一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓及制造方法

摘要

本发明公开了一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓及制造方法，其化学元素中含有Mo、Cu、V等合金元素，采用高温淬火、两阶段回火处理方法，使回火基体组织中充分弥散析出富铜相ε‑Cu以及VC、Mo2C等细小第二相颗粒，使得螺栓在达到1400MPa强度级别时，具有较高的耐延迟断裂性能和耐腐蚀能力。该高强度螺栓充分利用合金元素Cu的析出相作用以及Mo、V、Nb、Ti等形成特殊碳、氮化合物的析出相作用，使螺栓的抗拉强度在1445MPa‑1510MPa之间，断面收缩率在50‑56％，断后伸长率不小于10％，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比在0.63‑0.71，未添加稀土元素成本较低。

权利要求

1.一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓，其特征在于，该螺栓的元素组成以质量百分比计含有C：0.38-0.45%；Si≤0.25%；Mn：0.30-0.60%；P≤0.015%；S≤0.010%；Cr：0.90-

1.10%；Mo：0.50-0.60%；V：0.15-0.35%；Nb：0.02-0.04%；Cu：0.5-0.8%；Al≤0.030%；Ti≤

0.01%，N：0.009-0.018%，余量为Fe和不可避免的杂质；该螺栓的金相组织为回火马氏体和残余奥氏体；

其制造方法的工序包括原材料球化退火→冷拔→球化退火→冷镦成型→高温淬火→两阶段回火处理→机加工→滚丝→表面磷化处理；

其中，所述高温淬火是在940-960℃下加热奥氏体化，保温1h以上后淬火冷却，淬火介质为油；

所述两阶段回火处理中，第一阶段回火是在高温淬火冷却后，将试样重新加热到450-

550℃，保温1-5h使回火基体组织中的富铜相ε-Cu充分弥散析出；第二阶段回火是在第一阶段回火后不经冷却继续随炉加热至590-600℃，保温1-2h使钢中细小第二相颗粒充分弥散析出。

2.据权利要求1所述的1400 MPa级耐延迟断裂高强度螺栓，其特征在于，所述螺栓的原材料钢盘条的基体表面具有钝化膜，所述钝化膜的成分包括α-FeOOH和γ-FeOOH。

3.据权利要求1所述的1400 MPa级耐延迟断裂高强度螺栓，其特征在于，所述回火马氏体组织占98%，残余奥氏体组织2%。

4.一种根据权利要求1-3任一项所述的1400 MPa级耐延迟断裂高强度螺栓的制造方法，其特征在于，在高温淬火工序中，对于直径小于16mm的高强度螺栓，保温时间为1h；对于直径16mm以上的高强度螺栓，保温时间大于1h。

5.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在第二阶段回火工序中，弥散析出的细小第二相颗粒包括VC和Mo2C。

说明书

一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓及制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种高强度螺栓及制造方法，具体涉及一种含Cu元素的1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓及制造方法。

背景技术

[0002] 汽车、机械、建筑、轻工等产业的发展，对制造各类紧固件(如螺栓、螺钉、螺母等)使用的材料提出了愈来愈高的要求。如汽车的高性能化和轻量化、建筑结构的高层化以及大桥的超长化等，对作为联接部件的螺栓提出了更高设计应力和轻量化的要求。对此，最有效的措施便是螺栓钢的高强度化。在螺栓使用过程中由于外部环境侵入的氢或在螺栓生产过程中表面磷化处理时侵入螺栓中的氢易使高强度螺栓发生延迟断裂，即使纳入各国标准中的12.9级甚至11.9级螺栓，在实际服役过程中亦发生了多次延迟断裂事故，因而其使用范围受到了限制。

发明内容

[0003] 发明目的：为了提高高强度螺栓在实际使用时的耐延迟断裂性能以及耐腐蚀性能，本发明提供一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓。

[0004] 本发明的另一目的是提供一种上述高强度螺栓的制造方法。

[0005] 技术方案：本发明所述的一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓，该螺栓的元素组成以质量百分比计含有C：0.38-0.45％；Si≤0.25％；Mn：0.30-0.60％；P≤0.015％；S≤0.010％；Cr：0.90-1.10％；Mo：0.50-0.60％；V：0.15-0.35％；Nb：0.02-0.04％；Cu：0.5-
0.8％；Al≤0.030％；Ti≤0.01％，N：0.009-0.018％，余量为Fe和不可避免的杂质；该螺栓的金相组织为回火马氏体和残余奥氏体。

[0006] 该螺栓的原材料钢盘条的基体表面具有钝化膜，所述钝化膜的成分包括α-FeOOH和γ-FeOOH。

[0007] 进一步的，该螺栓的金相组织中回火马氏体组织占98％，残余奥氏体组织占2％。

[0008] 具体的，该高强度螺栓的元素控制原理说明如下：

[0009] C：为了在淬火，回火后获得所需的强度级别，C含量须0.25％以上，但随着C含量的增加，钢的强度增加，塑性降低，使得成型困难，从而进一步增加钢的延迟断裂敏感性，如日本的住友金属开发的1300MPa级耐延迟断裂的高强度螺栓钢ADS3就是由于C含量较高(0.49％)，恶化了试验钢的冷加工性能。基于上述原因本专利的C含量控制在0.38-0.45％。

[0010] Si：能促进钢高温时奥氏体晶粒度的氧化以及杂质元素的P、S的晶界偏聚，会恶化钢的耐延迟断裂性能，同时还会恶化钢的冷加工性能，因而控制Si≤0.25％。

[0011] Mn：是奥氏体形成元素，也是弱碳形成元素，几乎所有的钢中都含有Mn元素。Mn元素是炼钢时脱氧、脱硫的有效元素，还可以提高钢的淬透性以及强度，但当Mn含量小于0.3％时，无法起到上述效果。当钢中的Mn元素含量较高时，淬火钢回火，Mn和P有强烈的晶界共偏聚倾向，因而Mn元素含量控制在0.30-0.60％之间。

[0012] P：在钢液凝固时P易形成微观偏析，随后在奥氏体化温度加热时在晶界偏聚，使钢的脆性增大，延迟断裂性能降低，所以应将P的含量控制在0.015％以下。

[0013] S：为炼钢时不可避免的杂质物，S元素在钢中会与Mn元素形成MnS夹杂，同时S元素易在晶界处偏聚，因而需控制器含量在0.010％以下。

[0014] Cr：具有提高钢的悴火性和耐腐蚀性的作用，在回火时可作为碳化物析出，使强度和耐延迟断裂性提高。为了使Cr元素成分发挥总用，需使Cr高于0.90％，同时若Cr含量过剩将影响冷加工性能，所以需控制Cr元素含量的上限，优选的下限在1.10％以下。

[0015] Mo：能有效的提高钢的淬透性，同时Mo元素属于中强碳化物形成元素，在适当的回火区间进行回火时，能有效的析出特殊碳化物，为使Mo成分起到上述作用，需使Mo元素含量在0.50-0.60％。

[0016] V：为强碳化物形成元素，能有效细化晶粒，并且在回火时能析出特殊碳化物，这些特殊碳化物能有效提高钢的强度，同时可作为氢陷阱捕捉钢中的游离氢，以提高钢的耐延迟断裂性能，为了发挥上述这些作用，V元素的含量需在0.15％以上，但过剩的V含量，会使钢在轧制时生成粗大碳化物，降低钢的冷加工性，应控制在0.35％以下。

[0017] Nb：为强碳化物形成元素，能细化晶粒，提高钢的韧性和强度，其含量低于0.02％时，则无法起到上述效果，当超过0.04％则饱和，增加成本。

[0018] Cu：能提高耐腐蚀性，抑制氢的侵入，从而进一步提高钢的耐延迟断裂性能，当Cu元素的含量低于0.5％时则无法达到上述效果，当超过0.8％时Cu元素含量则饱和，将降低钢的强度以及耐延迟断裂性能，同时将增加钢的成本。

[0019] Al：除了能形成AlN细化晶粒外，还能有效的去除钢中的氧，是很好的脱氧剂，但随着Al元素含量的增加碳氮化物系夹杂物含量增多，耐延迟断裂性能下降。因此Al元素含量优选为0.030％以下。

[0020] Ti：在轧制阶段易形成TiN和TiC，这些特殊的第二相能作为氢陷阱，但由于其捕捉氢的效果没有V、Nb元素好，此处加入的量不多，在0.01％以下。

[0021] N：能够和Al、Nb、V等元素形成细小的氮化物，以起到细化晶粒的作用，但大量N元素的加入，会使N偏聚与晶界降低晶界处的强度，同时会形成粗大的夹杂物，所以其含量应控制在0.009-0.018％之间。

[0022] 而本发明所述的一种上述高强度螺栓的制造方法所采用的技术方案是，制造工序包括原材料球化退火→冷拔→球化退火→冷镦成型→高温淬火→两阶段回火处理→机加工→滚丝→表面磷化处理；其中，所述高温淬火是在940-960℃下加热奥氏体化，保温1h以上后淬火冷却，淬火介质为油；所述两阶段回火处理中，第一阶段回火是在高温淬火冷却后，将试样重新加热到450-550℃，保温1-5h使回火基体组织中的富铜相ε-Cu充分弥散析出；第二阶段回火是在第一阶段回火后不经冷却继续随炉加热至590-600℃，保温1-2h使钢中细小第二相颗粒充分弥散析出。

[0023] 进一步的，在高温淬火工序中，对于直径小于16mm的高强度螺栓，保温时间为1h；对于直径16mm以上的高强度螺栓，保温时间大于1h。

[0024] 在第二阶段回火工序中，弥散析出的细小第二相颗粒包括VC和Mo2C。

[0025] 有益效果：该高强度螺栓的化学元素中含有Mo、Cu、V等合金元素，采用高温淬火、两阶段回火处理方法，使回火基体组织中充分弥散析出富铜相(ε-Cu)以及VC、Mo2C等细小第二相颗粒，使得螺栓在达到1400MPa强度级别时，具有较高的耐延迟断裂性能和耐腐蚀能力。其充分利用合金元素Cu的析出相作用以及Mo、V、Nb、Ti等元素形成特殊碳、氮化合物的析出相作用，使螺栓的抗拉强度在1445MPa-1510MPa之间，断面收缩率在50-56％，断后伸长率不小于10％，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比在0.63-0.71，且未添加稀土元素，成本相对较低。

附图说明

[0026] 图1是本发明高强度螺栓的金相结构显微照片。

具体实施方式

[0027] 下面结合实施例对本发明做进一步详细说明。

[0028] 本发明所公开的一种1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓，其化学成分以质量百分比计含有C：0.38-0.45％；Si≤0.25％；Mn：0.30-0.60％；P≤0.015％；S≤0.010％；Cr：0.90-1.10％；Mo：0.50-0.60％；V：0.15-0.35％；Nb：0.02-0.04％；Cu：0.5-0.8％；Al≤
0.030％；Ti≤0.01％，N：0.009-0.018％，余量为Fe和不可避免的杂质。制造工序包括原材料球化退火→冷拔→球化退火→冷镦成型→高温淬火→两阶段回火处理→机加工→滚丝→表面磷化处理。

[0029] 具体而言，所述高温淬火是根据原材料螺栓钢中含有Mo、Cu、V等合金元素的特点，在940-960℃的较高温度下加热奥氏体化，保温1h以上使钢中Mo、Cu、V等合金元素完全或部分溶入奥氏体中，采用油进行淬火冷却，淬火冷却后得到上述合金含量较高的马氏体和残余奥氏体；

[0030] 所述两阶段回火处理中，第一阶段回火是在高温淬火冷却后，将试样重新加热到450-550℃，保温1-5h使回火基体组织中的富铜相ε-Cu充分弥散析出引起弥散强化作用，同时在Cu元素沉淀析出和Cu元素偏聚时可诱导Mo、V等元素碳化物的析出，增强其氢陷阱作用，提高螺栓的耐延迟断裂性能和耐腐蚀性能；第二阶段回火是在第一阶段回火后不经冷却继续随炉加热至590-600℃，保温1-2h，该阶段的保温使钢中VC、Mo2C等细小第二相颗粒充分弥散析出，引起弥散强化作用，使得螺栓通过较高的回火温度获得更高的韧塑性且仍具有较高的强度。

[0031] 更为具体的，在高温淬火工序中，对于直径小于16mm的高强度螺栓，保温时间为1h；对于直径16mm以上的高强度螺栓，保温时间大于1h。

[0032] 采用上述方法分别制备四组高强度螺栓作为实施例，具体如下：

[0033] 实施例1：制备14mm高强度螺栓，其化学成分的质量百分数为:C：0.43％；Si：0.14％；Mn：0.30％；P：0.003％；S：0.010％；Cr：1.10％；Mo：0.50％；V：0.33％；Nb：0.04％；
Cu：0.53％；Al：0.01％；Ti≤0.01％；N：0.009-0.018％，余量为Fe和杂质。高温淬火及两阶段回火处理主要包括：升温到940℃后保温1h，然后油淬，待冷至室温后重新加热至450℃，保温1.5h，保温结束后继续升温至590℃，保温1.5h，保温结束后取出空冷，在经过上述工艺过程后螺栓的抗拉强度为1503MPa，断面收缩率为51.26％，断后伸长率为12.2％，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比为0.63。

[0034] 实施例2：制备16mm高强度螺栓，其化学成分的质量百分数为:C：0.45％；Si：0.25％；Mn：0.30％；P：0.003％；S：0.010％；Cr：1.00％；Mo：0.55％；V：0.35％；Nb：0.037％；
Cu：0.65％；Al：0.03％；Ti≤0.01％；N：0.009-0.018％，余量为Fe和不可避免的杂质。高温淬火及两阶段回火处理主要包括：升温到940℃后保温1.5h，然后油淬，待冷至室温后重新加热至500℃，保温2h，保温结束后继续升温至590℃，保温1h，保温结束后取出空冷，在经过上述工艺过程后螺栓的抗拉强度为1467MPa，断面收缩率为53.12％，断后伸长率为13.1％，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比为0.66。

[0035] 实施例3：制备20mm高强度螺栓，其化学成分的质量百分数为:C：0.38％；Mn：0.60％；P：0.015％；S：0.010％；Cr：0.9％；Mo：0.6％；V：0.25％；Nb：0.03％；Cu：0.8％；Al:
0.01％；Ti≤0.01％；N：0.009-0.018％，余量为Fe和不可避免的杂质。高温淬火及两阶段回火处理主要包括：升温到950℃后保温1.5h，然后油淬，待冷至室温后重新加热至520℃，保温3h，保温结束后继续升温至600℃，保温2h，保温结束后取出空冷，在经过上述工艺过程后螺栓的抗拉强度为1445MPa，断面收缩率为55.34％，断后伸长率为14.1％，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比为0.68。

[0036] 实施例4：制备16mm高强度螺栓，其化学成分的质量百分数为:C：0.40％；Si：0.14％；Mn：0.45％；P：0.003％；S：0.010％；Cr：1.10％；Mo：0.55％；V：0.15％；Nb：0.02％；
Cu：0.75％；Al：0.01％；Ti≤0.01％；N：0.009-0.018％，高温淬火及两阶段回火处理主要包括：升温到960℃后保温1.2h，然后油淬，待冷至室温后重新加热至550℃，保温5h，保温结束后继续升温至600℃，保温2h，保温结束后取出空冷，在经过上述工艺过程后螺栓的抗拉强度为1456MPa，断面收缩率为54.27％，断后伸长率为15.2，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比为0.71。

[0037] 为了体现本发明的1400MPa级耐延迟断裂高强度螺栓的性能优势，以下还提供了五组对比例。该五组对比例的成分以及制备工艺方案大致与实施例1一致，所不同的是：对比例1中不含有Cu；对比例2-1和2-2中虽然含有Cu，但是其含量不在本发明的限定范围内；对比例3中未按照本发明的制造工序制造螺栓；对比例4中虽然与本发明的制造工序一致，但是其第一阶段回火温度不在本发明限定范围内；相应的，对比例5的第二阶段回火温度不在本发明限定范围内。

[0038] 如上所述的对比例1-6的高强度螺栓成品技术参数如下：

[0039] 对比例1不含Cu：在经过上述工艺过程后螺栓的抗拉强度为1486MPa，断面收缩率为52.13％，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比0.52，可见钢的强度有所下降，但下降幅度不大，由于比对例1不含Cu元素，受外界腐蚀时，螺栓表面不能生成保护基体的钝化膜，增加氢侵入钢基体的可能性，从而降低其耐延迟断裂性能。

[0040] 对比例2-1的Cu含量小于0.5％：在经过上述工艺过程后螺栓的抗拉强度为1507MPa，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比0.54。可见含Cu含量过低，无法起到增强钢材本身强度以及提高钢材的耐蚀性，此时钢的强度与对比例1虽然相差不大，但是其耐延迟断裂性能较差。

[0041] 对比例2-2的Cu含量大于0.8％：在经过上述工艺过程后螺栓的抗拉强度为1386MPa。可见含Cu含量过高，钢材的强度进一步下降，已无法满足1400MPa强度级别的性能要求。

[0042] 对比例3未按照本发明的制造工序制造14mm螺栓：其高温淬火及两阶段回火处理主要包括：升温到940℃后保温1h，然后油淬，待冷至室温后重新加热至450℃，保温1.5h，保温结束后取出空冷，然后再1继续升温至590℃，保温1.5h，保温结束后取出空冷，在经过上述工艺过程后螺栓的抗拉强度为1389MPa，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比0.56，其强度已无法满足1400MPa强度级别的性能要求，且延迟断裂性能也较弱。

[0043] 对比例4虽然与本发明的制造工序一致，但是第一阶段回火温度不在本发明的限定范围内：制备14mm高强度螺栓，高温淬火及两阶段回火处理主要包括：升温到940℃后保温1h，然后油淬，待冷至室温后重新加热至580℃，保温1.5h，保温结束后继续升温至590℃，保温1.5h，保温结束后取出空冷，在经过上述工艺过程后螺栓的抗拉强度为1452MPa，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比0.55，此时钢的强度虽然满足要求，但是其耐延迟断裂性能较差。

[0044] 对比例5的第二阶段回火温度不在本发明限定范围内：制备14mm高强度螺栓，高温淬火及两阶段回火处理主要包括：升温到940℃后保温1h，然后油淬，待冷至室温后重新加热至450℃，保温1.5h，保温结束后继续升温至620℃，保温1.5h，保温结束后取出空冷，在经过上述工艺过程后螺栓的抗拉强度为1483MPa，恒载荷缺口拉伸试验的延迟断裂强度比0.51，与对比例4类似，此时钢的强度虽然满足要求，但是其耐延迟断裂性能较差。

[0045] 可见，采用本发明的成分设计和制备方法制备的高强度螺栓，在抗拉强度和耐延迟断裂性能上有明显的优势。