CN115369311B - 一种冷锻钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种冷锻钢，其含有Fe和不可避免的杂质，此外其还含有质量百分比如下的下述化学元素：C：0.15～0.18％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.0～1.20％、Cr：0.80～1.0％、S：0.01～0.02％、Al：0.01～0.04％，N：0.008～0.0120％。此外本发明还公开了上述冷锻钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和浇铸；(2)铸坯加热和中间坯轧制；(3)轧制圆钢；(4)轧后控制冷却：以15‑20℃/s的冷却速度将圆钢冷却至280‑320℃；(5)退火，然后出炉空冷。本发明所述的冷锻钢具有优良的塑性和冷加工特性，可用于冷锻加工齿轮等零配件，其能够提高生产效率，并减少能源消耗，具有良好的推广前景和应用价值。

Description

一种冷锻钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种钢种及其制造方法。
背景技术
众所周知，齿轮是汽车零变速箱一个关键的零件，其具有十分重要的意义。近年来，随着汽车产业的飞速发展，面对广阔的汽车市场，汽车零变速箱的需求量长久居高不下。
由于齿轮的形状较为特殊，对尺寸精度要求较高，很多企业采用热锻加工后精加工工艺方式进行齿轮生产，在采用这种传统的齿轮制造工艺进行生产时，一方面不仅材料的利用率较低，另一方面热锻需要的能源消耗较高，会增加加工成本，且会产生环境污染。
因此，部分零部件加工企业采用冷锻技术来生产齿轮，零件冷锻加工具备多方面的优势：(1)锻件材料不易产生氧化皮，表面光洁度较好。(2)锻件尺寸的精密度较好。(3)在加工过程中会产生加工硬化(应变硬化)，可使强度及硬度增加。(4)可使锻件的金属纤维流向获得特定的方向性。(5)不需要加热处理，使污染问题降至最低程度。(6)不需要加热费用，降低生产成本。由此可见，采用冷锻这一技术来生产齿轮，更符合未来清洁制造和绿色环保的趋势，其能够为可持续发展创造有利条件。
然而，冷锻技术对材料的塑性要求很高，而齿轮的形状较为复杂，冷锻加工要求材料具备极佳的塑性，经常有零部件企业因钢材塑性不足导致挤压过程中经常发生开裂或者微裂纹萌生，导致加工后零件报废率高，检测成本上升。常规的冷锻用钢材通常是材料经过热轧后，冷却至室温，最后进行球化退火，球化退火需要十几个小时甚至几十个小时，需要耗费大量的时间和能源。
基于此，针对现有技术中所存在的缺陷与不足，本发明期望获得一种具有优良塑性和冷加工特性的冷锻钢，其可以有效应用于冷锻生产齿轮，且在生产制造过程中相比常规冷锻材料能够有效的节省能源，并降低环境污染。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种冷锻钢，该冷锻钢通过合理的化学成分设计并配合工艺，不仅可以获得优良的塑性和冷加工特性，而且在生产过程中减少了球化退火过程，该冷锻圆钢可以省去零件热锻造前的加热和正火，以节省能源，并降低环境污染，其适用性十分广泛，具有良好的推广前景和应用价值。
为了实现上述目的，本发明提供了一种冷锻钢，其含有Fe和不可避免的杂质，此外其还含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.15～0.18％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.0～1.20％、Cr：0.80～1.0％、S：0.01～0.02％、Al：0.01～0.04％，N：0.008～0.0120％。
进一步地，在本发明所述的冷锻钢中，其各化学元素质量百分比为：
C：0.15～0.18％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.0～1.20％、Cr：0.80～1.0％、S：0.01～0.02％、Al：0.01～0.04％，N：0.008～0.0120％，余量为Fe和其他不可避免的杂质元素。
在本发明所述的冷锻钢中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的冷锻钢中，C是影响淬透性的关键元素，添加适量的C元素，可以保证钢材具有良好的淬透性和适当的强度，有利于提高钢材加工成最终零件的耐磨性。但需要注意的是，钢不宜添加过量的C，钢中C元素含量提高会增加材料的硬度，并会在后续加工过程中导致材料强度过高，增加冷锻过程中模具的损耗，引起下游加工成本升高。相应地，钢中C元素含量也不宜过低，当钢中C元素含量太低时，无法使钢材获得较高的抗拉强度，将冷锻钢制成齿轮时，齿轮心部的组织强度会偏低，齿轮的抗变形能力降低，会降低齿轮的疲劳寿命。基于此，为了实现钢材的窄淬透性，并确保冷锻钢的性能，在本发明所述的冷锻钢中，将C元素的质量百分比控制在0.15～0.18％之间。
Si：在本发明所述的冷锻钢中，Si元素是铁素体形成元素，其具有较强的固溶强化效果，可以有效提高钢材的强度。此外，Si作为一种脱氧剂，其还能够有效降低钢水中氧含量。但需要注意的是，钢中Si元素含量不宜过高，当钢中Si元素含量过高时，会降低钢材的塑性。基于此，在本发明所述的冷锻钢中，将Si元素的质量百分比控制在0.10～0.30％之间。
Mn：在本发明所述的冷锻钢中，钢中存在一定量的S元素时，Mn元素易与S形成塑性的MnS，在后续的齿轮精加工过程中，能够有效提高断屑效果，改善切削性能。需要注意的是，钢中Mn元素含量不宜过高，当钢中Mn元素含量过高时，会导致钢材的偏析加剧，不利于材料的组织均匀性。因此，为了改善材料的易切削性能，同时避免钢的偏析严重，Mn是影响齿轮钢淬透性的核心元素，为降低淬透性波动，在本发明所述的冷锻钢中，将Mn元素的质量百分比控制在1.0～1.20％之间。
S：在本发明所述的冷锻钢中，S元素可以与Mn元素形成MnS提升切削性能，钢中添加适量的S元素，可以避免后续精加工过程中产生沾刀现象。基于此，在本发明所述的冷锻钢中，将S元素的质量百分比控制在0.01～0.02％之间。
Cr：在本发明所述的冷锻钢中，钢中可以添加适量的Cr元素，Cr元素在奥氏体中的扩散速度较小，并且能够阻碍C的扩散，其可以抑制钢的扩散型相变，有利于奥氏体稳定性，使钢材的C曲线右移，降低临界冷速。但需要注意的是，钢中Cr元素含量不宜过高，当钢中Cr元素含量过高时，则会形成粗大的碳化物，恶化冷变形性能。此外，Cr元素还能够较大程度的影响齿轮钢淬透性。基于此，为了确保钢材的性能，在本发明所述的冷锻钢中，将Cr元素的质量百分比控制在0.80～1.0％之间。
Al：在本发明所述的冷锻钢中，Al元素在炼钢过程时可有效降低钢中的氧含量，Al元素可以形成细小的AlN化合物并析出，其可以在随后的冷却过程中抑制奥氏体晶粒长大，从而达到细化奥氏体晶粒，改善材料塑性。但需要注意的是，钢中Al元素含量不宜过高，钢中Al元素含量过高时会导致较大的Al的氧化物形成，会形成尺寸较大的B类夹杂物，粗大的氧化铝硬质夹杂会恶化钢的疲劳性能，也会引起机加工过程中的崩刀限现象。基于此，为了确保Al元素在本发明中有效发挥其有益效果，在本发明所述的冷锻钢中，将Al元素的质量百分比控制在0.01～0.04％之间。
N：在本发明所述的冷锻钢中，N元素虽然可以在钢中形成AlN或TiN，进而起到细化奥氏体晶粒的作用，但是钢中N元素含量增加会导致其在缺陷处富集量增加，同时会形成粗大的氮化物析出颗粒，影响钢疲劳寿命。基于此，在本发明所述的冷锻钢中，将N元素的质量百分比控制在0.008～0.0120％之间。
进一步地，在本发明所述的冷锻钢中，其还含有下述各元素的至少其中之一：0＜Ca≤0.005％、0＜Ti≤0.008％。
在上述技术方案中，上述的Ca和Ti可以进一步提高在本发明所述的冷锻钢的性能，其化学元素的设计原理如下所述：
Ca：在本发明所述的冷锻钢中，钢中加入适量的Ca元素，可以改善钢水可浇性。钢中Ca元素也不宜过高，当钢中Ca元素过高时会产生大尺寸的DS夹杂物。因此，在本发明所述的冷锻钢中，可以控制Ca元素的质量百分比为0＜Ca≤0.005％。
Ti：在本发明所述的冷锻钢中，Ti元素可以与钢中的C和N形成对应的化合物，其中TiN的形成温度为1400℃以上，通常在液相或δ铁素体中析出，从而实现细化奥氏体晶粒的目的。但需要注意的是，钢中Ti元素含量不宜过高，当钢中Ti元素含量过高时，会形成粗大的TiN析出，从而导致钢的疲劳性能降低。因此，在本发明所述的冷锻钢中，可以控制Ti元素的质量百分比为0＜Ti≤0.008％。
需要说明的是，上述元素的加入会增加材料的成本，综合考虑到性能与成本控制，在本发明所述的技术方案中，可以优选地添加上述元素至少其中之一。
进一步地，在本发明所述的冷锻钢中，在其他不可避免的杂质中，P≤0.015％，并且/或者O≤0.0030％。
在本发明上述的技术方案中，P和O均是本发明所述的冷锻钢中不可避免的杂质元素，在技术条件允许的前提下，应控制钢中杂质元素含量尽可能的低。
P：钢中的P元素会在晶界偏聚，降低晶界的结合能，恶化钢的塑性。P和Fe结合形成硬脆的Fe3P相，使得钢在冷加工过程中产生冷脆性，导致钢的塑性变差，受到冲击载荷的作用时发生沿晶断裂，形成较大的解理面。因此，为了避免钢的脆性变高，在本发明所述的冷锻钢中，可以控制P的质量百分比为P≤0.015％。
O：杂质元素O可以与钢中的Al和Ti元素形成Al2O3、TiO等，因此，为保证钢组织均匀性，在本发明所述的冷锻钢中，可以控制O元素的质量百分比为O≤0.0030％。
进一步地，在本发明所述的冷锻钢中，其微观组织为铁素体+球状碳化物。
进一步地，在本发明所述的冷锻钢中，其性能满足下述各项的至少其中之一：其屈服强度为200-250MPa、抗拉强度为400-450MPa，延伸率≥37％，断面收缩率≥68％。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种冷锻钢的制造方法，该制造方法操作简便，采用该制造方法制得的冷锻钢的屈服强度为200-250MPa、抗拉强度为400-450MPa，延伸率≥37％，断面收缩率≥68％，其具有优良的塑性和冷加工特性，可以有效应用于制造齿轮等零件，具有良好的推广前景和应用。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的冷锻钢的制造方法，所述制造方法不包括球化退火步骤，其包括步骤：
(1)冶炼和浇铸；
(2)铸坯加热和中间坯轧制；
(3)轧制圆钢；
(4)轧后控制冷却：以15-20℃/s的冷却速度将圆钢冷却至280-320℃；
(5)退火，然后出炉空冷。
在本发明所述的冷锻钢的制造方法中，其在生产过程中减少了球化退火过程，能够有效减少能源的消耗，该冷锻圆钢可以省去零件热锻造前的加热和正火，其具有耗时短，节能的特点。
在本发明所述的冷锻钢的制造方法中，通过对工艺条件尤其是热处理工艺参数的控制，控制锻造或轧制好的圆钢棒材然后采用退火工艺，使得采用本发明所述的制造方法所制得的冷锻钢获得铁素体+球状碳化物的基体组织，基体上有大量的铁素体，有效保证了本发明冷锻钢具有良好的塑性，消除了钢材的内应力，具有良好的组织均匀性。
需要说明的是，在本发明所述制造方法的步骤(1)中，冶炼过程中，可以采用电炉或转炉冶炼。相应地，在浇铸过程中，可以采用模铸或连铸。
此外，还需要注意的是，在本发明所述步骤(4)的轧后控制冷却步骤中，对轧制后的圆钢进行快速冷却(15-20℃/s的冷却速度，冷速超过马氏体临界冷速)，可以使基体中形成马氏体组织，以保证基体中存在大量的畸变能，然后在后续步骤(5)的退火过程中为后续的组织转变提供相变能，以利于碳化物的析出和球化。
相应地，本发明的钢种经过测试获得其Mf点(完全“马氏体”化的温度值)温度约为340℃，通过控制步骤(4)的冷却速度，可以使圆钢冷却至280-320℃，从而既保证基体完成马氏体转变，又可节省后续退火过程中的加热能源消耗。
在本发明中，本发明中采用的AlN弥散分布在晶界，细化晶粒，同时弥散的AlN可作为碳化物析出的形核质点，缩短碳化物形核并析出的孕育期，减少退火时间，节省能源消耗。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，控制铸坯加热温度为1080～1120℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，将中间坯加热至1150-1200℃保温；控制精轧温度为880-920℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，控制退火温度为710-730℃。
本发明所述的冷锻钢及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：
综上所述可以看出，本发明通过合理的化学成分设计，充分利用各种合金元素对相变和微观组织的影响，再配合特定的控轧控冷工艺，从而形成均匀的铁素体+球状碳化物基体组织。同时本发明有效控制P、N和O的含量，保证了得到的冷锻钢具有适合的强度以及优良的塑性和延伸率，同时有效的节省了能源消耗等。
本发明所述冷锻钢在低温下具有良好的塑性和断面收缩率，其冷锻性能优良，该冷锻钢的屈服强度为200-250MPa、抗拉强度为400-450MPa，延伸率≥37％，断面收缩率≥68％，具有优良的塑性和冷加工特性。
此外，需要说明的是，本发明所述冷锻钢的化学成分和工艺设计合理，其工艺窗口宽松，可以在棒材产线上实现批量商业化生产，具有良好的推广前景和应用价值。
附图说明
图1为实施例4的冷锻钢在光学显微镜下的微观组织照片。
图2为对比例1的对比钢材在光学显微镜下的微观组织照片。
图3显示了以15℃/s的速率冷却至室温，试样膨胀量随着温度的变化曲线。
图4显示了以20℃/s的速率冷却至室温，试样膨胀量随着温度的变化曲线。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例和说明书附图对本发明所述的冷锻钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6和对比例1
实施例1-6的冷锻钢均采用以下步骤制得：
(1)按照表1所示的化学成分采用电炉或转炉冶炼和浇铸，浇铸成320mm*425mm大方坯。
(2)铸坯加热和中间坯轧制：铸坯热装热送进加热炉，控制铸坯加热温度为1080～1120℃，并保温4小时，将铸坯轧制成215mm*215mm中间方坯。
(3)轧制圆钢：将中间坯加热至1150-1200℃保温，控制保温5小时，而后采用大变形量轧制，控制精轧温度为880-920℃，圆钢最终尺寸为20-40mm。
(4)轧后控制冷却：轧制后的圆钢，将圆钢穿水冷却，控制水量，根据精轧温度设定好水量，以15-20℃/s的冷却速度将圆钢冷却至280-320℃。
(5)将圆钢放入退火炉中进行退火，控制退火温度为710-730℃，保温时间为8小时，然后出炉空冷。
需要说明的是，在本发明中，实施例1-6的冷锻钢的化学成分设计以及相关制造工艺均满足本发明设计规范要求。相应地，对比例1是现有技术中采用常规球化退火工艺下的冷锻钢，通过对比例1的对比钢材可以说明采用本发明设计规范要求制得的实施例1-6的冷锻钢的优越性。
在本发明中，对比例1选用现有技术中采用常规球化退火工艺(耗时21小时)的16MnCr5冷锻材料，旨在与实施例1-6形成对比。对比例1采用的常规的连续炉球化退火工艺为：将炉子升温至600℃，在炉温达到600℃时，控制材料进炉，并在加热1小时左右升温至740℃，而后控制在740℃保温1小时，保温完成后再快速升温至760℃并保温5小时，1小时内降温至740℃，在740℃控制保温2小时，1小时内降温至700℃，然后保温6小时，2小时左右降温至630℃，并保温2小时，保温完成后出炉。
表1列出了实施例1-6的冷锻钢和对比例1的对比钢中的各化学元素质量百分比。
表1.(wt％，余量为Fe和其他除了P和O以外的不可避免的杂质)
编号 C Si Mn P S Cr Ti Al Ca N O
实施例1 0.162 0.30 1.12 0.015 0.018 0.82 0.001 0.01 0.005 0.0118 0.0030
实施例2 0.153 0.24 1.04 0.011 0.013 0.91 0.008 0.017 0.003 0.0094 0.0013
实施例3 0.174 0.21 1.20 0.009 0.016 0.85 0.005 0.03 0.002 0.0105 0.0022
实施例4 0.179 0.11 1.09 0.007 0.012 0.96 0.002 0.036 0.003 0.0117 0.0025
实施例5 0.168 0.15 1.17 0.006 0.019 0.98 0.006 0.025 0.002 0.0095 0.0012
实施例6 0.158 0.17 1.01 0.005 0.016 0.81 0 0.04 0 0.0086 0.0016
对比例1 0.167 0.27 1.08 0.013 0.014 0.94 0.04 0.026 0.004 0.0111 0.0009
表2列出了实施例1-6的冷锻钢的具体工艺参数。
表2.
Figure BDA0003069220670000081
将制得的实施例1-6的冷锻钢以及对比例1的对比钢分别取样，并进行各项性能测试，以测得实施例1-6的冷锻钢和对比例1对比钢材的力学性能，所得的测试结果列于表3中。
相关力学性能测试手段，如下所述：
拉伸试验：在常温条件下，加工M16*128螺纹试样，按照国标GB/T228标准对各实施例和对比例的样品钢材进行拉伸测试。以获取各实施例的冷锻钢和对比例的对比钢材的屈服强度、抗拉强度、延伸率、断面收缩率等数据。
表3列出了实施例1-6的冷锻钢和对比例1的对比钢的力学性能测试结果。
表3.
Figure BDA0003069220670000082
Figure BDA0003069220670000091
需要说明的是，在本发明中，对比例1是常规球化退火工艺下的冷锻钢的力学性能，旨在说明采用本发明的工艺可以达到球化退火冷锻钢的力学性能要求，彰显本实施例1-6的冷锻钢的优越性。
相较于采用常规球化退火工艺制得的对比例1的对比钢材，本发明实施例1-6的冷锻钢在生产过程中减少了球化退火过程，该冷锻圆钢可以省去零件热锻造前的加热和正火，其耗时短，且可以有效减少能源的消耗。
由表3可看出，在本发明中，采用这种优化的工艺制得的实施例1-6的冷锻钢仍然具有优异的综合力学性能，其性能与对比例1的对比钢材性能相近，各实施例的屈服强度均在205-246MPa之间，抗拉强度均在403-448MPa之间，延伸率均≥37％，断面收缩率均≥66％。实施例1-6的冷锻钢的各项力学性能十分优异，此钢在低温下具有良好塑性和断面收缩率，具有优良的冷加工特性。
图1为实施例4的冷锻钢在光学显微镜下的微观组织照片。
图2为对比例1的对比钢材的光学显微镜下的微观组织照片。
结合图1和图2可以看出，实施例4的实施方式中，本发明所述实施例4的冷锻钢的微观组织为铁素体+球状碳化物，该实施例4的冷锻钢的微观组织与对比例1的对比钢材的微观组织效果相近，可以达到常规球化退火的组织要求。
图3显示了采用φ6*71mm试样，以10℃/s加热速率，保温时间10min，然后以15℃/s的速率冷却至室温，试样膨胀量随着温度的变化曲线。
图4显示了采用φ6*71mm试样，以10℃/s加热速率，保温时间10min，然后以20℃/s的速率冷却至室温，试样膨胀量随着温度的变化曲线。
综上所述可以看出，本发明通过合理的化学成分设计，充分利用各种合金元素对相变和微观组织的影响，再配合特定的热处理工艺，从而形成均匀的铁素体+球状碳化物基体组织。同时本发明有效控制P、N和O的含量，有效保证钢材具有适合的强度以及优良的塑性和延伸率等。
本发明所述的冷锻钢在低温下具有良好的塑性和断面收缩率，冷锻性能优良。该冷锻钢的屈服强度为200-250MPa之间，抗拉强度均在400-450MPa之间，延伸率均≥37％，断面收缩率均≥66％，具有优良的塑性和冷加工特性。
需要说明的是，本发明所述的冷锻钢化学成分和工艺设计合理，其工艺窗口宽松，可以在棒材或板材产线上实现批量商业化生产，具有良好的推广前景和应用价值。
此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (8)

1.一种冷锻钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其特征在于，其还含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.15～0.18％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.0～1.20％、Cr：0.80～1.0％、S：0.01～0.02％、Al：0.01～0.04％，N：0.008～0.0120％；
其微观组织为铁素体+球状碳化物；
所述冷锻钢的制造方法不包括球化退火步骤，其包括步骤：(1)冶炼和浇铸；(2)铸坯加热和中间坯轧制；(3)轧制圆钢；(4)轧后控制冷却：以15-20℃/s的冷却速度将圆钢冷却至280-320℃；(5)退火，控制退火温度为710-730℃，然后出炉空冷。
2.如权利要求1所述的冷锻钢，其特征在于，其各化学元素质量百分比为：C：0.15～0.18％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.0～1.20％、Cr：0.80～1.0％、S：0.01～0.02％、Al：0.01～0.04％，N：0.008～0.0120％，余量为Fe和其他不可避免的杂质元素。
3.如权利要求1或2所述的冷锻钢，其特征在于，其还含有下述各元素的至少其中之一：0＜Ca≤0.005％、0＜Ti≤0.008％。
4.如权利要求1或2所述的冷锻钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.015％，并且/或者O≤0.0030％。
5.如权利要求1或2所述的冷锻钢，其特征在于，其性能满足下述各项的至少其中之一：其屈服强度为200-250MPa、抗拉强度为400-450MPa，延伸率≥37％，断面收缩率≥68％。
6.一种如权利要求1-5中任意一项所述的冷锻钢的制造方法，其特征在于，所述制造方法不包括球化退火步骤，其包括步骤：
(1)冶炼和浇铸；
(2)铸坯加热和中间坯轧制；
(3)轧制圆钢；
(4)轧后控制冷却：以15-20℃/s的冷却速度将圆钢冷却至280-320℃；
(5)退火，控制退火温度为710-730℃，然后出炉空冷。
7.如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，控制铸坯加热温度为1080～1120℃。
8.如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，将中间坯加热至1150-1200℃保温；控制精轧温度为880-920℃。
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