高強緊固件用鋼B7的研發與質量改進

李帥軍

（河鋼集團宣化鋼鐵公司，河北 075100）

0 引言

隨著國內外經濟的發展，國家對裝備制造產業、風力發電產業給予了大力支持，使得高強度緊固件的需求也逐年在增加。我國緊固件行業經過多年的探索和積累，實現了迅猛的發展，目前我國緊固件的產量及出口量，均位居世界第一。緊固件行業的發展，遵循了科技發展的道路，產品的技術含量逐步提高，產品升級換代步伐不斷加快。一方面，產品由原來的小規格、低強度、低附加值的標準件，逐漸地向高精度、高強度、非標定制件方向轉化，奠定了緊固件發展的堅實臺階；另一方面，由于緊固件產品逐步向中高端發展，緊固件質量、性能的提升也對鋼材的質量、性能提出了更高的要求[1]。

宣鋼開發高強緊固件用鋼B7 主要是供應國內某高強度緊固件加工企業，用于生產加工出口的高強度全螺紋螺桿，對材料的成分、力學性能、低溫韌性和表面質量要求較高。本文介紹了高強度緊固件用鋼B7的設計開發過程，對用戶加工使用過程中涉及的一些質量問題進行了分析，并提出改進措施。

1 產品設計

1.1 成分設計

化學成分對鋼材性能影響很大，合理的成分設計至關重要。B7 為美標牌號，成分執行美國ASTM標準A193/A193M《高溫高壓及其他目的用合金和不銹鋼栓接材料的標準規范》。因其與國標42CrMo 成分相近，作為緊固件材料加工方式和用途基本一致，因而國內部分鋼企把B7 和42CrMo 視作同一鋼種，單純從成分范圍上來看B7 成分更接近于國標的40CrMnMo。三種牌號鋼的成分對比見表1。

表1 成分對比

在與用戶簽訂的技術協議中B7 與42CrMo 在鋼材力學性能上的要求差別不大，但B7 要求低溫沖擊性能，常規的42CrMo 達不到該要求，因此不能簡單的用42CrMo 來代替B7，需要單獨進行成分設計以滿足性能指標要求。

兩種牌號[Mn]的成分范圍差別較大，宣鋼42CrMo的[Mn]一般控制在0.65%左右，B7要求的范圍是0.75～1.00%，[Mn]含量低于B7 的最低要求。[Mn]能有效提高鋼的強度和淬透性，能減少[S]產生的熱脆效應，因其經濟性常用于替代貴重合金元素，因此[Mn]應偏上限控制。

[Mo]能提高鋼的淬透性，細化晶粒，并能有效地阻止鋼材的第二類回火脆性組織的產生，尤其是低溫狀態下，[Mo]含量的增加對提高沖擊值起到積極 作 用[2]。42CrMo 與B7 中[Mo]要 求 范 圍 相 同，42CrMo 一般偏下限控制，因技術協議中對低溫沖擊性有較高的要求，因此在B7的成分設計中[Mo]應偏中上控制。

[Al]能夠起到細化晶粒作用，改善低溫韌性。[Al]含量太高會影響鋼水流動性，易形成非金屬夾雜物，所以使用[Al]作為脫氧劑，保證脫氧效果即可。

[C]是對鋼材強度影響最大的元素，[C]的提高明顯降低了鋼的塑性和韌性。B7 對強度的要求與42CrMo基本一致，合金元素含量高于42CrMo，強度能得到保證，[C]應偏下限控制。

綜上對B7的成分設計如表2所示。

表2 B7成分設計

1.2 生產工藝路線

根據B7 的成分設計和質量要求，確定B7 生產的工藝路線為：KR 脫硫→150t 復吹轉爐冶煉→180tLF 爐精煉→連鑄165mm×165mm 鑄坯（結晶器電攪）→鋼坯緩冷→棒材軋制→快速下冷床收集→緩冷坑緩冷。

2 生產試制

2.1 煉鋼工藝

轉爐底吹全程使用氬氣，冶煉采用雙渣操作，堿度大于等于3.0，采用高拉碳出鋼，C-T協調出鋼，出鋼［C］≥0.10%、［P］≤0.012%；轉爐出鋼過程采用滑板擋渣，嚴禁爐口下渣；出鋼過程大包全程吹氬，見鋼流立即按順序加入合金，合金化物料加完后加入頂渣料，渣料鋪設均勻。

入LF 爐吹氬、加熱，調整渣層粘稠度保持渣層具有良好流動性。精煉渣堿度控制在3.0～4.0，Al2O3控制在20～30%，TFe≤1.0%；采用電石進行渣面脫氧，白渣保持時間＞15min；精煉全程埋弧操作，保持電弧穩定，減少精煉過程鋼液吸氮；精煉周期≥55分鐘，在精煉成分、溫度合格后出站。

連鑄開澆前用氬氣對中間包進行吹掃；澆鑄時確保長水口氬封和浸入式水口的密封，全程保護澆注；B7 液相線溫度1498℃，中包鋼水過熱度控制在25～40℃，拉速控制在1.3～1.5m/min；鑄坯下冷床后緩冷48小時。

2.2 軋制工藝

因B7 鋼材對表面脫碳有要求，加熱時保持爐內還原性氣氛，合理設定空燃比，煙氣殘氧控制在2.5%以內；鋼坯要加熱均勻，上下溫差小于15℃，頭尾溫差小于50℃；勻速控制鋼坯在高溫段的加熱時間＞90min，使合金元素充分擴散，降低由于枝晶偏析、中心偏析造成的組織轉變不均勻，提高相變的一致性。B7軋制溫度制度見表3。

表3 B7軋制溫度制度

熱坯出爐后采用高壓水除鱗設備去除爐生氧化鐵皮；軋制過程全程避水軋制，避免冷卻水飛濺影響組織轉變；上冷床后快速剪切收集，入緩冷坑堆垛緩冷，入坑溫度大于450℃，溫度降低到200℃以下出庫。

3 檢測結果

對試制的Φ27mm 規格B7 進行了成分、低倍、金相、力學性能的檢測分析。

3.1 化學成分

經檢測化學成分符合設計要求，見表4。

表4 鑄坯和鋼材成分

3.2 低倍組織

鋼材的低倍檢驗結果具體情況見表5和圖1。由表5可以看出，低倍組織等級符合技術標準。由圖1可以看出，低倍組織致密、均勻，未發現肉眼可見的縮孔、裂紋、氣泡、夾雜、折疊、白點及有害夾雜物。

表5 低倍組織 /級

圖1 熱軋B7圓鋼低倍組織

3.3 金相檢測

對B7 鋼材試樣進行了非金屬夾雜物、組織及脫碳層的測定，檢測結果如表6、圖2 所示。從表6和圖2可以看出：本次試制的B7圓鋼非金屬夾雜物滿足設計要求；組織為珠光體+貝氏體+鐵素體，無馬氏體存在，滿足設計要求；脫碳層厚度≤1.0%D，滿足設計要求。

表6 B7金相檢測

圖2 B7金相組織×500

3.4 力學性能檢測

根據B7 產品技術協議要求結合實驗設備工況條件，設計熱處理制度為860℃油淬，640℃空冷回火，調質后經檢測力學性能如表7 所示。由表7 可以看出，力學性能符合技術協議要求。

表7 B7力學性能

4 質量改進

4.1 質量問題分析

將該批次B7 圓鋼發給用戶進行試用，生產加工成全螺紋螺桿（牙條）。工藝路線為：退火→拋丸→拉拔→下料→淬火→回火→檢測—搓絲→涂鍍。試用過程中主要出現以下兩種質量問題：

4.1.1 淬火開裂

用戶在試用過程中部分工件在淬火后出現通條裂紋（見圖3），高倍鏡下觀察裂紋沿弱化的晶界曲折分布，口寬尾細，呈過熱特征，應為淬火過熱開裂。

圖3 裂紋形貌

用戶熱處理加熱方式為高頻感應加熱，淬火溫度920～930℃，建議用戶適當降低淬火溫度。同時不排除母材本身存在劃傷、折疊、裂紋等缺陷造成應力集中引發裂紋的可能。

4.1.2 低溫沖擊性能不穩定

用戶在產品檢測中發現部分產品在-101℃下沖擊功不足27J。根據樣品和母材金相分析，調質后組織為回火索氏體+鐵素體（見圖4），組織情況正常，母材組織為珠光體+貝氏體+鐵素體，平均晶粒度僅有6.5級，且伴有帶狀組織存在（見圖5）。

圖4 調質處理后金相×200

圖5 母材金相×200

經檢測，工件力學性能檢測強度指標適當，抗拉強度890MPa 性能余量不大，因此分析晶粒粗大是造成低溫沖擊性能不穩定的主要因素。

4.2 工藝改進

（1）再結晶形成變形帶中碳化物的沉淀可抑制鐵素體晶粒長大，保證晶體分布的均勻性。所以要合理設置加熱溫度、加熱時間和開軋溫度，保證碳化物擴散的均勻性，消除坯料偏析，減輕原始帶狀組織的影響[3]。

（2）按下限控制開軋溫度，延長加熱時間至120min，降低軋制速度，確保終軋溫度控制在950℃以下。

（3）[Ti]與O、N、C 都有較強的結合力，Ti/C 比控制在4 以內，隨著Ti 的增加，晶粒細化。[Ti]的強化機理主要是細晶強化和TiC 沉淀強化[4]，TiC 的析出能防止鋼的晶粒長大。因此在B7中加入0.035%的[Ti]，同時將[Al]含量提升至0.02%，保證脫氣效果同時AlN的析出能阻礙熱加工的再結晶。

成分及軋制工藝調整后，母材晶粒明顯細化，晶粒度達到8.5 級，帶狀組織有所改善（見圖7），后續使用中低溫沖擊功穩定在30J 左右，均能達到技術協議要求。

圖7 工藝調整后B7金相組織×200

5 結語

宣鋼為了適應國內外緊固件行業的發展形勢，提升緊固件用鋼的產品檔次，擴大市場占有率，組織研發了美標B7 牌號的緊固件用鋼。通過制定合理的生產工藝，運用化學成分控制技術、LF 精煉控制技術、細化晶粒技術、終軋溫度控制技術，開發出了B7牌號高強緊固件用鋼。

產品經客戶試用，發現了工件熱處理工藝不合理及低溫沖擊性能不穩定問題。通過降低熱處理淬火溫度，消除了淬火開裂問題；通過降低開軋溫度，控制終軋制溫度，減輕了坯料偏析和原始帶狀組織對工件力學性能的影響[3]；通過[Ti]、[Al]等元素的強化作用，有效細化了晶粒，明顯提高并穩定了B7 鋼低溫沖擊性能。通過上述調整措施，最終生產出了滿足客戶需求的B7 牌號高強緊固件用鋼，產品質量達到了設計要求。