CN108315658A - 一种合金钢及其制备工艺 - Google Patents

一种合金钢及其制备工艺 Download PDF

Info

Publication number
CN108315658A
CN108315658A CN201810449698.3A CN201810449698A CN108315658A CN 108315658 A CN108315658 A CN 108315658A CN 201810449698 A CN201810449698 A CN 201810449698A CN 108315658 A CN108315658 A CN 108315658A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel alloy
steel
temperature
impact strength
preparation process
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201810449698.3A
Other languages
English (en)
Inventor
倪劲松
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Zhejiang Tongte Special Steel Technology Co ltd
Original Assignee
Zhejiang Tongte Heavy Forging Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Zhejiang Tongte Heavy Forging Co Ltd filed Critical Zhejiang Tongte Heavy Forging Co Ltd
Priority to CN201810449698.3A priority Critical patent/CN108315658A/zh
Publication of CN108315658A publication Critical patent/CN108315658A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

本发明公开了一种合金钢及其制备工艺，涉及钢铁冶炼技术领域，这种合金钢的化学组成以质量百分比计为：C：0.38～0.43；Mn：0.80～1.00；Si：0.2～0.3；P：0～0.015；S：0～0.005；Cr：4.85～5.40；Mo：2.25～2.5；V：0.80～1.00；Ni：0～0.25；Cu：0～0.2；Fe：88.9～90.72；制备工艺包括：熔炼；浇铸；热处理；其中热处理包括：正火；球化退火；分级淬火；回火。通过提高Mo的质量百分比以及控制V的质量百分比以及进行上述过程的处理，使得合金钢避免出现回火脆性以及完全消除合金钢中的内应力，从而使得合金钢的韧性得到提高。

Description

一种合金钢及其制备工艺
技术领域
本发明涉及一种钢铁冶炼技术领域，更具体地说，它涉及一种合金钢及其制备工艺。
背景技术
合金钢是指钢中除含硅和锰作为合金元素或脱氧元素外，还含有其他合金元素的钢，如铬、镍、钼、钒、钛、铜、钨、铝、钴、铌、锆等，有的还含有某些非金属元素，比如硼、氮等。合金钢中由于含有不同种类和数量的合金元素，并且采取适当的工艺措施，便可分别具有较高的强度、韧性、淬透性、耐磨性、耐蚀性、耐低温性、耐热性、热强性、红硬性等特殊性能。
模具钢是用来制造冷冲模、热锻模、压铸模等模具的钢种。模具的质量直接影响着压力加工工艺的质量、产品的精度产量和生产成本，而模具的质量与使用寿命除了靠合理的结构设计和加工精度外，主要受模具材料和热处理的影响。
如公开号为CN107868917A的中国专利公开了一种新型钢材，该钢材的具体化学成分一质量百分比计为C：0.95～1.0、Mn：0.22～0.30、Si：0.25～0.35、P：0～0.005、S：0～0.005、Cr：10～11、Mo：0.6～1.0、V：0.6～1.5、Ni：0.1～0.15、W：4～4.3、Co：1～1.4、Nb：0.9～1.5、其余量为铁。该钢通过降低Mo、V、W的使用量，从而降低了合金钢的生产成本。
在工作过程中，模具用于锻造、冲压、且型、压铸等。当钢水浇至模具内时，钢水由于温度的变化，导致它本身的体积随温度的变化而变化，由于钢水本身体积的变化而需要模具承受一定的冲击载荷。但是在上述文件中当V的质量百分数高于1％且Mo在质量百分数0.6％～1.0％的范围之内，Mo对钢材在进行热处理的时候出现了回火脆性，回火脆性的出现直接导致了钢材在韧性上降低。
发明内容
针对现有技术存在的不足，本发明的目的在于提供一种合金钢及其制备工艺，这种合金钢主要是通过提高Mo的质量百分比以及控制V的质量百分比以及通过(3)热处理；步骤(3)包括：(31)球化退火；(32)淬火；(33)回火，使得合金钢避免出现回火脆性，从而使得合金钢的韧性得到提高。
为实现上述目的，本发明提供了如下技术方案：
一种合金钢，其特征在于：这种合金钢的化学组成以质量百分比计为：
C：0.38～0.43、Mn：0.80～1.00、Si：0.2～0.3、P：0～0.015、S：0～0.005、Cr：4.85～5.40、Mo：2.25～2.5、V：0.80～1.00、Ni：0～0.25、Cu：0～0.2和Fe：88.9～90.72。
通过采用上述技术方案，通过提高Mo的质量百分比以及将V的质量百分比控制在0.80到1.00之间，从而使得Mo对合金钢在进行热处理的时候避免出现回火脆性，进而来提高合金钢的韧性。
本发明的进一步设置为，所述的合金钢的最佳化学组成以质量百分比计为：
C：0.4、Mn：0.9、Si：0.25、P：0.005、S：0.002、Cr：5.13、Mo：2.38、V：0.9、Ni：0.125、Cu：0.1和Fe：89.808。
通过采用上述技术方案，上述合金钢的化学组成为最佳化学组成百分比，当使用此百分比时，Mo和V共同使得合金钢在热处理的过程中可细化钢的组织和晶粒，提高晶粒粗化的温度，从而增加了钢的韧性和耐磨性；并且在合金钢在熔炼过程中，Mo与Si结合，在合金钢的表面形成一层氧化薄膜，使得合金钢在高温中更加稳定。
本发明的进一步设置为，所述合金钢的化学组成以质量百分比计为：
C：0.38～0.43、Mn：0.80～1.00、Si：0.2～0.3、P：0～0.015、S：0～0.005、Cr：4.85～5.40、Mo：2.25～2.5、V：0.80～1.00、Ni：0～0.25、Cu：0～0.2、Ti：0.06～0.4和Fe：88.5～90.66。
通过采用上述技术方案，在合金钢中加入0.06～0.4的Ti，使合金钢在1150℃更全面的奥氏体化以及在550℃回火时消除了相应的回火脆性。这是由于P对Ti的亲和力比Fe的亲和力大得多，加入Ti后形成了稳定的大块磷化物，从而降低了钢中P的浓度，防止了P向晶界偏析，因此消除了回火脆性。
本发明的进一步设置为，所述的制备工艺包括以下步骤：
(1)熔炼：先将需要的废钢放入熔炼炉中，然后在后续的过程中逐步添加所需要的各种成分配比直至达到上述中的成分配比；
(2)浇铸：根据客户不同的需求，将所得钢锭或坯料加工成客户所需的形状；
(3)热处理：通过盐浴炉对模具做正火、球化退火、淬火与回火处理。
通过采用上述技术方案，经过第(3)步的处理后，能够大大降低合金钢的脆性，提高合金钢耐热性、耐磨性、韧性、延展性、淬透性、抗热裂的能力以及综合力学性能，使得合金钢的各项性能都得以提高。
本发明的进一步设置为，所述合金钢熔炼过程中当熔炼炉内的温度达到1250～1300℃时将Ti加入至熔炼炉中。
通过采用上述技术方案，因为Ti与S的亲和力大于Mn与S的亲和力；在1250～1300℃的温度下Ti与S时难变形的Ti4C2S2，这种物质在高温时难溶于钢水中，继而落入熔炼炉中，可以在一定程度上出掉一部分的S，从而使得合金钢韧性的各向异性均得到了很大的改善，而在不加Ti时，S在高温时与Mn结合，形成MnS，MnS在高温中会作为杂质溶解在钢水中，从而在后期合金钢被热处理后增大了合金钢的脆性。
本发明的进一步设置为，所述合金钢在浇铸前，先将钢模表面的氧化铁及其它杂物清理干净，然后进行吹风，保持钢模内部的清洁；
在浇铸时，当钢水第一次完全覆盖钢模底部时在钢水的液面上放置至少一块纸板，再将钢水平稳的浇铸至钢模中。
通过采用上述技术方案，由于高温，会将氧化铁溶解，从而使得合金钢在熔炼的过程中氧气增加，使得废钢中的C在高温且氧气不充分的条件下生成CO气泡，从而使得合金钢淬冷的时候在合金钢表面形成凸起的气泡，影响合金钢的质量；
在浇铸时，当钢水第一次完全覆盖钢模底部时在钢水的液面上放置至少一块纸板，再将钢水平稳的浇铸至钢模中，通过此设置，使得在浇铸的过程中浇口缸内的钢水与模具内的钢水能够平稳的相融合，并且浇口缸内的钢水先接触纸板，然后钢水从纸板的四周均匀的流入模具中，从而使得浇铸的零件更加的光滑。
本发明的进一步设置为，所述合金钢的热处理包括：
(31)正火：将浇铸后的模具放入盐浴炉中加热至900～1020℃后，保温2～4小时后出盐浴炉空冷。
通过采用上述技术方案，将合金钢内的晶粒细化和碳化物分布均匀化，同时消除在浇铸铸造时产生的魏氏体；此处理使得合金钢中的铁素体相奥氏体过度，从而使得合金钢奥氏体化；消除晶界游离的渗碳体，改善钢的性能，获得接近平衡态的组织。
本发明的进一步设置为，所述合金钢的热处理包括：
(32)球化退火：将球化退火炉温度调节至845～900℃，将上述正火空冷后的模具放至球化退火炉中，保温2～4小时炉冷至700～740℃等温停留，然后继续炉冷至500℃以下，出炉空冷。
通过采用上述技术方案，通过球化退火后，使得合金钢内部组织达到或接近平衡状态，并且可以消除合金钢在经过高温熔炼后产生的内应力。如果次内应力不及时消除，将使工件在加工和使用过程中发生形变，影响工件精度。一般情况下在消除内应力的方式有人工消除和自然消除，自然消除即为将铸件置于露天场地直至消除为止，缓缓发生，从而使残余应力消除或减少；而人工则通过上述的球化退火的方式，相比于自然消除更加节省时间并且参与的内应力去除较为彻底。
本发明的进一步设置为，所述合金钢的热处理包括：
(33)淬火：将上述球化退火空冷后的模具经过三次分级淬火；第一次淬火：将模具放入盐浴炉中加热至1020～1050℃，接着淬冷至320～450℃区间内恒温片刻；第二次淬火：将盐浴炉的温度调节至450～550℃的区间内分级淬火；第三次淬火：将盐浴炉的温度调节至180～220℃的区间内分级淬火。
通过采用上述技术方案，通过分级淬火，能够将合金钢更加完全的淬火，消除残余应力为了保证最大限度的均匀一致性，第一次的淬火冷却过程相对比较缓和，以便尽可能地避免珠光体相贝氏体的转变；第二次淬火是非常关键的一步，在奥氏体向马氏体转变阶段之前，淬火冷却是需要一段时间的恒温状态，增加了零部件之间的热传导，这将会防止零件表面和心部之间存在一个大的温差。而这种温差实际是残余应力的诱因，会在随后的奥氏体向马氏体转变过程中产生形变；第三次，采用最大的淬火速度。奥氏体向马氏体转变阶段的冷却速度越快，得到的钢的机械性能也就越好。
本发明的进一步设置为，所述合金钢的热处理包括：
(34)回火：上述钢材分级淬火后的钢材回火至少两次；首次回火：将盐浴炉内的温度调节至500℃以上；后一次回火时盐浴炉内的温度始终比前一次低20℃，当后一次回火时盐浴炉内的温度达到500℃时停止回火；每次将盐浴炉调节至需要回火的温度时都至少保温2个小时，而且在保温后必须冷却至室温后才可以继续后一次的回火。
通过采用上述技术方案，经过之前的分级淬火，使得模具存在很大的应力和脆性，如果没有及时回火，往往会产生形变甚至开裂；通过上述至少两次的回火，有效的消除了模具淬火时产生的应力，调整模具的机械性能，增大其模具的韧性和塑性，降低模具的脆性；将温度控制在500℃以上是为了避免在50～500℃回火时出现的回火脆性，在出现回火脆性后会使得合金钢的韧性大大降低；经过2小时的保温，可以完全消除模具内部的应力，使得模具的韧性更强。
与现有技术相比，本发明的优点和有益效果是：
1、通过提高Mo的质量百分比以及将V的质量百分比控制在0.80到1.00之间，从而使得Mo对合金钢在进行热处理的时候避免出现回火脆性，进而来提高合金钢的韧性；
2、在合金钢中加入0.06～0.4的Ti，使合金钢在1150℃奥氏体化以及在550℃回火时消除了相应的回火脆性；
3、在1250～1300℃的温度下加入Ti后，Ti与S的亲和力大于Mn与S的亲和力；在1250～1300℃的温度下Ti与S时难变形的Ti4C2S2，这种物质在高温时难溶于钢水中，继而落入熔炼炉中，从而去除一部分S，进而能大大改善合金钢韧性的各向异性；
4、通过上述至少两次的回火，有效的消除了模具淬火时产生的应力，调整模具的机械性能，增大其模具的韧性和塑性，降低模具的脆性；经过2小时的保温，可以完全消除模具内部的应力，使得模具的韧性更强。
具体实施方式
实施例1：一种合金钢的制备工艺，选择市面上常用的废钢作为熔炼的原料，将废钢通过如下步骤：
(1)熔炼：先将需要的废钢放入熔炼炉中，然后在后续的过程中逐步添加所需要的各种成分配比直至达到上述中的成分配比；
(2)浇铸：根据客户不同的需求，将所得钢锭或坯料加工成客户所需的形状；
(3)热处理：通过盐浴炉对模具做正火、球化退火、淬火与回火处理。
基于步骤(1)，在熔炼的过程中经过电炉精炼和电渣重熔两个过程，在这两个过程中进行如下的反应和变化：脱碳、吹氧、去硫与去磷、去气和去非金属杂质、脱氧与合金化等。这些反应和变化均在电炉中加热至高温的条件下完成的，此过程也是传统炼钢必须的步骤。其中在合金化的过程中即为将本合金钢需要的其他元素添加进去。
基于步骤(2)，在浇铸前先将钢模表面的氧化铁及其它杂物清理干净，然后进行吹风烘干，保证钢模内部的清洁；因为浇铸的过程中钢水的温度很高，足以将氧化铁溶解，使得合金钢在浇铸的过程中的氧气增加，使得合金钢中的C在高温且氧气不充分的条件下生成CO气泡，从而使得在浇铸完毕后在合金钢的表面形成气泡，影响到合金钢的质量。
在浇铸时，当钢水第一次完全覆盖钢模底部时在钢水的液面上放置至少一块纸板，再将钢水平稳的浇铸至钢模中，使得在浇铸的过程中在浇口缸内的钢水与钢模中的钢水能够平稳的相融合，并且浇口缸的钢水先接触纸板，然后从纸板的四周均匀的流入钢模中，从而使得浇铸的零件更加光滑。
基于步骤(3)，热处理：通过盐浴炉对模具做正火、球化退火、淬火与回火处理。以下将具体说明步骤(3)中的各个步骤：
(31)正火：将浇铸后的模具放入盐浴炉中加热至960℃后，保温2.5小时后出盐浴炉空冷；
(32)球化退火：将球化退火炉温度调节至870℃，将上述正火空冷后的模具放至球化退火炉中，保温2.5小时炉冷至720℃等温停留，然后继续炉冷至500℃以下，出炉空冷；
(33)淬火：将上述球化退火空冷后的模具经过三次分级淬火；第一次淬火：将模具放入盐浴炉中加热至1035℃，接着淬冷至385℃恒温片刻；第二次淬火：将盐浴炉的温度调节至500℃的区间内分级淬火；第三次淬火：将盐浴炉的温度调节至200℃的区间内分级淬火；
(34)回火：上述钢材分级淬火后的钢材回火两次；第一次回火：将盐浴炉调节至550℃，保温2小时，然后通过盐浴迅速冷却至25℃，接着第二次回火：将盐浴炉调节至530℃，保温2小时，然后通过盐浴迅速冷却至25℃，然后出炉，至此该合金钢的所有加工过程全部结束，然后对本合金钢的全部性能进行测试，全部合格达标后即可投入市场。
步骤(1)中，在合金化的过程中所添加的其他元素包括Fe的各自化学组成以质量百分比计为C：0.4、Mn：0.9、Si：0.25、P：0.005、S：0.002、Cr：5.13、Mo：2.38、V：0.9、Ni：0.125、Cu：0.1和Fe：90.058。
实施例2：与实施例1的区别在于；
基于步骤(1)，其中在合金化的过程中即为将本合金钢需要的其他元素添加进去，并且在电炉内温度达到1275℃时，将Ti加入至电炉中，此时将Ti加入电炉中能够大大改善合金钢韧性的各向异性。
步骤(1)中，在合金化的过程中所添加的其他元素包括Fe的各自化学组成以质量百分比计为C：0.4、Mn：0.9、Si：0.25、P：0.005、S：0.002、Cr：5.13、Mo：2.38、V：0.9、Ni：0.125、Cu：0.1、Ti：0.22和Fe：89.838。
实施例3至实施例6与实施例2的区别在于合金钢的化学组成以质量百分比计是不同的，下面以表格的形式表现：
实施例7至实施例10与实施例2的区别在于步骤(1)中在不同的温度下添加Ti，下面以表格的形式表达：单位摄氏度℃
实施例 实施例7 实施例8 实施例9 实施例10
温度 1250 1300 1260 1280
实施例11至实施例14与实施例2的区别在于步骤(3)中(31)正火的温度不同，下面以表格的形式表达：单位摄氏度℃
实施例 实施例11 实施例12 实施例13 实施例14
温度 900 1020 930 990
实施例15至实施例18与实施例2的区别在于步骤(3)中(32)球化退火的球化退火炉中初始调节温度不同，下面以表格的形式表达：单位摄氏度℃
实施例 实施例15 实施例16 实施例17 实施例18
温度 845 900 857 885
实施例19至实施例22与实施例2的区别在于步骤(3)中(32)球化退火加热后炉冷至保温温度不同，下面以表格的形式表达：单位摄氏度℃
实施例 实施例19 实施例20 实施例21 实施例22
温度 700 740 710 730
实施例23至实施例26与实施例2的区别在于步骤(3)中(33)淬火中第一次淬火的加热温度不同，下面以表格的形式表达：单位摄氏度℃
实施例 实施例23 实施例24 实施例25 实施例26
温度 1020 1050 1028 1043
实施例26至实施例29与实施例2的区别在于步骤(3)中(33)淬火中第一次淬火的淬冷温度不同，下面以表格的形式表达：单位摄氏度℃
实施例 实施例27 实施例28 实施例29 实施例30
温度 320 450 353 418
实施例31至实施例34与实施例2的区别在于步骤(3)中(33)淬火中第二次淬火的温度不同，下面以表格的形式表达：单位摄氏度℃
实施例 实施例31 实施例32 实施例33 实施例34
温度 450 550 475 525
实施例35至实施例38与实施例2的区别在于步骤(3)中(33)淬火中第三次淬火的温度不同，下面以表格的形式表达：单位摄氏度℃
实施例 实施例35 实施例36 实施例37 实施例38
温度 180 220 190 210
实施例39至实施例42与实施例2的区别在于步骤(3)中(34)回火中首次回火的温度不同，下面以表格的形式表达：单位摄氏度℃
实施例 实施例39 实施例40 实施例41 实施例42
温度 530 600 547 582
冲击韧性是指材料在冲击载荷作用下吸收塑性变形功和断裂功的能力，反映材料内部的细微缺陷和抗冲击性能。冲击韧度指标的实际意义在于揭示材料的变脆倾向，是反映金属材料对外来冲击负荷的抵抗能力，一般由冲击韧性值(ak)和冲击功(Ak)表示，其单位分别为J/cm2或者KJ/m2和J(焦耳)，冲击韧性值(ak)与冲击功(Ak)之间的关系为：ak＝Ak/F，其中F为试样缺口处的截面积。
一般把ak值低的材料称为脆性材料，ak值高的材料称为韧性材料。本发明中采用的韧性测量标准为中国人民共和国国家总局发布的《金属夏比(V型缺口)冲击试验方法》即GB2106来测量合金钢在各种状态下的冲击功(Ak)，标准上直接采用冲击功(J焦耳值)Ak，而不是采用冲击韧性值(ak)值。因为单位面积上的冲击功并无实际意义。当在室温25℃时，使用上述GB2106标准所测出的冲击功小于等于34时，即为脆性材料。
回火脆性指的是淬火钢回火后出现韧性下降的现象。原本淬火钢在回火时，随着回火的温度升高，硬度降低，韧性升高，但是许多钢的回火过程中出现了两个低谷；第一类回火脆性：100℃～400℃之间；第二类回火脆性：400℃～500℃之间。
以下为合金钢内V和Mo不同的化学质量百分比与生产出来的合金钢冲击韧性值的对比试验：
当采用实施例2中的制备工艺，在其他元素不变V的质量百分比为0.9％、而Fe和Mo的质量百分比不同时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)，
表1
从表1中得出，当其他条件均不变而Mo的质量百分比为2.38％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为75J/cm2，冲击韧性值最高，即为韧性最好；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2.25％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为62J/cm2，冲击韧性值适中，韧性一般；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2.5％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为70J/cm2，冲击韧性值适中，韧性适中；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为30J/cm2，冲击韧性值偏低，韧性较差，此时该合金钢已经为脆性材料了；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为3％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为28J/cm2，冲击韧性值在本次试验中最低，韧性最差。
当采用实施例2中的制备工艺，在其他元素不变V的质量百分比为0.8％、而Fe和Mo的质量百分比不同时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)
表2
从表2中得出，当其他条件均不变而Mo的质量百分比为2.38％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为70J/cm2，冲击韧性值最高，即为韧性最好；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2.25％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为58J/cm2，冲击韧性值适中，韧性一般；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2.5％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为65J/cm2，冲击韧性值适中，韧性适中；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为28J/cm2，冲击韧性值偏低，韧性较差，此时该合金钢已经为脆性材料了；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为3％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为25J/cm2，冲击韧性值在本次试验中最低，韧性最差。
当采用实施例2中的制备工艺，在其他元素不变V的质量百分比为1.0％、而Fe和Mo的质量百分比不同时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)
表3
从表3中得出，当其他条件均不变而Mo的质量百分比为2.38％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为73J/cm2，冲击韧性值最高，即为韧性最好；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2.25％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为60J/cm2，冲击韧性值适中，韧性一般；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2.5％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为68J/cm2，冲击韧性值适中，韧性适中；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为29J/cm2，冲击韧性值偏低，韧性较差，此时该合金钢已经为脆性材料了；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为3％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为27J/cm2，冲击韧性值在本次试验中最低，韧性最差。
从上述的分析中得出，当V的质量百分比确定且在制备工艺中温度的确定下，仅Mo的质量百分比发生变化时，Mo的质量百分比为2.25％时所生产出来的合金钢的韧性最好，而且Mo的质量百分比在2.25％～2.5％范围内生产出来的合金钢的韧性都适中，Mo的质量百分比在在2.25％～2.5％范围以外生产出来的合金钢的韧性较差。
当采用实施例2中的制备工艺，在其他元素不变V的质量百分比为0.75％、而Fe和Mo的质量百分比不同时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)
表4
Fe的质量百分比(％) Mo的质量百分比(％) 冲击韧性值
89.738 2.38 33
89.868 2.25 30
89.618 2.5 32
90.118 2 18
89.118 3 15
从表4中得出，当其他条件均不变而Mo的质量百分比为2.38％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为33J/cm2，冲击韧性值在表4中最高，但是属于脆性材料；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2.25％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为30J/cm2，冲击韧性值在表4中处于中间水平，也属于脆性材料；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2.5％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为32J/cm2，冲击韧性值在表4中处于中上水平，属于脆性材料；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为2％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为18J/cm2，冲击韧性值偏低，韧性较差；当其他条件均不变时Mo的质量百分比为3％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为15J/cm2，冲击韧性值在本次试验中最低，韧性最差。
当采用实施例2中的制备工艺，在其他元素不变V的质量百分比为1.1％、而Fe和Mo的质量百分比不同时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)
表5
Fe的质量百分比(％) Mo的质量百分比(％) 冲击韧性值
89.488 2.38 34
89.618 2.25 32
89.368 2.5 33
89.868 2 20
88.868 3 18
从表5中得出，当其他条件均不变而Mo的质量百分比为2.38％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为34J/cm2，冲击韧性值在表4中最高，介于脆性材料和韧性材料的临界值，在此种状态下若温度低于室温时，该配比的合金钢为脆性材料；而当温度等于或者高于室温时，该配比的合金钢为韧性材料；当其他条件均不变而Mo的质量百分比为2.25％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为32J/cm2，冲击韧性值在表4中处于中间水平，属于脆性材料；当其他条件均不变而Mo的质量百分比为2.5％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为33J/cm2，冲击韧性值在表4中处于中上水平，属于脆性材料；当其他条件均不变而Mo的质量百分比为2％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为20J/cm2，冲击韧性值偏低，韧性较差；当其他条件均不变而Mo的质量百分比为3％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为18J/cm2，冲击韧性值在本次试验中最低，韧性最差。
结合表1至表5，可以得出结论，在温度为室温25℃时，制备工艺为实施例2中各项要求时，当V的质量百分比在0.80％～1.00％的范围内且Mo的质量百分比在2.25％～2.5％的范围内生产出来的合金钢均为韧性较强的合金钢。
同时，结合表1至表5，还可以得出，当V的质量百分比为0.9％且Mo的质量百分比为2.38％时，生产出的合金钢的冲击韧性值达到了表1至表5中的最大值，因此，当V和Mo的质量百分比分别为0.9％和2.38％时，生产出韧性最优的合金钢。
以下为在制备合金钢采用不同温度分级淬火与生产出来的合金钢冲击韧性值的对比试验：
当采用实施例2中的元素成分配比，在其他制备工艺不变而步骤(33)的第一次淬火温度中的淬冷温度发生改变时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)
表6
淬冷温度(℃) 冲击韧性值
385 75
320 62
450 70
310 32
460 17
从表6中得出，当其他条件均不变而第一次淬冷的温度为385℃时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为75J/cm2，冲击韧性值最高，即为韧性最好；当其他条件均不变时第一次淬冷的温度为320℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为62J/cm2，冲击韧性值适中，韧性一般；当其他条件均不变时第一次淬冷的温度为450℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为70J/cm2，冲击韧性值适中，韧性适中；当其他条件均不变时第一次淬冷的温度为310℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为32J/cm2，冲击韧性值偏低，韧性较差，此时该合金钢已经为脆性材料了；当其他条件均不变时第一次淬冷的温度为460℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为17J/cm2，冲击韧性值在本次试验中最低，韧性最差。
在实践的过程中，当第一次淬冷温度高于450℃时，由于第一次淬冷的温度过高，在后续的回火中出现了回火脆性的现象，从而导致生产出了的合金钢的韧性大幅度的降低；当温度低于320℃时，由于温度不够，使得合金钢表面上的奥氏体完全转化为马氏体，而合金钢的内部经过正火产生的奥氏体并没有被由于淬冷完全转化为马氏体，从而导致合金钢的韧性降低。
当采用实施例2中的元素成分配比，在其他制备工艺不变而步骤(33)的第二次淬火中的淬冷温度发生改变时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)
表7
从表7中得出，当其他条件均不变而第二次淬冷的温度为500℃时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为75J/cm2，冲击韧性值最高，即为韧性最好；当其他条件均不变时第二次淬冷的温度为450℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为62J/cm2，冲击韧性值适中，韧性一般；当其他条件均不变时第二次淬冷的温度为550℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为70J/cm2，冲击韧性值适中，韧性适中；当其他条件均不变时第二次淬冷的温度为440℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为32J/cm2，冲击韧性值偏低，韧性较差，此时该合金钢已经为脆性材料了；当其他条件均不变时第二次淬冷的温度为560℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为17J/cm2，冲击韧性值在本次试验中最低，韧性最差。
在实践的过程中，经过了第一次淬冷，合金钢表面上的奥氏体大部分已经转化为马氏体了，而内部深层处的奥氏体还未完全转化为马氏体，当第二次淬冷温度高于550℃时，由于第二次淬冷的温度过高，在后续的回火中出现了回火脆性的现象，从而导致生产出了的合金钢的韧性大幅度的降低；当温度低于450℃时，又与第一次淬冷的温度近似，从而无法达到使得内部深层的奥氏体完全转化为马氏体的作用，从而导致合金钢的韧性降低。
当采用实施例2中的元素成分配比，在其他制备工艺不变而步骤(33)的第三次淬火中的淬冷温度发生改变时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)
表8
淬冷温度(℃) 冲击韧性值
200 75
180 62
220 70
170 32
230 17
从表8中得出，当其他条件均不变而第三次淬冷的温度为200℃时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为75J/cm2，冲击韧性值最高，即为韧性最好；当其他条件均不变时第三次淬冷的温度为180℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为62J/cm2，冲击韧性值适中，韧性一般；当其他条件均不变时第三次淬冷的温度为220℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为70J/cm2，冲击韧性值适中，韧性适中；当其他条件均不变时第三次淬冷的温度为170℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为32J/cm2，冲击韧性值偏低，韧性较差，此时该合金钢已经为脆性材料了；当其他条件均不变时第三次淬冷的温度为230℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为17J/cm2，冲击韧性值在本次试验中最低，韧性最差。
在实践的过程中，经过了前两次的淬冷，合金钢表面上和内部深层的奥氏体大部分已经转化为马氏体了，而为了使得合金钢从表层到内部所有的奥氏体均转化为马氏体，则需要进行第三次的淬冷，当第三次淬冷温度高于220℃时，由于第二次淬冷的温度过高，破坏了在合金钢表层形成的马氏体层，在后续的回火中出现了回火脆性的现象，从而导致生产出了的合金钢的韧性大幅度的降低；当温度低于180℃时，第三次将无法达到将合金钢从表层到内部所有的奥氏体均转化为马氏体的作用，合金钢中任有部分奥氏体未转化为马氏体，从而导致合金钢的韧性降低。
以下为在制备合金钢采用不同温度回火与生产出来的合金钢冲击韧性值的对比试验：
当采用实施例2中的元素成分配比，在其他制备工艺不变而步骤(34)的第一次回火温度发生改变时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)
表9
淬冷温度(℃) 冲击韧性值
550 75
500 34
450 24
300 24
从表9中得出，当其他条件均不变而第一次回火的温度为385℃时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为75J/cm2，冲击韧性值最高，即为韧性最好；当其他条件均不变时第一次回火的温度为500℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为34J/cm2，介于脆性材料和韧性材料的临界值，在此种状态下若温度低于室温时，该配比的合金钢为脆性材料；当其他条件均不变时第一次回火的温度为450℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为24J/cm2，冲击韧性值处于脆性材料中，韧性较差；当其他条件均不变时第一次回火的温度为300℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为24J/cm2，冲击韧性值处于脆性材料中，韧性较差。
在实践的过程中，经过了分级淬火后，由于经过了长时间的加热，合金钢内存在很大的内应力，而分级淬火后的钢硬度高，脆性大，只有经过及时的回火，使得合金钢减少内应力降低脆性，避免合金钢变形甚至开裂。在第一次回火时的温度为500℃时，此温度为出现第二类回火脆性的极限值，所以生产出来的合金钢在不同的温度下进行冲击试验所产生的结果是不同的。当第一次回火温度低于500℃时，则出现了回火脆性的现象，从而导致生产出了的合金钢的韧性大幅度的降低。
以下为在制备合金钢在前一次回火温度与后一次回火温度的相差不同时所产生出来的合金钢冲击韧性值的对比试验：
当采用实施例2中的元素成分配比，在其他制备工艺不变而步骤(34)前一次回火温度与后一次回火温度的相差不同且前一次回火温度确定为550℃时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)
表10
从表10中得出，当其他条件均不变而前一次回火温度与后一次回火温度差值为0℃时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为34J/cm2，介于脆性材料和韧性材料的临界值，在此种状态下若温度低于室温时，该配比的合金钢为脆性材料；当其他条件均不变时前一次回火温度与后一次回火温度差值为10℃时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为50J/cm2；当其他条件均不变时前一次回火温度与后一次回火温度差值为20℃时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为75J/cm2，冲击韧性值最高，即为韧性最好；当其他条件均不变时前一次回火温度与后一次回火温度差值为30℃时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为36J/cm2，冲击韧性值处于韧性材料中；当其他条件均不变时前一次回火温度与后一次回火温度差值为40℃时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为35J/cm2冲击韧性值处于韧性材料中。
从表10中可以得出，当其他条件均不变前一次回火温度与后一次回火温度差值为20℃时，此时回火后的合金钢的韧性最好，而前一次回火温度与后一次回火温度差值为0℃时，就与前一次的回火温度相同，就不存在后一次回火的情况了，只是增加了前一次回火的时间，所以对于完全消除的合金钢的内应力没有起到一定的效果；当前一次回火温度与后一次回火温度差值为10℃时，由于前后回火的温差太小，消除所产生合金钢的内应力的效果不显著，从而使得合金钢的冲击韧性值虽然处于韧性材料中，但是韧性不强；当前一次回火温度与后一次回火温度差值为30℃时，由于前后回火的温差太大，使得在降低合金钢的脆性方面，效果不显著，从而使得合金钢的冲击韧性值虽然处于韧性材料中，但是在韧性材料变为脆性材料的临界值附近；当前一次回火温度与后一次回火温度差值为40℃时，由于前后回火的温差更大，使得在降低合金钢的脆性方面，效果更差，从而使得合金钢的冲击韧性值虽然处于韧性材料中，但是冲击韧性值更进一步的接近了脆性材料的范围内。
以下为合金钢内Ti不同的化学质量百分比与生产出来的合金钢冲击韧性值的对比试验：
当采用实施例2中的制备工艺，在其他元素不变Fe和Ti的质量百分比不同时，生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)，
表11
从表11中得出，当其他条件均不变而Ti的质量百分比为0.22％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为75J/cm2，冲击韧性值最高，即为韧性最好；当其他条件均不变时Ti的质量百分比为0％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为55J/cm2，冲击韧性稍低，韧性一般；当其他条件均不变时Ti的质量百分比为0.05％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为60J/cm2，冲击韧性稍低，韧性一般；当其他条件均不变时Ti的质量百分比为0.06％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为70J/cm2，冲击韧性值适中，韧性较好；当其他条件均不变时Ti的质量百分比为0.4％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为73J/cm2，冲击韧性较高，韧性更好；当其他条件均不变时Ti的质量百分比为0.5％时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为64J/cm2，冲击韧性值有所下降，韧性降低。
从表11中可以得出，在温度为室温25℃时，制备工艺为实施例2中各项要求时，当加入Ti后，所生产出来的合金钢的韧性相比于不加Ti后生产出来的合金钢冲击韧性值更高，说明Ti使得合金钢的韧性增大。
同时，也可以得出，当Ti的质量百分比在0.06％～0.4％的范围内生产出来的合金钢均为韧性较强的合金钢。
以下为在制备合金钢的过程中当熔炼炉中温度不同时所添加相同质量百分比的Ti与生产出来的合金钢冲击韧性值的对比试验：
当采用实施例2中的元素成分配比，在其他制备工艺不变而在熔炼中温度不同时添加Ti所生产出来的合金钢在室温25℃时冲击试验所测的冲击韧性值；单位：焦耳/平方厘米(J/cm2)
表12
熔炼炉内温度(℃) 冲击韧性值
1200 58
1250 70
1275 75
1300 71
1325 68
从表12中得出，当其他条件均不变而熔炼中温度为1200℃时，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为58J/cm2，冲击韧性值在此表格中最低，但韧性一般；当其他条件均不变时熔炼中温度为1250℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为70J/cm2，冲击韧性值适中，韧性值较高；当其他条件均不变时熔炼中温度为1275℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为75J/cm2，冲击韧性值最高，韧性值最强；当其他条件均不变时熔炼中温度为1300℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为71J/cm2，冲击韧性值适中，韧性值更高；当其他条件均不变时熔炼中温度为1325℃，根据实施例2中的制备工艺所生产出来的合金钢的冲击韧性值为68J/cm2，冲击韧性值适中，韧性值一般。
在实践的过程中，合金钢中的P和S的去除，往往是各工厂的难题，这两种物质均会提高钢的热脆性，使得钢的硬度提高。S的含量常常决定着钢的品质等级，当S的质量百分比≤0.01％时，为优级钢；当S的质量百分比≤0.003％时，为超级钢。由于Ti与S的亲和力大于Mn与S的亲和力，当Ti在熔炼炉的温度在1250℃～1300℃时，Ti与S时难变形的Ti4C2S2，这种物质在高温时难溶于钢水中，继而落入熔炼炉中，可以在一定程度上出掉一部分的S，从而使得合金钢韧性的各向异性均得到了很大的改善，而在不加Ti时，S在高温时与Mn结合，形成MnS，MnS在高温中会作为杂质溶解在钢水中，从而在后期合金钢被热处理后增大了合金钢的脆性。
从表11中得出，当温度为1275℃时，钢水中的S全部与Ti结合为Ti4C2S2，完全掉落至炉底，从而使得在此条件下生产出来的合金钢的韧性最强；当温度处于1250℃～1300℃时，钢水中的Mn与Ti均与S相结合，而S在高温时与Mn结合，形成MnS，MnS在高温中会作为杂质溶解在钢水中，从而在后期合金钢被热处理后增大了合金钢的脆性；即为MnS与Ti4C2S2共存，一定程度上也可以降低S的含量；相反的，不加Ti时，S完全与Mn结合，从而大大提高了钢的脆性。当加Ti的温度超过1300℃时，实验得出，钢的韧性也是降低的。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，本发明的保护范围并不仅局限于上述实施例，凡属于本发明思路下的技术方案均属于本发明的保护范围。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理前提下的若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种合金钢，其特征在于：这种合金钢的化学组成以质量百分比计为：
C：0.38～0.43；
Mn：0.80～1.00；
Si：0.2～0.3；
P：0～0.015；
S：0～0.005；
Cr：4.85～5.40；
Mo：2.25～2.5；
V：0.80～1.00；
Ni：0～0.25；
Cu：0～0.2；
Fe：88.9～90.72。
2.根据权利要求1所述的合金钢，其特征在于：所述的合金钢的最佳化学组成以质量百分比计为：
C：0.4；
Mn：0.9；
Si：0.25；
P：0.005；
S：0.002；
Cr：5.13；
Mo：2.38；
V：0.9；
Ni：0.125；
Cu：0.1；
Fe：89.808。
3.根据权利要求1所述的合金钢，其特征在于：所述合金钢的化学组成以质量百分比计为：
C：0.38～0.43；
Mn：0.80～1.00；
Si：0.2～0.3；
P：0～0.015；
S：0～0.005；
Cr：4.85～5.40；
Mo：2.25～2.5；
V：0.80～1.00；
Ni：0～0.25；
Cu：0～0.2；
Ti：0.06～0.4；
Fe：88.5～90.66。
4.根据权利要求3所述合金钢的制备工艺，其特征在于：包括以下步骤：
（1）熔炼：先将废钢熔化至液体状，然后在后续的过程中添加所需要的各种成分配比直至达到上述中的成分配比后，制成混合钢水；
（2）浇铸：将上述得到的混合钢水制成模具；
（3）热处理：对模具做正火、球化退火、淬火与回火处理。
5.根据权利要求4所述合金钢的制备工艺，其特征在于：所述合金钢熔炼过程中当熔炼炉内的温度达到1250～1300℃时将Ti加入至熔炼炉中。
6.根据权利要求4所述合金钢的制备工艺，其特征在于：所述合金钢在浇铸前，先将钢模表面的氧化铁及其它杂物清理干净，然后进行吹风，保持钢模内部的清洁；
在浇铸时，当钢水第一次完全覆盖钢模底部时在钢水的液面上放置至少一块纸板，再将钢水平稳的浇铸至钢模中。
7.根据权利要求4所述合金钢的制备工艺，其特征在于：所述合金钢的热处理包括：
（31）正火：将浇铸后的模具放入盐浴炉中加热至900～1020℃后，保温2～4小时后出盐浴炉空冷。
8.根据权利要求4所述合金钢的制备工艺，其特征在于：所述合金钢的热处理包括：
（32）球化退火：将球化退火炉温度调节至845～900℃，将上述正火空冷后的模具放至球化退火炉中，保温2～4小时炉冷至700～740℃等温停留，然后继续炉冷至500℃以下，出炉空冷。
9.根据权利要求4所述合金钢的制备工艺，其特征在于：所述合金钢的热处理包括：
（33）淬火：将上述球化退火空冷后的模具经过三次分级淬火；第一次淬火：将模具放入盐浴炉中加热至1020～1050℃，接着淬冷至320～450℃区间内恒温；第二次淬火：将盐浴炉的温度调节至450～550℃的区间内分级淬火；第三次淬火：将盐浴炉的温度调节至180～220℃的区间内分级淬火。
10.根据权利要求4所述合金钢的制备工艺，其特征在于：所述合金钢的热处理包括：
（34）回火：上述钢材分级淬火后的钢材回火至少两次；首次回火：将盐浴炉内的温度调节至500℃以上；后一次回火时盐浴炉内的温度始终比前一次低20℃，当后一次回火时盐浴炉内的温度达到500℃时停止回火；每次将盐浴炉调节至需要回火的温度时都至少至少保温2个小时，而且在保温后必须冷却至室温后才可以继续后一次的回火。
CN201810449698.3A 2018-05-11 2018-05-11 一种合金钢及其制备工艺 Pending CN108315658A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810449698.3A CN108315658A (zh) 2018-05-11 2018-05-11 一种合金钢及其制备工艺

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810449698.3A CN108315658A (zh) 2018-05-11 2018-05-11 一种合金钢及其制备工艺

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN108315658A true CN108315658A (zh) 2018-07-24

Family

ID=62896622

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201810449698.3A Pending CN108315658A (zh) 2018-05-11 2018-05-11 一种合金钢及其制备工艺

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN108315658A (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111733312A (zh) * 2020-08-12 2020-10-02 燕山大学 一种提高h13钢综合力学性能的热处理工艺
CN111876564A (zh) * 2020-07-14 2020-11-03 昆山正通铭金属有限公司 六角合金工具钢s2的球化退火工艺

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107557667A (zh) * 2017-09-15 2018-01-09 张家港市广大机械锻造有限公司 一种大型压铸模用高性能热作模具钢及其制造工艺

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107557667A (zh) * 2017-09-15 2018-01-09 张家港市广大机械锻造有限公司 一种大型压铸模用高性能热作模具钢及其制造工艺

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
吴元徽: "《热处理工（高级）第2版》", 31 March 2013, 机械工业出版社 *
雷亚等: "《炼钢学》", 30 June 2010, 冶金工业出版社 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111876564A (zh) * 2020-07-14 2020-11-03 昆山正通铭金属有限公司 六角合金工具钢s2的球化退火工艺
CN111733312A (zh) * 2020-08-12 2020-10-02 燕山大学 一种提高h13钢综合力学性能的热处理工艺
CN111733312B (zh) * 2020-08-12 2021-06-22 燕山大学 一种提高h13钢综合力学性能的热处理工艺

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2021232275A1 (zh) 一种热作模具钢及其制备方法
CN108220815B (zh) 热锻用高热强性、高冲击韧性热作模具钢及制备方法
CN106222543B (zh) 一种Cr1系列热作模具钢及其热处理方法
CN107641758B (zh) 疲劳性能优良的合金工具钢及其热轧板的制造方法
CN103014545B (zh) 一种屈服强度900MPa级高强度钢板及其制造方法
US6896847B2 (en) Steel alloy plastic moulding tool and tough-hardened blank for plastic moulding tools
CN105441788B (zh) 含钒12.9级轨道交通移动装备用紧固件用钢及其热处理工艺
CN110172646A (zh) 一种船用储罐p690ql1钢板及制造方法
CN104561802A (zh) 一种高硬度高韧性冷作模具钢及其制备方法
KR101010505B1 (ko) 강 및 상기 강으로 제조된 플라스틱 재료용 금형 공구
CN111850412A (zh) 一种渗碳齿轮用钢材料及其制备方法
CN103014539A (zh) 一种屈服强度700MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
CN114107839A (zh) 一种低合金铸钢及其热处理方法和在铁路行业的应用
CN108660390A (zh) 一种高冲击韧性冷作模具钢及其制备方法
CN115896634B (zh) 一种耐高温有色金属压铸成型模具钢材料及其制备方法
CN113737106B (zh) 1500MPa热冲压零件冷切边冲孔刀具用模具钢及其制备方法
AU2001256926A1 (en) Steel alloy, plastic moulding tool and tough-hardened blank for plastic moulding tools
CN107937807A (zh) 770MPa级低焊接裂纹敏感性压力容器钢及其制造方法
CN109609729A (zh) 一种屈服强度650MPa级不锈钢板及制造方法
CN105177430A (zh) 一种合金工具钢及其生产方法
TWI798338B (zh) 塑膠注射模具及其製造方法
CN105483562A (zh) 一种高抗弯强韧模具钢及其制造方法
CN108315658A (zh) 一种合金钢及其制备工艺
CN107475487A (zh) 一种低碳低合金高强度高低温韧性铸钢件的生产方法
CN107675104A (zh) 铸钢、铸钢的制备方法及其应用

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
TA01 Transfer of patent application right
TA01 Transfer of patent application right

Effective date of registration: 20200611

Address after: 312300 Shangyu District Xiaguan town Gongshang Road, Shaoxing City, Zhejiang Province

Applicant after: Zhejiang Tongte Special Steel Technology Co.,Ltd.

Address before: 312300 Xu Yue Village, Xiaoyue Town, Shangyu District, Shaoxing, Zhejiang

Applicant before: ZHEJIANG TONGTE HEAVY FORGING Co.,Ltd.

RJ01 Rejection of invention patent application after publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20180724