CN102016097A - 用于大尺寸零件的高性能钢 - Google Patents

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Abstract

高强度钢，按重量计其化学组成包含：0.03％≤C＜0.2％，Si≤0.49％，3％＜Mn≤4％，Ni≤0.9％，1％≤Cr≤5％，Mo+W/2≤1％，Cu≤0.9％，S+Se/2+Te/3＜0.020％，Al≤0.1％，余量是铁和来自制造过程的杂质。获得的坯块和板材。

Description

用于大尺寸零件的高性能钢
本发明涉及高强度钢，特别是用于制造大尺寸零件，如塑料用模具的零件、工具零件如压模，或耐磨零件如抗磨蚀零件的高强度钢。
对于许多用途，受到高应力或受到极高磨损载荷的机械零件必须由具有高机械强度(对应于300至500HB的硬度)但仍必须保持足够坚韧、可机械加工、可焊等的钢制造。通常通过切削和机械加工大厚度的板材或坯块来获得这些零件。通过锻造锭料，获得具有大致平行六面体形状的坯块。通过轧制锭料或板坯，获得板材。
对于这些大致平行六面体形状的制品，厚度是最小维度。对于此处所述的坯块或板材，厚度大于10毫米并且可高达1米。
由于偏析，在由上述钢构成的这种类型的坯块或板材上常观察到硬点的存在。这种偏析对应于由制造该坯块用的锭料的凝固现象引起的化学组成的局部变化。这些硬点具有若干缺点。它们可能具有使均匀机械加工或抛光变困难的作用，这在几何精度和表面品质重要的零件的制造中可能造成问题。这些硬度变化也可能具有造成脆性区域的作用，所述脆性区域可以是裂纹萌生的优先位点，所述裂纹对该零件的总体韧性以及对该零件的可焊性或热切割适宜性是特别有害的。
所述零件的截面越大，这些偏析问题就越显著。截面高达几分米或甚至大于1米的零件尤其如此，特别是由于需要添加大量合金化元素才能获得制造此类零件所需的充足淬透性。
为了降低这些偏析区的尺寸，有时使用电渣重熔(ESR)或真空重熔类型的锭料制造方法。这些方法特别有效地获得非常均匀的大尺寸零件，这些零件因此具有令人满意的使用性能。但是，它们的缺点是极其昂贵。因此，这些方法基本上用于极高性能的零件，鉴于这些零件的用途，它们与极高的制造成本相称。
为了降低这种偏析的影响，也已经提议使用均匀化热处理。这些热处理的目标是通过使化学元素从具有最高含量的区域向具有最低含量的区域扩散来减轻化学组成的局部变化。它们的缺点是极为耗时，因此极其昂贵。
本发明的目的是通过提供用于获得高机械特性的钢来克服这些缺点，其甚至在极大零件的芯部也可高达400HB或甚至450HB，同时具有相对轻微的由偏析引起的硬度变化。
本发明相应地涉及一种高强度钢，按重量计其化学组成包含：
0.03％≤C＜0.2％
Si≤0.49％
3％＜Mn≤4％
Ni≤0.9％
1％≤Cr≤5％
Mo+W/2≤1％
Cu≤0.9％
S+Se/2+Te/3＜0.020％
Al≤0.1％，
余量是铁和来自制造过程的杂质。
该化学组成优选满足一个或多个下列条件：
Cr＞2.5％
Cr＜3.5％
Ni＜0.5％
Cu＜0.4％
Mo+W/2≤0.3％。
特别地，在优选实施方案中，该化学组成使得：
2.7％≤Cr≤3％
Mo≤0.3％。
本发明还涉及具有大于10毫米的厚度和贝氏体、马氏体-贝氏体或马氏体组织的根据本发明的钢坯块或板材，由偏析脉引起的该坯块或板材的硬度较大区与硬度较小区之间的硬度差小于该坯块的平均硬度的约20％。
本发明最后涉及制造根据本发明的钢坯块或板材的方法，由此在通过锻造或轧制的热塑性变形进行成型后，通过空气冷却进行淬冷或进行奥氏体化并随后通过空气冷却淬冷。
本发明特别适用于制造厚度大于10毫米且通常大于20毫米的板材或坯块。该厚度可超过100毫米，甚至超过150毫米、甚至300毫米、甚至500毫米。其也可以高达1米。
现在参照唯一的附图以更详细但非限制性的方式描述本发明，并通过实施例进行举例说明。
附图是显示在550℃进行回火后(线条1)或在低于500℃进行回火后(线条2)的本发明的高性能钢的期望碳含量相对于期望硬度的坐标图，其基本组成为：0.15％的硅、3.3％的锰、3％的铬、0.25％的钼，并且是针对在900℃下正火后已空气冷却的坯块。
为了制造具有极大厚度的零件(该厚度大于10毫米，可能高达500毫米或甚至超过1米)，且为了使芯部与表面之间的平均硬度极其均匀，必须使用其淬透性为无需在极苛刻的淬冷介质中进行淬冷就足以获得均匀组织的钢。淬冷介质越苛刻，该坯块内的冷却速率变化越大，因此获得不均匀组织的风险越大。但是，当淬透性足够时，造成表面和芯部之间相对适度的冷却差异的空气冷却(特别是静止空气冷却)产生因此极其均匀的令人满意的组织。这些淬冷条件显然不会对由偏析引起的硬度局部变化问题具有直接影响。
为了实现足够的淬透性，通常认为必须使用具有高的合金化元素含量的化学组成。但是，这些合金化元素具有诱发可能显著的偏析的作用。
尽管通常认为，合金化元素的偏析倾向越大，它们对偏析脉的硬度差的影响越大，但本发明人已经以完全新颖且出乎预料的方式发现，合金化元素在偏析脉内过硬化的剧烈程度和这些合金化元素各自的偏析倾向之间没有相关性。
通过下列试验说明合金化元素的偏析倾向和它们对偏析脉的硬度的影响，在所述试验中，将钢分六批铸造成具有表1中所示的以10-3重量％表示的组成的3吨锭料。
表1
  C   Si   Mn   Cr   Mo   Ni
  1   170   200   1500   2800   100   1500
  2   170   500   1500   2800   100   1500
  3   170   200   2800   2800   100   1500
  4   170   200   1500   1300   100   1500
  5   170   200   1500   2800   400   1500
  6   170   200   1500   2800   100   200
将这些锭料轧制成50毫米厚的板材，将所述板材切割成样品，测量样品的平均硬度和由偏析引起的硬化。一方面在冷却原态下(其中它们具有马氏体组织)，另一方面在它们已于500℃温度下回火的状态下(此时它们具有回火马氏体组织)，检查取自各板材的样品。
在各样品的偏析脉中同时测量下列：
-借助微探针测定法测量各种不同合金(Si、Mn、Cr、Mo、Ni)的平均偏析度。通过下述比例(％)来表征各元素固有的偏析倾向：平均偏析脉组成Cv与铸造过程中的组成C0之间的差值/后一组成值(即：(Cv-C0)/C0)；
-借助在300g下的常规维氏硬度试验测量偏析脉的平均硬度。偏析脉内过硬化对应于偏析脉的平均硬度与偏析脉外的周围基质的平均硬度之差。通过随后比较铸件对之间的这些测量结果，可以推导出具体归因于各种合金化元素的偏析的对所述偏析脉内过硬化的贡献。
归因于一种元素的偏析脉内过硬化的比例是该元素偏析的结果，换言之，根据定义，为该元素的名义含量乘以其偏析度的乘积。因此，通过在每种情况下将对于所述过硬化的贡献与相同基准水平的名义含量(任意选择0.2％)相关联，来妥当地比较这些元素在这方面的有害性。
因此，例如，在铸件1和3(含1.5％和2.8％的Mn)之间发现的33HV的平均硬度差导致对0.2％Mn而言33×(0.2％/1.3％)＝5Hv的过硬化估值(见下表)。
结果显示在下表2中。
表2
Figure BPA00001249573800051
以定性术语表示，各元素的固有偏析倾向及其在偏析脉内硬化的作用列在下表3中。
表3
Figure BPA00001249573800052
由这些结果看出，不同于一般公认的观点，为了实现偏析轻微的极好淬透性，希望选择包含大量锰、极少铬和极少钼的组合物。提供大量镍也可能有益。然而，由于镍是极昂贵的元素，因此优选使用锰而非镍。
这些结果表明，为了生产用于制造具有高性能并且具有相对轻微的由偏析引起的硬度变化的极大尺寸零件的钢，使用组成满足下列条件的钢是合意的：
-碳：0.03％至0.2％，按重量％计。该元素的主要作用是作用于马氏体的硬度，因此根据零件中所需的硬度水平来选择其含量。为了根据所需硬度来确定碳含量，硬度标度例如可在320HB和440HB之间被分成40HB的子部分(tranch)。这些范围大致对应于耐磨钢或工具钢的传统使用范围。
也可以考虑下面的碳含量范围：0.03％至0.06％碳，0.07％至0.15％，和0.16％至0.20％碳。对给定的热处理而言，硬度范围对应于这些碳含量范围中的每一个。根据钢是在约550℃下回火还是未回火或者仅经受在显著低于500℃的温度下的处理，相同碳含量下的硬度不同。一般而言，最低硬度范围对应于最低碳含量，最高硬度范围对应于最高碳含量。但是，与硬度对应的这些碳含量范围的边界随其它合金化元素的含量、冷却速率以及对零件进行的热处理而略微变化。
通过其组成除碳外还包含0.15％硅、3.3％锰、3％铬和0.25％钼的钢实例来举例说明这种分段。图1显示了对于进行预先热轧随后正火至900℃并然后空气冷却的坯块，硬度随碳含量的发展。第一个坯块在480℃下回火，第二个坯块在550℃下回火。如该图所示，在480℃温度下回火的坯块在0.1％碳含量下具有360HB的硬度，而在550℃下回火的相同钢仅具有320HB的硬度。类似地，当该钢含有约0.2％碳时，在480℃下回火的坯块具有约440HB的硬度，而在560℃下回火的坯块具有375HB的硬度。0.03％的最小碳含量对应于下述值：低于该值时，硬化偏析和与其减轻相关的益处变轻微。需要注意的是，一旦回火温度不再显著超过480℃，施加回火只能使所得硬度轻微变化。这些结果也适用于板材。
-硅：该元素特别用于在制造过程中使液态钢熔体脱氧，其含量通常大于0.025％，优选大于0.05％或甚至可能超过0.1％。但是，这种元素的含量必须保持小于0.49％，优选小于0.35％，更优选小于0.19％，如果可能，考虑到所述熔体的脱氧要求，必须保持小于0.1％。硅是倾向于非常显著地提高锭头处的大规模偏析(被称作主偏析)的元素，这于是具有支持偏析脉的作用，因此锭头处的偏析越大，偏析脉越大。此外，硅倾向于损害钢的热导率，这在一些用途中是不利的，具体例如，用于模制塑料的模具。最后，硅对于可逆回火的脆度敏感性是有害的，特别是当产品的冷却速率低时(这是这种钢所考虑的用途中的情况)，因而应将其考虑在内。
-铬：该元素对淬透性具有有利作用，且由于其倾向于形成碳化物，因此对回火过程中的抗软化性具有有利作用，而且对偏析脉的过硬化作用远不如钼或钨显著。其必须以优选大于1％且更优选大于2.5％，但必须保持小于5％且优选小于3.5％且更加优选为2.7-3％的含量添加以获得足够的淬透性和令人满意的抗回火软化性，且同时不会造成偏析区的过度过硬化。
-钼和钨：这两种元素具有非常显著的形成碳化物(所述碳化物促成对回火期间软化的高抵抗性)的倾向，但它们具有显著影响偏析区的过硬化的缺点。因此，由于钨以2％钨/1％钼的比率具有与钼相同的作用，因此Mo+W/2的总和将被限制于最多1％，优选最多0.5％，甚至最多0.3％。
-钒，铌：由于这些元素对偏析区的过硬化具有极不希望的作用，因此该钢不接受有意添加钒或铌，然而它们可能以残留物形式存在，钒含量必须保持小于0.010％，优选小于0.005％，而铌含量必须保持小于0.050％，优选小于0.010％。
-锰：该元素对淬透性具有非常有利的作用，也具有对偏析区过硬化的影响非常适度的优点。因此优选使用其来实现淬透性。因此，锰含量为3-4％以便使锰和碳对淬透性的总效果是适当的。
-镍：该元素对淬透性具有有利作用并且对偏析区过硬化具有适度作用。但是，这种元素非常昂贵，因此其含量小于0.9％，优选小于0.5％，更加优选仅为残留物水平。
-铜：该元素通常以残留物形式存在，其含量必须保持小于0.9％，优选小于0.4％，更优选甚至低达小于0.2％，因为这种元素对所述钢的性质没有特别有利的作用。
-铝：该元素对制造过程中液态钢熔体的脱氧具有有利作用，并且在固态下能通过氮化铝的形成来控制奥氏体晶粒尺寸，该元素的含量小于0.1％。当意图使可能形成的硫化物(其可形成延伸网络，这是表面碎裂源)球化时，优选加入0.040-0.60％的铝。
-硫、Se、Te：硫是始终以至少痕量水平存在的杂质，其对可机械加工性具有有利作用。但是，如果含量过多，其对钢的韧性以及可能对可抛光性具有不利作用。硒和碲以2份硒对1份硫或3份碲对1份硫的比例具有与硫相当的作用。因此，尤其在需要良好可抛光性的用途中，S+Se/2+Te/3的总和处于痕量水平或大于0.005％，但在任何情况下都保持小于0.020％。
组成的其余部分包含铁和来自制造过程的杂质。
为了制造包含刚刚所述的钢的零件，首先制造具有所选组成的钢，然后将该钢铸造成半成品形式(例如锭料)，通过锻造或通过轧制经热塑性变形使所述半成品成型。
由此获得的坯料(其形成钢坯块或板材)随后以轧制原态或锻造原态使用，或者在适合于本领域技术人员所选的预期用途的热处理后使用。
轧制原态或锻造原态特别用于下列用途：例如制造采掘工业或土木工程中的耐磨零件，在这些用途中，钢的成本是非常重要的选择要素。
当需要更特殊的性质时，通过加热到高于温度AC3(通常约900℃)的温度使任选切削或预机械加工的锻造原态或轧制原态的零件、板材或坯块奥氏体化，然后通过在露天、特别是在静止空气中、或任选在引起略微更快冷却的淬冷介质中(但这并不是所希望的)进行冷却来使其淬冷。这种奥氏体化和随后空气冷却具有提高弹性极限与拉伸强度的比率的优点。
需要注意，如果必要，可直接在通过热塑性变形进行成型(如果已在适当的温度条件下进行了该热塑性变形的话)的热状态进行该淬冷处理。本领域技术人员清楚如何确定此类条件。
所述坯块或板材，无论是处于热成型态还是被再奥氏体化并缓慢冷却，均可有利地经受在高于450℃但小于550℃的温度下的回火热处理。这种类型的回火处理不会显著改变硬度，其具有降低处于刚离开在先处理时的状态的容器(tacs)或零件中的残余应力水平的优点。
内部应力的这种降低特别有利于在通过除去材料进行极显著机械加工后获得精密零件。从这种观点看，再奥氏体化和缓慢冷却处理相对于热成型粗制态的优点在于：释放至少一部分残余应力。
最后，回火处理可具有进一步轻微提高弹性极限与拉伸强度的比率的优点。
在一种变体中，可以将回火处理替换成在150℃至250℃的温度下的应力消除处理。
这种类型的应力消除处理不会导致显著的硬度变化。另一方面，其通常导致显著的韧性改进，而这既有利于产品的应用，又可改进零件的使用寿命。
这种类型的处理特别适合于要在需要高的磨损抵抗性条件下工作的零件，所述磨损来自机械工程中遇到的金属对金属的摩擦，或者所述磨损来自或如土木工程、采矿或采石中遇到的磨蚀。
例如，铸造命名为1和2的两种钢并将它们与作为对照而给出的命名为C1和C2的钢进行比较。
使用具有表4所示组成的这些钢，通过热轧制造150毫米厚的板材，并在冷却后通过加热至900℃进行再奥氏体化，然后空气冷却。
表4
在所得板材上测量平均布氏硬度(H)、偏析区的最硬部分与板材的硬度最小部分之间的硬度差(dH)，该硬度差与平均硬度之间的比率(dH/H，以％计)，通过碾磨时间(Tf)评测可机械加工性，还评价了钢的可焊性和经济价值。
表4中也显示了这些结果，本发明的钢在具有相对较大硬度(其范围为340HB至405HB)的同时，具有小于平均硬度的15％的硬度变化；相比之下，现有技术的钢大于20％。此外，这些钢具有令人满意的可机械加工性，比对照钢更适合焊接并且更经济。

Claims (10)

1.高强度钢，其化学组成包含，按重量计：
0.03％≤C＜0.2％
Si≤0.49％
3％＜Mn≤4％
Ni≤0.9％
1％≤Cr≤5％
Mo+W/2≤1％
Cu≤0.9％
S+Se/2+Te/3＜0.020％
Al≤0.1％，
余量是铁和来自制造过程的杂质。
2.根据权利要求1的高强度钢，其特征在于该化学组成使得：
Cr＞2.5％。
3.根据权利要求1或权利要求2的高强度钢，其特征在于：
Cr＜3.5％。
4.根据权利要求1至3任一项的钢，其特征在于：
Ni＜0.5％。
5.根据权利要求1至4任一项的钢，其特征在于：
Cu＜0.4％。
6.根据权利要求1至5任一项的钢，其特征在于：
Mo+W/2≤0.3％。
7.根据前述权利要求任一项的钢，其特征在于该化学组成使得：
2.7％≤Cr≤3％
Mo≤0.3％。
8.具有大于或等于10毫米厚度和如权利要求1至7任一项所述组成的钢坯块或板材，其特征在于该钢具有贝氏体、马氏体-贝氏体或马氏体的组织，并且其特征在于，该坯块或板材的由偏析脉引起的硬度较大区域和硬度较小区域之间的硬度差小于该坯块的平均硬度的20％。
9.制造根据权利要求8的钢坯块或板材的方法，其特征在于，在通过锻造或轧制经热塑性变形进行成型后，通过空气冷却进行淬冷。
10.制造根据权利要求8的钢坯块或板材的方法，其特征在于，在通过锻造或轧制经热塑性变形进行成型后，进行奥氏体化并随后通过空气冷却进行淬冷。
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