CN117778873A

CN117778873A - 一种高强度耐热冷镦钢及其制造方法

Info

Publication number: CN117778873A
Application number: CN202211148981.5A
Authority: CN
Inventors: 翟瑞银; 赵浩洋; 金峰; 姚赞; 郑宏光; 刘耀宗; 张�杰
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2022-09-20
Filing date: 2022-09-20
Publication date: 2024-03-29

Abstract

本发明涉及一种高强度耐热冷镦钢及其制造方法，所述冷镦钢除包含95质量％以上的Fe和不可避免的杂质之外，还包含以质量百分比计的如下化学元素：C：0.30～0.45％，Si：0.1～0.5％，Mn：0.3～0.7％，Cr：0.70～1.5％，V：0.20～0.40％，Mo：0.40～0.70％，Al：0.03～0.07％，Ti：0.015～0.05％，Mg：0.0003～0.0009％，同时本发明的冷镦钢中，Al、Mg含量优选满足如下关系式：0.67LgAl％－LgMg％<2.2。本发明通过Al、Mg氧化物的交互作用，得到高度弥散的MgO、Al₂O₃·MgO氧化物质点，进一步提升了材料的高温力学性能。

Description

一种高强度耐热冷镦钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种高强度耐热冷镦钢，特别涉及一种高强度耐热的紧固件用低合金冷镦钢盘条及其制造方法。

背景技术

冷镦钢常用于制作各种用途的螺栓、螺钉及紧固件。锅炉、汽轮机、汽车发动机排气系统用螺栓通常用于连接蒸汽门法兰、管道法兰、汽缸法兰、发动机与排气歧管及涡轮增压器。这些在高温条件下工作的螺栓的使用环境存在一定差异，锅炉、汽轮机等使用的螺栓基本处于长期高温状态，一般采用高温合金或不锈耐热钢类材料；而连接汽车发动机、排气歧管及涡轮增压的螺栓的环境属于间歇高温环境，一般采用低合金耐热钢及不锈耐热钢材料。

这些螺栓的安装过程，都是通过预紧螺栓所产生的弹性力压紧连接两个部件，这就需要通过拧紧使螺栓产生一定的弹性变形。弹性变形愈大，则压紧力愈大，相应地在螺栓中就产生了一个低于弹性极限的预紧拉应力。螺栓在高温下工作一段时间后，虽然螺栓的总变形量保持不变，但这种预紧拉应力却逐渐减小，这种在具有恒定总变形的螺栓中，随时间的延长而逐渐减低应力的现象，被称为应力松弛。产生这种现象的原因，一般认为是处于弹性变形的螺栓在高温下长时间工作时，由于晶界和晶粒内部的滑移，特别是晶界的滑移，使弹性变形逐渐转变为塑性变形，导致预紧拉应力不断降低。

螺栓的应力松弛是在总变形不变的条件下，弹性变形不断转变为塑性变形，导致应力不断减小的过程。而螺栓的蠕变是在应力不变的条件下不断产生塑性变形的过程。可见在紧固螺栓中的应力松弛和蠕变是密切相关的。蠕变和应力松弛都是螺栓在长期高温环境条件下施压拉应力造成的。

随着发动机技术的发展，发动机尾气的温度越来越高，要求发动机与排气歧管或涡轮增压器间的连接螺栓在高温环境中也能具备足够的强度，以保证紧固力。

为了增强紧固件用钢的高温强度，现有的钢材制造工艺和调质热处理工艺中，常通过合金成分设计来实现这一技术效果，在控制强化元素C、Si、Mn、Cr的含量的同时，选择性添加W、Mo、Ni、V、Ti、Al等元素中的一种以上并控制其含量以细化晶粒和索氏体片层，提高钢材的高温强度。

与改进高温紧固件的合金成分相对应，现有技术对钢材制造工艺和调质热处理工艺的改进也主要在于为适应合金成分改进所做的改进，包括改进制造工艺的具体流程、探索更适宜的调质温度和工序等方面。

例如，公开号为“CN106011425A”(公开日2016年10月12日)，主题为“一种低合金耐热钢紧固件的调质处理”的中国公开申请公开了一种针对添加V合金的Cr-Mo系低合金耐热钢紧固件的调质热处理工艺，其调质热处理参数为：880～930℃淬火，660～750℃回火，其化学元素的重量百分比设计为：C：0.35～0.5％、Mn：0.4～1.0％、Cr：0.8～1.5％、Mo：0.5～0.9％、V：0.2～0.4％，此外添加少量的Si和Ni，其他为Fe和不可避免的杂质。

公开号为“CN103014551A”(公开日2013年4月3日)，主题为“新型高温合金耐热不锈钢螺栓及生产工艺”的中国公开申请公开了一种镍含量24～27％、铬含量13.5～16％的高合金材料，其成分的质量百分比为：C：≤0.08％、Si：≤1.0％、Mn：≤2.0％、P：≤0.035％、S：≤0.030％、Ni：24～27％、Cr：13.5～16.0％、Ti：1.90～2.23％、Al：≤0.35％、Mo：：0.1～0.5％，余量为Fe和不可避免的杂质。

公开号为“CN108796187A”(公开日2018年11月13日)，主题为“一种耐热螺栓热处理工艺”的中国公开申请公开了以0Cr15Ni25Ti2Mo1VB高合金钢为原材料的耐热螺栓热处理工艺，其对高合金钢进行多次加热-保温-冷却的循环，之后加工为耐热螺栓并在1000℃以上调质，然而该专利仅涉及0Cr15Ni25Ti2Mo1VB一个高温合金牌号的热处理工艺。

公开号为“CN101525726A”(公开日2013年4月3日)，主题为“用做超临界汽轮机叶片或螺栓的耐热钢材料及其制备方法”的中国公开申请公开了一种用做汽轮机叶片和螺栓的高合金耐热钢材料，其质量百分比的化学组成为：C：0.12～0.16％、Mn：0.30～0.70％、Ni：0.35～0.65％、Cr：10.0～11.0％、Mo：0.30～0.5％、W：1.5～1.9％、V：0.14～0.20％、Nb：0.05～0.11％、N：0.04～0.08％，余量是Fe及杂质。

公开号为“CN101525727A”(公开日2013年4月3日)，主题为“用做超超临界汽轮机叶片或螺栓的耐热钢材料及其制备方法”的中国公开申请同样公开了一种用做汽轮机叶片和螺栓的高合金耐热钢材料，其质量百分比的化学组成为：C：0.08～0.13％、Mn：0.35～0.65％、Ni：0.30～0.70％、Cr：10.0～12.0％、Mo：0.10～0.4％、Co：2.5～3.5％、W：2.4～3.0％、V：0.15～0.25％、Nb：0.05～0.12％、N：0.01～0.035％、B：0.01～0.04％，余量是Fe及杂质。

CN101525726A、CN101525727A均为含W高温合金材料，均属于高温条件下长期使用的高合金材料。

一些国际专利同样对耐热钢的合金成分及其制造工艺进行了改进，其主要涉及高合金、高Si等长时间处于高温环境应用的材料。

例如，公开号为“JP2001158943A”(公开日2002年12月3日)，主题为“耐热螺栓”的日本公开申请公开了一种高温环境长期使用的高合金耐热螺栓，其化学元素(质量百分比)设计为：C：0.005～0.20％、Si：≤2％、Mn：≤2％、Ni：20～35％、Cr：10～20％、Nb+Ta：0.2～2.0％、Ti：≤1.0～3.0％、Al：1.0～2.0％、Cu：0.1～5.0％、Ti/Al(原子比)＝0.6～1.2。该公开进一步公开了添加的化学元素(质量百分比)：B：0.001～0.05％、Zr：0.001～0.5％、Mg：0.001～0.05％、Ca：0.001～0.05％、W：0.1～3.0％、Mo：0.1～3.0％、V：0.01～1.0％、REM：0.001～0.05％。

公开号为“JPS59200742A”(公开日1984年11月14日)，主题为“耐热钢”的日本公开申请公开了一种Si含量较高且合金含量范围很宽的耐热钢，其基本合金成分的重量百分比为：C：0.3～0.5％、Si：0.5～2.5％、Mn：0.1～2.0％、Cr：0.5～7.0％、Mo：0.3～2.0％、V：0.1～1.0％、Cu：0.3～2.0％和/或REM：0.001～0.05％，该材料还可选地含有Ni：0.1～2.0％、W：0.1～1.5％、Nb+Ta：0.03～1.0％中的一种或多种。

公开号为“JPH06108206A”(公开日1994年4月19日)，主题为“耐热螺栓用铁基高温合金”的日本公开申请公开了一种高合金高温合金材料，其化学元素(质量百分比)设计为：C：≤0.20％、Si：≤1.0％、Mn：≤2.0％、Ni：25～35％、Cr：10～13.5％、Ti：2.5～4.0、Al：0.70～1.5％、B：≤0.020％、Zr：≤0.20％、Al+Ti：4.0～6.0％、Ti/1.8Al＝1.0～3.0％。

公开号为“JPH05105957A”(公开日1993年4月27日)，主题为“耐热高强度螺栓的制造方法”的日本公开申请公开了一种含Cr、Mo、V的低合金钢及其制造方法，其化学元素(质量百分比)设计为：C：0.15～0.40％、Si：≤0.5％、Mn：0.30～1.50％、Cr：0.30～1.50％、Mo：0.3～0.7％、V：0.03～0.20％、Nb：0.005～0.04％、Ni：0.10～0.50％、Ti：0.005～0.050％、Al：0.005～0.050％、B：0.0005～0.0030％。该工艺中以600℃卷取淬火，其后以200℃/h的速度缓冷。此种中等碳含量的材料，B的作用难以充分发挥，同时在Cr、Mo、V及其它合金化元素合理匹配，改善低合金钢的高温性能方面还可以进一步改进。

因此，本发明针对汽车发动机这类间歇运转零部件的特点，以保证材料的高温力学性能为主要工作方向，期望获得一种在550℃的环境温度下仍保持500MPa以上屈服强度的低合金冷镦钢材料，其可有效应用于生产高强度耐热的紧固件产品。

发明内容

本发明的目的在于提供一种冷镦钢及制造方法，该冷镦钢在550℃的温度仍可保持500MPa以上屈服强度。

为了实现上述目的，本发明提供了一种冷镦钢，所述冷镦钢除包含95质量％以上的Fe和不可避免的杂质之外，还包含以质量百分比计的如下化学元素：

C：0.30～0.45％，Si：0.1～0.5％，Mn：0.3～0.7％，Cr：0.70～1.5％，V：0.20～0.40％，Mo：0.40～0.70％，Al：0.03～0.07％，Ti：0.015～0.05％，Mg：0.0003～0.0009％。

本发明还提供了一种冷镦钢，所述冷镦钢包含以质量百分比计的如下化学元素：

C：0.30～0.45％，Si：0.1～0.5％，Mn：0.3～0.7％，Cr：0.70～1.5％，V：0.20～0.40％，Mo：0.40～0.70％，Al：0.03～0.07％，Ti：0.015～0.05％，Mg：0.0003～0.0009％，余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明中，各个化学元素的设计原理如下所述：

碳(C)：C元素是钢的必需成分，会影响钢的强度和韧性，随着碳含量增加，钢材的屈服强度和抗拉强度增强，但塑性降低，因此为了保证本发明材料调质处理后能达到高强度级紧固件的强韧性能，将碳含量控制在0.30～0.45％，进一步为了保证材料具备稳定的室温和高温力学性能，碳含量优选0.37～0.42％。

锰(Mn)：Mn可以提高钢的淬透性，因此一定的Mn含量可使钢材得到较好的强韧匹配，但锰含量过高会导致钢材热塑性变差，因此本发明将锰含量控制在0.30～0.70％，优选Mn含量0.45～0.65％。

硅(Si)：硅是钢在冶炼时脱氧剂的残余物，可保证钢较低的氧含量，但Si含量过高会使钢材脆性增加，且对钢材的塑性不利，尤其是对钢的冷塑性变形不利，因此本发明将硅含量控制在0.1～0.5％。

铬(Cr)：铬可以显著提高钢的淬透性，提高材料的高温强度并且提高材料的再结晶温度，但铬含量过高，易形成晶界碳化物，会影响钢材的力学性能，因此本发明的钢中控制Cr含量在0.70～1.5％，优选Cr含量0.90～1.10％。

钼(Mo)：钼固溶于基体，可以提高材料的高温强度、再结晶温度、材料的淬透性，还可以提高高温回火稳定性，形成的碳化物可实现材料的弥散强化，但Mo含量过高时，将增加钢的再热裂纹倾向，且成本较高。因此，为保证钢材的高温力学性能，本发明的钢中Mo含量控制在0.4～0.7％，优选Mo含量0.5～0.65％。

钒(V)：V的作用与Mo相近似，V可以强化晶界，还可以防止固溶于基体的Mo、Cr在高温时与碳形成碳化物导致材料产生高温脆性，V本身形成的氧化物还可实现材料的弥散强化作用。但V含量过高时，V的碳氮化物粗化，同时提高材料成本。因此，本发明钢中V含量控制在0.20～0.40％，优选V含量0.25～0.35％。

钛(Ti)：Ti的氧化物、氮化物、碳化物在较高的温度形成质点，有利于钢水凝固组织的等轴晶化，其质点在随后的热加工过程也可抑制奥氏体晶粒的长大，但过高的Ti含量会影响钢中夹杂物的形态进而影响钢的冲击塑性和抗疲劳性能，对钢水浇注也有影响，因此本发明控制Ti含量在0.015～0.05％，优选Ti含量0.02～0.04％。

铝(Al)：Al主要用来脱氧、细化晶粒，在高温形成的Al氧化物可以细化钢水凝固组织，形成的氧化物质点能够阻止高温淬火时出现的奥氏体长大现象，但Al含量过高易形成大型有害夹杂，冶炼、浇注难度也比较大，因此本发明Al含量控制在0.03～0.07％，优选Al含量0.35～0.55％。

镁(Mg)：Mg的作用与Al相近，在钢水中添加Mg，能有效防止铝脱氧的产物Al₂O₃的聚集，添加Mg、Al形成的MgO、Al₂O₃·MgO(即与MgO互相固溶的Al₂O₃)可高度弥散分布于钢中，阻止材料晶粒的滑移从而提高高温强度，但过高的Mg含量会增加冶炼难度、提高生产成本，因此本发明将Mg含量控制在0.0003～0.0009％。

本发明的不可避免的杂质包括磷(P)、硫(S)和氧(O)。一般地，这些元素在钢中含量越低越好，然而现有技术尚无法将全部杂质除尽。具体而言，磷对钢的冷变形性能有较大影响，浇注过程还容易造成结晶组织偏析，因此本发明钢中控制磷含量为：P≤0.02％；硫会劣化钢的热加工性能，对材料的耐腐蚀性能也有负面作用，因此本发明钢中控制硫含量为：S≤0.015％；氧会恶化钢水脱硫效果，加重钢的热脆倾向，还会与易氧化合金元素结合形成夹杂物，因此本发明钢中控制氧含量为：O≤0.0015％。

优选地，本发明的冷镦钢中，Al、Mg含量满足如下关系式(1)：

0.67LgAl％－LgMg％<2.2(1)

本发明通过控制钢中Al、Mg含量满足关系式(1)可以有效实现钢中Si、Mn、Al、Ti、Mg等在脱氧步骤中产生的高温氧化物质点弥散分布，并避免Al₂O₃、CaO等聚集、长大造成的不良后果。

优选地，本发明的冷镦钢中Mo和V的至少一部分以碳化物形式存在。

本发明钢中的Mo、V在高温下与C形成的碳化物弥散分布于钢材基体，可以起到弥散强化的作用，避免材料使用过程中产生组织转变而造成应力松弛。

优选地，本发明的冷镦钢中包含弥散的氧化物质点。

常规而言，钢在脱氧过程中(尤其是通过加入Al进行的脱氧过程)将不可避免地在钢中形成一部分氧化物，它们倾向于在钢中聚集并形成大尺寸的夹杂物，进而破坏了钢基体的连续性，降低钢铁材料的的强韧性。

然而，本发明通过合理的脱氧元素匹配及特殊的钢水脱氧处理工艺，可使材料得到弥散、细小的的氧化物质点，这些氧化物质点可以细化钢水凝固组织从而细化材料的原始金相组织，同时还可以阻碍材料在高温受力状态下晶粒间、晶粒内发生的滑移，从而提高材料抗高温蠕变的能力。

优选地，本发明所述氧化物质点包含由Mg和Ti与O形成的氧化物质点。

优选地，本发明所述氧化物质点还包含由Al的氧化物与Mg的氧化物形成的氧化物质点。

本发明通过在钢中添加Ti、Mg，从而在钢液中形成高温氧化物质点，进一步通过使Al、Mg含量满足关系式(1)，使得Mg的氧化物部分置换于Al的氧化物，防止铝的氧化物Al₂O₃的聚集、长大，形成的MgO、Al₂O₃·MgO细小氧化物质点高度弥散分布于钢中，阻止材料晶粒内及晶粒间的滑移进而提高材料的高温强度。

优选地，本发明所述冷镦钢的屈服强度陡降温度为550℃以上，优选为650℃以上，进一步优选为700℃以上。

此处，“屈服强度陡降温度”是指钢材在温度到达特定温度点时，屈服强度突降为0时的温度。屈服强度陡降温度越高，意味着材料的耐热性能越佳，其在高温环境下使用时发生的塑性变形越少。

相应地，为了实现上述目的，本发明还提供了制造如上所述的低合金冷镦钢的方法。

本发明所述的方法，包括以下步骤：

1)对钢水进行冶炼、镇静，再浇注为钢坯；

2)轧制所述钢坯，获得盘条；

3)加工盘条，再对加工后的盘条进行调质热处理。

一般地，盘条可用常规方法加工为任意钢产品，例如通过冷镦加工为紧固件。具体地，加工方法例如为将热轧盘条采用球化退火+拉拔+球化退火+轻拉的工艺加工成表面、组织、硬度满足冷镦要求的钢丝，钢丝经冷镦、搓牙、淬火、高温回火、表面发蓝或涂镀即完成耐热紧固件的生产。本领域技术人员可以使用常规技术手段完成上述步骤。此外，上述加工仅为对盘条进行成型加工，不会对盘条的组分、结构或性能造成实质影响，即无论针对盘条还是成型加工后的钢产品进行调质热处理，均将获得一致的耐高温性能。

优选地，在所述步骤1)中，依次添加Al、Ti和Mg，实现Al、Ti、Mg的顺序合金化。

本发明通过在步骤1)中依次添加Al、Ti和Mg可确保Al、Ti和Mg的高温氧化物的弥散分布。本发明先通过添加Al进一步降低钢水的氧含量，再添加Ti形成高温氧化物，通过钢水流动(例如搅拌)，促进高温氧化物质点的弥散分布，最后添加Mg，形成MgO质点，或优选地根据关系式1的要求添加Mg，并部分置换Al₂O₃中的氧形成Al₂O₃·MgO，从而中断Al₂O₃的聚集倾向，避免Al₂O₃聚集、长大。

优选地，本发明所述冶炼包括VD或RH真空精炼脱气处理。

VD或RH真空精炼脱气处理均在真空条件下处理钢水，可有效促进钢水的脱氧的同时还可有效降低钢水H、N含量，进一步降低钢水的有害杂质，提高钢水纯净度。

优选地，在所述步骤1)中，控制精炼炉中炉渣的碱度为5～9，黄白渣保持时间大于30分钟，炉渣中Al₂O₃含量在15～22％。

本发明通过控制钢包精炼炉炉渣的碱度在5～9，黄白渣保持时间大于30分钟，炉渣中Al₂O₃含量控制在15～22％，可以降低钢水的氧含量，减少夹杂物的产生。

优选地，在所述步骤2)中，将所述钢坯高线轧制为盘条，控制加热温度为1050～1100℃，精轧温度为890～940℃，减定径温度在860～890℃，高线吐丝温度为850～880℃。

本发明中，较高的钢坯加热温度有利于材料变形。

优选地，步骤2)中还包括冷却步骤，所述冷却步骤为将所述盘条风冷至680～720℃，然后缓冷至500～550℃，优选550℃，所述缓冷的冷却速度小于0.5℃/S，再快速冷却至400℃以下。

本发明中，通过大于5℃/s的冷却速率快速冷却至680～720℃，优选720℃，可以减少碳化物的不均匀析出。

优选地，在所述步骤3)中，所述调质热处理为在920℃淬火、600℃回火，回火时间3～4小时，优选4小时。

本发明中，为了保证材料的高温强度，优选较高的材料调质处理温度，以使Cr、Mo尽可能多地固溶于基体，同时优选较长时间的回火，以使Mo、V的二次碳化物弥散析出强化，避免材料使用过程中产生组织转变而造成应力松弛。

与现有技术相比，本发明的有益效果包括但不限于：

1)本发明通过采用合理的化学成分设计，以低合金的化学成分获得了屈服陡降温度在550℃以上的紧固件用耐高温冷镦钢，提升了钢材的高温性能，也降低了制造难度和生产成本。

2)本发明添加了Mo、V、Ti、Al、Mg，其中Mg等元素细化组织晶粒，通过Al、Mg氧化物的交互作用，一方面减轻了Al脱氧氧化物的聚集危害，还得到了高度弥散的MgO、Al₂O₃·MgO氧化物质点；其中Mo和V等元素在高温下形成碳化物，在钢材中弥散分布，也增加了钢材的高温耐性。这些都进一步提升了钢材的高温性能。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明，以使本发明的内容更加清楚和便于理解。但需要说明的是，本发明并不局限于以下公开的实施例。

本发明实施例1～6和对比例1～4中的冷镦钢盘条的化学成分如表1所示，表2示出了实施例1～6和对比例1～4调质后的室温力学性能，表3示出了实施例1～6及对比例1-4的高温力学性能。

实施例1～6的冷镦钢盘条通过以下步骤制得：

1)根据如下表1所示的配方，对钢水进行冶炼、镇静，再浇注为钢坯，其中：

实施例1～6采用电弧炉或转炉粗炼，控制粗炼钢水的碳含量不低于0.10％，控制钢包精炼炉炉渣的碱度在5～9，黄白渣保持时间大于30分钟，炉渣中Al₂O₃含量控制在15～22％，设置Mg、Al、Ti的合金化顺序为Al-Ti-Mg，其后在无氧的保护气氛下，将经过充分镇静的钢水浇注成钢锭或钢坯。

2)轧制所述钢坯：

将钢坯高线轧制为盘条，控制加热温度为1050～1100℃，精轧温度为890～940℃，减定径温度在860～890℃，高线吐丝温度为850～880℃。

3)冷却盘条，然后进行调质热处理：

将轧制后的钢坯风冷至720℃，然后缓冷至550℃，缓冷的冷却速度小于0.5℃/S，再快速冷却至400℃以下。钢材冷却完成后对其进行调质：经930℃保温1h后空冷淬火，再经600℃保温4h后空冷。之后取样进行室温(25℃)和高温力学性能测试。

对比例1采用常用的高强度紧固件材料42CrMo(中碳铬钼钢)，对比例2～4采用与上述实施例类似的方法制造，所不同的仅在于对比例2-4的钢的化学成分设计不在本发明要求范围内。此外，为对比高温强度损失，材料根据组分差异进行相近强度的热处理以获得相近的屈服强度范围。因此，具体的对比例1～4的热处理工艺为：860-930℃加热保温1h后空冷淬火，再经530-590℃保温2-4小时。

实施例1～6及对比例1～4的钢的各化学元素的质量百分比配比如下表1所示。

表1实施例及对比例的钢的各化学元素的质量百分比配比(wt％，余量为Fe和其他不可避免的杂质)

实施例1～6和对比例1～4的室温以及高温力学性能，包括拉伸强度σb(MPa)、屈服强度σ0.2(MPa)和断面收缩率Z(％)。室温下的力学性能根据GBT 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》标准测定。结果见表2、表3。

表2实施例及对比例的钢调质后的室温(25℃)力学性能

从表2中可以看出，调质后实施例1～6及对比例1-4均为高强度材料，抗拉强度均高于1000MPa，以屈服强度表征的材料韧性数据也比较理想，符合本领域对紧固件力学性能的要求。此外实施例1～6的断面收缩率Z均高于对比例，具有更好的塑性。

本发明采用GBT 228.2-2015《金属材料拉伸试验第2部分：高温试验方法》检测实施例1～6和对比例1-4的钢的高温屈服强度σ0.2(MPa)，以表征材料在高温下的受拉形变性能，结果如下表3所示。

表3实施例及对比例的钢的高温力学性能

表3为实施例及对比钢高温力学性能，由于考察高温材料的受拉形变性能，表3列出的是材料的屈服强度对比。表3可见，钢铁材料在高温环境下，均有一定程度的强度衰减，对比例1在450℃以上的温度材料屈服强度陡降，不能适用450℃以上的高温环境；对比例2-3在500-550℃均出现较大幅度强度降低；对比例4的屈服陡降温度达到了600℃，但强度衰减速度较快。本发明实施例1-6的材料屈服强度陡降的温度均高于600℃，可保证材料在550℃以下，甚至600℃以下的温度保持500MPa以上的屈服强度。

以上详细描述了本发明的较佳具体实施例。应当理解，本领域的普通技术人员无需创造性劳动就可以根据本发明的设计构思作出各种修改和变化。因此，在现有技术的基础上，凡本技术领域中技术人员依本发明的设计构思，通过逻辑分析、推理或者有限的实验可以得到的技术方案，皆应在由权利要求书所确定的保护范围内。

此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

Claims

1.一种冷镦钢，其特征在于，所述冷镦钢除包含95质量％以上的Fe和不可避免的杂质之外，还包含以质量百分比计的如下化学元素：

2.一种冷镦钢，其特征在于，所述冷镦钢包含以质量百分比计的如下化学元素：

3.根据权利要求1或2所述的冷镦钢，其特征在于，所述冷镦钢中Al和Mg的含量满足以下关系式(1)：0.67LgAl％－LgMg％<2.2。

4.根据权利要求1-3中任一项所述的冷镦钢，其特征在于，在所述冷镦钢中，所述不可避免的杂质以质量百分比计的含量满足如下：P≤0.02％，S≤0.015％，以及O≤0.0015％。

5.根据权利要求1-4中任一项所述的冷镦钢，其特征在于，所述冷镦钢中Mo和V的至少一部分以碳化物形式存在。

6.根据权利要求1-5中任一项所述的冷镦钢，其特征在于，所述冷镦钢包含分散的氧化物质点。

7.根据权利要求6所述的冷镦钢，其特征在于，所述氧化物质点包含由Mg、Ti与O形成的氧化物质点。

8.根据权利要求6或7所述的冷镦钢，其特征在于，所述氧化物质点包含由Al的氧化物与Mg的氧化物共析出形成的氧化物质点。

9.根据权利要求1-8中任一项所述的冷镦钢，其特征在于，所述冷镦钢的屈服强度陡降温度为550℃以上。

10.制造权利要求1至9中任一项所述的冷镦钢的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

1)对钢水进行冶炼、镇静，再浇注为钢坯；

2)轧制所述钢坯，获得盘条；

3)加工所述盘条，再对加工后的盘条进行调质热处理；优选地，所述步骤1)中，依次添加Al、Ti和Mg，实现Al、Ti、Mg的顺序合金化。

11.根据权利要求10所述的方法，其特征在于，所述冶炼包括VD或RH真空精炼脱气处理。

12.根据权利要求10所述的方法，其特征在于，所述方法满足如下条件中的一个以上：

在步骤1)中，控制精炼炉中炉渣的碱度在5～9，黄白渣保持时间大于30分钟，炉渣中Al₂O₃含量在15～22％；

在步骤2)中，将所述钢坯高线轧制为盘条，控制加热温度为1050～1100℃，精轧温度为890～940℃，减定径温度在860～890℃，高线吐丝温度为850～880℃；步骤2)中还包括冷却步骤，所述冷却步骤为将所述盘条风冷至680～720℃，然后缓冷至500～550℃，所述缓冷的冷却速度小于0.5℃/S，再以大于5℃/s的速率快速冷却至400℃以下。

13.根据权利要求10所述的方法，其特征在于，所述调质热处理为在920℃淬火、600℃回火。