CN105002427A - 一种工业稳定高性能螺栓用钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种工业稳定高性能螺栓用钢及其制造方法，属于高强度螺栓用钢技术领域。该钢化学成分质量分数％为：C？0.28‐0.37％，Si≤0.10％，Mn0.15‐0.30％，P≤0.010％，S≤0.005％，Cr？1.10‐1.20％，Mo？0.15‐0.40％，B0.0005‐0.003％，Ti？0.03‐0.08％，Al？0.015‐0.030％，N≤0.005％，余为Fe，在此基础上可添加V？0.15‐0.30％或Nb？0.02‐0.04％。通过采用合理的控轧控冷工艺，将使相变后钢的原奥氏体晶粒度进一步细化1‐2个等级，获得3～8μm超细奥氏体晶粒，以及1‐20nm尺寸析出相，进而提高钢的高温回火强度。优点在于，与现有技术相比，降低相同强度级别钢的碳含量，实现淬火+回火后硬度波动小，高温回火后强度高，批次质量稳定性高，低成本，耐延迟断裂等性能优良。

Description

一种工业稳定高性能螺栓用钢及其制造方法

技术领域

本发明属于高强度螺栓用钢技术领域，特别是提供了一种工业稳定高性能螺栓用钢及其制造方法。主要用于抗拉强度在1040-1450MPa之间，制造10.9—14.9级耐延迟断裂高强度螺栓，通过获得析出纳米级强化相及超细晶组织，析出强化代替部分固溶强化，提高螺栓的塑韧性水平和氢致延迟断裂性能，并且提高冷镦性能及回火后批次硬度均匀性和性能稳定。

背景技术

随着能源、汽车、机械、建筑、轻工等各个行业的发展,对制造各类紧固螺栓的使用材料提出了更高的要求,迫切需求综合性能优良的螺栓材料。

高强度螺栓工作应力的增加及其应用领域的扩大，以氢致延迟断裂性能和疲劳断裂为突出的使用寿命问题是10.9级以上高强度螺栓面临的关键问题。另外，高强度螺栓在使用过程中经常发生由于同批次螺栓表面硬度波动大而发生的局部过载导致螺栓失效，造成重大事故。因此，研发一种既满足螺栓的高强度性能和长寿命，又可确保螺栓产品批量质量稳定的螺栓钢具有十分重要的意义。本发明目的在于，实现产品硬度波动范围小于2HRC，可靠性高的10.9-14.9级螺栓钢，以满足高端制造业的需要。为此，本发明主要基于解决以下四个方面问题：1、控制硬度波动；2、降低碳含量，提高钢的冷镦性；3、提高钢的氢致延迟断裂性能和疲劳性能；4、减少螺栓热处理变形控制。

综上所述，针对高强度螺栓钢存在的问题，有必要提供一种热处理后性能波动小(质量稳定性优良)的耐延迟断裂高强度螺栓钢及其制造方法。

发明内容

本发明的目的在于提供一种工业稳定高性能螺栓用钢及其制造方法，抗拉强度在1040-1450MPa范围内，工业稳定性好，经济性高、具有良好的耐延迟断裂的螺栓用钢。

高强度螺栓的质量稳定性主要体现在其热处理后(淬火+回火)性能的波动(硬 度、强度)，螺栓钢的化学成分控制范围是影响螺栓质量稳定的关键因素。一方面由于C、Mn、Cr、Mo等元素含量匹配与控制范围不精准造成螺栓钢的J9处淬透性带宽较大，引起在一定温度热处理后性能波动(硬度波动在6-7HRC)；另一方面由于螺栓热处理设备存在不可避免的温度偏差，而目前螺栓钢的化学成分无法抵抗这种温度偏差引起的螺栓热处理后性能波动(热处理炉温度局部偏差±30℃，强度波动为±80MPa，)，两种因素共同作用造成了螺栓钢热处理后性能波动。而目前还未出现从材料合金元素成分设计以及实现这种设计的制造方法来考虑解决螺栓钢质量稳定性的技术。另外，目前螺栓钢主要通过碳元素的固溶强化来保证强度，12.9级螺栓钢碳含量达到0.42％，碳含量的提高必然影响螺栓钢的冷镦性能，因此为了保证螺栓钢具有优良的冷镦性能需要降低其碳含量。螺栓钢需要淬火热处理，传统螺栓钢碳含量相对高、淬透性带宽大易引起淬火变形，影响螺栓的装配精度，因此需要降低其碳含量，并控制淬透性带宽，细化晶粒来降低螺栓钢的淬火变形倾向。此外，针对10.9-14.9级高强度螺栓钢氢脆问题变得尤为突出，传统螺栓钢在该强度级别氢致延迟断裂性能明显下降，因此需要采用合金成分设计及组织控制等手段提高10.9-14.9螺栓钢的氢致延迟断裂性能。

本发明的工业稳定高性能螺栓用钢化学成分重量％为：C 0.28-0.37％，Si≤0.10％，Mn 0.15-0.30％，P≤0.010％，S≤0.005％，Cr 1.10-1.20％，Mo 0.15-0.40％，B0.0005-0.003％，Ti 0.03-0.08％，Al 0.015-0.030％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。

化学成分中还可加入0.15-0.30％的V或0.02-0.04％的Nb。

制造方法：转炉+炉外精炼+真空脱气+连铸+棒线材轧制。常规工艺参数：连铸坯经过1100-1250℃加热保温2小时后进行轧制，粗轧阶段：1050-1150℃；精轧阶段900-1050℃，吐丝温度820-850℃，轧后自然冷却。

可以通过控制轧制进一步提高钢的性能，其制造方法：转炉+炉外精炼+真空脱气+连铸+棒线材(再结晶+未再结晶区)控轧+控制冷却。具体的工艺参数为：连铸坯经过1150-1250℃加热保温2-4小时后进行高速线材轧制，粗轧阶段：1100-1150℃，变形量为25-35％；精轧阶段：高温再结晶区轧制(920-1050℃)变形量为15-25％，析出相控制轧制(870-920℃)的变形量为25-30％，未再结晶轧制(800-870℃)，变 形量为20-30％，。轧制过程结束后，线材经过水冷箱穿水冷却到吐丝温度750-820℃，吐丝后盘条进入缓冷线，关闭风机，扣保温罩。

基于上述分析本发明确定了五个主要技术目标：1、精确淬透性带控制；2、纳米析出控制；3、组织超细化；4、析出和细晶复合强化代替固溶强化，降低碳含量20％，提高氢致断裂性能；5、回火稳定性控制。

根据上述目的，本发明所采用的技术方案是：

1、精确淬透性带控制

基于淬透性带宽(≤2HRC)的成分设计：解决螺栓钢在热处理后的性能波动，

$J\left(x\right)=\left\{\begin{array}{cc}{J}_{\max }& 0\&le;x<b\\ \frac{(J_{\max }-J_{\min })}{{(x-b)}^2/\&lsqb;3{(h-b)}^2\&rsqb;+1}+J_{\min }& x\&GreaterEqual;b\end{array}\right.$

需要对化学成分进行窄成分控制，由于淬透性带宽对应淬火后硬度的波动范围，因此基于淬透性带宽≤2HRC的成分设计，可获得淬火后硬度波动小于2HRC的螺栓钢。利用淬透性计算公式：

h＝[6.9[Mn]²+3.2[Si]+22.6[Cr]²+23.1[Mo]+(13.0[Cr]+2.5[Mo]+9.7)[Ni]+7.9[B]×10³+2.5][C]

J_max＝66.5-47.8exp(-4[C])   b＝0.22h-0.34

J_min＝56.2[C]+11.0[Mn]+2.0[Si]+13.6[Cr]+28.0[Mo]+3.3[Ni]-2.6[B]×10³-17.3

计算获得满足J9处淬透性带宽≤2HRC的发明钢中主要元素的化学成分上、下线，淬透性计算曲线如图1所示。依据计算结果确定发明钢中Mn、Mo、Cr、B元素的含量需控制在如下范围可保证J9处淬透性带宽不大于2HRC,其中Mn：≤0.30％,Cr：1.10～1.20％,Mo：0.15-0.40％，B：0.0005-0.003％。同样，利用上述公式计算GB/T 6478-××××中ML42CrMo成分上下线淬透性带宽作为对比，图2表明未经淬透性带宽计算窄成分控制设计的ML42CrMo螺栓钢淬透性带宽为7HRC，显然发明钢的窄成分控制可实现淬透性带宽小于2HRC，热处理后硬度波动小。

2、纳米析出控制

热力学平衡条件下钢中纳米析出行为：Ti元素在热加工与热处理过程中可形成纳米级析出相，析出相一方面可细化原奥氏体晶粒，另一方面可产生析出强化效果，有利于高温回火的稳定性。析出相细化晶粒与析出强化的效果由其尺寸大小、析出 量多少决定，因此掌握Ti元素的析出行为规律是合金成分设计的关键，通过Thermo-calc热力学软件及实验室相分析理论与实验相结合方法确定Ti元素在热力学平衡条件下的析出量如图2所示，理论计算与相分析实验数据相吻合，Ti元素经过热变形及热处理后全部析出。图3给出相分析获得的不同尺寸析出相中Ti元素百分含量的分布状态，结果表明在热力学平衡条件下Ti元素在钢中以不同尺寸析出相析出，且成一定比例析出，上述理论计算与实验结果为析出相控制提供了基本数据。

基于析出行为的纳米析出相轧制控制：轧制工艺通过施加应变进而影响钢中析出相的析出行为，为了获得大量纳米级尺寸析出相需要结合发明钢中的Ti元素含量制定加热温度、轧制温度以及变形量，具体技术方案如下：

加热温度设计：利用Thermo-calc软件计算不同Ti含量的全固溶温度(图4)后得出Ti固溶温度计算式为：

Ti℃(固溶温度)＝60×exp(Ti％/0.07)+1076

利用该方程计算Ti在0.03-0.08％范围的全固溶温度为1150-1250℃，因此在上述温度加热钢坯可保证Ti元素全部固溶，避免大尺寸的Ti析出物存在。 

轧制温度：Ti析出峰值温度与其含量密切相关，析出相在其峰值温度析出将获得尺寸更为细小的析出相，图5为Ti析出峰值温度与Ti含量的关系研究结果，利用图5中结果拟合出不同Ti含量析出峰值的计算公式：

Ti(析出峰值温度)℃＝1433×Ti％+834

根据上述公式计算出Ti含量在0.03-0.08％范围内其奥氏体区析出峰值温度为880—950℃，因此在该温度范围内进行大变形量的轧制利于TiC应变诱导析出，获得大量纳米级析出相。图6给出不同Ti含量发明钢Gleeble热模拟实验结果，表明经过880—950℃变形25-30％后钢中Ti元素析出达到峰值80％，且1-20nm纳米尺寸析出相占总析出相的70％(图7)。上述结果表明，通过改变变形温度与变形量可对发明钢中的析出行为进行控制，根据Ti含量的不同在880—950℃温度区间变形可获得最大析出量，且变形量达到25-30％可细化析出相尺寸。

3、组织精细化控制

利用析出相与热处理工艺细化奥氏体晶粒至8-12μm

Ti元素在发明钢轧制及冷却过程中形成的大量纳米级析出相，随后经过淬火热处理(再结晶)，纳米尺寸析出相可抑制再结晶晶粒长大，细化原奥氏体晶粒，钢中析出相细化晶粒效果可用下述公式进行定量计算：

$D_c=\frac{\mathrm{\&pi;}d}{6f}(\frac{3}{2}-\frac{2}{Z})$

公式中，Dc为原奥氏体晶粒尺寸(μm)，d为析出相尺寸，f为析出体积分数，将技术方案2获得的不同Ti含量在钢中的析出基本参数代入公式可计算出发明钢在未经变形且自然冷却条件下获得的晶粒尺寸。经计算Ti含量在0.03-0.08％范围内的发明钢，经淬火热处理后可获得8-12μm原奥氏体晶粒组织。

利用析出相控制及组织遗传进一步细化晶粒至3-8μm：上述技术方案是利用热力学平衡条件下(即常规轧制工艺)的析出相细化晶粒，依据技术方案2的结果，通过轧制变形参数的变化可对析出相进行控制，轧制发明钢在880—950℃温度区间变形可获得最大析出量80％，且变形量达到25-30％可明显细化析出相尺寸。另外，未再结晶区的变形也是细化晶粒的重要手段，未再结晶区域的变形可获得扁平化的奥氏体组织，利用组织遗传进一步细化晶粒。未再结晶区域的变形关键是要确定再结晶的临界温度，Ti是影响发明钢再结晶临界温度的主要元素，经系列实验获得再结晶临界温度与Ti含量的关系如图8所示，经过拟合回归出如下计算公式：

Ti℃(再结晶温度)＝-227×exp(-7×Ti％)+992

利用上述公式计算Ti含量在0.03-0.08％范围发明钢的再结晶临界温度区间为820-870℃，发明钢进行未再结晶温度区域变形，变形量对原奥氏体晶粒宽度的影响如图9所示，结果表明未再晶粒区域变形量达到20-30％时原奥氏体晶粒宽度明显得到细化(图10)，该组织内存在大量位错、相变驱动力大、且形核质点多，结合析出相控制技术获得更加细小的含量更高的1-20nm尺寸析出相，可进一步将原奥氏体晶粒细化至3-8μm(图11)。

4、析出和细晶复合强化代替固溶强化，最大降低碳含量36％，提高氢致断裂性能

析出和细晶复合强化代固溶强化设计：传统高强度螺栓钢通常采用ML42CrMo牌号，其C含量为0.42％，发明钢采用析出强化代固溶强化的方案，Ti含量在 0.03-0.08％范围内的析出强化与细晶强化增量可通过下列公式计算：

YS_G＝kD^-1/2(细晶强化增量)

${\mathrm{YS}}_p=8.995\&times;{10}^3\frac{f^{\frac{1}{2}}}{d}ln\left(2.417d\right)$ (析出强化增量)

计算获得含Ti 0.03-0.08％产生的析出强化与细晶强化分别为：150-260MPa，50-90MPa，在500-600℃回火的范围内0.01％C产生的固溶强化效果约为15-20MPa，故可实现C含量降低0.05-0.15％后仍有可利用的析出强化效果。

抗延迟断裂氢陷阱设计：发明钢中添加Ti元素形成纳米级析出相强烈的细化原奥氏体晶粒，晶粒细化后显著增加晶界面积，与析出相共同作为氢陷阱提高发明钢的耐延迟断裂性能。图12为发明钢延迟断裂强度比与Ti含量的关系研究结果，Ti在0.03％以上可保证延迟断裂强度比达到0.5以上，Ti含量增加至0.08％时延迟断裂强度比达到最高值，由试验结果拟合出延迟断裂强度比随Ti含量变化的计算公式如下：

延迟断裂强度比值(Y)＝-68×(Ti％)²+10×Ti％+0.3

利用公式计算当钢中Ti含量在0.03％—0.08％范围，延迟断裂强度比为0.55—0.70，与传统42CrMo钢相比延迟断裂强度比提高了80％—130％，极大提高螺栓钢的延迟断裂性能。

5、回火稳定性控制

传统螺栓钢ML42CrMo在500℃—600℃回火区间回火后性能差异较大(图14)，由于工业热处理炉存在温度波动，因此造成螺栓钢处于不同热处理温度条件下的性能波动。发明钢利用纳米析出相TiC在回火温度区间析出而产生二次硬化的特点，利用如下析出强化计算公式，

${\mathrm{YS}}_p=8.995\&times;{10}^3\frac{f^{\frac{1}{2}}}{d}ln\left(2.417d\right)$

计算不同Ti含量产生的析出强化效果，Ti在钢中按照Ti：C＝4:1的原子配比形成TiC析出相，产生析出强化的同时损失了部分C的固溶强化，综合计算析出强化与固溶损失的差值后获得强度增量结果(图13)，由图可知若想保证500-600℃回火 后强度不明显降低，需要提供至少150-250MPa的强度增量，依据图13所示，需要Ti含量在0.03％-0.08％之间产生的强化增量可弥补高温回火造成的强度损失(过高的Ti含量导致强化增量减少)，使得螺栓钢在500℃—600℃温度区间回火后性能保持稳定，以扩大其热处理工艺窗口，避免由于热处理炉温度波动造成的螺栓性能波动。

以上述技术内容为依据进行成分设计，发明钢各元素的作用及含量依据如下：

①C：获得高强度及淬透性的主要元素，C含量需在0.25以上。含碳量越高，钢的强度越高，而塑性越低。在生产实际中，C含量大于0.25％时，要求钢进行球化退火。对于变形程度为65％～80％的冷镦件，其C含量不应超过0.4％。本发明采用析出强化代替碳的固溶强化，可将C含量降低至0.28-0.37％范围内，仍可满足制造10.9-14.9级螺栓的强度要求。

②Si：硅对冷镦性能的影响仅次于碳，Si能提高钢的弹性极限，但影响冷加工性能，当Si≤0.10％后，对淬透性影响不大，同时不影响钢的塑性延伸率及断面收缩率，因而控制其含量不超过0.10％。

③Mn：Mn能提高钢的淬透性，但对于钢的冷塑性变形是不利的。同时也将提高钢的冷加工硬化速率。Mn在钢的凝固过程易产生偏析，在淬火回火时，Mn易偏聚于晶界，促进回火脆性，降低Mn含量有利于减少钢坯偏析，为保证性能稳定，依据淬透性带宽控制计算Mn含量控制在0.15-0.30％。

④P：P提高钢的冷脆性，是有害残存元素。在钢液凝固时形成微观偏析，增加钢的延迟断裂敏感性，因此控制P含量在0.010％以下。

⑤S：S提高钢的热脆性，恶化热加工性能；在钢液中形成MnS夹杂(A类夹杂物)，恶化钢的冷加工性能和延迟断裂性能，因而控制其含量在0.005％以下。

⑥Cr：能有效提高钢的淬透性，改善耐磨性，提高耐腐蚀能力，并有利于高温下保持强度，但含量过高会恶化钢的冷加工性能；Cr是减小脱碳倾向元素，螺栓钢对热处理后表面脱碳有较高要求，因此为了保证钢的淬透性、减小脱碳倾向以及Mn降低后引起的淬透性损失，依据淬透性带宽控制计算将Cr含量控制在1.10-1.20％。

⑦Mo：能控制可淬性，降低钢对回火脆性的敏感性，防止钢在高温回火后出现 回火脆性，对提高高温回火条件下的抗拉强度有很大影响，但含量过高会损坏螺栓的延迟断裂性能，依据淬透性带宽控制计算将Mo含量控制在0.15-0.40％。

⑧Al：钢中含有适量的铝，不仅能十分有效地细化晶粒。并能相对减少疏松，提高强度，改善韧性。但钢中铝含量的增加，又将使钢水流动性变差，同时水口容易结瘤而影响浇注的顺利进行，故钢中铝量应控制在0.015-0.030％。

⑨B：是既经济又能显著提高淬透性的元素，依据淬透性带宽控制计算B含量在0.0005-0.003％范围。

N：与钢中Al、V形成细小氮化物可细化晶粒，但过量的N会与Ti在高温形成大尺寸夹杂物，需要将TiN的形成温度控制在1250℃以下，依据公式计算N含量应小于0.005％。

⑩Ti：Ti能显著细化奥氏体晶粒尺寸，抑制高温奥氏体晶粒长大，高温回火时形成纳米级TiC析出相，可保证500-600℃高温回火后硬度稳定，TiC也是钢中有效的氢陷阱，改善钢的延迟断裂性能。依据析出强化计算Ti含量至少在0.03％以上，通常钢的轧制加热温度不超过1250℃，考虑到Ti含量与全固溶温度的关系，Ti在1250℃全固溶的含量上限为0.08％。因此发明钢中Ti含量应在0.03％-0.08％之间。

V：强碳化物形成元素，可细化钢的原奥氏体晶粒度，同时回火后产生明显二次硬化效果，可以实现钢的高温回火，从而提高耐延迟断裂性能，含量在0.10％以下作用不明显，但含量大于0.3％时将降低钢的韧性，增加成本。因此为了发挥其细化晶粒、二次硬化的作用，将其含量控制在0.15-0.30％。

Nb：细化晶粒，提高钢的韧性，Nb主要通过奥氏体化后全部固溶于钢中，经过轧制过程大量析出，相变过程中阻碍晶粒长大来实现细化晶粒。含量小于0.01％无显著细化晶粒作用，但含量超过0.05％加热时无法全部固溶，因此Nb含量控制在0.02-0.04％为最佳。

制造方法： 

本发明钢的制造工艺为：转炉+炉外精炼+真空脱气+连铸+棒线材轧制。常规工艺参数：连铸坯经过1150-1250℃加热保温2小时后进行轧制，粗轧阶段：1050-1150℃；精轧阶段900-1050℃，吐丝温度820-850℃，轧后自然冷却。控轧与控冷工艺参数：连铸坯经过1150-1250℃加热保温2小时后进行轧制，粗轧阶段： 1100-1150℃，变形量为25-35％；精轧阶段：高温再结晶区轧制(920-1050℃)变形量为15-25％，析出相控制轧制(870-920℃)的变形量为25-30％，未再结晶轧制(800-870℃)，变形量为20-30％，。轧制过程结束后，线材经过水冷箱穿水冷却到吐丝温度750-820℃，吐丝后盘条进入缓冷线，关闭风机，扣保温罩。

通过采用合理的控轧控冷工艺，将使相变后钢的原奥氏体晶粒度进一步细化1-2个等级，获得3～8μm超细奥氏体晶粒，以及1-20nm尺寸析出相，进而提高钢的高温回火强度。优点在于，与现有技术相比，降低相同强度级别钢的碳含量，实现淬火+回火后硬度波动小，高温回火后强度高，批次质量稳定性高，低成本，耐延迟断裂等性能优良。

附图说明

图1为本发明钢窄成分设计淬透性带宽计算。

图2为传统ML42CrMo钢淬透性带宽计算。

图3为不同Ti含量钢在热力学平衡条件下Ti析出量。

图4为热力学平衡条件下不同尺寸析出相中Ti元素含量。

图5为不同Ti含量全固溶温度计算。

图6为不同Ti含量奥氏体区析出峰值温度。

图7为变形量对Ti析出量的影响。

图8为变形量对析出相尺寸的影响。

图9为不同Ti含量钢的再结晶温度计算。

图10为未再结晶区变形量对原奥氏体晶粒宽度的影响。

图11为本发明钢经过未再结晶轧制获得的扁平化奥氏体组织。

图12为本发明钢获得的超细化原奥氏体晶粒组织。

图13为延迟断裂强度比随Ti含量的变化。

图14为不同Ti含量强化增量计算值。

图15为本发明钢在500-600℃回火稳定性高于对比钢。

图16为本发明钢中纳米级析出相。

图17为本发明钢获得的超细晶粒组织。

具体实施方式

下面结合具体实施实例说明，但本发明不限于以下具体实施实例。本发明钢的化学成分为(重量％)：C 0.28-0.37％，Si≤0.10％，Mn 0.15-0.30％，P≤0.010％，S≤0.005％，Cr 1.10-1.20％，Mo 0.15-0.40％，B 0.0005-0.003％，Ti 0.03-0.08％，Al0.015-0.030％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。该钢的具体化学成分(重量％)中还可加入0.15-0.30％的V或0.02-0.04％的Nb。按照上述化学成分要求采用转炉和实验室感应炉共冶炼12炉本发明钢，并按照GB/T 6478-2001中要求冶炼3炉42CrMo商业钢作为对比钢，实施例与对比钢的化学成分如表1所示。以下为本发明钢的具体实施例：

表1.实施例和对比钢的化学成分，重量％

表2实施例轧制工艺

表3实施例热处理工艺

编号	淬火温度	回火温度
			a	880	500
b	880	550
			c	880	600
d	880	650
			e	880	400
f	880	450

表4具体实施例及检验结果

从表4可以看出，本发明钢在1040-1450MPa的强度水平下较对比钢42CrMo的延迟断裂性能显著提高，显示出优良的耐延迟断裂性能，且发明钢采用析出强化代替固溶强化后，钢中C含量由0.42％降低到0.28-0.37％，可获得良好的冷镦性能，并且可以推算在碳含量相同时，在相同温度回火后强度比传统42CrMo钢提高100-200MPa。另外由于析出相在回火过程中产生二次硬化现象，使得发明钢在500-600℃温度区间具有良好的回火稳定性(图14)，并且在500-600℃温度区间，将42CrMo的强度随回火温度升高的损失速率2.5MPa/℃降低到0.5-1.0MPa/℃。此外，本发明钢经过调质处理后批量试样(200个)洛氏硬度波动小于2HRC，而对比钢42CrMo硬度波动≥6HRC，结果表明本发明钢基于淬透性带宽≤2HRC的成分设计实现了热处理后性能稳定减小热处理变形倾向，且批次硬度波动小于2HRC。

另外，本发明钢中的析出相在未经过控制轧制可将原奥氏体晶粒细化至8-12μm，采用析出相控制轧制工艺可促进碳化物大量析出，且1-20nm尺寸析出相含量达到80％(图15)，结合未再结晶区域轧制，经过再加热淬火热处理后原奥氏体晶粒可进一步细化到3-8μm(图16)。发明钢采用的制造方法与常规轧制工艺相比，提高了Ti元素在奥氏体区1-20nm尺寸碳化物的析出，获得了扁平化奥氏体组织，在随后的调质处理过程中扁平化奥氏体组织中形变储能释放促进再结晶形核，大量纳米级析出相抑制再结晶后晶粒长大，两方面共同作用使得发明钢获得超细晶粒组织。

上述对比结果表明，发明钢不仅具有优良的耐延迟断裂性能，而且热处理后批量硬度波动小，质量稳定性高，上述制造方法的实施充分利用了微合金元素析出强化与细化晶粒的作用，提高了螺栓钢调制处理后的强度并细化了原奥氏体晶粒尺寸。

Claims (3)

1.一种工业稳定高性能螺栓用钢，其特征在于，该钢的具体化学成分重量％为：C0.28‐0.37％，Si≤0.10％，Mn 0.15‐0.30％，P≤0.010％，S≤0.005％，Cr 1.10‐1.20％，Mo0.15‐0.40％，B 0.0005‐0.003％，Ti 0.03‐0.08％，Al 0.015‐0.030％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的高强度螺栓钢，其特征在于，化学成分中还加入0.15‐0.30％的V或0.02‐0.04％的Nb。

3.一种权利要求1所述的工业稳定高性能螺栓用钢的制造方法，通过控制轧制进一步提高钢的性能，其特征在于：转炉+炉外精炼+真空脱气+连铸+棒线材(再结晶+未再结晶区)控轧+控制冷却；具体的工艺参数为：连铸坯经过1150‐1250℃加热保温2‐4小时后进行高速线材轧制，粗轧阶段：1100‐1150℃，变形量为25‐35％；精轧阶段：高温再结晶区轧制920‐1050℃、变形量为15‐25％，析出相控制轧制870‐920℃的变形量为25‐30％，未再结晶轧制800‐870℃，变形量为20‐30％；轧制过程结束后，线材经过水冷箱穿水冷却到吐丝温度750‐820℃，吐丝后盘条进入缓冷线，关闭风机，扣保温罩。