CN1218061C - 一种钙处理钒－氮－钛微合金化非调质钢及其制备工艺 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种微合金非调质钢及其制备工艺，特别涉及一种钙处理钒-氮-钛微合金化非调质钢及其制备工艺。解决了已有钒微合金化非调质钢无法在大截面的情况下保证内部硬度及组织均匀性的缺陷。技术解决方案是：一种钙处理钒-氮-钛微合金化非调质钢，其元素组成包括Fe、C、Mn、Si、V、Cr、N、S、Ti、Ca，各元素的重量配比为：C：0.25～0.40%、Mn：1.0～1.70%、Si：0.30～0.70%、V：0.05～0.20%、Cr：0.30～2.0%、Ti：0.005～0.0250%、N：0.0080～0.02%、S：0.005～0.025%、Ca：0.0005～0.0050%、其余为不可避免的杂质。制备工艺为：根据上述合金设计方案，钢的均热温度1220～1280℃，1150～1200℃开轧，终轧温度950～1050℃，钢在热加工后先空冷至500℃，然后堆冷。主要用于制造耐大气腐蚀、切削加工性能好、较厚的硬度为VHN220～280塑料模具模架。

Description

一种钙处理钒-氮-钛微合金化非调质钢及其制备工艺

技术领域：本发明涉及一种微合金非调质钢及其制备工艺，特别涉及一种一种钙处理钒-氮-钛微合金化非调质钢及其制备工艺。

背景技术：随着家电、通讯、汽车及仪表等工业的高速发展，塑料制品表面光洁度要求越来越高，相应地模具型腔表面抛光性能要求越来越高。这就要求用作模具型腔的材料硬度相应提高，因为硬度越高，抛光性能越好。与此同时，和型腔相配合的模架的硬度也要提高，以提高耐磨性。长期以来，国内外均使用轧态或者正火中碳钢S50C~S55C制造模架。其使用硬度为VHN160~200，抗拉强度为610~700MPa。其优点是成本低，切削加工容易。缺点是硬度偏低，耐磨性差，焊补性能差，耐大气腐蚀性差，不能够满足日益发展的模具工业的需要。为了提高模架的硬度，用户经常需要对S50C~S55C进行调质处理，使硬度提高到VHN230~280。但由于该类钢的淬透性差，无法使厚100mm以上的大截面模块心部淬透，从而无法保证心部获得VHN230以上的硬度。同时，热处理会增加变形和开裂倾向，而且使制造成本每吨增加至少500元。此外，这类中碳钢由于碳含量在0.50％左右，冶炼浇铸过程产生较严重的碳偏析，使心部出现硬点，严重影响切削加工性能。钒微合金化非调质钢自上世纪70年代开始已经在汽车等领域中获得了越来越多的应用，但主要用于结构件，用来取代S45C和40Cr等调质钢。通常在钢中加入0.05~0.20％钒，并辅以氮微合金化，可使钢在热加工后空冷过程中产生V(C，N)析出相，从而提高钢的强度。日本特许厅公开特许公报，昭和59-136420报道了用于螺栓冷加工的非调质钢：0.35~0.50％C，0.15~0.35％Si，0.50~1.50％Mn，0.05~0.20％V，0.006~0.02％N。要求热加工后在500~700℃的冷速为10~100℃/min才能保证硬度VHN200~260，进一步冷加工后的硬度为VHN220~280。该冷速的下限相当于厚35mm板坯表面空冷速度，但高于空冷时板坯心部冷速。该专利只适合于制造厚度，或者直径35mm以下的零件。

JP78091/93报道了用于汽车零件的非调质钢：0.15~0.40％C，0.90~1.30％Si，1.2~3.0％Mn，0.10~0.50％Cr，0.03~0.10％S，0.05~0.50％V，0.008~0.02％N。如此高的硅和锰含量，是为了获得贝氏体+残余奥氏体组织，具有强烈的加工硬化能力，切削加工性比较差。该钢在热加工后要求250~650℃时效，以使残余奥氏体发生转变，并消除应力。添加了0.03~0.10％S，以改善切削加工性能。如此高的硫含量会导致中心偏析，影响钢的组织和硬度分布的均匀性，因此不适合制造大截面板坯，特别是塑料模具板坯。

发明内容：本发明需要解决的技术问题是：提高模具钢的硬度并同时保持良好的切削加工性、提高其截面组织的均匀分布性、提高其焊接性能、提高其耐腐蚀性。为解决上述技术问题，本发明的发明思路是提供一种钙处理钒-氮-钛微合金化非调质钢，本发明拟采用碳、锰、硅、铬、钒和氮等合金元素的匹配设计，并施行钙处理，在热加工后控制冷却获得必需的组织和硬度。钙处理的一般目的是为了控制夹杂物形态和组成，改善韧性和切削加工性能。在本发明钢中，钙处理有特殊的作用。本发明钢板坯在热加工后的组织为铁素体+珠光体，铁素体除了改善韧性外，还可以改善切削加工性能。

本发明的技术解决方案是：一种钙处理钒-氮-钛微合金化非调质钢，其元素组成包括Fe、C、Mn、Si、V、Cr、N、S、Ti，其特征是组成元素还包括有微量Ca，各元素的重量配比为：

C：0.25~0.40％

Mn：1.0~1.70％

Si：0.30~0.70％

V：0.05~0.20％

Cr：0.30～2.0％

Ti：0.005~0.0250％

N：0.0080~0.02％

S：0.005~0.025％

Ca：0.0005~0.0050％

其余为铁和不可避免的杂质

一种钙处理钒-氮-钛微合金化非调质钢制备工艺为：根据上述合金设计方案，钢的均热温度1220~1280℃，1150～1200℃开轧，终轧温度950~1050℃。钢在热加工后先空冷至500℃，然后堆冷。即可以获得沿截面均匀分布的铁素体+珠光体组织及硬度VHN220~280。

本发明的有益效果是：由于厚100mm以上板坯心部存在不可避免的碳、锰偏析，获得铁素体组织的能力比表面低，导致心部有时出现全珠光体，对硬度分布的均匀性和切削加工性不利。本专利发现，含钙硫化物能够诱导铁素体相变。而心部往往存在较多的硫化物，对铁素体相变的诱导作用更明显。因此，在施行钙处理情况下，可以使厚板坯心部仍然获得部分铁素体组织，从而改善硬度和组织分布的均匀性及钢的切削加工性能。

以下是有关本发明钢的合金成分设计和热加工工艺说明：

C：0.25~0.40％，是保证获得硬度VHN230以上，而组织为铁素体+珠光体的重要元素。太低，先共析铁素体太多，不能保证所需要硬度。太高，由于在冶炼浇铸过程产生的偏析，会导致成品板坯中心偏析，无法形成铁素体+珠光体组织，而形成屈氏体组织，降低钢的切削加工性能和韧性。

Mn：1.0~1.70％，是保证获得硬度VHN230以上，同时获得铁素体+珠光体组织的重要元素。太低，无法保证上述硬度。太高，由于在冶炼及浇铸过程产生偏析，使板坯中心无法获得珠光体组织，而获得屈氏体组织，降低钢的切削加工性能和韧性。

Si：0.30~0.70％，是既能有效提高铁素体分数，又能提高硬度的元素。由于促进铁素体形成，Si能够有效平衡由于铬和锰的加入导致的铁素体分数的减少。而适当分数的铁素体，有助于改善切削加工性能。

V：0.05~0.20％。同0.008~0.0250％N相配合，通过V在锻/轧后从铁素体中析出碳氮化物，以提高钢的硬度和强度。

Cr：0.30～2.0％。加入铬，一方面能够提高钢的硬度和强度，另一方面能够改善钢的耐腐蚀性能。

Ti：0.005~0.0250％。微钛处理对于非调质钢在加热过程中阻止晶粒的长大有明显帮助。但其含量不能够太高，不然TiN颗粒粗大，不仅不能够阻止晶粒长大，而且会损害钢的切削加工性能。

N：0.0080~0.02％％。氮可以同钒、碳一起形成碳氮化钒，在轧后冷却过程中析出，提高钢的硬度和强度。太高的氮则损害钢的韧性。

S：0.005~0.025％。一定硫含量，可以改善切削加工性能。另外，硫化物，特别是钙处理硫化物在钢中可以成为铁素体形核的非均质核心。硫含量太高，则加剧钢的偏析。

Ca：0.0005~0.0050％。钙处理的目的，一方面是为了控制硫化物形态，降低偏析，改善韧性和切削加工性。另一方面是获得含钙的硫化物，诱导铁素体相变，从而进一步改善切削加工性能和硬度分布。

表1对比了日本特许厅公开特许公报，昭和59-136420专利[1]、JP78091/93专利(2)和本发明钢的化学成分及应用领域。

表1

发明钢	C	Si	Mn	Cr	V	N	S	Ca	Ti	VHN	组织	热加工工艺
													专利[1]	0.35~0.50	0.15~0.30	0.50~1.50	≤1.0	0.05~0.20	0.006~0.02	≤0.15			200~280	铁素体+珠光体	1000℃以上热加工，500~700℃冷速10~100℃/min
专利[2]	0.15~0.40	0.90~1.30	1.20~3.00	0.10~0.50	0.05~0.50	0.008~0.02	0.03～0.10		0.002~0.05	≥280	贝氏体+残余奥氏体	1000℃以上热加工，250~650℃时效
													本发明	0.25~0.40	0.40~0.70	1.00~1.70	0.30~2.00	0.05~0.25	0.008~0.02	0.005~0.025	0.005~0.0050	0.005~0.025	220~280	铁素体+珠光体	950℃以上热加工，轧后空冷至500℃，再堆冷。

同专利[1，2]相比，本专利申请最重要的发现在于施行了钙处理。钙处理使硫化物变性为纺锤状，而含钙纺锤状硫化物能够成为铁素体相变的非均质核心，诱导厚板坯心部在碳和锰等元素偏析情况下，仍然获得铁素体组织，从而改善硬度和组织分布的均匀性及切削加工性能。这对于厚板坯的塑料模具钢而言至关重要。相反，未经过钙处理的硫化物没有这种作用。此外，本专利申请还在下列方面有不同之处。

同专利[1]比较，本发明钢的硅含量较高，有利于促进心部铁素体组织的形成。同时本发明钢进行了微钛处理，有利于控制均热过程中奥氏体晶粒的长大。图6显示本发明钢0.30％C，0.50％Si，1.40％Mn，0.017％P，0.012％S，0.38％Cr，0.013％N，0.020％Al，0.010％Ti，0.0025％Ca在热加工状态下的奥氏体连续冷却转变曲线.可以看出，在冷速0.05~0.5℃/s范围内，本发明钢均发生铁素体-珠光体相变，而硬度受冷却速率的影响较小，为VHN250左右。必须说明的是，实际工业生产中，厚35~500mm板坯表面到心部在空冷条件下的冷却速率全在该范围内。这说明，本专利申请能够制造厚35~500mm板坯，在先空冷，后堆冷条件下获得VHN220~280硬度，组织和热应力小，从而满足高档次模架用塑料模具钢的需求。而按照专利[1]的成分设计，在空冷条件下，无法保证厚35mm以上板坯心部获得VHN220以上的硬度。如使用风冷，获得所要求的冷速，则导致表面和心部的硬度差距加大，同时，增加冷却应力，会导致厚板坯在后续加工过程中出现变形，甚至开裂。同专利[2]相比，本发明钢的硅含量低，而且组织为铁素体+珠光体，同时硬度也较低。

而专利[2]依靠高硅和锰含量获得贝氏体+残余奥氏体组织。另一个不同之处在于本发明钢的硫含量为0.005~0.025％，比专利[2]报道的0.03~0.10％低。太高的硫含量，难于保证硫化物变性成为纺锤状，从而失去了对铁素体相变的促进作用。

附图说明：

图1为本发明1#钢的层面硬度分布图

图2为本发明2#钢的层面硬度分布图

图3为S48C钢种的层面硬度分布图

图4为本发明2#钢金相组织图，×100

图5为S48C钢种金相组织图，×100

图6为本发明1#钢芯部金相组织图，×400

图7铣削本发明钢和S48C钢的后刀面磨损量图

图8焊补本发明钢和S48C钢时从母体到焊缝的硬度变化图

具体实施方式：根据上述合金设计思路，在试验室冶炼并锻造了8炉钢，浇铸成100kg钢锭，其化学成分如表2所示。将钢锭锻造加工成80×150mm试样，加热温度1200～1250℃，开锻温度1150℃，终锻温度950℃，锻后分别进行空冷和砂冷至室温。在1/4对角线部位截取金相样，进行硬度测定，结果如表2所示。之所以分空冷和砂冷，主要是考察所设计钢的硬度对冷却速率的敏感性。

表2试验室冶炼的化学成分，wt％

炉次	C	Si	Mn	P	S	V	N	Ti	Cr	Ca，ppm	VHN空冷	VHN砂冷
													1	0.36	0.46	1.50	0.013	0.021	0.11	0.016	0.020	0.30	35	245	230
2	0.32	0.40	1.58	0.014	0.020	0.10	0.020	0.015	0.35		235	230
													3	0.33	0.48	1.51	0.013	0.011	0.10	0.006	0.018	0.32	20	230	220
4	0.32	0.56	1.46	0.015	0.012	0.10	0.020	0.025	0.36		235	220
													5	0.34	0.45	1.25	0.015	0.012	0.12	0.015	0.016	1.20		260	245
6	0.36	0.50	1.35	0.016	0.008	0.14	0.012	0.010	1.30		275	258
													7	0.38	0.55	1.20	0.015	0.013	0.16	0.009	0.012	1.60	35	280	265
8	0.34	0.57	1.25	0.016	0.011	0.14	0.013	0.010	1.40		265	250

从表2可以看出，设计的1～4号钢，其铬含量为0.30～0.40％，硬度为VHN220~245，5~8号钢，其铬含量为1.20～1.60％，硬度为VHN245~280。另外，空冷比砂冷硬度普遍偏高仅10VHN左右，差距不大，说明设计钢对冷却速率不敏感。这预示用这些成分设计的板坯，硬度沿截面分布的均匀性好。它们的显微组织均为铁素体+珠光体，其中1～4号钢铁素体份数在30~50％，而5~8号钢为20~40％。Ca处理，可以增加铁素体含量。

根据上述成分设计原则及试验室小炉炼钢工作，进行了工业性生产试验，板坯厚度230mm，其化学成分如表3所示。热加工工艺为：1200~1280℃均热，1150～1200℃开轧，950~1050℃终轧，轧后空冷至500℃再堆冷。剖析了板坯1/2宽度-1/2厚度截面的硬度分布，并同150mm厚的轧态交货的S48C进行了对比，如图1、图2、图3所示。

表3工业生产试验的本发明钢的化学成分，wt％

钢号	C	Si	Mn	P	S	V	N	Al	Ti	Cr	Ca，ppm
												1	0.340	0.515	1.25	0.015	0.0082	0.145	0.0122	0.018	0.010	1.45	30
2	0.320	0.506	1.45	0.015	0.0120	0.120	0.0115	0.015	0.011	0.33	25

本发明钢所有测试部位的硬度均高于VHN220，其中1#发明钢硬度更高，均在VHN240以上，平均比S48C钢高70VHN以上。另外，本发明钢硬度分布的均匀性比S48C钢好。组织分析表明，整个截面组织均为铁素体+珠光体，本发明钢的组织比S48C钢细小得多，而且铁素体分数更多(参见图4、图5)。这同微钛处理的晶粒细化和含钙硫化物对铁素体相变的促进作用有关(图6)。图6清楚地显示，钙促进硫化物球化，而球化后的硫化物可以成为铁素体形核的核心，诱导铁素体相变。这对于塑料模具钢特厚板坯而言，尤其具有重要意义。由于厚板坯中心容易产生碳、锰等偏析，不利于获得铁素体组织，钙变性硫化物的出现，使心部在偏析情况下，仍然能够获得铁素体组织，从而改善了组织和硬度分布的均匀性及切削加工性能。

2#发明钢的组织同1#钢类似，只不过铁素体分数多10～20％左右。

进行了铣削加工试验，以比较发明钢1#和对比钢S48C的切削加工性能。两种试验钢的硬度分别为VHN250和VHN195。所用铣刀为M2高速钢，直径16mm。切削参数为：切削深度3mm、进刀量0.067mm/rev、切削速度37.5m/min。测量切削过程中的后刀面磨损，作为评价切削性能的指标。后刀面磨损越大，加工性能越差。从试验结果(图7)看，铣削本发明钢1#和S48C钢的后刀面磨损量相当，表明两者的切削性能接近。

尽管本发明钢比S48C钢的硬度高，但前者的铁素体份数较多，而且晶粒更细，因此有利于改善加工性能。另外，适当提高的硫含量也有利于切削加工性能。在使用或者装配过程中，模架会发生磨损，或者损坏。这时就需要对模架进行焊补。焊补时，焊接部位模架的硬度不可避免会提高。对使用者而言，焊补性能中最关心的是焊补后硬度的升高情况。希望该硬度不要提高太多，不然会给后续的磨削及其它加工带来不便。焊补性能可以用焊补后母体到焊缝的硬度变化情况来表示。使用J707Ni焊条在室温下进行焊补试验。试验钢为本发明钢和S48C，它们的硬度分别为VHN250和VHN195，尺寸为40×150×200mm。

焊接时，既不进行预热，也不进行焊后热处理。测量焊补后母体到焊缝的硬度变化，如图8所示。可见，焊补S48C时，其硬度的提高程度明显比焊补本发明钢高。前者在焊补后焊缝的最高硬度为HRC62，而后者仅为HRC48。另外，焊补前者的硬化层比焊补后者深。该结果表明，本发明钢的焊补性能比S48C更好。

综上所述，同现有中碳钢相比，用本发明钢作塑料模具的模架，使模架的硬度从VHN160~200提高到VHN220～280，其耐磨性改善，另外焊补性能和耐大气腐蚀性能也得到改善。同时切削加工性能维持类似水平。

Claims (2)

1、一种钙处理钒—氮—钛微合金化非调质钢，其元素组成包括Fe、C、Mn、Si、V、Cr、N、S、Ti，其特征是组成元素还包括有微量Ca，各元素的重量配比为：

C：0.25~0.40％

Mn：1.0~1.70％

Si：0.30~0.70％

V：0.05~0.20％

Cr：0.30～2.0％

Ti：0.005~0.0250％

N：0.0080~0.02％

S：0.005~0.025％

Ca：0.0005~0.0050％

其余为铁和不可避免的杂质。

2、一种权利要求1所述钙处理钒—氮—钛微合金化非调质钢的制备工艺，其特征是：钢的均热温度1220~1280℃，于1150～1200℃开轧，终轧温度950~1050℃，钢在热加工后先空冷至500℃，然后堆冷。

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