CN1144543A - 冷机械加工性，切削性和淬透性优良的细石墨均匀分散的钢及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
具有优良冷加工性、切削性和淬透性的，含有在其中均匀分散的细石墨颗粒的钢料，它是通过特别将石墨颗粒均匀分散在其中而制得的。该钢含有主要组分包括C0.30-1.0％，Si0.4-1.3％，Mn0.3-1.0％，B0.003-0.006％，N0.002-0.010和Mo0.05-0.20％，并且石墨的平均颗粒尺寸不大于4.0μm，颗粒的数目不少于3000/mm2，制造方法包括以冷却开始温度不低于Ar1点，冷却终了温度不高于Ms点，平均冷却速率5-100℃/S冷却这种钢。
Description
本发明涉及冷加工(锻造、切削等)后经淬火和回火处理的汽车零件和工业机器元件，更具体地说是涉及细石墨均匀分散的钢及其生产方法。
渗碳体的球化退火技术已被用于改善机械结构钢的冷锻性，例如用于改善AiSi1055类钢料的冷锻性，而自由切削元素如硫、铅等，则已被用于改善切削性。然而冷锻性和切削性，以及淬透性和切削性是相互矛盾的性能，要同时全部满足它们，在技术上是矛盾的。
作为解决这些矛盾的一项技术，有一篇与石墨分散钢有关的技术论文已被发表(Journal of the Japan Institute of Metals，Vol.30，No.3(1966)，p.279)。这项技术通过控制钢的化学组分和退火条件，在固相下将铁素体加珠光体组织转变成铁素体加石墨的组织。该化学组分例如是：C0.24％，Si 1.18％，Mn 0.24％，Ni 2.03％，石墨化退火处理在加热温度650℃，加热时间约28小时的条件下进行。关于该体系钢种的冷锻性，技术论文“Journal of the Japan Institute of Metals”，Vol.53(1989)，P.206报导说，当中碳钢的铁素体加珠光体组织被转变成铁素体加石墨的双相组织时，其硬度按照维氏硬度由Hv160降到Hv约为110，并且其冷锻性变得高于硫自由切削钢。在“Journal of Japan Institute ofMetals”，Vol.52(1988)，p.1285中，也对切削性加以叙述。这篇论文报导说，当石墨化比例变大时，抗切削的主分力和抗切削的进刀分力实际下降到一半，剪应力随着剪切角变大和摩擦系数变小而降低，并且切屑的半径变小，使得加工性改善。
但是，已有的石墨分散钢并未在工业中使用，这是因为如同日本特许公开No.53-46774中所述，在按照该技术获得的石墨颗粒的混合物中，存在有直径超过30μm的石墨颗粒。换句话说，当石墨颗粒尺寸大并且这些颗粒是非均匀分散时，在淬火硬化的时间内，石墨在奥氏体中的溶解是不充分的，扩散距离变得更长，并且碳原子被分离。结果发生淬火硬化不充分，淬火硬化不均匀，等等。特别是在感应淬火的情况下，加热持续时间如几秒钟那样短时，钢的组织可能会变成马氏体加铁素体的混合组织。当石墨颗粒变粗时，冷锻会发生开裂，极限应变变小，并且切削完成后的表面粗糙度变大。
总之，为了使石墨沉淀钢获得具体的应用，基本的条件是细化石墨并使其均匀分散。因而以下叙述控制石墨沉淀钢石墨颗粒直径及其分散的技术的状况。首先，日本特许公开平2-111842叙述了BN可用作石墨的沉淀核，以及它对于限制氧含量不大于30ppm是有效的。BN对石墨细化沉淀有效在该技术领域内是公知的。但是，因为BN偏析在奥氏体结晶的晶界中，因而利用该BN作为成核点的石墨也偏析到铁素体晶粒界面中。换句话说，通过化学组分还不能达成石墨的均匀分散。
接着叙述均匀分散细石墨的生产方法的技术状况。通过引入石墨成核点以促进石墨化的想法在以下两篇文献中有叙述：“Joural of theJapan Institute of Metals”，Vol.30(1996)，P.279和No.7，Vol.43(1979)，p.460。这些论文叙述了铁素体中碳的过饱和、马氏体转化应变和加工应变作为石墨沉淀点是有效的。
以下解释使用上述想法的现有技术。日本特许公开昭49-67817揭示了一种方法，该方法利用碳的过饱和状态(马氏体组织)和马氏体转化应变。这篇文献提供了一种生产方法，该方法包括将含C(总量)0.45-1.5％，石墨0.45-1.5％，Si 0.5-2.5％，Mn0.1-2.0％，P 0.02-0.15％，S0.001-0.01 5％，N 0.008-0.02％，Ni 0.1-2.0％，Al和Ti的至少一种0.015-0.5％，以及Ca 0.0005-0.030％的钢热轧，将其在750-950℃再加热进行淬火，以引起马氏体的转化，进而将该钢于600-750℃再加热进行退火。由于这种生产方法不赋予加工应变，所以石墨化的退火时间变长，而且由于热轧后的加热步骤需要两次，所以使生产成本变高。
日本特许公开昭63-9580叙述了一种利用加工应变的方法。这篇文献揭示的方法包括：将含C 0.015-0.140％，Mn不大于0.3％，可溶Al0.02-0.30％，N不大于0.006％，P不大于0.01％，S不大于0.010％，其中P(％)×S(％)满足关系P×S≤10×10-6，以下三种元素的至少一种：Si 0.03-2.50％，Ni 0.1-4.0％和Cu 0.03-1.00％，其余为Fe和杂质的钢热轧，再将该钢以压缩比至少30％进行冷轧，以引起加工应变，然后进行退火。但是，这种生产方法在棒钢和盘条的情况下不能说是一种实用的方法，因为它要求在热轧后能够以压缩比30％进行冷轧的步骤。
如上所述，为获得冷机械加工性、切削性和淬透性优良的细石墨均匀分散的钢，现有的化学组分和生产方法还没有解决各种的问题。因而它们还没有以工业的规模被使用。
本发明的目的就是为解决上述问题，通过改善化学组分和生产条件，提供一种冷机械加工性、切削性和淬透性优良的细石墨均匀分散的钢料及其生产方法，以减小石墨的平均颗粒直径(淬火后空位的平均尺寸)，并使得石墨不仅在晶粒界面，而且还在铁素体晶粒的里面均匀地分散。
本发明的要点在于下列各点。
(1)一种冷机械加工性、切削性和淬透性优良的细石墨均匀分散的钢，作为主要组分按重量百分数计含有：C 0.30-1.0％，Si 0.4-1.3％，Mn 0.3-1.0％，P≤0.03％，S 0.010-0.055％，Al 0.01-0.10％，B 0.0003-0.006％，N 0.002-0.01 0％和Mo 0.05-0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质，并且含有平均颗粒直径不大于4.0μm的石墨0.3-1.0％，且其颗粒的数目至少为3000PCS/mm2。
(2)一种生产冷机械加工性、切削性和淬透性优良的、细石墨均匀分散的、并含有平均颗粒直径不大于4.0μm的石墨0.3-1.0％且其颗粒的数目至少为3000PCS/mm2的钢的方法，所说的方法包括：将作为主要组分按重量百分数计含有C 0.30-1.0％，Si 0.4-1.3％，Mn 0.3-1.0％，P≤0.03％，S 0.010-0.055，Al 0.01-0.10％，B 0.0003-0.006，N 0.002-0.010％和Mo 0.05-0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质的钢，在热轧成钢棒后，使用配置在热轧线之后的水冷设备立即加以冷却，冷却开始温度不低于Ar1点，冷却完成温度不高于Ms点，平均冷却速率5-100℃/S，再将其自然冷却，然后在加热温度600-720℃之下进行石墨化处理。
图1(a)，1(b)和1(c)分别是按照现有技术的AiSi1055、按照现有技术的石墨钢和按照本发明的钢的金属组织的光学显微照片。
图2是按照本发明的石墨钢金属组织的SEM照片。
本发明的发明人进行了一系列的研究，另外发现了：当添加Mo时，石墨颗粒数显著增加，并且石墨的颗粒尺寸变小，还发现沉淀的位置既在铁素体结晶晶粒的里面，又在晶粒界面中发生，而且石墨能够均匀地分散。
据估计这是因为Mo2C的晶体结构是与BN相同的六角体系，并且Mo2C用作具有同样六角体系的石墨的沉淀位点。石墨均匀分散的原因大概是因为Mo2C不管是晶粒界面和晶粒里面都均匀分散。
但是，如同日本特许公开平2-111842所叙述的那样，过去认为Mo是在渗碳体中经历固溶的元素，它延迟渗碳体的分解，并且最终与Cr所起作用的同样方式的阻碍了石墨化。与这种通常的概念相反，本发明人对以下事实给予了特别的注意，即Mo在渗碳体中几乎不经历固溶，并且首次发现：碳化钼可用作石墨的沉淀核，且具有细化和均匀分散石墨颗粒的作用。
接着叙述生产方法。
本发明人已经发现，通过配置在热轧线之后的水冷设备，在热轧后立即冷却钢棒。该冷却开始温度不低于Ar1点，冷却终止温度不高于Ms，平均冷却速率5-100℃，再使钢棒自然冷却，然后在600-720℃的加热温度下进行石墨化处理，就能够细化石墨。据信因为除了马氏体转化应变外，在马氏体中添加了因热轧后快速冷却保留的轧制应变，所以马氏体中的应变总量增加，因而石墨的成核位置增加。
以下解释本发明限定含量的原因。关于第一项发明，C的下限值定为0.30％是为了保证退火后的强度，并保证为获得满意的切削性能所需要的石墨量。将其上限定为1.0％是为了防止它在冷加工后热处理时的淬火开裂。
Si是一种不可缺少的元素，这是因为它在钢中与碳原子的结合能力小，而且它还是促进石墨化的有用元素。Si必须添加，以使得沉淀足够量的石墨，并且通过淬火＋退火处理获得高的石墨化比例。因而它的下限值必须至少为0.4％。但当含量超过1.3％时，虽然石墨化比例变高，但在铁素体相中经历固溶的Si量增加且硬度变得更高，使得冷加工性下降。由于经石墨化硬度的减小作用被抵消，所以将上限定为1.3％。
所添加的Mn量是在钢中以MnS的形式固定和分散硫所需要的量，和在基体中引起它的固溶并由此保证强度所需量之和，它的下限值为0.3％。当Mn量变大时，石墨化受到显著的阻碍，因而将其上限值定为1.0％。
P以在钢内部晶粒界面中沉淀的磷的化合物形式和以在铁素体中经固溶的P的形式存在。尽管P改善了切削性，但它显著降低了热机械加工性。因而将其上限定为0.03％。
S与Mn结合并以MnS夹杂形式存在。当钢中MnS夹杂的量增加时，工具和MnS夹杂之间的接触机会增加，并且MnS夹杂在工具面上经受塑性变形并形成薄膜。结果铁素体和工具之间的接触机会减小，凝固受到限制，可改善最终切削表面的性能。为限制凝固，S的下限值至少需0.01％。由于S降低冷锻性，所以将其上限值定为0.055％。
Al以氧化物型夹杂的形式在钢中脱氧。为调整结晶晶粒的尺寸，必须添加至少0.01％的Al。由于在Al含量为0.10％时脱氧效果变得饱和，所以将其上限值定为0.10％。
B和N形成BN并减少石墨化退火的时间。为了充分获得这种减少的作用，至少须添加0.0003％的B。但当B含量超过0.006％时，该减少的效果变得饱和。因而将其上限定为0.006％。N的含量范围为0.002-0.010％，以便将0.0003％-0.006％的B转变成BN。
Mo起到用作形成石墨核位点的作用。为了通过将石墨颗粒的数目定在3000pcs/mm2以减少平均颗粒尺寸(不大于4μm)，必须保证大于固定的成核位点的数目。
因而必须至少添加0.05％的Mo。结果均匀的分散既在铁素体晶粒界面内又在颗粒的内部完成。当Mo含量超过0.20％时，上述的效果变得饱和，并且铁素体基体的硬度上升。因而其上限值定为0.20％。
由淬透性的角度出发，石墨的平均颗粒尺寸的上限必须为4μm。当其超过4μm时，淬火组织变成铁素体和马氏体的混合组织，并且硬度的非均匀性变得显著。当石墨颗粒的数目小于3000pcs/mm2时，石墨颗粒之间的距离增大，并且碳的扩散距离变得过大。因而淬火组织变成马氏体和铁素体的不完全的淬火组织。因而下限值必须为3000pcs/mm2。因为是将钢中C的全量基本上石墨化，所以石墨的下限值必须与C含量的下限值相符合，即为0.30％，而且其上限值必须与C含量的上限值相符合，即为1.0％。
以下叙述本发明的第2项发明中限定化学组分和生产条件的原因。
对C，Si，Mn，P，S，Al，B，N和Mo的限定与第1项发明中的限定完全一致。关于生产条件，在热轧终轧后立即用配置在热轧线之后的水冷装置强制冷却钢料的原因是为在淬火马氏体组织中保留因热轧造成的应变。按照这种方法，热轧后处于红热状态的钢料的热能可被用于淬火，而无需再加热。结果降低了热处理的费用。
为了同时产生马氏体转化应变和轧制应变以增加石墨形成位点的数目，由钢料表面上测量的冷却开始温度必须不低于Ar1点。为充分获得马氏体转变组织并使得形成石墨容易，冷却终了温度必须不高于Ms点。平均冷却速率的下限值设为5℃/S的原因，是为获得马氏体转变组织和通过保留加工应变以促进石墨化。其上限值定为100℃/S的原因，是因为即使以超过该速率进行淬火，也不能增加马氏体转变的数量。将退火的上限值和下限值分别定为600℃和720℃的原因，是因为在此温度范围内石墨化时间变得最短。
以下参照其实施例更具体地叙述本发明的效果。
实施例
表1列出了以钢棒和盘条为例的本发明的化学组分和生产条件。用于此项试验的钢棒和盘条直径为10-30mm。通过配置在热轧线之后的冷却设备，以每单位面积0.3-0.5t/m2的速率均匀喷射冷却水到整个钢棒表面，以冷却每根钢棒。冷却设备由长度20m的管子和在其四周的用于喷射冷却水的许多喷孔构成，当钢棒在该管子的中心线运动时将其冷却。每根盘条则通过使它经过配置在热轧线后的水冷罐而被冷却。平均冷却速率由冷却开始温度和冷却终了温度之差除以冷却时间确定。然后将试件自然冷却，再通过离线的退火炉进行石墨化处理。
表1
| C(％) | Si(％) | Mn(％) | P(％) | S(％) | Al(％) | Mo(％) | B(％) | N(％) | 热轧后直接淬火 | 石墨化退火温度(℃) | 石墨化退火时间(hr) | ||||
| 冷却开始温度(℃) | 冷却终了温度(℃) | 平均冷却速率℃/S | |||||||||||||
| 本发明的钢 | A | 0.55 | 1.15 | 0.55 | 0.011 | 0.023 | 0.016 | 0.10 | 0.003 | 0.004 | 860 | 180 | 86 | 680 | 10 |
| B | 0.60 | 1.20 | 0.45 | 0.013 | 0.021 | O.022 | 0.15 | 0.002 | 0.004 | 820 | 100 | 81 | 680 | 10 | |
| C | 0.48 | 1.01 | 0.51 | 0.015 | 0.016 | 0.023 | 0.07 | 0.002 | 0.005 | 810 | 180 | 25 | 660 | 10 | |
| D | 0.52 | 0.70 | 0.79 | 0.011 | 0.035 | 0.025 | 0.20 | 0.003 | 0.003 | 870 | 180 | 10 | 690 | 10 | |
| E | 0.40 | 1.25 | 0.55 | 0.012 | 0.021 | 0.024 | 0.14 | 0.002 | 0.003 | 74O | 210 | 68 | 670 | 10 | |
| 一般的钢 | F | 0.50 | 0.52 | 1.02 | 0.010 | 0.010 | 0.022 | - | 0.003 | 0.004 | - | - | - | 630 | 20 |
| G | 0.55 | 0.22 | 0.35 | 0.012 | 0.012 | 0.023 | - | 0.003 | 0.005 | - | - | - | 650 | 25 | |
| H | 0.52 | 0.5l | 0.72 | 0.013 | 0.015 | 0.023 | - | 0.002 | 0.005 | - | - | - | 610 | 18 | |
| I | 0.54 | 0.20 | 1.20 | 0.015 | 0.011 | 0.022 | - | 0.002 | 0.004 | - | - | - | 520 | 16 | |
| J | 0.55 | 0.20 | 1.01 | 0.013 | 0.010 | 0.021 | - | 0.002 | 0.003 | - | - | - | 810 | 12 | |
表2示出了石墨分散性(石墨颗粒尺寸，石墨间的最大距离和石墨量)的评价结果和它的性能(冷锻性，最终表面粗糙度和淬火后硬度的变化幅度)。石墨颗粒尺寸的测量方法如下。
使电子束照射在石墨颗粒上，通过将反射的电子束的强度数字化，在SEM屏幕上形成石墨的图象，使用分析系统测量和分析颗粒直径。一个视场的面积是100μm×100μm，而观察的视场数目是25。总的测量面积是0.25μm2。在200倍的光学显微镜上测出石墨间的最大距离。在照片上示出了仅包括不存在石墨的部分的圆，并将其直径的最大值作为石墨间的最大距离。本发明的石墨颗粒和石墨间的最大距离小于普通方法制得的钢。
表2
| 石墨的平均晶粒直径μm | 石墨的数目cps/mm2 | 石墨量(％) | 石墨间的最大距离μm | 加工极限(％) | 最终表面粗糙度Rz(μm) | 淬火硬度范围Hv | ||
| 本发明的钢 | A | 2.5 | 5300 | 0.55 | 58 | 83 | 12 | 725-750 |
| B | 2.3 | 4500 | 0.60 | 55 | 84 | 11 | 735-752 | |
| C | 3.8 | 3800 | 0.48 | 76 | 83 | 13 | 715-745 | |
| D | 1.2 | 5200 | 0.52 | 52 | 82 | 10 | 716-742 | |
| E | 2.2 | 3500 | 0.40 | 60 | 82 | 13 | 718-726 | |
| 一般的钢 | F | 19.9 | 200 | 0.45 | 240 | 71 | 28 | 420-650 |
| G | 12.3 | 420 | 0.47 | 280 | 70 | 28 | 480-645 | |
| H | 8.7 | 1250 | 0.50 | 126 | 73 | 19 | 520-640 | |
| I | 9.2 | 960 | 0.48 | 170 | 71 | 22 | 389-635 | |
| J | 20.5 | 250 | 0.49 | 252 | 69 | 29 | 402-638 | |
石墨量按下式计算：(钢中石墨含量/钢中碳含量)×100(％)
钢中的碳含量和石墨量经化学分析确定。尽管退火时间短至约10小时，本发明的钢棒的石墨化比例呈现出100％的极佳值。而按一般方法，石墨化比例低达约50％。
本发明的钢，按一般方法制得的钢和按一般方法制得的石墨钢相比较地示于图1。图1(a)，1(b)和1(c)分别示出一般的AiSi1055，一般的石墨钢和本发明的钢。另外，图2是一幅SEM照片，示出本发明钢中放大的石墨。可以看出，本发明钢中的石墨在显微镜下具有类似于球形石墨排列的形式。在示于图1(b)的一般的石墨钢中，石墨是粗大的并且偏聚，但在本发明的钢中，正如由相应照片可看到的那样，石墨颗粒均匀地分散。
经过比较试验评价冷锻性。尺寸为φ14mm×21mm的每个试件，使用在具有闭纹的工具上的油压试验机，以200mm/秒的速率压缩。在裂纹于试件表面出现的时刻，测量试件的高度，并且压缩比(e)按以下等式确定：
e＝{1－(H/Ho)}×100％
式中，H：试验后试件的高度，
Ho：试验前试件的高度。
虽然一般钢的加工极限按压缩比为约73％，但本发明钢的压缩比高达83％。尽管按压缩比的差别为10％，但当该差别被转化成坯料所接受的应变时，对数应变分别为1.3和1.8。因而有40％的差别。
最终表面光洁度经过用镀有TiN的超硬合金刀具进行表面切削，并使用探针式表面光洁度测量仪进行评价。切削条件为：V＝250m/min，f＝0.2mm/rev，而d＝2.0mm。本发明钢的最终表面光洁度是极优良的。
淬透性通过以下方法评价，将直径25mm的圆棒在石墨沉淀状态下经感应淬火方式进行淬火(1000℃×3sec→水冷)，然后测量圆棒截面的硬度变化幅度。可看出本发明钢的淬透性远高于一般钢的淬透性。
关于切削性，在具有最终的表面光洁度的情况下，与一般的石墨钢相比较，本发明的钢得到极大改进，而且远比原来的铅自由切削钢优越。表3示出了，与钻孔切削现有的铅自由切削钢时钻头的使用寿命相比较，对本发明钢进行钻孔切削时钻头使用寿命要优良得多。这是因为用于机械结构的一般自由切削钢具有铁素体和珠光体组织，而石墨钢具有铁素体石墨组织，并且在后者的情况下，材料自身的硬度显著较低。已有的铅自由切削钢的化学组分是：C 0.41％，Si 0.22％，Mn 1.58％，S 0.057％，Pb 0.20％和Ca 0.0011％，钻头材料是一种高速钢，具有以下形状：直径10mm，长度130mm，前端角度为118°。进钻速度为0.33mm/rev，在钻出大量深30mm的孔之后，将钻头完全毁坏的时间作为寿命。当总的孔深为1000mm时，则使用达到钻头寿命的钻头的圆周速度(VL1000)作为肯定和否定切削性的判断参考。本发明钢的VL1000值是146m/min。可以理解的是，此值大大超过铅自由切削钢的66m/min。
表3
| VL1000 m/min | ||
| 本发明钢 | AB | 146148 |
| 现有的铅自由切削钢 | 66 | |
正如由上述实施例可以清楚理解的那样，本发明能够提供具有优良的冷加工性、优良的切削性和优良淬透性的、细石墨均匀分散的钢，因而本发明具有极显著的工业效果。
Claims (2)
1.冷加工性、切削性和淬透性优良的细石墨均匀分散的钢，其特征在于，作为主要组分，按重量百分数含有：
C：0.30-1.0％
Si：0.4-1.3％
Mn：0.3-1.0％
P：≤0.03％
S：0.010-0.055％
Al：0.01-0.10％
B：0.0003-0.006％
N：0.002-0.010％
Mo：0.05-0.20％
其余由Fe和不可避免的杂质构成，并且含0.3-1.0％的石墨，其平均颗粒直径不大于4.0μm且颗粒数至少为3000pcs/mm2。
2.生产冷加工性、切削性和淬透性优良的细石墨均匀分散的钢的方法，该钢含0.3-1.0％的石墨，其平均颗粒直径不大于4.0μm，且颗粒数至少为3000pcs/mm2，其特征在于，所说的方法包括，将作为主要组分按重量百分数计含有：
C：0.30-1.0％
Si：0.4-1.3％
Mn：0.3-1.0％
P：≤0.03％
S：0.010-0.055％
Al：0.01-0.10％
B：0.0003-0.006％
N：0.002-0.010％
Mo：0.05-0.20％
其余为Fe和不可避免的杂质的钢，在热轧成钢棒后，使用配置在热轧线之后的水冷设备立即加以冷却，冷却开始温度不低于Ar1点，冷却完成温度不高于Ms点，平均冷却速率5-100℃/S；
再将所说的钢自然冷却；然后
在加热温度600-720℃之下进行石墨化处理。
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| C17 | Cessation of patent right | ||
| CX01 | Expiry of patent term |
Expiration termination date: 20150224 Granted publication date: 19991117 |