CN101538685B - 一种高强韧性刀片钢及其冶金制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种高强韧性刀片钢及其冶金制造方法。本发明钢的化学成分质量百分比为：C：0.55-0.65；Mn：0.30-0.60；Cr：7.20-8.20；Si：0.75-0.98；Mo：1.55-1.90；W：0.95-1.45；V：0.20-0.40；Cu≤0.30；Ni≤0.25；P≤0.020；S≤0.015；其余为Fe和不可避免杂质。本发明的钢成分配比可大大提高钢的强韧性能。本发明冶金制造方法中，钢锭的置炉温度为600℃-800℃，加热至1140℃-1160℃后保温；径锻机锻造开坯开锻温度为1000℃-1080℃，停锻温度为850℃-950℃。该方法操作简便，节约了生产成本。

Description

一种高强韧性刀片钢及其冶金制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢材，具体涉及一种刀片钢及该刀片钢的冶金制造方法。 

背景技术

工具钢通常可以分为通用型工具钢、通用型模具钢和高合金工具钢三类。通用型工具钢主要用于机械行业通用型工具的制造，一般是用于室温状态的冷加工、冷成形等工具的制造；通用型模具钢主要是用于热作模具、塑料模具和冷作模具的制造；高合金工模具钢通常用于高速运转状态下同时具有较高温度的高速切削工具的制造。机械行业使用的制造冷剪切刀片用的刀片钢属于通用型工具钢类中较为常用的一种，广泛用于制造冷剪切刀片。 

我国目前使用的刀片钢采用的是国家标准GB/T1299-2000中材料号为T20421、钢号为Cr4W2MoV的钢种。这种刀片钢的化学成分为：C：1.12-1.25wt％、Cr：3.50-4.00wt％、Mo：0.80-1.20wt％、W：1.90-2.60、V：0.80-1.10wt％、Si：0.40-0.70wt％、Mn≤0.40wt％、P≤0.030wt％、S≤0.030wt％。这种刀片钢的化学成份中含有较高的碳元素，钢材组织中偏析严重，存在大量钨的碳化物，同时化学成份的铬含量配比不足，使得材料组织中铬的碳化物含量少，并且钢淬透性降低，这样大大降低了刀片钢的强韧性性能。刀片钢的强韧性性能指标为：抗弯强度3600MPa、冲击韧性值160J/cm²，网状碳化物3.5级。这些性能指标是刀片钢的关键技术指标，是衡量刀片钢质量好坏的主要技术参数指标，刀片钢市场选购刀片钢就是将这些强韧性性能参数作为刀片钢的质量档次进行挑选的。强韧性性能指标数值越高，其产品的价格也越高。因此，多年来，广大冶金材料学科研技术人员在冶金材料领域里一直在寻找一种高强韧性刀片钢来替代目前的Cr4W2MoV刀片钢，开发高档次刀片钢，抢占刀片钢高端市场。 

现有刀片钢的冶金制造工艺是采用电弧炉冶炼、浇注成小钢锭锻造开坯和轧钢机轧制成材的工艺，具体步骤依次为炼钢、电液锤锻造开坯、轧制成材、热处理，最后形成产品。其中，电弧炉冶炼完成之后浇注成500kg-700kg小钢锭；电液锤锻造开坯过程要进行4个火次(加热-锻造-回炉，循环一次称为一个火次)。这种制造工艺存在如下问题：1)浇注锭型较小，小锭型降低了产品的成材率和制造产能；2)采用电液锤锻造开坯生产，冶金制造厂的锻造开坯成本较高；3)锻造开坯需要4火次进行，从而增加了开坯所需的能耗，增加了产品制造成本；4)主要性能指标：抗弯强度、冲击韧性和网状碳化物等性能指标低导致产品档次低。

申请号为00119079.2的中国专利申请公开了以下化学成分重量百分比的刀片钢：C：0.5～1.05％，Cr：4.00～6.00％，Mo：1.50～4.50％，V：1.75～3.00％，Ni：1.75～3.00％，W：1.75～3.00％，Si：0.3～1.20％，Mn：0.4～1.20％，Cu≤0.05％，S≤0.030％，P≤0.030％，其余量为Fe。该专利申请公开钢的化学成份组成的特点是高碳、高钒、高钨、高镍及低铬含量，其对性能的作用和强化机理主要是通过钒的碳化物、钨的碳化物进行强化，并通过高镍含量来增加钢的淬透性以强化钢的组织，提高钢的强韧性能。由于其铬含量不高，钢的强韧性仍不理想；同时，由于采用了较高的镍含量，使得该刀片钢成本较高。 

本发明的目的在于提供一种化学成分配比合理的刀片钢，以提高刀片钢的强韧性；本发明的目的还在于提供一种该刀片钢的冶金制造方法，以降低本发明刀片钢的冶金制造工艺成本。 

发明内容

本发明的目的是这样实现的： 

本发明提供一种高强韧性刀片钢，其特征在于，其化学成分的质量百分比为：C：0.55-0.65；Mn：0.30-0.60；Cr：7.20-8.20；Si：0.75-0.98；Mo：1.55-1.90；W：0.95-1.45；V：0.20-0.40；Cu≤0.30；Ni≤0.25；P≤0.020；S≤0.015；其余为Fe和不可避免杂质。 

本发明主要元素的作用及其限定说明如下： 

C：0.55-0.65wt％ 

碳元素是高强韧性刀片钢的主要化学元素之一，是形成钨碳化物、钒碳化物、钼碳化物和铬碳化物等各种碳化物的不可缺少的基本元素，也是影响钢的成分偏析和钢的组织均匀性的重要元素。但是，钢中碳含量如果偏高，将导致过多碳化物的形成和偏析组织的产生，影响钢的网状性能，特别是造成钢的抗弯强度和冲击韧性降低。本发明设计的碳含量相对原有的材料Cr4W2MoV有较大幅度的降低，其目的是改善钢的显微组织中碳化物的分布和性质，并改善钢的网状碳化物的级别。碳含量过高，钢在凝固的过程中产生偏析组织，从而造成钢的抗弯强度和冲击韧性下降，较低的碳元素含量可以减少这种现象。但是，钢中碳元素含量低于一定范围，也会造成碳元素和其他合金元素结合形成碳化物的当量发生偏差，钢中不能有效地形成稳定、细小的碳化物，影响钢的强度和钢的淬硬性。本发明设计的碳含量范围适中，既保证了钢的强度和韧性，又能有效形成稳定的细小碳化物，保证了钢的强度和淬硬性。 

Mn：0.30-0.60wt％ 

锰元素不是碳化物形成元素，但一定量的锰元素可以增加钢的基体强化作用并能推迟贝氏体的转变，但是，锰元素可以造成钢中残余奥氏体的含量增加。在刀片钢中，锰不是主要的合金成分元素，锰元素太高会造成钢的冲击韧性的下降，因此本发明中锰含量设计为030-0.60wt％，这样有利于性能的稳定，且有利于提高钢的基体强度和性能指标。 

Cr：7.20-8.20wt％ 

铬元素在本发明成分设计中是对钢的性能影响最大的合金元素，同时也是多种形态碳化物形成的关键元素。铬既是碳化物的形成元素也是钢中提高钢的淬透性的合金元素。在原有的材料Cr4W2MoV钢中，铬元素的含量不高，只能形成少量铬的碳化物，并且由于钢种含有较高的碳元素，因此，这些铬的碳化物在钢的结晶过程中分布不均匀，不仅影响了铬元素在钢中提升淬透性的作用，而且降低了钢的抗弯强度和冲击韧性值。本发明设计的铬含量较原有的Cr4W2MoV钢的铬元素含量增加了百分之五十，其目的是在钢中形成大量的不同类型的碳化物，并且均匀分布。本发明中铬含量设计为7.20-8.20wt％，可以在钢中形成稳定的多种碳化物类型，其中主要的铬碳化物类型Cr7C3和Cr23C6类型碳化物可以起到强化基体的作用，并且可以提高钢的淬透性，热处理过程中使得珠光体的转变临界值向右移动，并且这种铬元素的控制使得钢在回火的过程中析出稳定的弥散相，这种弥散相Cr7C3和Cr23C6不但能够提高钢的抗回火性能，而且能够使得钢产生一定的红硬性，提高钢的抗弯强度。 

Si：0.75-0.98wt％ 

添加一定量的硅元素可以在奥氏体到马氏体的转变之后的回火过程中有效阻碍马氏体的分解，这主要是通过拟制ε碳化物质点的长大和扩大ε碳化物稳定区，延迟了ε碳化物向Fe3C的转变。本本发明中硅的含量相对目前使用的Cr4W2MoV钢的硅含量稍高一些，其目的是进一步阻止马氏体转变后在回火过程中的分解，对提高钢在淬火后的抗弯强度和冲击性能值有一定的作用。 

Mo：1.55-1.90wt％ 

钼元素也是本发明化学成分设计中的重要化学元素之一，在本发明中，钼元素的加入量比原来的Cr4W2MoV多加了百分之零点五左右，钼元素的加入提高了钢奥氏体的稳定性以及钢的淬透性，并且在钢的回火过程中与碳元素结合形成数量较多的稳定的M3C合金碳化物的，该碳化物以一种弥散的质点强化相析出，较为均匀地分布在钢的基体中，产生重要的弥散析出碳化物的基体强化作用。较高的钼含量可以使钢在回火过程中产生两次较大的强化的作用，这对钢的韧性和屈服强度的提高起着重要的作用，因此，钼元素加入量的增加可以提高钢的抗弯强度，对钢的冲击韧性的提高起到了重要的作用。 

V：0.20-0.40wt％ 

钒元素是强碳化物形成元素，其在钢中的强化作用和钼元素相似，钒元素在钢中形成的是M2C和MC类型的碳化物，产生弥散强化相提高钢的强度性能。由于本发明钢中的铬含量较大，因此，钒元素在本技术钢中有所下降，主要是用来细化晶粒，而提升强度和韧性主要还是依靠铬碳化物的作用。 

Cu≤0.30wt％ 

本发明中铜元素的设计值是小于一定的值，是作为一种残余元素加以控制的，铜元素的控制可以降低钢在热加工时的脆裂倾向，防止开坯热加工时发生铜脆，提高钢的冶金质量和成材率。 

Ni≤0.25wt％ 

本发明中的镍元素是控制在少量的范围，镍元素本身不是碳化物形成元素，在钢的基体中不会起到强化的作用，但是过多的镍元素会造成金属间化合物的结合作用，从而降低钢的性能，所以控制镍元素在钢中的含量对防止钢性能的下降起到一定的作用。 

P≤0.020wt％ 

磷是钢中的有害元素，增加钢的脆性，降低钢的冲击韧性，因此磷元素含量较原技术Cr4W2MoV钢更低一些，对性能指标值的提高有一定的作用。 

S≤0.020wt％ 

硫元素在一定的程度上容易造成钢的加工性能的恶化，容易使得钢在热加工的过程中产生过热和过烧现象。因此，硫含量控制在较原有技术Cr4W2MoV钢低，这样可以提高钢加工性能和机械性能，特别是对径锻机锻造开坯时的连续锻造加工所产生的过热现象起到抑制的作用。 

本发明还提供一种上述钢的冶金制造方法，包括冶炼、锻造开坯、轧制成材和热处理，其特征在于，钢锭的置炉温度为600℃-800℃，加热至1140℃-1160℃后保温；径锻机锻造开坯开锻温度为1000℃-1080℃，停锻温度为850℃-950℃。 

根据本发明的冶金制造方法，在一个优选的实施方案中，冶炼后浇注成1200kg-2500kg钢锭。 

根据本发明的冶金制造方法，在一个优选的实施方案中，所述加热的升温速度为60℃/h--120℃/h。 

根据本发明的冶金制造方法，在一个优选的实施方案中，加热后的保温时间为3-5小时。 

本发明主要工艺参数控制及原理如下： 

采用电炉和炉外精炼冶炼之后浇注成1200kg-2500kg的钢锭： 

1200kg-2500kg重量的钢锭较为适合径锻机锻造开坯，其计时产能和锻造成材率比700kg小钢锭高，并能够在径锻机锻造过程中获得较大的锻造压缩比，从而能改善化学成分的偏析，有利于钢材的内部成分的均匀性。 

由于这种相对较大的钢锭是多角锭型设计，因此热应力敏感性较高，容易在加热的过程中产生应力裂纹。在本发明中，钢锭的入炉温度控制在600℃-800℃，升温速度控制在60℃/h-120℃/h，可以防止钢锭在加热的过程中产生热应力裂纹；加热至1140℃-1160℃后保温3-5小时，使钢锭的整个表面至中心的温度都可以保持均匀，这样可以改善钢锭的可锻性，防止钢在锻造过程中的开裂倾向，并可以改善钢的显微组织指标，提高钢的强度和韧性。 

由于这种钢在1000℃-1080℃温度范围是钢的奥氏体单相组织区域，有着最佳的高温热塑性，有利于高温变形加工处理，不容易产生高温热加工开裂，所以径锻机锻造开坯开锻温度为1000℃-1080℃。 

由于钢锭终轧温度对钢锭轧制质量有着重要的影响，径锻机停锻温度低于所规定的控制范围，非常容易引起钢锭在径锻机锻造开坯过程中产生钢锭开裂，但是，停锻温度高于控制范围容易引起钢在径锻机锻造开坯后产生钢组织粗晶现象，并形成严重的网状碳化物，降低钢的性能。本发明中，径锻机停锻温度设计为850℃-950℃。 

本发明与现有的技术相比，具有如下的优点： 

1.化学成分的配比更加合理。降低了碳元素的含量和增加了铬元素的含量使得钢可以获得更多的铬碳化物和组织偏析的改善，从而使得高强韧性刀片钢的抗弯强度、网状碳化物等性能指标提高，降低了碳元素的含量也减少了钢的碳偏析趋势而造成性能的下降；增加了钼元素的加入量使得钢在回火的过程中产生较大的两次强化的作用，这对钢的韧性和抗弯强度的提高起着重要的作用；适当提高了钢中的硅含量可以进一步阻止钢在马氏体转变后的回火过程中的分解，对提高钢在淬火后的抗弯强度和冲击性能值有一定的作用；控制铜元素和镍元素的含量在一定的低值可以防止脆性的产生和金属间化合物的产生，提高钢的性能；降低磷和硫的含量可以使得钢液更加纯净，减少钢的非金属夹杂物形成趋势，降低钢调质回火脆性。 

2.浇注大钢锭可以提高钢在径锻机开坯过程中的计时产能和开坯成材率，由于大钢锭的径锻机锻造开坯是一火成材的，这种一火锻造成材的开坯技术比现有的4火次电液锤锻造开坯方式不仅仅降低了开坯成本，而且也节约了能耗，降低了吨钢的制造成本达到1000元，并且计时产能提高30％，这样就可以提高了产品的经济效益。 

3.合理的化学成分配比和先进的制造工艺使得钢的性能指标明显提升，抗弯强度从3600MPa增加至4800MPa、冲击韧性值从160J/cm²增加至250J/cm²，网状碳化物不均匀度从3.5级下降至2级。产品质量的提高，增强了企业的竞争力。 

附图说明

图1钢锭入炉加热处理的工艺曲线图。 

A点表示入炉温度，入炉温度范围为600-800℃；B点表示预定的升温温度，该温度范围为1140-1160℃；A-B间的升温速度为60-120℃/h；A-C的保温时间为3-5小时；D点表示开锻温度，温度范围为1000-1080℃；E点表示停锻温度，温度范围为850-950℃。 

图2是金相球化显微组织图。 

图3是网状碳化物金相组织图。 

具体实施方式

实施例1 

本实施例中钢的化学成分质量百分比为：C：0.61；Mn：0.48；Cr：7.90；Si：0.88；Mo：1.80；W：1.35；V：0.26；Cu≤0.30；Ni：0.15；P：0.013；S：0.012；其余为Fe和不可避免的杂质。 

电炉和炉外精炼之后浇注成1200kg的钢锭，钢锭在径锻机锻造加热炉中进行加热处理，钢锭的入炉温度650℃，钢锭在径锻机锻造加热炉内以80℃/h的升温速度加热至1143℃后保温4.0小时，加热工艺曲线见图1所示。图1中钢锭的加热升温速度、高温段均热时间控制合理，开锻温度和停锻温度的控制能够使得钢在锻造的过程中塑性变形顺利进行，不宜开裂，变形后晶粒不粗大，对改善钢的网状碳化物级别也起到了一定的作用。 

1200kg钢锭经过径锻机锻造开坯，开锻温度为1070℃，停锻温度为880℃；轧制成材。 

实施例2 

本实施例中钢的化学成分质量百分比为：C：0.65；Mn：0.30；Cr：7.70；Si：0.78；Mo：1.67；W：1.22；V：0.40；Cu：0.21；Ni：0.11；P：0.010；S：0.015；其余为Fe和不可避免的杂质。 

钢锭的入炉温度为680℃，钢锭在径锻机锻造加热炉内以60℃/h的升温速度加热至1130℃后保温3.0小时。开锻温度为1025℃，停锻温度为900℃。其余同实施例1。 

实施例3 

本实施例中钢的化学成分质量百分比为：C：0.57；Mn：0.33；Cr：8.20；Si：0.75；Mo：1.78；W：1.45；V：0.28；Cu：0.30；Ni：0.25；P：0.019；S：0.009；其余为Fe和不可避免的杂质。 

钢锭的入炉温度800℃，钢锭在径锻机锻造加热炉内以80℃/h的升温速度加热至1160℃后保温5.0小时。开锻温度为1000℃，停锻温度为950℃。其余同实施例1。 

实施例4 

本实施例中钢的化学成分质量百分比为：C：0.58；Mn：0.39；Cr：7.40；Si：0.90；Mo：1.55；W：1.13；V：0.20；Cu：0.22；Ni：0.16；P：0.020；S：0.012：其余为Fe和不可避免的杂质。 

钢锭的入炉温度600℃，钢锭在径锻机锻造加热炉内以120℃/h的升温速度加热至1140℃后保温4.0小时。开锻温度为1080℃，停锻温度为910℃。其余同实施例1。 

实施例5 

本实施例中钢的化学成分质量百分比为：C：0.55；Mn：0.48；Cr：7.90；Si：0.88；Mo：1.90；W：0.95；V：0.33；Cu：0.26；Ni：0.17；P：0.013；S：0.011；其余为Fe和不可避免的杂质。 

钢锭的入炉温度750℃，钢锭在径锻机锻造加热炉内以100℃/h的升温速度加热至1135℃后保温3.5小时。开锻温度为1070℃，停锻温度为890℃。其余同实施例1。 

实施例6 

本实施例中钢的化学成分质量百分比为：C：0.60；Mn：0.45；Cr：7.65；Si：0.98；Mo：1.88；W：0.99；V：0.29；Cu：0.23；Ni：0.20；P：0.015；S：0.013；其余为Fe和不可避免的杂质。 

浇注成2500kg的钢锭，钢锭的入炉温度720℃，钢锭在径锻机锻造加热炉内以90℃/h的升温速度加热至1155℃后保温4.5小时。开锻温度为1075℃，停锻温度为850℃。其余同实施例1。 

轧制成材后，金相球化组织照片见图2、显示网状碳化物的金相照片见图3。图2金相显微组织照片显示了均匀球化组织，并显示球化组织级别为2.5级，这种球化组织对钢的性能的提升起到了作用；图3中，根据国家标准GB/T1299附第二级别图规范评定其网状碳化物级别为2.0级。低级别的网状碳化物可以提升钢的性能指标值。 

采用本发明的高强韧性刀片钢的主要性能指标明显提高，抗弯强度达到4900MPa、冲击韧性值达到268J/cm²，网状碳化物达到2.0级。 

Claims (4)

1.一种高强韧性刀片钢，其特征在于，其化学成分的质量百分比为：C：0.55-0.65；Mn：0.30-0.60；Cr：7.20-8.20；Si：0.75-0.98；Mo：1.55-1.90；W：0.95-1.45；V：0.20-0.40；Cu≤0.30；Ni≤0.25；P≤0.020；S≤0.015；其余为Fe和不可避免杂质；

所述高强韧性刀片钢的生产工艺为：钢锭的置炉温度为600℃-800℃，加热至1140℃-1160℃后保温；径锻机锻造开坯开锻温度为1000℃-1080℃，停锻温度为850℃-950℃。

2.一种如权利要求1所述钢的冶金制造方法，包括冶炼、锻造开坯、轧制成材和热处理，其特征在于，所述冶炼工序后浇注成1200kg-2500kg钢锭，所述钢锭的置炉温度为600℃-800℃，加热至1140℃-1160℃后保温；径锻机锻造开坯开锻温度为1000℃-1080℃，停锻温度为850℃-950℃。

3.根据权利要求2所述的冶金制造方法，其特征在于，所述加热的升温速度为60℃/h-120℃/h。

4.根据权利要求2所述的冶金制造方法，其特征在于，加热后的保温时间为3-5小时。

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