CN1033652C - 球状渗碳体中碳钢线材的高效节能生产工艺 - Google Patents
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Abstract
球状渗碳体中碳钢线材的高效节能生产工艺，其特点是三段式控制轧制和紧随其后的短时间退火，包括在(Ac3+100)～Ac3温度范围进行变形比不小于50%的再结晶控轧，继而冷至(Ar3+100)～Ar3的温度以不小于20%的变形比进行预轧，接着冷至Ar3～Ar1的温度以不小于25%的变形比精轧至钢材终尺寸，然后退火、冷却即可获得渗碳体呈球状的可以直接冷锻的钢材。本发明可在冶金工厂轧钢生产线和其在终端的退火炉短时间退火而完成，较传统的球状退火节能50倍。
Description
本发明提供一种球状渗碳体中碳钢线材的高效节能生产工艺。
迄今，国内外治金工业向社会提供的热轧中碳钢钢材，其渗碳体相均呈片状存在于钢的铁素体基体中，然而制造诸如高强度标准件的冷锻系列中碳钢只有在其渗碳体呈球状时才能承受生产效率极高的冷锻作业，故实施冷锻作业的中碳钢钢材用户不得不将购进的钢材重新加热，进行耗时长达20-25小时的球化退火热处理，该过程能耗很高，而且长时间加热会造成钢材表面氧化、脱碳以及炉衬材料的消耗也很严重。总之，传统的渗碳体片改球的球化退火，存在着时耗、能耗、料耗很高的严重缺点。另外，众多冷锻中碳钢钢材用户各自分散投资建造球化退火装置以及实施高“三耗”的球化退火热处理不但造成重复的社会化浪费，还将形成不合理的产业结构和供需格局。因此，改善、简化球化退火工艺并实现由冶金工业集中供应渗碳体业已球化的冷锻系列中碳钢材一直为人们期望而未果。发明者的早期研究基于应变诱发至平衡的原理，曾提出将渗碳体呈片状的钢坯加热至低于钢的Ac1的较高温度以一定形变量和形变速率轧制和随后在轧制温度停留1-2小时以实现渗碳体球化和变形基体再结晶等轴化的快速球化工艺方法。相同的构思也体现在特开昭59-13024中。然而加热温度不超过AC1的应变和继而短时退火导致的片改球快速球化工艺存在两个明显缺陷：一是球化的渗碳体在分布上不够均匀，二是赖以应变的轧制因其抗力过高而使工业部门难于接受。
本发明的目的旨在提出一种在冶金工厂的线材轧制生产线上快速获得渗碳体呈球状并均匀分布在基体上的中碳钢钢材生产新工艺，并实现由冶金工业集中向社会提供渗碳体业已球化的中碳钢冷锻线材。
本发明的目的是这样实现的：采用三段式控制轧制和紧随其后的短时间退火，即将粗轧的钢降温至钢的(AC3+100℃)～AC3温度范围进行变形比不小于50％的再结晶控制轧制，继而以不小于1200℃/分的冷却速度冷至(Ar3+100℃))～Ar3温度以不小于20％℃的变形比进行预轧，接着以不小于1200℃/分的冷速冷至Ar3～Ar1的温度，以不小于25％的变形比精轧至钢材终尺寸，然后带温进入温度在AC1～(AC1-100℃)的退火炉中保持半小时以上，然后冷却至室温即可得到渗碳体呈球状的可以直接冷锻的线材。
在中碳钢线材的整个生产工序中，本发明工艺列在最后，本发明之前与之衔接的相邻工序是粗轧，其温度范围是1150～900℃，粗轧的目的是使钢坯截面变小，以容纳本发明技术所不需要的多余变形量。对于具有冶炼和轧制能力的冶金企业，粗轧可以是连铸热送坯的初轧，并于粗轧后连续转入本发明工序；对于仅有轧制能力而不具备冶炼手段的轧钢厂，可将冷坯加热至粗轧温度粗轧，接着进入本发明工序；若冷坯截面只能满足本发明要求的最小变形量而无多余变形量时，亦可将冷坯直接加热至本发明的首道人轧温度热透后入轧。当轧制能力充分的情况下，本发明可容纳全部变形量。换言之，本发明所要求的变形量原则上无上限限制。
根据本发明，再结晶控轧的截面相对变形比〔＝(ΔS/S0)×100％，下同〕不应小于50％；再结晶控轧结束的瞬间，钢材因变形而导致的温升可达80～120℃。再结晶控轧的钢材立即进行控制冷却，使钢材温度由再结晶控轧结束瞬间的温度迅速达到预轧温度，其控制冷却速度不应小于1200℃/分，控冷速度无上限限制。控制冷却至预轧温度范围的钢材须立即进行预轧。预轧的温度范围是钢材在空气中的自然冷却时的Ar3至(Ar3+100℃)的温度区间，预轧的变形比不得小于20％；预轧结束的瞬间，材料温升可达100～150℃。预轧之后应进行控制冷却以使料温迅速达到精轧的温度区间，其控制冷却速度不应小于1200℃/分，但无上限限制。预轧并控冷的钢料应立即承受精轧，精轧的温度是钢在空冷时测定的Ar3～Ar1之间的温区，精轧变形比不应小于25％。精轧的钢应在600-720℃之间进入退火炉，炉温应在(AC1-100)至AC1之间的温区，退火保温时间不应少于30分钟。
下面结合附图对本发明作进一步说明。
图1是本发明工艺中再结晶控轧细化晶粒的示意图；
图2是本发明工艺在温度时间坐标系中的示意图；
图3是本发明工艺以直条供货的示意图；
图4是本发明工艺以盘园供货的示意图；
图5、6、7、8、10是本发明实施例中有关数据及变化规律；
图9是采用本发明工艺而获得的优良渗碳体球化的ML45钢钢材显微组织照片。
图3、图4中，1-粗轧机，2-轧机，3-控制冷却器，4-轧机，5-控制冷却器，6-精轧机，7-退火炉，8-冷床(图4中为移动炉底)，9-切料机，10-盘卷机。
下面对本发明所适用的钢的化学成分和各工序作详细说明。
1、本发明所适用的钢种：本发明工艺适用于平均碳含量在0.20～0.45％范围内用于冷锻成形的中国与世界各国的碳素钢和合金钢。它们用于制造强度级别不低于8.8级的高强度标准件，即抗拉强度σb不低于800和屈服强度σs不低于800×0.8＝640MPa。这个强度等级是通过对成形的另件进行调质热处理达到的。表1列举了中国国家标准GB6478-86和GB5954-86中符合上述要求的一部分钢的化学成分。由于钢的化学成分不属于本发明内容，故对各元素及其含量合金设计原理、冶炼方法不赘述。表2列出一部分钢种的AC1、AC3以及120℃/分冷速下测定的Ar3、Ar1的温度值。
表1见下页：
表1：本发明所适用的一部分钢的化学成分(％)
| 序号 | 牌号 | C | Si | Nn | Cr | Ni | No | S&P |
| 1 | ML30 | 0.27～0.35 | ＜0.20 | 0.30～0.60 | - | - | - | ＜0.035＜0.035 |
| 2 | ML35 | 0.32～0.40 | ＜0.20 | 0.30～0.60 | - | - | - | ＜0.035＜0.035 |
| 3 | ML40 | 0.37～0.45 | ＜0.20 | 0.30～0.60 | - | - | - | ＜0.035＜0.035 |
| 4 | ML45 | 0.42～0.50 | ＜0.20 | 0.30～0.60 | - | - | - | ＜0.035＜0.035 |
| 5 | ML30Mn | 0.27～0.35 | ＜0.25 | 0.50～0.80 | - | - | - | ＜0.035＜0.035 |
| 6 | ML35Mn | 0.32～0.40 | ＜0.25 | 0.50～0.80 | - | - | - | ＜0.035＜0.035 |
| 7 | ML40Mn | 0.37～0.45 | ＜0.25 | 0.50～0.80 | - | - | - | ＜0.035＜0.035 |
| 8 | ML45Mn | 0.42～0.50 | ＜0.25 | 0.50～0.80 | - | - | - | ＜0.035＜0.035 |
| 9 | ML30CrMo | 0.26～0.34 | ＜0.30 | 0.40～0.70 | 0.80～1.10 | - | 0.15～0.25 | ＜0.035＜0.035 |
| 10 | ML35CrMo | 0.32～0.40 | ＜0.30 | 0.40～0.70 | 0.80～1.10 | - | 0.15～0.25 | ＜0.035＜0.035 |
| 11 | ML42CrMo | 0.38～0.45 | ＜0.30 | 0.50～0.80 | 0.90～1.20 | - | 0.15～0.25 | ＜0.035＜0.035 |
| 12 | ML30CrMnSiA | 0.28～0.35 | 0.90～1.20 | 0.80～1.10 | 0.80～1.10 | ＜0.4 | - | S＜0.030P＜0.030Cu＜0.020 |
| 13 | ML40Cr | 0.37～0.44 | ＜0.30 | 0.50～0.80 | 0.80～1.10 | - | - | ＜0.035＜0.035 |
| 14 | ML38CrA | 0.34～0.42 | 0.17～0.37 | 0.50～0.80 | 0.80～1.10 | ＜0.4 | - | ＜0.030＜0.030 |
| 15 | ML40CrNiMoA | 0.36～0.44 | 0.17～0.37 | 0.50～0.80 | 0.60～0.90 | 1.25～1.75 | 0.15～0.25 | ＜0.030＜0.030 |
表2：本发明适用的一部分钢的
及120℃/分冷速的
的值(℃)
序号 牌号 AC3 AC1
1 ML30 810 723 715 640
2 ML35 805 723 680 640
3 ML40 780 723 700 650
4 ML45 780 723 690 640
5 ML30Mn 810 720 710 640
6 ML35Mn 800 720 670 630
7 ML40Mn 780 720 670 630
8 ML45Mn 770 720 665 630
9 ML30CrMo 810 740 750 630
10 ML35CrMo 810 740 740 640
11 ML42CrMo 800 738 740 650
12 ML30CrMnSiA 850 740 700 650
13 ML40Cr 790 730 700 655
14 ML38CrA 800 730 700 650
15 MLCrNiMoA 790 720 [715] [650]
注：〔〕中的数据仅对采用本发明工艺有效。
2、再结晶控轧及其后的控制令却：依照本发明，粗轧后的钢须转入再结晶控轧工序。再结晶控轧应力争利用粗轧的余热；在条件不具备时也可将粗轧的冷坯重新加热至再结晶控轧温度并热透。再结晶控轧的温度应在钢的(AC3+100℃)至AC3的区间，再结晶控轧各道次累积变形比不应小于50％。再结晶控轧的目的是利用变形过程中和变形间歇的快速再结晶获得晶粒平均直径不大于45μ的单相奥氏体组织。图1中的(1)是粗轧后再结晶形成的粗晶粒奥氏体示意；(2)是再结晶控轧过程中和道次间歇间的变形晶粒边界上形成的动态和静态再结晶细晶粒；(3)是再结晶控轧开始后的各道次间歇至预轧尚未开始的时间内实现的遍及整个体积的细晶粒奥氏体。
为了保证再结晶控轧的技术效果不致被长时间高温停留和温度升高所抵消，再结晶控轧结束时以不小于1200℃/分的冷却速度迅速冷至预轧温度。
3、预轧：依照本发明，预轧应在(Ar3+100℃)至Ar3之间的温度区域进行，预轧的变形比不得小于20％。预轧的目的有二：一是进一步细化奥氏体晶粒，使其平均直径小于25μ；二是提高钢的Ar3温度，从而提高预轧之后的精轧开始温度。
预轧的第二个效果可用图2加以说明。在温度时间坐标中用实线绘出的CCT曲线因预轧(图中的(4))的结果而上升至虚线所绘的位置，从而使Ar3和Ar1上升，但对Ar3的上升作用大于对Ar1的上升，故精轧可在表2所示值域高出30℃的温度开始。
预轧后以不小于1200℃/分的冷速使钢件温度迅速进入精轧温区是为使精轧在过冷奥氏体尚未发生共析转变之时进行，从而避免轧机承受大的变形抗力。
4、精轧：预轧并控冷的钢料需进行精轧。精轧应于Ar3～Ar1的温区进行。在这个温度区间，钢材处于γ+α双相区。其中的γ相是不稳定的过冷相，而α相则是稳定相。精轧导致α相超量析出于γ相的晶界、亚晶界以及位错线，从而使γ相被稳定的α相所机械分隔而失去长大空间并使γ相的晶粒再度细化至平均直径小于5μ，以保证精轧之后钢中的共析转变在如此细小并存在大量变形缺限的奥氏体母相中发生。精轧变形比不应小于25％。
5、退火：精轧的钢应以不低于600和不高于720℃的温度进入退火炉退火。退火的目的有二：一是在超细化的过冷奥氏体中发生共析转变，形成粒状珠光体，并使Fe3C颗粒熟化为球；二是变形的先共析铁素体发生再结晶。后者所需时间略长于前者，故退火时间不应短于30分种。退火保温完成之后，钢材冷却至室温。
采用三段式控制轧制和紧随其后的短时间退火的本发明新工艺。使中碳钢渗碳体球化速度较传统的退火提高50倍。
本发明工艺的三部分变形由高温到低温分别在钢的奥氏体、过冷奥氏体以及含有铁素体的过冷奥氏体状态进行，故尽管精轧温度很低、却不致于使变形抗力过高而轧制发生困难。在本发明工艺中，渗碳体的粒状析出及其球化(熟化)是在轧制结束后的退火中实现的。退火的时间仅仅比共析转变发生的时间略长以使变形的铁素体再结晶也得以完成。
本发明工艺既可用于以直条供货，也可用于以盘园供货。图3描述了以直条供货的流程。粗轧的钢坯从粗轧机(1)出来，待温度达到再结晶控轧温区(AC3+100～AC3)即可由轧机(2)进行再结晶控轧；继而通过控制冷却器(3)的控制冷却进入轧机(4)的预轧；预轧的钢通过控制冷却器(5)进入精轧机(6)；精轧的钢在切料机(9)定尺后进入退火炉(7)；退火的钢料出炉上冷床(8)即告完结。图4描述了以盘园供货的流程。精轧的钢料由盘卷机(10)盘卷进入退火炉(7)的移动炉底(8)，待退火保温结束后移出炉外。以盘园供货时，控制冷却器(3)和(5)分别安放在轧机(2)和(4)的出口导卫的后端。由控制冷却器冷却出来的钢料在进入下一个轧机之前须有得以表里温度均化的足够行程。
下面是一些实例：
例1：这个实例表明精轧开始温度应与Ar3～Ar1温区相符。ML45钢60×60方坯、化学成分如表3。
表3：ML45钢坯的实际成分(重量％)
钢号 C Si Mn P S
ML45 0.43 0.17 0.44 0.021 0.019
冷坯加热至900℃热透，取出后空冷至870℃进行再结晶控轧，变形比为0.72。在出口导卫处以20℃/秒的冷速冷至750℃待钢料表里温度均匀后预轧，变形比为0.31，预轧料以20℃/秒的冷速分别冷至750、720、700、680、660、630和600℃之后精轧成φ19的园截面料：精轧变形比为59％。精轧料定尺后入700℃退火炉保持30分钟后出炉冷却并取样检测抗拉强度σb、断面收缩率Ψ、冷压缩致裂变形比ξ＝(1-Δh/h)×100％以及渗碳体球化率SR等四项指标。检测结果列于表4和图5。
表4：ML45钢的精轧开始温度对σb、Ψ、ξ和SR的影响精轧开始温度℃ σb(NPa) Ψ(％) ξ(％) SP(％) 备注
750 590 50 50 20
720 560 55 55 50
700 530 65 75 95 发明范围
680 520 67 75 95 发明范围
660 520 65 70 95 发明范围
630 670 51 50 70
600 760 32 35 60
表5：精轧变形比对σb、Ψ、ξ和SR四指标的影响
精轧比(％) σb(NPa) Ψ(％) ξ(％) SR(％) 备注
0 620 47 45 28
16 570 51 56 52
22 540 60 62 86 发明
33 530 61 65 93 发明
44 528 62 67 98 发明
53 531 62 67 97 发明
59 520 65 68 98 发明
很明显，当精轧开始温度介于700～600℃时，钢材的断面收缩率Ψ及冷压缩致裂门槛值ξ两项塑性指标达到最好，且抗拉强度σb达到了最低。这正是冷锻工序所要求的最佳性能。与之对应，钢的渗碳体球化率达到了95％以上的值，说明渗碳体的优良球化是获得最好冷锻性能的重要显微组织标志。对照一下表2中ML45的Ar3和Ar1值(分别是690和640℃)，可知660～700℃的精轧开始温度几乎在Ar3～Ar1之间。需要指出，表2的Ar3、Ar1数据是在空冷时测定的。如果进一步考虑到事先的预轧已使钢的Ar3得到了提高，则本例的精轧开始温度已全部落入实际的Ar1之间了。现场实测还表明，即使在严寒冬季，精轧结束的瞬间钢材的温度也比精轧开始瞬间的高，故进一步提高ML45钢的精轧开始温度已不适宜。本实例的数据说明了这一点。图9的显微组织照片取自本实例中精轧开始温度为660℃的钢材。用此料直接冷锻制成M18的螺栓经860℃淬火和425℃回火可获得10.9级的高强度级别。
例2：这个实例的再结晶控轧、预轧全部与例1相同，但精轧开始温度确定为660℃，而精轧累积变形比(即精轧前后的钢材截面缩减率)作为变量，取0、16、22、33、44、53和59％等七个变化值，其中的0％意味着预轧后控冷至660℃不进行精轧而人退火炉保温30分钟之后出炉空冷。对各精轧比的退火钢材取样测定σb、Ψ、ξ和SR。结果列于表5和示于图6。由这些结果可知，随着精轧变形比的增加，渗碳体球化效果变好，反映冷锻性能的力学指标显著改善。由图6的四个曲线的走向，将精轧变形比的下限确定为25％是适宜的。没有安排大于60％的变形比实验。可以指出，更大的精轧变形比有可能因材料温升过高而使钢重新回到稳定奥氏体并丧失大部分技术效果，从而降低球化率和提高强度，这显然是不利于冷锻的。
例3：本实例是表明退火时间和退火温度的。将例2中精轧变形比为59％的钢材分别改变700℃退火的时间和30分钟退火的退火温度。其中改变退火时间的实验作法是：精轧钢一组入700℃退火炉，每隔规定的时间取出一件冷却，其中保温时间0分钟者意味着精轧后不经退火直接冷却至室温。改变退火温度的实验是精轧钢分别进入不同温度待料的退火炉均保持30分钟后出炉冷却。对上述各样品检测SR和σb，结果列于示6、7和表于图7、8。
表6：精轧钢700℃变时退火对SR和σb的影响
| 退火保温时间(分)SR(％)σb(MPa) | 020710 | 550670 | 1082672 | 2095600 | 3098520 | 4098520 | 5097524 | 6098522 |
表7：精轧钢30分钟变温退火对SR和σb的影响
由图7或表6的数据知，对于渗碳体的球化率，退火时间15～20分钟已足够。然而从图7中从强度σb变化的角度，退火时间需要不少于30分钟。这说明精轧过程中承受变形的铁素体的再结晶所需时间多于过冷奥氏体发生共析转变所需的时间。因此本发明确定的退火时间不应少于30分钟。退火温度不应低于630℃，因为退火温度过低将增加片状析出物所占比例。在作定量处理时，长宽比大于8的碳化物被认为是片状的。高于720℃的退火应绝对禁止。因为高于此温度时将重新使钢恢复为稳定奥氏体状态和原三段控轧所积累的技术效应将丧失殆尽，并于以后的冷却中发生正常的片状共析反应。过高的精轧变形比也可能产生类似情况。
| 退火保温(℃)SR(％)σb(MPa) | 55030630 | 60042610 | 63080580 | 66092562 | 69098550 | 70097520 | 72098523 | 75010685 |
以上的三个实例均包括了三段式控制轧制。下边的例4和例5将分别为说明预轧和再结晶控轧的必要性而安排。
例4：仍是前三例的材料，但本例不包括预轧，即把预轧的变形量全部并入再结晶控轧，并于之后直接冷至例1中的各精轧温度和700℃半小时退火保温及空冷至室温，然后取样检查渗碳体球化率一项组织特征，结果列于表8，并将表8数据与表5的SR一项数据同绘于图10中，其中空心园圈是有预轧的数据，而实心园则是不经历预轧的精轧样品球化率。很明显，不经预轧的精轧，球化率峰值出现在较窄的温度区间，且球化效果不理想。这说明，预轧大约将Ar3温度提高了20～30℃，从而拓宽精轧温区。
表8：再结晶控轧后直接精轧的开始温度对SR的影响
| 精轧温度℃渗碳体球化率SR(％) | 75014 | 72031 | 70044 | 68082 | 66085 | 63057 | 60050 |
例5：材料同前例。1150℃出炉粗轧至预轧开始前的截面尺寸(即不经历再结晶控轧)，然后立即冷至预轧的温度(750℃)并预轧、之后控冷至例4的各精轧开始温度精轧，变形比仍为59％，继而700℃半小时退火和空冷，取样测定SR，结果列于表9，并绘于图10中，以倒三角表示数据点。结果表明，因有预轧而精轧温度范围得到拓宽(上移)，但因无再结晶控轧而球化效果降低。
由例4和例5可说明，为了在半小时退火中实现优良球化、再结晶控轧和预轧都是必须的。
表9：不经历再结晶控轧但有预轧的精轧开始温度对SR的影响
| 精轧温度℃渗碳体球化率SR(％) | 75018 | 72040 | 70070 | 68075 | 66077 | 63062 | 600- |
Claims (2)
1、对平均碳含量在0.20～0.45％之间的中碳钢或中碳合金钢为获得具有球状渗碳结构的钢材的高效节能生产工艺，其特征在于对粗轧的钢在钢的(Ac3+100℃)～Ac3温度范围进行变形比不小于50％的再结晶控制轧制，继而以不小于1200℃/分的冷却速度冷至(Ar3+100℃)～Ar3温度，以不小于20％的变形比进行预轧，接着以不小于1200℃/分的冷却速度冷至Ar3～Ar1的温度，以不小于25％的变形比精轧至钢材终尺寸，然后带温进入温度在Ac1～(Ac1-100℃)的退火炉中保持半小时以上，然后冷却至室温。
2、根据权利要求1所述的工艺，其特征在于再结晶控轧的温度或利用正常轧制的余热，或将粗轧冷却的冷坯加热至再结晶控轧温度。
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