CN102165085B - 环境友好不含Pb的快速切削钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种不含铅的快速切削钢，其包括(以重量％计)0.03-0.13重量％的碳(C)、0.1重量％以下的硅(Si)、0.7-2.0重量％的锰(Mn)、0.05-0.15重量％的磷(P)、0.2-0.5重量％的硫(S)、0.001-0.01重量％的硼(B)、0.1-0.5重量％的铬(Cr)、0.05-0.4重量％的钛(Ti)、0.005-0.015重量％的氮(N)、0.03重量％以下的氧(O)、余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。在所述不含铅的快速切削钢中，颗粒尺寸为5μm2以上的硫化锰(MnS)夹杂物的数量在盘条轧制方向横截面上以300-1000/mm2材料范围存在。本发明还涉及一种通过在炼钢步骤中逐步适当控制总氧含量制备环境友好不含铅的快速切削钢的方法。

Description

环境友好不含Pb的快速切削钢及其制备方法
[技术领域]
本发明涉及一种具有出色切削性的环境友好不含铅的快速切削钢及其制备方法，更具体地，涉及一种以如下方式制备的提高了切削性和热轧特性并且环境友好不含铅的快速切削钢及其制备方法，即：①通过添加适量钛(Ti)、铬(Cr)和氮(N)等形成非金属夹杂物和沉淀；②控制成分中的锰(Mn)/硫(S)比例为3.5以上；③将总氧(T.[O])含量限制在300ppm以下；和④控制硫化锰(MnS)夹杂物数量，以使面积为5μm2以上的MnS的数量在轧制方向截面上在300-1000/mm2范围内。
[背景技术]
快速切削钢是指切削性——通常称为机械加工性(machinability)——大幅提高的钢。快速切削钢广泛用作用于机动车的液压部件、能够用于印刷机等办公自动化装置的轴和切割部件等的材料，而且其应用和需求有逐渐上升的趋势。
快速切削钢基本上具有出色的切削性，特别是机械切削性，为此目的，通常通过添加多种合金元素或在快速切削钢中形成夹杂物的方法提高切削性。尤其，非金属夹杂物用作提高切削性的方法，非金属夹杂物中的一种公知材料是硫化锰(MnS)。
快速切削钢的切削性可通过控制MnS的尺寸、形状或分布等得到。更具体地，在使用如车床这样的机械装置切割钢时，非金属夹杂物如MnS等在工具顶端部(Tip)与钢之间的接触部分起到应力集中源(Stress Concentration Source)的作用，在这些非金属夹杂物和基质(Matrix)之间的界面上产生空隙(void)，因此可促进空隙处形成裂缝(Crack)，从而作为减小切割所需的力的原理来作用。
因此，为提高快速切削钢的切削性，基本上，①MnS应大量存在，②MnS应随机(random)分布，和③MnS的尺寸较大、特别是MnS的形状接近球形较好。
快速切削钢中存在的MnS的形状可根据连铸中间包(Tundish)的氧含量而大幅改变，形状大体上分为三类，即球形(类型I)、树枝形(类型II)和不规则形状(类型III)。
已知快速切削钢的切削性随MnS接近球形(类型I)而提高。在中间包总氧(T.[O])含量高达数百ppm的情况下，MnS将结晶成为复合硫化物如Mn(O，S)等，而在高温下在熔融钢中固化并脱氧。另一方面，当中间包T.[O]含量相对低至几十ppm时，在固化过程中，树枝(类型II)结构不会在熔融状态钢中结晶，但会沿主要晶界沉淀。然后，在钢的热轧过程中，树枝(类型II)结构易于沿轧制方向延长，从而大幅降低材料的各向异性。
所述树枝结构是除了快速切削钢以外的普通钢固化过程中产生的形状，并会大幅降低钢的机械性质。因此，为在精炼过程中抑制MnS沉淀，已做出多种努力，如将S含量降低至几ppm等。
最后，不规则形状(类型III)MnS的特征为当中间包T.[O]含量低至几ppm且熔融铝含量较高时，主要在高温下形成MnS的分离的夹杂物，而且在铝脱氧钢中以角形状存在。
在快速切削钢相关现有技术中，存在一种限制元素如碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)、硫(S)、磷(P)、铌(Nb)和氧(O)等在具体范围、同时限制呈显微结构的多边形铁素体(Poligonal Ferrite)的面积比为5％以上的技术。然而，尽管相关现有技术大量加入高价合金元素，如Nb、钼(Mo)、锆(Zr)等，但不能清楚表明这些合金元素在快速切削钢中的作用。还存在以下限制：尽管将多边形铁素体的面积比限制在需要的范围内，但没有具体指出其测量方法。
另一种快速切削钢相关现有技术是添加一定量的合金元素如碳(C)、硅(Si)、锰(Mn)、硫(S)、氧(O)、铋(Bi)等，并将轧制方向截面中Bi夹杂物/mm2的数量和Bi含量比限制至一定值或更高。然而，尽管相关现有技术限制Bi夹杂物的数量和Bi含量比，但实际上难以在快速切削钢的制备方法中控制该比例。另外，相关现有技术的特征在于添加氧至0.003重量％以下，但以这样的氧量难以提供能够将MnS形状控制为类型I即球形的具有出色切削性的高氧快速切削钢。
另一种快速切削钢相关现有技术涉及一种基于硫的连铸快速切削钢，其具有与通过通常铸锭方法制备的快速切削钢相当水平的切削性。其特征在于包括一定量的碳(C)、锰(Mn)、磷(P)、硫(S)、氮(N)和氧(O)，且MnS夹杂物的平均尺寸为50μm2以下。然而，虽然该相关现有技术公开了有关MnS的含量，但其仅指出其颗粒尺寸，没有说明MnS形状对切削性的影响。
另一种快速切削钢相关现有技术的特征在于：碳(C)、锰(Mn)、磷(P)、硫(S)、氮(N)和氧(O)用作基本成分，分别将硅(Si)和铝(Al)限制至0.1重量％以下和0.009重量％以下，并且N在20-150ppm范围内，且基于氧化物的夹杂物的总质量为50％以上。然而，考虑到实际上难以测量快速切削钢中基于氧化物的夹杂物的质量的事实，认为该相关现有技术——其控制一个难以测量的值在确定范围内——在其效率和可行性方面会受到限制。
另一种快速切削钢相关现有技术涉及一种基于Bi-S的快速切削钢的制备方法，其特征在于通过将具有出色物理性质的快速切削钢和奥氏体的晶粒度控制在一定尺寸来提高高温延性。即，提出：所述基于Bi-S的快速切削钢包括(以重量％计)碳：0.05-0.15％、Mn：0.5-2.0％、S：0.15-0.40％、P：0.01-0.10％、O：0.003-0.020％、Bi：0.03-0.30％、Si：0.01％以下、Al：0.0009％以下，其余包括铁和不可避免的杂质。另外，所述基于Bi-S的快速切削钢中吸收MnS和Bi的基于MnS的夹杂物的横截面部分为0.5-2.0％，且Bi-S的横截面部分为0.030-0.30％。但其涉及基于Bi-S的快速切削钢，且其没有提供如本发明控制MnS形状的方法。
[发明内容]
[技术问题]
应该解决上述现有技术的问题或现有技术没能明确指出的快速切削钢的问题，而且有必要提供一种适合环境控制标准且具有出色的切削性、热轧能力等特性的不含铅的快速切削钢。
[技术方案]
根据本发明的一个方面，提供一种不含铅的快速切削钢，其包括：0.03-0.13重量％的碳(C)；0.1重量％以下的硅(Si)；0.7-2.0重量％的锰(Mn)；0.05-0.15重量％的磷(P)；0.2-0.5重量％的硫(S)；0.001-0.01重量％的硼(B)；0.1-0.5重量％的铬(Cr)；0.003-0.2重量％的钛(Ti)；0.005-0.015重量％的氮(N)；0.03重量％以下的氧(O)；余量的铁(Fe)；和其他不可避免的杂质。颗粒尺寸为5μm2以上的硫化锰(MnS)夹杂物的数量在盘条轧制方向截面上以300-1000/mm2材料范围存在。在此情况下，Mn与S的重量比(Mn/S)可为3.5以上。
根据本发明的另一个方面，提供一种制备不含铅的快速切削钢的方法，其包括：通过以超音速在熔融金属中吹氧而使游离氧浓度在400-1000ppm范围内时结束吹氧的转炉精炼步骤；在非脱氧状态下，将吹氧结束后的熔融金属出钢至盛钢桶的出钢步骤；在将盛钢桶输送至钢包炉(LF)后，进行LF精炼直到游离氧浓度在100-200ppm范围内的熔融钢加热步骤；在10-50％总铸造时间的时间点，以使游离氧浓度在50-150ppm范围，将熔融钢铸造成钢坯的连铸步骤；和在加热炉中将钢坯在1200-1350℃的温度下维持2-5小时，同时将钢坯轧制成盘条的盘条轧制步骤。在此情况下，在连铸步骤中，将熔融钢制成钢锭，然后可通过钢锭轧制将钢锭制成钢坯。此时，该方法还可包括一个钢锭轧制步骤，将钢锭在1250℃以上的加热炉温度下维持4-10小时，同时将钢锭轧制成钢坯。
根据本发明的另一个方面，所述不含铅的快速切削钢可包括0.03-0.13重量％的碳(C)、0.1重量％以下的硅(Si)、0.7-2.0重量％的锰(Mn)、0.05-0.15重量％的磷(P)、0.2-0.5重量％的硫(S)、0.001-0.01重量％的硼(B)、0.1-0.5重量％的铬(Cr)、0.003-0.2重量％的钛(Ti)、0.005-0.015重量％的氮(N)、0.03重量％以下的氧(O)、余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。颗粒尺寸为5μm2以上的硫化锰(MnS)夹杂物的数量在盘条轧制方向截面上以300-1000/mm2材料范围存在。特别地，连铸操作可使用模具电磁搅拌设备、轻压下(soft reduction)设备、或模具电磁搅拌设备和轻压下(soft reduction)设备，Mn与S的重量比(Mn/S)可为3.5以上。
[有益效果]
如上所述，根据所述快速切削钢及其制备方法，可在炼钢和连铸方法中容易地制备S快速切削钢。还可提供一种环境友好不含铅的快速切削钢，其具有出色的热轧能力和切削性，通过在炼钢步骤中使大量球形MnS结晶而大幅提高切削性。
[附图说明]
图1是一幅示出硫化锰(MnS)夹杂物图像的显微照片；
图2是一幅示出基于铬(Cr)、钛(Ti)、氮(N)和硫(S)的沉淀与MnS夹杂物共同存在于高氧快速切削钢中的图像的显微照片；
图3是一幅图示说明本发明的环境友好的快速切削钢的制备方法的示意图；
图4是一幅比较比较例的工具寿命与满足本发明条件的实验实施例的工具寿命的曲线图；和
图5是一幅比较比较例的表面粗糙度与满足本发明条件的实验实施例的表面粗糙度的曲线图。
[具体实施方式]
现将参照附图详细描述本发明的示例性实施方案。
为实现上述目的，本发明人如下制备一种快速切削钢：①通过添加适量钛(Ti)、铬(Cr)和氮(N)等形成非金属夹杂物和沉淀；②控制成分中的锰(Mn)/硫(S)比例为3.5以上；③将总氧(T.[O])含量限制在300ppm以下；和④控制硫化锰(MnS)夹杂物数量，以使面积为5μm2以上的MnS的数量在轧制方向截面上在300-1000/mm2范围内。
MnS夹杂物以图1中所示的形状存在于快速切削钢中。具体地，当通过上述技术结构适当限制Ti、Cr和N时，如图2所示，在固化过程中在晶界(Grain boundary)沉淀出大量尺寸为0.1-5μm的基于(Cr，Ti)S或基于(Cr，Ti)N的精细沉淀，从而能够：①通过在部件加工操作过程中防止发生加工硬化来提高切削性，另外，②通过提高钢的断裂韧度抑制切屑卷边(Build-up Edge，BUE)形成，和通过优化碎片(Chip)分割提高快速切削钢的切削性。因此，还可表现出改善钢表面粗糙度和延长工具寿命的作用。
下文将更详细地描述构成上述不含铅的快速切削钢的成分系统。
碳(C)：0.03-0.13重量％
C是一种通过形成碳化物而提高材料强度和硬度的元素。C通过部分以珠光体(pearlite)存在于快速切削钢中，而在切割钢过程中起到抑制工具中切屑卷边(Build-up Edge，下文称为BUE)形成的作用。当C含量小于0.03重量％时，难以将材料的硬度提高至需要的范围，不存在抑制切屑卷边的作用。另一方面，当C含量大于0.13重量％时，材料的硬度过度提高，因此工具寿命会大幅缩短。因此，在本发明中将C含量限制在0.03-0.13重量％范围内。
硅(Si)：0.1重量％以下
硅是一种由于生铁或脱氧剂而保留在材料中的元素。由于如果没有形成氧化物，即二氧化硅(SiO2)，绝大部分Si会溶于铁素体中，已知Si对普通快速切削钢的机械性质没有明显影响。但根据本发明人等的实验，当高氧快速切削钢中的Si含量大于0.1重量％时，会形成SiO2，因此在快速切削钢的加工过程中会使工具寿命显著缩短。因此，原则上，在本发明中不添加Si。然而，由于在炼钢过程中会不可避免地从合金铁和耐火材料等中引入Si，应将本发明的快速切削钢中存在的Si含量限制在0.1重量％或以下。
锰(Mn)：0.7-2.0重量％
Mn是一种形成赋予钢切削性的MnS非金属夹杂物的重要合金元素，且当添加0.7重量％以上时，MnS夹杂物可有效结晶。另外，Mn可抑制热轧过程中钢锭表面缺陷增加的效果。然而，如果Mn含量过高大于2.0重量％，钢硬度升高，因此工具寿命会在一定程度上缩短。另外，当Mn含量在0.7-2.0重量％范围内时，部分Mn与氧结合形成MnO。MnO将如在固化过程中MnS形成核那样起到促进球形MnS夹杂物形成的作用。
磷(P)：0.05-0.15重量％
P是一种用于抑制容易在切削工具顶端形成的切屑卷边的元素。当P含量小于0.05重量％时，难以预期抑制切屑卷边形成的作用。另一方面，尽管P含量大于0.15重量％时抑制切屑卷边形成的作用出色，但担心提高钢硬度会引起切削工具寿命缩短。因此，在本发明中将P含量限制在0.05-0.15重量％范围内。
硫(S)：0.2-0.5重量％
S用于在固化过程中在快速切削钢中形成MnS夹杂物。如上所述，由于MnS通过提高钢的切削性而起到减小切削工具磨损和提高工件表面粗糙度的作用，因此S在本发明中极其重要。为此目的，添加0.2重量％以上的S。但根据本发明人的实验，过大量添加S可能会促进具有网状形状的硫化铁(FeS)在晶界沉淀。由于FeS极脆且具有低熔点，因此可能大幅降低热轧能力。另外，如果S含量高于必要量，钢的韧性和延性会显著降低，且钢的表面缺陷增加。因此，S含量应不大于0.5重量％。
硼(B)：0.001-0.01重量％
B起到增加钢的淬透性的作用，为此目的，在本发明中以10-100ppm添加。当添加的B小于10ppm时，难以取得增加淬透性的适当作用。根据本发明人的实验，尽管当B含量大于100ppm时可取得足够的淬透性，但由于高温延性降低而使热轧困难。因此限制其范围。
铬(Cr)：0.1-0.5重量％
Cr是一种起扩大碳钢中奥氏体区域作用的元素，并且Cr是一种便宜且重要的普遍的合金元素，并具有即使大量添加Cr也只形成不会导致脆化的碳化物的特征。在添加Cr过程中形成基于(Cr，Mn)S的粗粒的非金属夹杂物，在轧制过程中抑制非金属夹杂物变形，这使得非金属夹杂物在基质相中均匀分布。在本发明中添加Cr以提高切削性。根据本发明人的实验，当添加的Cr小于0.1重量％时，提高切削性的作用不大。另一方面，当添加大于0.5重量％的Cr时，切削性达到极限值，因此不能取得进一步提高。因此，Cr的添加量限制在0.1-0.5重量％。优选添加0.2-0.4重量％的Cr。
钛(Ti)：0.003-0.2重量％
Ti表现出与氧(O)、氮(N)、碳(C)、硫(S)和氢(H)中任意元素的强化学亲和力，还特别用于脱氧、脱氮和脱硫反应等。另外，Ti易于形成碳化物，并用于细化晶粒。甚至在与本发明相关的实验中，可确定当添加的Ti大于0.003重量％时，通过晶粒细化会大幅提高切削性。另外，在添加Ti过程中硬度增加会抑制BUE形成，从而提高切削性。但当添加大于0.2重量％时，提高切削性的作用达到极限。由于材料中形成的大量精细沉淀和二氧化钛(TiO2)使硬度过高，其表现出切削工具寿命缩短的缺陷。因此，将Ti含量限制于0.003-0.2重量％，优选限制于0.008-0.15重量％。
氮(N)：0.005-0.015重量％
N是一种影响切削工具中BUE形成和切割部件表面粗糙度的元素。N含量小于0.005重量％时，因为BUE形成增加且表面粗糙度劣化，因此不太好。尽管BUE形成随N含量升高而降低，但当N含量大于0.015重量％时，可能由于完全铸造后的快速切削钢钢锭表面缺陷的增加而引起问题。因此，在本发明中将N含量限制在0.005-0.015重量％。
氧(O)：0.03重量％以下
在铸造快速切削钢过程中，在模具中熔融钢的初始固化阶段，氧形成精细氧化锰(MnO)，而MnO将作为结晶MnS的成核位置。本文中，氧是指完全铸造后板坯(或钢锭)的总氧(T.[O])含量。如上所述，当氧为几十ppm以下时，在固化过程中沉淀出类型II或类型III形状的MnS，这将是一个缺陷，因为这些形状的MnS会降低快速切削钢的切削性。在本发明中将结晶类型I即球形MnS为目的旨在最大化切削性。根据实验，实验结果示出球形MnS随氧含量变高而有效结晶的趋势。但当氧含量过高大于0.03重量％时，在完全固化后，板坯中的表面缺陷如针孔(pin hole)和砂眼(Blow hole)等可能会大幅增加。因此限制氧含量的上限。
Mn与S的重量比：Mn/S≥3.5
除了上述含量调节，为提供本发明的在高温下具有出色延性的快速切削钢，控制Mn和S关系以满足基于重量％计的Mn/S比为3.5以上。这是为了通过结合Mn与S而避免由于FeS的热脆性，因此确保Mn含量高于特定量很重要。特别地，当Mn/S比小于3.5时，热轧能力降低，因此难以制备本发明所求的快速切削钢。
MnS的数量：尺寸为5μm2以上的MnS的数量在轧制方向截面上为300-1000/mm2。
在上述快速切削钢中，切削性随钢中剩余的MnS非金属夹杂物的尺寸和分布变化很大。一般而言，已知钢的切削性随MnS尺寸变大和数量变多而变好。根据本发明人的光学显微镜观察和切削性评价结果，当尺寸超过5μm2的MnS的数量在轧制方向(即L方向)截面上为300-1000/mm2时，钢的切削性最好。当MnS的数量小于300时，工具寿命由于切削性降低而缩短，加工部件的表面粗糙度也会劣化。另一方面，当该数量超过1000时，尽管工具寿命可能延长，但碎片(Chip)处理能力较差。因此，优选MnS的数量控制在300-1000。
下文将通过图3更加详细地描述一种快速切削钢的制备方法，所述快速切削钢包括上述合金成分，并可使用对本发明有效的合金成分。
转炉精炼步骤
首先通过以超音速向转炉中的熔融金属中吹氧将熔融金属中包含的杂质如C、Si、Mn、P等移至大气或熔渣中。在转炉精炼中，当熔融金属中的游离氧在400-1000ppm范围时停止吹氧。这是因为，由于当氧小于400ppm时，熔融金属的碳含量将超过本发明的组成范围，控制碳成分较为困难。另一方面，氧大于1000ppm时，会导致过度腐蚀转炉、盛钢桶等中的耐火材料，因而是不利的。
非脱氧出钢步骤
随后，进行如下步骤，其中在不使吹氧结束后的熔融金属脱氧的状态下，即在非脱氧状态，出钢至盛钢桶中。如果需要，在出钢步骤过程中可添加附加材料，如合金铁。添加合金铁或附加材料旨在适当范围内制备熔融钢和熔渣。
熔融钢加热步骤(LF Heating，钢包炉加热)
当完成出钢步骤后，将盛钢桶输送至钢包炉(LF)，并对熔融钢进行加热。通过用事先安装在LF的碳电极对熔融钢提供电弧来提高熔融钢的温度以对熔融金属进行加热。如果需要，还可在进行加热过程中添加合金铁或附加材料。在某些情况下，可收集熔融钢样品，还可测量熔融钢的氧浓度。由于在熔融钢的加热过程中，熔渣中的含氧化合物或大气中的氧分解流入熔融金属中，氧浓度将升高。优选在LF中熔融金属的游离氧浓度为100-200ppm时结束精炼。如果在游离氧浓度小于100ppm时结束LF精炼，那么难以形成预期的MnS。另一方面，如果在大于200ppm的条件下结束LF精炼，那么难以预期随后步骤中熔融钢成分的变化，因此不易控制成分。因此，将LF精炼结束时的游离氧浓度限制在100-200ppm范围内。
钢锭连铸步骤
将通过加热而完全LF精炼后的熔融钢输送至连铸机进行连铸。在开始连铸后测量熔融钢的游离氧浓度，其旨在事先查明快速切削钢的切削性好坏。在10-50％总铸造时间的时间点测量游离氧浓度，此时，游离氧浓度在50-150ppm范围内就足够了。如果铸造时间小于10％时测量游离氧浓度，那么由于中间包耐火材料或中间包绝热材料等的作用，难以得到准确的游离氧浓度。如果铸造时间大于50％时测量，那么因为失去能够控制氧浓度的机会而是不利的。另外，当测量的游离氧浓度小于50ppm时，根据实验，切削性相对较差。另一方面，浓度大于150ppm时，因为板坯中的针孔和砂眼会一定程度地增加，因此不好。在快速切削钢的连铸中，如果使用一种模具的电子搅拌设备，例如模具电磁搅拌器(EMS)和轻压下(Soft reduction)设备，那么可得到更好的板坯。如果使用所述模具EMS设备，那么对得到球形、大尺寸MnS夹杂物有利。轻压下设备极有利于降低板坯的中心偏析和板坯表面的表面缺陷如针孔和砂眼等。在快速切削钢的连铸中，即使是对尺寸为300mm X 400mm和400mm X 500mm等的钢锭或对尺寸为120mm X 120mm和160mm X 160mm等的钢坯进行连铸，其全部为基本可行的方法。如果仅对钢锭进行铸造，可进行钢锭轧制过程，即制备钢坯的过程；如果对钢坯进行轧制，省去钢锭轧制过程且进行盘条轧制就足够了。
为实现上述目的，本发明人如下制备一种快速切削钢：①通过添加适量钛(Ti)、铬(Cr)和氮(N)等形成非金属夹杂物和沉淀；②控制成分中的锰(Mn)/硫(S)比例为3.5以上；③将总氧(T.[O])含量限制在300ppm以下；和④控制硫化锰(MnS)夹杂物数量，以使面积为5μm2以上的MnS的数量在轧制方向截面上在300-1000/mm2范围内。
MnS夹杂物以图1中所示的形状存在于快速切削钢中。具体地，当通过上述技术结构适当限制Ti、Cr和N时，如图2所示，在固化过程中在晶界(Grain boundary)沉淀出大量尺寸为0.1-5μm的基于(Cr，Ti)S或基于(Cr，Ti)N的精细沉淀，从而能够：①通过在部件加工操作过程中防止发生加工硬化来提高切削性，另外，②通过提高钢的断裂韧度抑制切屑卷边(Build-up Edge，BUE)形成，和通过优化碎片(Chip)分割提高快速切削钢的切削性。因此，还可表现出改善钢表面粗糙度和延长工具寿命的作用。
下文将更详细地描述构成上述不含铅的快速切削钢的成分系统。
碳(C)：0.03-0.13重量％
C是一种通过形成碳化物而提高材料强度和硬度的元素。C通过部分以珠光体(pearlite)存在于快速切削钢中，而在切割钢过程中起到抑制工具中切屑卷边(Build-up Edge，下文称为BUE)形成的作用。当C含量小于0.03重量％时，难以将材料的硬度提高至需要的范围，不存在抑制切屑卷边的作用。另一方面，当C含量大于0.13重量％时，材料的硬度过度提高，因此工具寿命会大幅缩短。因此，在本发明中将C含量限制在0.03-0.13重量％范围内。
硅(Si)：0.1重量％以下
硅是一种由于生铁或脱氧剂而保留在材料中的元素。由于如果没有形成氧化物，即二氧化硅(SiO2)，绝大部分Si会溶于铁素体中，已知Si对普通快速切削钢的机械性质没有明显影响。但根据本发明人等的实验，当高氧快速切削钢中的Si含量大于0.1重量％时，会形成SiO2，因此在快速切削钢的加工过程中会使工具寿命显著缩短。因此，原则上，在本发明中不添加Si。然而，由于在炼钢过程中会不可避免地从合金铁和耐火材料等中引入Si，应将本发明的快速切削钢中存在的Si含量限制在0.1重量％或以下。
锰(Mn)：0.7-2.0重量％
Mn是一种形成赋予钢切削性的MnS非金属夹杂物的重要合金元素，且当添加0.7重量％以上时，MnS夹杂物可有效结晶。另外，Mn可抑制热轧过程中钢锭表面缺陷增加的效果。然而，如果Mn含量过高大于2.0重量％，钢硬度升高，因此工具寿命会在一定程度上缩短。另外，当Mn含量在0.7-2.0重量％范围内时，部分Mn与氧结合形成MnO。MnO将如在固化过程中MnS形成核那样起到促进球形MnS夹杂物形成的作用。
磷(P)：0.05-0.15重量％
P是一种用于抑制容易在切削工具顶端形成的切屑卷边的元素。当P含量小于0.05重量％时，难以预期抑制切屑卷边形成的作用。另一方面，尽管P含量大于0.15重量％时抑制切屑卷边形成的作用出色，但担心提高钢硬度会引起切削工具寿命缩短。因此，在本发明中将P含量限制在0.05-0.15重量％范围内。
硫(S)：0.2-0.5重量％
S用于在固化过程中在快速切削钢中形成MnS夹杂物。如上所述，由于MnS通过提高钢的切削性而起到减小切削工具磨损和提高工件表面粗糙度的作用，因此S在本发明中极其重要。为此目的，添加0.2重量％以上的S。但根据本发明人的实验，过大量添加S可能会促进具有网状形状的硫化铁(FeS)在晶界沉淀。由于FeS极脆且具有低熔点，因此可能大幅降低热轧能力。另外，如果S含量高于必要量，钢的韧性和延性会显著降低，且钢的表面缺陷增加。因此，S含量应不大于0.5重量％。
硼(B)：0.001-0.01重量％
B起到增加钢的淬透性的作用，为此目的，在本发明中以10-100ppm添加。当添加的B小于10ppm时，难以取得增加淬透性的适当作用。根据本发明人的实验，尽管当B含量大于100ppm时可取得足够的淬透性，但由于高温延性降低而使热轧困难。因此限制其范围。
铬(Cr)：0.1-0.5重量％
Cr是一种起扩大碳钢中奥氏体区域作用的元素，并且Cr是一种便宜且重要的普遍的合金元素，并具有即使大量添加Cr也只形成不会导致脆化的碳化物的特征。在添加Cr过程中形成基于(Cr，Mn)S的粗粒的非金属夹杂物，在轧制过程中抑制非金属夹杂物变形，这使得非金属夹杂物在基质相中均匀分布。在本发明中添加Cr以提高切削性。根据本发明人的实验，当添加的Cr小于0.1重量％时，提高切削性的作用不大。另一方面，当添加大于0.5重量％的Cr时，切削性达到极限值，因此不能取得进一步提高。因此，Cr的添加量限制在0.1-0.5重量％。优选添加0.2-0.4重量％的Cr。
钛(Ti)：0.003-0.2重量％
Ti表现出与氧(O)、氮(N)、碳(C)、硫(S)和氢(H)中任意元素的强化学亲和力，还特别用于脱氧、脱氮和脱硫反应等。另外，Ti易于形成碳化物，并用于细化晶粒。甚至在与本发明相关的实验中，可确定当添加的Ti大于0.003重量％时，通过晶粒细化会大幅提高切削性。另外，在添加Ti过程中硬度增加会抑制BUE形成，从而提高切削性。但当添加大于0.2重量％时，提高切削性的作用达到极限。由于材料中形成的大量精细沉淀和二氧化钛(TiO2)使硬度过高，其表现出切削工具寿命缩短的缺陷。因此，将Ti含量限制于0.003-0.2重量％，优选限制于0.008-0.15重量％。
氮(N)：0.005-0.015重量％
N是一种影响切削工具中BUE形成和切割部件表面粗糙度的元素。N含量小于0.005重量％时，因为BUE形成增加且表面粗糙度劣化，因此不太好。尽管BUE形成随N含量升高而降低，但当N含量大于0.015重量％时，可能由于完全铸造后的快速切削钢钢锭表面缺陷的增加而引起问题。因此，在本发明中将N含量限制在0.005-0.015重量％。
氧(O)：0.03重量％以下
在铸造快速切削钢过程中，在模具中熔融钢的初始固化阶段，氧形成精细氧化锰(MnO)，而MnO将作为结晶MnS的成核位置。本文中，氧是指完全铸造后板坯(或钢锭)的总氧(T.[O])含量。如上所述，当氧为几十ppm以下时，在固化过程中沉淀出类型II或类型III形状的MnS，这将是一个缺陷，因为这些形状的MnS会降低快速切削钢的切削性。在本发明中将结晶类型I即球形MnS为目的旨在最大化切削性。根据实验，实验结果示出球形MnS随氧含量变高而有效结晶的趋势。但当氧含量过高大于0.03重量％时，在完全固化后，板坯中的表面缺陷如针孔(pin hole)和砂眼(Blow hole)等可能会大幅增加。因此限制氧含量的上限。
Mn与S的重量比：Mn/S≥3.5
除了上述含量调节，为提供本发明的在高温下具有出色延性的快速切削钢，控制Mn和S关系以满足基于重量％计的Mn/S比为3.5以上。这是为了通过结合Mn与S而避免由于FeS的热脆性，因此确保Mn含量高于特定量很重要。特别地，当Mn/S比小于3.5时，热轧能力降低，因此难以制备本发明所求的快速切削钢。
MnS的数量：尺寸为5μm2以上的MnS的数量在轧制方向截面上为300-1000/mm2。
在上述快速切削钢中，切削性随钢中剩余的MnS非金属夹杂物的尺寸和分布变化很大。一般而言，已知钢的切削性随MnS尺寸变大和数量变多而变好。根据本发明人的光学显微镜观察和切削性评价结果，当尺寸超过5μm2的MnS的数量在轧制方向(即L方向)截面上为300-1000/mm2时，钢的切削性最好。当MnS的数量小于300时，工具寿命由于切削性降低而缩短，加工部件的表面粗糙度也会劣化。另一方面，当该数量超过1000时，尽管工具寿命可能延长，但碎片(Chip)处理能力较差。因此，优选MnS的数量控制在300-1000。
下文将通过图3更加详细地描述一种快速切削钢的制备方法，所述快速切削钢包括上述合金成分，并可使用对本发明有效的合金成分。
转炉精炼步骤
首先通过以超音速向转炉中的熔融金属中吹氧将熔融金属中包含的杂质如C、Si、Mn、P等移至大气或熔渣中。在转炉精炼中，当熔融金属中的游离氧在400-1000ppm范围时停止吹氧。这是因为，由于当氧小于400ppm时，熔融金属的碳含量将超过本发明的组成范围，控制碳成分较为困难。另一方面，氧大于1000ppm时，会导致过度腐蚀转炉、盛钢桶等中的耐火材料，因而是不利的。
非脱氧出钢步骤
随后，进行如下步骤，其中在不使吹氧结束后的熔融金属脱氧的状态下，即在非脱氧状态，出钢至盛钢桶中。如果需要，在出钢步骤过程中可添加附加材料，如合金铁。添加合金铁或附加材料旨在适当范围内制备熔融钢和熔渣。
熔融钢加热步骤(LF Heating，钢包炉加热)
当完成出钢步骤后，将盛钢桶输送至钢包炉(LF)，并对熔融钢进行加热。通过用事先安装在LF的碳电极对熔融钢提供电弧来提高熔融钢的温度以对熔融金属进行加热。如果需要，还可在进行加热过程中添加合金铁或附加材料。在某些情况下，可收集熔融钢样品，还可测量熔融钢的氧浓度。由于在熔融钢的加热过程中，熔渣中的含氧化合物或大气中的氧分解流入熔融金属中，氧浓度将升高。优选在LF中熔融金属的游离氧浓度为100-200ppm时结束精炼。如果在游离氧浓度小于100ppm时结束LF精炼，那么难以形成预期的MnS。另一方面，如果在大于200ppm的条件下结束LF精炼，那么难以预期随后步骤中熔融钢成分的变化，因此不易控制成分。因此，将LF精炼结束时的游离氧浓度限制在100-200ppm范围内。
钢锭连铸步骤
将通过加热而完全LF精炼后的熔融钢输送至连铸机进行连铸。在开始连铸后测量熔融钢的游离氧浓度，其旨在事先查明快速切削钢的切削性好坏。在10-50％总铸造时间的时间点测量游离氧浓度，此时，游离氧浓度在50-150ppm范围内就足够了。如果铸造时间小于10％时测量游离氧浓度，那么由于中间包耐火材料或中间包绝热材料等的作用，难以得到准确的游离氧浓度。如果铸造时间大于50％时测量，那么因为失去能够控制氧浓度的机会而是不利的。另外，当测量的游离氧浓度小于50ppm时，根据实验，切削性相对较差。另一方面，浓度大于150ppm时，因为板坯中的针孔和砂眼会一定程度地增加，因此不好。在快速切削钢的连铸中，如果使用一种模具的电子搅拌设备，例如模具电磁搅拌器(EMS)和轻压下(Soft reduction)设备，那么可得到更好的板坯。如果使用所述模具EMS设备，那么对得到球形、大尺寸MnS夹杂物有利。轻压下设备极有利于降低板坯的中心偏析和板坯表面的表面缺陷如针孔和砂眼等。在快速切削钢的连铸中，即使是对尺寸为300mm X 400mm和400mm X 500mm等的钢锭或对尺寸为120mm X 120mm和160mm X 160mm等的钢坯进行连铸，其全部为基本可行的方法。如果仅对钢锭进行铸造，可进行钢锭轧制过程，即制备钢坯的过程；如果对钢坯进行轧制，省去钢锭轧制过程且进行盘条轧制就足够了。
钢锭轧制步骤
当在连铸步骤中进行钢锭铸造而非钢坯铸造时，还包括随后进行的将钢锭轧制成钢坯的方法。如果使用尺寸为300mm X 400mm和400mm X 500mm的钢锭来轧制尺寸为120mm X 120mm和160mm X 160mm的钢坯，那么这一般被称为钢锭轧制或制坯(billetizing)。钢锭轧制方法中最重要的因素是钢锭的温度和加热炉的保留时间。由于如果在钢锭低温状态下进行轧制会严重损坏所制备的钢坯的表面，因此本发明限制加热炉温度在1250℃以上维持4-10小时。如果钢锭温度低于1250℃，实验证实无论维持多长时间，制备的钢坯的表面质量较差。另一方面，即使将钢锭温度维持在1250℃以上，如果保留时间小于4小时，那么钢坯的表面质量也会较差。另外，在加热炉中维持10小时以上，同时将钢锭温度维持在1250℃以上的情况下，产量会大幅降低，且钢坯的表面质量仅与维持4-10小时的情况处于相同水平。因此，将加热炉的保留时间限制在4-10小时。
盘条轧制步骤
如果将快速切削钢铸造成钢坯或铸造成钢锭，然后通过进行钢锭轧制制备钢坯，随后进行将钢坯轧制成盘条(wire rod)。通过本发明步骤由快速切削钢钢坯制备盘条最重要的因素是钢坯加热炉的温度和加热时间。为得到具有出色表面性质的快速切削钢盘条，优选加热炉中的钢坯温度在1200-1350℃的温度维持2-5小时。当钢坯温度低于1200℃时，即使延长加热炉的保留时间，也难以得到具有良好表面质量的盘条。当温度高于1350℃时，难以得到比在1200-1350℃温度下表面质量相对更好的盘条。另外，结论是，当加热炉的保留时间小于2小时时，在上述温度范围内难以得到具有良好表面质量的盘条，即使保留时间大于5小时，难以得到比在2-5小时情况具有更好表面质量的盘条。
[实施例]
下文将通过实施例更加详细地描述本发明。
[实施例1]
在该实施方案中，在高频感应熔融炉中以200kg量级制备钢锭，其具有下表1中实验例和比较例(SUM24L)的组成。此处，比较例为目前最广泛使用的铅(Pb)快速切削钢，即SUM24L。通过相同的实验装置和制备方法制备实验例和比较例的钢锭，此时制备的钢锭的尺寸为230mm×230mm×350mm。
[表1]
  C   Si   Mn   P   S   N(ppm)   其他成分
 实验例1   0.09   0.01   1.0   0.08   0.25   98   Cr 0.4，Ti 0.2
 实验例2   0.08   0.02   1.1   0.08   0.30   78   Cr 0.1，Ti 0.02
 实验例3   0.08   0.03   1.2   0.08   0.30   83   Cr 0.3，Ti 0.006
 实验例4   0.07   0.02   1.3   0.09   0.32   65   Cr 0.5，Ti 0.06
 实验例5   0.08   0.03   1.2   0.08   0.30   83   Cr 0.2，Ti 0.005
 比较例1   0.08   0.03   1.2   0.08   0.33   85   Pb 0.25
在加热炉中在1300℃加热上述钢锭，并使用试验轧钢机将其轧制成厚度为30mm的板。随后，在轧制方向将该板切割成尺寸为30mm×30mm的正方形，然后在机床中将所述正方形加工成直径为25mm的圆条。之后，通过在计算机数控(CNC)机床中对直径为25mm的圆条进行切削性评价实验来测量工具寿命和切割表面的表面粗糙度。通过选择切割条件进行切削性评价实验，所述切割条件包括切割速度为100m/min，切割深度为1.0mm，进料速度为0.1mm/rev.，并维持不使用切割油的干燥条件。
在上述实验中，通过一般广泛使用的根据切割时间的侧面磨损(Flank wear)测量工具寿命。表面粗糙度源自根据切割时间的表面粗糙度。侧面磨损和表面粗糙度的单位分别为μm，该值越小则意味着表面粗糙度越出色。图4是一幅示出实验例和比较例的工具寿命的曲线图，其示出与比较钢相比，本发明的实验例具有同等水平的工具寿命。另外，图5中可证实，具有表面特性与Pb快速切削钢同等水平或更好的区域。
与Pb快速切削钢相比，通过添加上述量的Cr、Ti和N代替对人体有害的Pb，本发明可示出相当或更优水平的表面粗糙度和工具寿命，其原因如下：在将0.1-0.5％的Cr、0.003-0.2％的Ti和0.005-0.015％的N加入含有0.2-0.5％的S的高氧快速切削钢中的情况下，在熔融钢固化过程中在晶界(Grain Boundary)沉淀出基于(Cr，Mn)S的粗粒沉淀和大量基于(Cr，Ti)S和基于(Cr，Ti)N的精细沉淀(其尺寸为1μm)。随后，这些沉淀表现出诸如在部件加工过程中防止钢的加工硬化、降低钢的断裂韧度(Fracture)等作用。因此，所述原因被认为是由于通过上述作用可抑制BUE形成和改善碎片分割的事实。
[实施例2]
在钢锭轧制方法中，将完全连铸后尺寸为300mm×400mm的快速切削钢钢锭轧制成尺寸为160mm×160mm的钢坯，随后，在盘条轧制过程中将钢坯轧制成直径为25mm的盘条。此时，通过通常的快速切削钢轧制条件加热及冷却钢锭和钢坯。轧制完成后从盘条采集样品，通过N/O分析仪测量总氧含量，并通过光学显微镜观察MnS的面积和形状。同时，在完成盘条轧制后对盘条(Wire Rod)进行冷拉以制备直径为23mm的冷拉条(CD Bar)，之后，使用CNC机床进行切割实验后在相同条件下测量工具寿命。下表2示出通过上述实验得到的盘条的总氧含量(ppm)、面积为5μm2以上的MnS的每mm2的数量、和工具寿命。在表4中，工具寿命是指可通过一个切削工具加工的部件的相对数量。
[表2]
Figure BPA00001335123900181
由上表2，当盘条的总氧含量在300ppm以下的本发明限制范围内时，如果每单位面积的MnS数量在300-1000范围内(实验例6至9)，工具寿命表现为快速切削钢部件用户公司要求的5000次以上。另一方面，尽管总氧含量在本发明的范围内(如比较例2和3)，但当每单位面积的MnS数量小于300时，工具寿命小于5000次。这被认为是由于缺乏具有相对较大面积的MnS，在切割过程中裂缝产生和传播相对较慢时出现的一种现象。同时，在比较例4和5的情况下，尽管每单位面积的MnS数量在本发明的限制范围内且切削工具寿命也大于5000次的参考值，但CD条(Cole-Drawn Bar)从板坯中的回收率小于80％。原因是总氧含量过高大于300ppm，因此在板坯表面一次性地留有针孔和砂眼等，在随后的钢锭轧制和盘条轧制过程中不会得到改善。而且，当总氧含量过高时，由于多种表面缺陷、低回收率和成本增加而难以实现本发明所求目的。

Claims (7)

1.一种不含铅的快速切削钢，其包含：
0.03-0.13重量%的碳；0.1重量%以下的硅；0.7-2.0重量%的锰；0.05-0.15重量%的磷；0.2-0.5重量%的硫；0.001-0.01重量%的硼；0.1-0.5重量%的铬；0.003-0.2重量%的钛；0.005-0.015重量%的氮；0.03重量%以下的氧；余量的铁；和其他不可避免的杂质，
其中颗粒尺寸为5μm2以上的MnS夹杂物的数量在盘条轧制方向截面上以300-1000/mm2材料范围存在。
2.权利要求1的不含铅的快速切削钢，其中Mn与S的重量比为3.5以上。
3.一种制备不含铅的快速切削钢的方法，该方法包括：
通过以超音速向转炉中的熔融金属中吹氧而使游离氧浓度在400-1000ppm范围内时结束吹氧的转炉精炼步骤；
在非脱氧状态下，将吹氧结束后的熔融金属出钢至盛钢桶的出钢步骤；
在将盛钢桶输送至钢包炉后，进行钢包炉精炼直到游离氧浓度在100-200ppm范围内的熔融钢加热步骤；
在10-50%总铸造时间的时间点，以使游离氧浓度在50-150ppm范围，将熔融钢铸造成钢坯的连铸步骤；和
在加热炉中将钢坯在1200-1350℃的温度维持2-5小时，同时将钢坯轧制成盘条的盘条轧制步骤，
其中所述不含铅的快速切削钢包含0.03-0.13重量%的碳；0.1重量%以下的硅；0.7-2.0重量%的锰；0.05-0.15重量%的磷；0.2-0.5重量%的硫；0.001-0.01重量%的硼；0.1-0.5重量%的铬；0.003-0.2重量%的钛；0.005-0.015重量%的氮；0.03重量%以下的氧；余量的铁；和其他不可避免的杂质。
4.权利要求3的方法，其中颗粒尺寸为5μm2以上的MnS夹杂物的数量在盘条轧制方向截面上以300-1000/mm2材料范围存在。
5.权利要求3的方法，其中所述连铸步骤包括：
将熔融钢铸造成钢锭的步骤；和
将钢锭在1250℃以上的加热炉温度下维持4-10小时，同时将钢锭轧制成钢坯的钢锭轧制步骤。
6.权利要求3或5的方法，其中所述连铸步骤使用模具电磁搅拌设备、轻压下设备、或所述模具电磁搅拌设备和所述轻压下设备。
7.权利要求3的方法，其中Mn与S的重量比为3.5以上。
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