，但冷加工性和耐延遲斷裂性能差， 或由于軟相鐵素體的存在，強度不滿足10. 9級螺栓的要求。表1本發(fā)明實施例和對比鋼的化學成分(重量％ )
權利要求
一種耐延遲斷裂性能優(yōu)良的低碳貝氏體型冷作強化非調(diào)質(zhì)鋼，其特征在于，化學成分重量％為C 0.06～0.15％，Si≤0.10％，Mn1.80～2.40％，P≤0.010％，S≤0.008％，Cr 0.10～0.40％，B 0.0005～0.003％，V 0.05～0.15％，Ti 0.01～0.08％，RE 0.005～0.03％，Al0.01～0.05％，N 0.004～0.01％，余量為Fe和其它不可避免的雜質(zhì)，同時，V、Ti元素還需滿足強化參數(shù)θ關系式0.10≤V(％)+Ti(％)≤0.20；金相組織為粒狀貝氏體。
全文摘要
一種耐延遲斷裂性能優(yōu)良的低碳貝氏體型冷作強化非調(diào)質(zhì)鋼，屬于合金鋼技術領域；適用于制作抗拉強度1000MPa以上的10.9級高強度螺栓。該鋼的化學成分重量％為C 0.06～0.15％，Si≤0.10％，Mn 1.80～2.40％，P≤0.010％，S≤0.008％，Cr 0.10～0.40％，B 0.0005～0.003％，V 0.05～0.15％，Ti 0.01～0.08％，RE0.005～0.03％，Al 0.01～0.05％，N 0.004～0.01％，余為Fe和其它不可避免的雜質(zhì)，同時，V、Ti元素還需滿足強化參數(shù)θ關系式0.10≤V(％)+Ti(％)≤0.20；金相組織為粒狀貝氏體。優(yōu)點在于，不僅塑性和冷加工性能良好，而且，具有優(yōu)異的耐延遲斷裂性能，可用來制作10.9級耐延遲斷裂高強度螺栓。
文檔編號C22C38/38GK101935806SQ20101027953
公開日2011年1月5日 申請日期2010年9月10日 優(yōu)先權日2010年9月10日
發(fā)明者張英建, 惠衛(wèi)軍, 時捷, 王毛球, 董瀚 申請人:鋼鐵研究總院