耐延迟断裂性能优良的低碳贝氏体型冷作强化非调质钢

摘要

一种耐延迟断裂性能优良的低碳贝氏体型冷作强化非调质钢，属于合金钢技术领域；适用于制作抗拉强度1000MPa以上的10.9级高强度螺栓。该钢的化学成分重量％为：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％，余为Fe和其它不可避免的杂质，同时，V、Ti元素还需满足强化参数θ关系式：0.10≤V(％)+Ti(％)≤0.20；金相组织为粒状贝氏体。优点在于，不仅塑性和冷加工性能良好，而且，具有优异的耐延迟断裂性能，可用来制作10.9级耐延迟断裂高强度螺栓。

权利要求

1.一种耐延迟断裂性能优良的低碳贝氏体型冷作强化非调质钢，其特征在于，化学成分重量％为：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％，余量为Fe和其它不可避免的杂质，同时，V、Ti元素还需满足关系式：0.10≤V(％)+Ti(％)≤0.20；金相组织为粒状贝氏体。

说明书

耐延迟断裂性能优良的低碳贝氏体型冷作强化非调质钢

技术领域

[0001] 本发明属于合金钢技术领域，特别是提供了一种耐延迟断裂性能优良的低碳贝氏体型冷作强化非调质钢，适用于制作抗拉强度1000MPa以上的10.9级高强度螺栓。

背景技术

[0002] 高强度螺栓等紧固件应用广泛，但在传统中碳钢或中碳合金钢制造高强度螺栓的制造过程中，通常要进行至少一次软化或球化退火处理，不但周期长，而且能耗大。对此，人们开发了可省略软化或球化退火及调质处理的非调质钢线材，即通过控制轧制和控制冷却生产的线材，再通过一定量的冷变形产生加工硬化，使其强度进一步提高，在不经过调质处理的情况下，即能达到所要求的性能指标。

[0003] 目前开发的一些冷作强化非调质钢线材，其组织多为铁素体+珠光体，经冷作强化后用来制作8.8级和9.8级高强度螺栓；而对于10.9级高强度螺栓用冷作强化非调质钢线材，其组织则基本为贝氏体，以获得所需的强度水平(惠卫军等.机械工程材料，2002，26(11)：1-4，38；Boratto F et al. Wire J.Inter.，1992，(9)：129-134)。对于高强度螺栓特别是10.9级及其以上级别的高强度螺栓，应特别重视其在实际服役环境中的耐延迟断裂性能。对于10.9级高强度螺栓用冷作强化非调质钢，在拉拔、冷镦等冷变形时往往产生大量的位错等缺陷，尽管经过适当时效处理后可使位错的密度降低和分布发生改变，但其对耐延迟断裂性能的影响不可忽视。

[0004] 对于目前国际上开发的一些耐延迟断裂高强度螺栓用调质钢，其技术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径来达到在强度提高的同时具有良好的耐延迟断裂性能，这往往恶化钢的冷加工性能，更重要的是，这些措施往往缺乏对可动位错抑制的考虑。文献(Boratto F et al. Wire J. Inter.，1992，(9)：129-134)中介绍的一种10.9级螺栓用贝氏体钢，不但较高的Cr(0.60％)含量不仅对冷加工性能不利，而且缺乏对耐延迟断裂性能的考虑，限制了其适用范围。

发明内容

[0005] 本发明的目的在于提供一种耐延迟断裂性能优良的低碳贝氏体型冷作强化非调质钢，同时具有良好的塑性和冷加工性能，可用来制作10.9级高强度螺栓。

[0006] 根据上述目的，本发明所采用的技术方案是：(1)复合加入微合金化元素V、Ti，利用控轧及控冷过程中析出的及形变后时效过程中析出的弥散、微细的V、Ti的碳氮化物，一方面起氢陷阱的作用，另一方面起钉扎可动位错的作用，从而改善钢的耐延迟断裂性能；(2)降低Si、P、S等元素含量，以降低钢中夹杂物数量和抑制时效处理时杂质元素的晶界偏聚，改善钢的冷加工性能和耐延迟断裂性能；(3)加入微量元素B，在提高钢的淬透性的同时，抑制杂质元素特别是P的晶界偏聚，改善钢的韧性和耐延迟断裂性能；(4)加入适量的稀土元素，对夹杂物进行变性和对氢起陷阱作用，进一步降低氢在晶界的偏聚和改善冷加工性能。

[0007] 本发明钢的化学成分(重量％)如下：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％，Al 0.01～0.05％，N 0.004～
0.01％，余为Fe和其它不可避免的杂质，同时，V、Ti元素还需满足强化参数θ关系式：
0.10≤V(％)+Ti(％)≤0.20。

[0008] 各元素的作用及配比依据如下：

[0009] C：为了在热轧态及拉拔后获得所需的强度水平，C含量须在0.06％以上。但增加C含量对钢的塑、韧性，以及冷加工性能和耐延迟断裂性能将有较大的损害。此外，增加C含量，将使钢的连续冷却转变曲线，特别是贝氏体部分右移，不利于空冷时形成粒状贝氏体组织。因此，C含量应控制在0.15％以下。

[0010] Si：Si元素显著恶化钢的冷加工性能，同时还促进促进杂质元素P和S的晶界偏聚，对钢的耐延迟断裂性能有明显的恶化作用，因而控制其含量不超过0.10％。

[0011] Mn：除C以外，Mn是形成贝氏体组织最为有效的廉价合金元素，并起固溶强化作用。在C含量一定时，增加Mn含量，钢中贝氏体的数量随之增加，特别是在冷却速度较小的情况下，增加更为显著。Mn含量小于1.80％时不能够获得全贝氏体组织，但Mn含量超过2.40％时则上述作用饱和，且偏析严重，增加冶炼难度和成本，因而控制其含量在1.80～
2.40％。

[0012] P：P能在钢液凝固时形成微观偏析，随后在高温加热时偏聚在晶界，使钢的脆性显著增大，从而增加钢的延迟断裂敏感性。此外，降低P含量可降低钢的变形抗力，所以控制P的含量在0.010％以下。

[0013] S：不可避免的不纯物，形成MnS夹杂和在晶界偏聚会恶化钢的冷加工性能和耐延迟断裂性能，降低钢中S含量可提高钢的变形能力和减少钢中的非金属夹杂物数量，同时还可减少S在晶界的偏聚而减轻晶界脆化，改善钢的冷加工性能、塑性和耐延迟断裂性能，因而控制其含量在0.008％以下。

[0014] Cr：Cr元素促进针状铁素体的形成，以获得具有良好韧性的低碳贝氏体组织，从而确保获得所需的强度和韧性，但含量过高会恶化钢的冷加工性能和增加成本，因而控制其含量在0.10～0.40％。

[0015] B：微量元素B可显著推迟铁素体开始析出线，增大获得空冷贝氏体的可能性。B还能够抑制杂质元素P的晶界偏聚，起净化晶界的作用，提高晶界强度，同时还能够抑制钢在高温加热时的氧化脱碳，因而改善钢的韧性和耐延迟断裂性能。为了上述作用，B含量需在0.0005％以上，但B含量超过0.003％时，过剩的B会形成粗大的BN，钢易产生热脆，影响热加工性能，并恶化钢的韧性和耐延迟断裂性能，因此控制其含量在0.0005～0.003％。

[0016] V：V在钢中形成细小的碳氮化钒，能够钉扎可动位错，起细化晶粒和析出强化的作用；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，从而改善钢的耐延迟断裂性能。V含量小于0.05％难以起到上述作用，但含量超过0.15％则作用饱和，因此控制其含量在0.05～0.15％。

[0017] Ti：Ti固定钢中的N，抑制粗大BN的生成，确保B的上述良好作用。此外，Ti还起细化晶粒和析出强化的作用，弥散析出的Ti的碳氮化物是钢中陷阱能最高的氢陷阱，能够捕集氢使其均匀地分散在晶内，抑制氢的扩散，从而改善钢的耐延迟断裂性能。Ti含量小于0.01％起不到上述作用，但含量超过0.08％则作用饱和，且易形成粗大的TiN反而恶化钢的冷加工性能和耐延迟断裂性能。

[0018] RE：RE具有脱氧脱硫和对非金属夹杂物变性处理的作用，改善钢的冷加工性能。此外，还能够有效地捕集氢，减少氢和其它有害元素在晶界上的偏聚，降低氢的渗透扩散，可进一步降低钢的延迟断裂的敏感性。RE含量小于0.005％起不到上述作用，但含量超过
0.03％，则由于夹杂物增多，反而恶化钢的冷加工性能和耐延迟断裂性能，因而控制其含量在0.005～0.03％。

[0019] Al：能够有效地脱氧、固定N和细化晶粒，含量小于0.005％起不到上述作用，但含量超过0.05％则作用饱和，且形成的粗大A1N夹杂会恶化钢的韧性和冷加工性能。

[0020] N：N能够和Al等形成细小的氮化物以细化晶粒，但过量的N会偏聚于晶界和形成粗大的夹杂物，所以其含量应控制在0.004～0.01％。

[0021] 此外，为了进一步获得优异的耐延迟断裂性能，通过大量研究分析发现，V、Ti两个元素还需进行合适的复合添加，即其含量还需满足强化参数θ关系式：0.10≤V(％)+Ti(％)≤0.20。当θ值小于0.10时，尽管单个V、Ti元素的含量可能均在上述最适范围内，仍不能够获得优异的耐延迟断裂性能；当θ值大于0.20时，则作用饱和，且提高钢的成本。

[0022] 本发明钢可采用电弧炉或转炉+炉外精炼冶炼，浇铸成钢锭或连铸成坯，然后轧制成棒线材等产品。本发明钢线材在轧态具有一定的强度和良好的冷加工性，随后再通过一定量的冷变形产生加工硬化，使其强度进一步提高，在不经过调质处理的情况下，即能达到10.9级螺栓所要求的性能指标。

[0023] 本发明与现有技术相比，本发明钢不仅塑性和冷加工性能良好，经过合适的冷作强化和低温时效处理后，具有优异的耐延迟断裂性能，可用来制作10.9级高强度螺栓。

具体实施方式

[0024] 根据上述所设计的化学成分范围，在50kg真空感应炉上冶炼了4炉本发明钢和5炉对比钢，其具体化学成分如表1所示。其中炉号1～4#为本发明钢，炉号5～9#为对比钢。钢水浇铸成锭，并经锻造制成棒材。部分棒材随后进行不同减面率的拉拔，并进行时效处理。从轧材和拉拔材上取样加工成标准室温拉伸试样(l0＝5d0，d0＝5mm)、缺口拉伸延迟断裂试样(直径d＝5mm，缺口处dN＝3mm，缺口60°±2°/0.15R±0.025)和冷变形试样(直径d＝10mm，高度h＝20mm)。

[0025] 试样在室温下进行拉伸、冲击、缺口拉伸延迟断裂和冷变形等试验。延迟断裂实验溶液为pH＝3.5±0.5的Walpote缓蚀液(16.4克无水醋酸钠+15.4毫升一级品浓盐酸+1000毫升脱离子水或蒸馏水)。如σf为发生断裂的最小应力，σn为在规定的截止时间100小时内不发生断裂的最大应力，则定义缺口拉伸临界应力σc为：σc＝1/2(σf+σn)，为使测得的与实际值相差小于10％，要求σf-σn≤0.2σc。将一系列冷变形试样进行冷镦实验，求出不发生开裂的临界变形量。所得结果列入了表2。

[0026] 从表2可以看出，本发明钢在轧态的抗拉强度均在750MPa以上，断面收缩率均在65％以上；本发明钢经适当的拉拔和稳定化时效处理后，均可获得1000MPa级以上的抗拉强度，具有良好的塑性和优异的冷加工性能(以冷变形时的临界压缩变形量表征)，即满足
10.9级螺栓的强度和冷加工性的要求，同时具有优异的耐延迟断裂性能；而对比钢经拉拔和时效处理后，尽管有的强度满足10.9级螺栓的要求，但冷加工性和耐延迟断裂性能差，或由于软相铁素体的存在，强度不满足10.9级螺栓的要求。

[0027] 表1本发明实施例和对比钢的化学成分(重量％)

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[0029] 表2本发明实施例和对比钢的金相组织、强度、塑性、耐延迟断裂性能及冶加工性能的比较

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