CN112845578A - 一种具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材的生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明属于轧制技术领域，具体涉及一种具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材的生产方法，包括开坯、加热、轧制、冷却工序，铸坯的加热二段和均热段温度1200‑1250℃，保温时间3‑6小时后开坯，中间坯加热100～300分钟，加热二段及均热段温度900‑1050℃，加热二段及均热段不超过100分钟；入/出精轧机温度750～850℃，变形量60‑90％；吐丝温度750～800℃，斯太尔摩控冷时间600‑1200秒，冷却速率0.10‑0.20℃/s，出罩后避风空冷。获得100％铁素体F+珠光体P组织，晶粒度9级以上，塑性变形性能优，可免退火直接大变形冷拉拔加工使用，具有节能降耗，绿色环保等特点。
Description
技术领域
本发明属于轧制技术领域，涉及一种合金弹簧钢线材的生产方法，具体涉及一种具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材50CrVA/51CrV4的开坯、加热、轧制及冷却工艺。
背景技术
合金弹簧钢50CrVA/51CrV4具有良好的力学性能和淬透性能，常被用于制造汽车离合器膜片、汽车螺旋悬挂弹簧等。
随着中国汽车工业及高速列车的飞速发展，对高品质CrV弹簧钢的需求量呈上升趋势。由于50CrVA/51CrV4弹簧钢淬透性较强，小规格Φ5.5～12mm盘条在正常轧后冷却过程中易出现马氏体M+贝氏体B组织，用户直接拉拔时易产生内部裂纹或断裂，是目前行业普遍存在的问题。用户需增加球化或软化退火工序，而退火会增加生产成本、周期长，且造成能源消耗、环境污染，故亟需一种获得优异拉拔性能CrV合金弹簧钢线材的生产方法，无M+B显微组织，实现用户的直接拉拔加工。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材50CrVA/51CrV4的生产方法，采用该方法生产的线材100％铁素体F+珠光体P，组织均匀，晶粒细小，抗拉强度适中，塑性优，有效防止盘条在用户拉拔加工过程中断裂，免除退火工序，绿色环保、节能降耗。
本发明连铸坯采用高温扩散工艺均质化，有助于控制均匀相变进程；线材轧制采用TMCP热机械控制工艺，通过在线水箱穿水+长回温段控制入精轧和出精轧机温度，在非再结晶区或(α+γ)两相区高应变速率大变形轧制，使得加工硬化奥氏体中的位错、亚结构密度大幅增加，所产生的变形储存能ΔGD，增加相变驱动力和相变形核点，缩短相变孕育期，进一步可发生诱导铁素体及第二相析出相变。吐丝后足够慢的冷速缓冷，控制在保温罩内相变时间，促使铁素体+珠光体充分转变。
本发明提供的一种具有优异拉拔性能CrV合金弹簧钢线材的生产方法，包括：开坯、加热、轧制及冷却工序，具体步骤如下：
(1)连铸坯采用高温扩散工艺，铸坯加热和均热段温度1200-1250℃保温时间3-6小时均质化，轧制中间方坯；
其中，轧制得到的中间方坯需经过精整去除表面缺陷及脱碳层，保证成品盘条的表面质量及脱碳要求；
(2)中间轧坯在炉加热时间100-300分钟，加热二段及均热段温度900-1050℃，加热二段及均热段时间不超过100分钟；
其中，炉内加热段和均热段残氧量≤2％，保证脱碳，开轧温度850-950℃；
(3)采用摩根精轧机组控轧，入/出精轧机温度750～850℃，实现非再结晶区或α+γ两相区大变形轧制，变形量达到60-90％；在非再结晶区或(α+γ)两相区高应变速率大变形轧制，使得奥氏体中的位错、亚结构密度大幅增加，所产生的变形储存能ΔGD，增加相变驱动力和相变形核点，缩短相变孕育期，进一步可发生诱导铁素体及第二相析出相变。
其中，精轧前后分别使用1-2号水箱和3-5号穿水冷却+导槽回温控制入精轧机和吐丝温度，精轧机轧后温升≤80℃；
(4)轧制为盘条成品规格后，盘条经过吐丝机吐丝成圈，吐丝温度750～800℃；
(5)斯太尔摩控冷采用缓冷方式，控冷时间控制600-1200秒，冷却速率0.10-0.20℃/s，出罩后避风空冷；
其中，辊道风机、保温罩全部关闭，出罩温度≤650℃；
本发明方法制备的线材化学成分按照质量百分比计，成分配比为C：0.46-0.54，Si：0.17-0.37，Mn：0.50-1.00，P≤0.020，S≤0.020，Cr：0.80-1.10，Ni≤0.25，Cu≤0.25，Al：0.08-0.030，V：0.10-0.20，其余为铁。
本发明有益的效果：
在轧件进出精轧机组采用热机械工艺控轧，使得加工硬化奥氏体中的位错、亚结构密度大幅增加，所产生的变形储存能ΔGD，增加相变驱动力和相变形核点，缩短相变孕育期，进一步可发生诱导铁素体及第二相析出相变。轧件经过吐丝机吐丝成圈后足够慢的冷速缓冷，控制在保温罩内相变时间，确保盘条出罩时相变结束，获得100％铁素体F+珠光体P显微组织的盘条。而传统的轧制工艺，轧制过程发生动态或静态再结晶，无畸变奥氏体的稳定性较好，在斯太尔摩保温罩内延迟型冷却，吐丝温度较高，冷却速率较快，盘条在保温罩内或出罩后，无法避免形成M+B显微组织。
附图说明
图1为Φ6.5mm规格50CrVA，采用实施例1轧制工艺得到的显微组织(F+P比例100％)；
图2为Φ9.0mm规格50CrVA，采用实施例2轧制工艺得到的显微组织(F+P比例100％)；
图3为Φ12.0mm规格50CrVA，采用实施例3轧制工艺得到的显微组织(F+P比例100％)；
图4为对照例1的轧制工艺得到的显微组织(F+P+少量M+少量B混合组织)；
图5为对照例2的轧制工艺得到的显微组织(B+F+P+少量M混合组织)；
图6为对照例3的轧制工艺得到的显微组织(B+M+少量P+少量F混合组织)。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明做进一步描述，但不限于此。
实施例1(Φ6.5mm)
1、钢坯220*260加热开坯
钢坯的成分按质量百分比(wt％)计，成分为C：0.50，Si：0.25，Mn：0.75，P：0.012，S：0.008，Cr：1.05，Ni：0.02，Cu：0.02，Al：0.020，V：0.15，其余为Fe。
将钢坯在加热炉总加热时间362分钟，铸坯加热二段和均热段高温扩散时间198分钟，加热二段和均热段温度1212-1235℃。
2、中间坯160*160加热
中间坯加热二段和均热段温度1012-1050℃，总加热时间163分钟，加热二段和均热段时间81分钟，空燃比0.43-0.50。
3、轧制
钢坯开轧温度923-935℃，轧件通过1、2号水箱穿水冷却，进入精轧机轧制前温度752～779℃，精轧机架间冷却，出精轧轧件温度823-844℃，经过摩根精轧机的变形量为88.6％。
4、吐丝
精轧后通过3-5号水箱穿水冷却，轧件进入吐丝机温度为755～775℃。
5、冷却
吐丝后斯太尔摩冷却采用缓冷工艺，罩内缓冷时间1026s，出罩后避风空冷，出罩温度搭接点622℃，中间点567℃，冷却速度0.15-0.18℃/s。
实施例2(Φ9.0mm)
1、钢坯220*260加热开坯
钢坯的成分按质量百分比(wt％)计，成分为C：0.50，Si：0.25，Mn：0.75，P：0.012，S：0.008，Cr：1.05，Ni：0.02，Cu：0.02，Al：0.020，V：0.15，其余为Fe。将钢坯在加热炉总加热时间435分钟，铸坯加热二段和均热段高温扩散时间232分钟，加热二段和均热段温度1223-1246℃。
2、中间坯160*160加热
中间坯加热二段和均热段温度1023-1049℃，总加热时间190分钟，加热二段和均热段时间95分钟，空燃比0.46-0.50。
3、轧制
钢坯开轧温度939-954℃，轧件通过1、2号水箱穿水冷却，进入精轧机轧制前温度792-832℃，精轧机架间冷却，出精轧轧件温度845-870℃，经过摩根精轧机的变形量为72.7％。
4、吐丝
精轧后通过3-5号水箱穿水冷却，轧件进入吐丝机温度为780-798℃。
5、冷却
吐丝后斯太尔摩冷却采用缓冷工艺，罩内缓冷时间962s，出罩后避风空冷，出罩温度搭接点642℃，中间点599℃，冷却速率0.16-0.19℃/s。
实施例3(Φ12mm)
1、钢坯220*260加热开坯
钢坯的成分按质量百分比(wt％)计，成分为C：0.51，Si：0.25，Mn：0.73，P：0.010，S：0.005，Cr：1.02，Ni：0.02，Cu：0.02，Al：0.025，V：0.13，其余为Fe。将钢坯在加热炉总加热时间435分钟，铸坯加热二段和均热段高温扩散时间232分钟，高温段温度1223-1246℃。
2、中间坯160*160加热
中间坯加热二段和均热段温度1013-1039℃，总加热时间174分钟，加热二段和均热段时间82分钟，空燃比0.46-0.50。
3、轧制
钢坯开轧温度919-944℃，轧件通过1、2号水箱穿水冷却，进入精轧机轧制前温度752-781℃，精轧机架间冷却，出精轧轧件温度825-850℃，经过摩根精轧机的变形量为72.5％。
4、吐丝
精轧后通过3-5号水箱穿水冷却，轧件进入吐丝机温度为760-788℃。
5、冷却
吐丝后斯太尔摩冷却采用缓冷工艺，罩内缓冷时间1023s，出罩后避风空冷，出罩温度搭接点632℃，中间点572℃，冷却速率0.15-0.18℃/s。
对比例1
与实施例2不同之处，220*260钢坯在加热炉中总加热时间432分钟，加热二段和均热段高温扩散时间230分钟，高温段温度1120-1142℃，其它条件同实施例2相同。
对比例2
与实施例2不同之处，轧件通过1、2号水箱穿水冷却，进入精轧机轧制前温度890-922℃，精轧机架间冷却，出精轧轧件温度945-960℃，采用3-5号水箱控冷，经过摩根减定径机控轧792-815℃，变形量为45.3％，其它条件同实施例2相同。
对比例3
与实施例2不同之处，吐丝后斯太尔摩冷却采用缓冷工艺，罩内缓冷时间502s，出罩后避风空冷，出罩温度搭接点682℃，中间点597℃，冷却速率0.24-0.35℃/s。保温罩开前4个，其它条件同实施例2相同。
本发明实施例与对比例1、对比例2及对比例3盘条显微组织(典型)及抗拉强度(通条)数据如表1：
表1
所述实施例为本发明的优选的实施方式，但本发明并不限于上述实施方式，在不背离本发明的实质内容的情况下，本领域技术人员能够做出的任何显而易见的改进、替换或变型均属于本发明的保护范围。
Claims (7)
1.一种具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材的生产方法，其特征在于，所述方法具体步骤如下：
(1)开坯工序中，采用高温扩散工艺，铸坯加热均热温度1200-1250℃，保温3-6小时均质化，轧制中间坯；
(2)线材加热工序中，总加热时间100-300分钟，加热二段和均热段温度900-1050℃，加热二段及均热段时间不超过100分钟；
(3)轧制工序中，采用摩根精轧机组进行轧制，入/出精轧机温度750-850℃，变形量：60-90％；
(4)冷却工序中，吐丝温度750-800℃，斯太尔摩控冷采用缓冷工艺，罩内缓冷时间600-1200s，出罩后避风空冷。
2.根据权利要求1所述的具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材的生产方法，其特征在于，所述步骤(1)中，轧制的中间坯经过精整去除表面缺陷及脱碳层。
3.根据权利要求1所述的具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材的生产方法，其特征在于，所述步骤(2)中，炉内加热段和均热段残氧量≤2％。
4.根据权利要求1所述的具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材的生产方法，其特征在于，所述步骤(3)中，精轧前后分别采用1-2号水箱和3-5号水箱穿水冷却+导槽回温控制入精轧机和吐丝温度，精轧机轧后温升≤80℃。
5.根据权利要求1所述的具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材的生产方法，其特征在于，所述步骤(4)中，辊道风机、保温罩全部关闭，盘条罩内平均降温速率0.10-0.20℃/s。
6.根据权利要求1-5任一项所述方法制备的具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材，其特征在于，所述线材成分按照质量百分比计为C：0.46-0.54，Si：0.17-0.37，Mn：0.50-1.00，P≤0.020，S≤0.020，Cr：0.80-1.10，Ni≤0.25，Cu≤0.25，Al：0.08-0.030，V：0.10-0.20，其余为铁。
7.根据权利要求1-5任一项所述方法制备的具有优异拉拔性能合金弹簧钢线材，其特征在于，所述线材抗拉强度800-1000Mpa，面缩≥50％，显微组织铁素体F+珠光体P，晶粒度9.0-11.0级。
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