CN1782117A - 一种高弹性、高强度钢及其制造方法 - Google Patents

一种高弹性、高强度钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢，其中，所述钢含有0.26－0.48重量％的C、1.4－2.5重量％的Si、0.5－1.0重量％的Mn、1.4－2.4重量％的Cr、0.01－0.1重量％的Ni、0.01－0.5重量％的Mo、0.005－0.04重量％的Al、0.05－0.1重量％的V、0.0025－0.02重量％的N，剩余为Fe和不可避免的杂质。本发明的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢具有高硬度、高强度、高韧性及高弹性，而且钢的焊接性、低温回火阻抗性及高温回火阻抗性、硬化性、耐磨损性、以及冲击韧性和拉伸强度等机械特性非常好，所以用于严格条件下时模型寿命及部件寿命远远长于以往钢。

Description

一种高弹性、高强度钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于严格条件下使用的工业用部件的特殊钢材料及其制造方法，所述材料用于工业用切断刀、各种粉碎机的耐磨损性部件、岩石破碎刀片部件，具体地说，本发明涉及用于工业用切断刀(小刀(knife)、切断机(cutter)、刀片(blade)等)、各种(岩石、矿石、木材、谷物、水泥等)粉碎机的耐磨损性部件(切断机、划线机(liner)、薄板(plate)等)、或岩石破碎刀片部件-活塞(piston)、凿子(chisel)、钻头(drill bit)等用于切断铁废材(scrap)、不锈钢板材、铜及铝合金板材等金属及非金属的且性能优良、制造成本较低的高韧性、高强度及高耐磨损性的经济性材料及其制造方法，更详细地说涉及高弹性、高强度特殊用途钢及其制造方法，该方法包括通过适当混合中低含量的C、高含量的Si、以及低含量的其他合金元素，形成合金组合物，并适当进行调质处理(900℃以上的淬火和500℃以下的回火，及控制冷却)，确保钢的耐冲击性及耐磨损性。
背景技术
废铁切断刀片和不锈钢板材切断刀片是需要高强度和高韧性的典型工业用部件，目前主要根据其用途选择性使用热加工钢SKD61(硬度HRC45以上，冲击吸收能量40焦以上)、冷加工钢SKD11(硬度HRC56以上，冲击吸收能量10焦以上)及其改良钢等。欧洲专利EP 3218051A119830203DE公开了高强度切断刀的高碳高镍Cr-Mo-V，日本专利JP 08027540公开了为保证高硬度和强度而添加0.4-0.47重量％的C、0.01-0.03重量％的Ti、0.015-0.040重量％的Al、5-30ppm的B等的重碳含硼钢。但是，上述钢由于是高合金钢，根据用途的制造成本高，且与制造成本相比寿命短。另外，由于碳含量高且合金量高，所以具有自硬性，容易出现裂缝(crack)，不能以吹氧来切断所需形状模型，难以制作形状复杂的部件，且费用高。
为克服上述问题，目前主要将中或低碳钢(例如低碳耐磨损钢为Weldox、中高碳耐磨损钢为Hardox)用于粉碎岩石、矿石、木材、谷物、水泥等的粉碎机的耐磨损性部件(切断机、划线机、薄板等)等上。在韩国专利第2003-0054423号公开了低碳低硅非调质钢，在韩国专利申请第2003-0002183号公开了中低碳低硅Ni-Cr-Mo调质处理钢，在日本专利JP 60033339公开了中高碳耐磨损合金钢，在日本专利JP 11131193公开了中高碳低硅高铬耐磨损合金钢，在日本专利JP 05214485及JP 58153759公开了中高碳低硅高Cr-Mo-Zr-W耐磨损硼钢及合金钢。但是，上述钢的制造费用非常高。
另外，韩国及国外作为岩石破碎机部件的活塞主要使用SNCM26V(SNCM616V)，其价格高，而且需要将低碳Ni-Cr-Mo钢长时间进行浸碳处理(4天以上)和低温处理，确保外部的高硬度和内部的高韧性，凿子和钻头通过将SCM440或中高碳Ni-Cr-Mo钢进行调质处理来确保高硬度，使其具有耐冲击性和耐磨损性，但是其寿命与价格相比无法满足要求，而且这些改良钢从性能或制造成本上看目前难以广泛使用。
另外，现有的耐磨损钢中，由于高Mn而产生自身变化。当Mn含量超过1.7重量％时，产生低温变化生成物，虽然大幅度提高强度，但是急剧降低延伸率，而且低合金钢中Si/Mn比例小时，连续冷却变化(CCT)中珠光体/铁素体(pearlite/ferrite)变化的开始及结束点降低，容易进行马氏体/贝氏体(Martensite/Bainite)变化，热加工后自硬性增强，容易产生裂缝，同时为机械加工必须进行退火(Annealing)的热处理工艺。
发明内容
本发明为解决以往钢用于工业用切断刀(切断机、刀片)、各种工业机械(各种粉碎机、剪切机、喷射机(shot)等)的耐冲击用部件和耐磨损性部件以及岩石破碎刀片部件等非常严格条件下使用的工业部件上时出现上述问题而提出。本发明目的是通过中低碳/高硅/低合金的最适当组合和调质热处理方法来提供具有硬度HRC52且屈服强度1350牛/平方米以上、拉伸强度1750牛/平方毫米以上、延伸率15％以上、截面减少率35％以上、冲击吸收能量65焦以上具有良好强度及冲击韧性、良好硬化性、耐磨损性、特别是具有吹氧切断模型可行性、良好焊接性的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢及其制造方法。
另外，本发明的目的是提供耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢及其制造方法。为了防止对机械特性起坏影响的Al2O3、MnS非金属介入物的单独生成，以及为了得到最适当的凝固组织，本发明者经过长期研究发现，利用熔钢内的稀土类元素(以下称REM)以及Al和硫的浓度及溶解度相关关系式、钙和硫的浓度相关关系式，在熔钢内生成直径5微米以下的RExOy或(RE、Al)xOy+RExOyS+RExSy复合化合物，凝固熔钢，形成树脂状态，提供不均匀生成核环境，使凝固组织微细化和致密化，同时强力控制C、Cr、Mo、W、Ni、Mn、Si等熔解元素的偏析和微细分散，得到机械特性、物理特性及耐腐蚀性较高的耐冲击/耐磨损的高弹性、高强度钢。
为达到上述目的，本发明提供的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢具有如下几种组成：
组成1：
0.26-0.48重量％的C、1.4-2.5重量％的Si、0.5-1.0重量％的Mn、1.4-2.4重量％的Cr、0.01-0.1重量％的Ni、0.01-0.5重量％的Mo、0.005-0.04重量％的Al、0.05-0.1重量％的V、0.0025-0.02重量％的N、剩余为Fe和不可避免的杂质。
组成2：
为了控制凝固组织，组成2的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢含有符合下述关系式1的0.001-0.5重量％的REM(Y、Ce、La、Nd、Pr)和0.0005-0.01重量％的Ca。
关系式1
浓度式：
[REM重量％(Y、Ce、La、Nd、Pr)+Al重量％]/[S重量％]＝2-90以及[Ca重量％]/[S重量％]＝1。
溶解度式：
[REM(Y、Ce、La、Nd、Pr)+Al]/[O+S]＝0.001×10-5-30000×10-5[重量％]。
组成3：
为了更加提高基质强度、硬化能、以及热特性，组成3的高强度钢是在上述组成1的N、Mn、Cr、Ni、Mo各成分范围的上限值，还含有最大量分别为0.28重量％的N、0.5重量％的Mn、1.0重量％的Cr、0.95重量％的Ni、0.6重量％的Mo，而且优选还含有0.0001-0.005重量％的B、0.001-0.1重量％的Ti、0.01-0.5重量％的W+Co、0.05-0.1重量％的Nb等。
组成4：
在组成1和组成2以及组成3中，上述高强度钢满足下述关系式2：
关系式2
[Si重量％]/[Mn重量％]＝2.6-3.2以及[Al重量％]/[N重量％]＝2∶1。
这是调质热处理钢在高温下控制结晶粒生长而生成微粒AlN的最适当的条件范围，即[Al重量％]/[N重量％]＝2∶1，而且为了在冷热条件使用中更加提高基质强度而最多添加0.30重量％的氮。Si/Mn比例越大，珠光体/铁素体变化越容易，且产生层状间隔，使马氏体/贝氏体变化很难，热加工后在中间产品状态下得到低硬度，可省略为机械加工性的退火热处理工艺，降低制造成本，而且吹氧切断以及焊接后也不会发生微细裂缝，最大限度发挥其效果，为此将[Si重量％]/[Mn重量％]＝2.6-3.2。
另外，针对调质热处理钢由于上述马氏体/贝氏体变化困难而难以确保淬火后硬度的问题，本发明通过补充少量Cr以及生成高Si、AlN、直径5微米以下的RExOy或(RE、Al)xOy+RExOyS+RExSy复合化合物，利用高温下控制结晶粒生长系统中的析出物，在900℃以上高温下长时间均匀加热，完全固熔化，并通过冷却系统的急剧水冷却以及水冷却+盐浴的急剧冷却，得到表面硬度为HRC56以上的高硬度及稳定的变化组织。
附图说明
图1是表示本发明高强度钢在淬火温度及回火温度下的微细组织变化的照片；
图2是本发明的发明钢B、F、G、P和现有技术的以往钢R、X通过调质热处理后的硬度变化情况的比较图；
图3是本发明的发明钢B、P和现有技术的以往钢R、X的耐磨损性的比较图；
图4是本发明的发明钢D、Q和现有技术的以往钢R、V、X的硬化能的比较图；
图5中，5a是本发明高强度钢的废铁切断刀片的照片，5b是现有技术的以往钢X的废铁切断刀片的照片；
图6是本发明的高强度钢的不锈钢板材切断刀的照片；
图7a是本发明代表发明钢K煅烧时纵截面的Fe-C相图(Vertical SectionThermo-Calc.Phase Diagram)；
图7b是上述发明钢K的连续冷却变化曲线。
具体实施方式
下面对发明钢的化学成分添加理由和以重量％表示的成分范围的上下限定理由进行说明。
碳(C)：0.26-0.48重量％
C是稳定奥氏体相的代表元素，是在基质中所含的用于提高强度和淬火硬度、确保耐磨损性的重要元素。为了确保本发明的钢淬火后硬度在HRC56以上，碳的加入量必须不小于0.26重量％，但是如果过量添加，凝固时会与作为一次工艺碳化物形成元素的V、Nb、W结合，对机械特性产生不利影响，所以限定在0.48重量％以下。
硅(Si)：1.4-2.5重量％
Si是本发明目的的耐冲击/耐磨损性的高弹性、高强度钢的制造中最重要的元素，是强化铁素体组织的元素，在熔解精炼时作为有效的脱酸剂使用，同时还能控制结晶粒生长，提高耐酸性，增强300℃以下低温回火阻抗性，在制造铸造物时增强熔钢流动性，减少表面缺陷。添加量小于1.4重量％时，得不到本发明要求的Si的效果，添加过量时对塑性加工性产生不利影响，所以限定在2.5重量％以下。
锰(Mn)：0.5-1.5重量％
Mn是提高硬化能的元素，作为脱酸剂使用，在热处理时提高组织的均质性和强度，但是回火阻抗性差，与S结合提高切削性，防止热脆性。添加量小于0.5重量％时，会降低N固溶性且得不到上述效果，如果过量添加，容易均热，因此在上述发明钢重要特征的Si/Mn的比例范围，其上限限定在1.5重量％以下。
Cr：1.4-3.4重量％
Cr提高淬火性和回火阻抗性，提高强度和浸碳性，并且形成微细碳化物，抑制结晶粒生长，提高韧性，以及提高耐磨损性。添加量小于1.4重量％时，不能对由于本发明特征的Si/Mn比例限定而产生的淬火硬度降低进行补充，且得不到上述效果，而添加3.4重量％以上时，反而大量形成Cr碳化物，降低韧性。
Ni：0.01-1.0重量％
Ni是提高冲击韧性的非常重要的元素，能提高硬化能，使大型材料的热处理变得容易，防止低温脆性，改善耐腐蚀性。添加少量时，能大幅度提高韧性，而添加大量时，不仅成本高，而且形成残留奥氏体，引起脆化。因此，将添加范围限定在0.01-1.0重量％。
Mo：0.01-1.1重量％
Mo与Cr形成稳定的复合碳化物，提高回火阻抗性，提高硬化能。Mo是上述发明钢在热塑性加工后，淬火时控制组织变化的重要元素。添加量小于0.01重量％时，得不到上述效果，添加1.1重量％以上时，不仅不经济，而且生成难以固熔的一次和二次复合碳化物，对性能产生反效果，所以将添加范围限定在0.01-1.1重量％。
Al：0.005-0.04重量％
Al是强脱酸剂，是对在熔钢内与REM反应使凝固组织微细化的生成核环境非常重要的元素。考虑到形成生成核环境后，剩余的Al和N结合，进行A1N的生成反应，而将添加范围限定在0.005-0.04重量％。
V：0.05-0.1重量％，Nb：0.05-0.1重量％
V和Nb与C的结合力强，能形成微细碳化物，使结晶粒微细化，提高韧性。如果过量添加，凝固时大量形成作为一次工艺碳化物的VC、NbC、V2C，降低韧性，所以对V和Nb的添加量分别限定在0.05-0.1重量％。
N：0.0025-0.3重量％
N是本发明钢的重要元素，形成Nb(CN)、ALN、TiN等，高温加热淬火时使结晶粒微细化，凝固时抑制MC型一次工艺碳化物的生成。在低碳/低合金钢中一般导致韧性降低，引起低温脆性，所以通过在本发明的深入研究中得到的下述关系式3，基本上将添加范围限定在0.0025-0.02重量％，但是考虑到将本发明钢在实际冷和热中使用时，通过氮的固溶强化，得到更高的强化基质，提高寿命，因而限定在0.3重量％以下。
关系式3
[Al重量％]/[N重量％]＝2∶1
REM(Y、Ce、La、Nd、Pr)：0.001-0.5重量％
添加稀土类元素REM是为了在熔钢内生成直径5微米以下的RE类复合化合物，以控制凝固组织，得到健全的铸造组织，而且也是为了在调质热处理时抑制高温下结晶粒的生长以提高耐冲击性。但是，随着熔钢内添加量增多，随着与REM、Al、O、S的溶解度及浓度值增多，反而阻碍上述效果，所以限定在关系式1，将其范围限定在0.001-0.5重量％。
Ca：0.0005-0.01重量％
Ca是强脱酸剂，是在精炼最后工艺中必须添加的元素。Ca还是控制非金属介入物形状的有效元素。热力学考虑控制随REM添加的非金属介入物形状，添加量限定在0.0005-0.01重量％。
W+Co：0.01-0.5重量％
W和Co是强化马氏体基质且提高热强度和耐磨损性的元素。由于价格贵，添加量限定在0.01-0.5重量％，且为提高热强度而选择性地添加。
B：0.0001-0.005重量％，Ti：0.001-0.1重量％
B和Ti是在使用材料厚度和宽度为200毫米以上时为了提高淬火性而选择性地添加。根据在熔钢中的硼素效应(Boron Effect)的关系式，把B的添加量限定在0.0001-0.005重量％范围内，Ti限定在0.001-0.1重量％范围内。
本发明的耐冲击、耐磨损性的高弹性、高强度钢的制造方法包括如下几个步骤：
制得熔钢阶段，熔钢含有0.26-0.48重量％的C、1.4-2.5重量％的Si、0.5-1.0重量％的Mn、1.4-2.4重量％的Cr、0.01-0.1重量％的Ni、0.01-0.5重量％的Mo、0.005-0.04重量％的Al、0.05-0.1重量％的V、0.0025-0.02重量％的N，剩余为Fe和不可避免的杂质；
凝固阶段，将上述熔钢在1550±80℃下凝固；
热加工阶段，将上述凝固材料在1100±150℃下实施热加工；
正火处理及退火阶段，在650-1000℃下实施正火处理及退火；
淬火处理阶段，在800-1050℃下实施淬火处理；
回火阶段，在80-700℃下实施回火。
在这里，可利用组成2、组成3、组成4来代替上述熔钢。
上述淬火处理阶段中，每10毫米厚度进行1分钟以上的奥氏体化以及固溶化处理后，连续冷却(盐、油、水、水+冷却剂)或180℃为止阶段性冷却的控制冷却(盐、油、水、水+冷却剂)。
上述回火处理阶段中，将常温至80℃范围内的材料每10毫米厚度保持3分钟以上后，通过空冷或用200℃以下的盐、油、水、水+冷却剂进行一次以上回火处理。
实施例
表1表示本发明的发明钢和现有技术的以往钢的化学成分。
发明钢A、B、C、D、E、F是在60吨电炉中将纯铁和废铁混合熔解，经过精炼和真空脱气处理，得到的熔钢，而发明钢G、H、I、J、K、L、M、N、O、P、Q在3吨电炉中将纯铁和废铁混合熔解，经过精炼，得到的熔钢。
发明钢B、C、G、L、M、N中含有：0.26-0.36重量％的C、1.6-2.2重量％的Si、0.5-1.0重量％的Mn、1.4-2.4重量％的Cr、0.01-0.05重量％的Ni、0.01-0.4重量％的Mo、0.005-0.04重量％的Al、0.05-0.1重量％的V、0.0025-0.02重量％的N、0.01-0.1重量％的Nb、0.0005-0.01重量％的Ca，剩余为Fe和不可避免的杂质。
发明钢A和E以上述成分及组成范围来制得熔钢后，再添加0.0001-0.005重量％的B和0.001-0.1重量％的Ti。
发明钢D、E、J、K、O、P、Q以上述成分及组成范围来制得熔钢后，为得到含有稀土类元素的钢，再添加0.001-0.5重量％的稀土类元素REM(Y、Ce、La、Nb、Pr)，稀土类元素与最终S含量的比例满足关系式[REM重量％(Y、Ce、La、Nd、Pr)+Al重量％]/[S重量％]＝2-90以及[Ca重量％]/[S重量％]＝1，[REM(Y、Ce、La、Nd、Pr)+Al]/[O+S]＝0.001×10-5-30000×10-5[重量％]。
发明钢F，H，I，K，P是为进一步提高硬化能及热特性，在本发明组成及作用中满足组成3的范围内，通过提高N、Mn、Cr、Ni、Mo各成分的含量，并添加W和Co，其中W+Co的总含量为0.01-0.1重量％，从而制得的熔钢。
然后，发明钢A、B、C、D、E、F的熔钢在1550±80℃制作6吨钢锭，热拉伸后冷却至常温，然后重新在1200±50℃进行均热处理后，在1100±150℃进行热压延或锻造，制作120×255毫米的板材。另外，发明钢G、H、I、J、K、L、M、N、O、P、Q的熔钢在1550±80℃制作2.6吨钢锭，热拉伸后冷却至常温，然后重新在1200±50℃进行均热处理后，在1100±150℃进行热压延或锻造，制作60×255毫米的板材。
以往钢R、S、T、U、V、W、X具有各自固有成分，用与实施例相同方法，用60吨电炉制得熔钢后，制作6吨钢锭，并热压延制作120×255毫米的板材。
表1
                                                                                                (重量％)
类别 C Si Mn Ni Cr Mo V Al N   W、Co、Nb、Ca、Ti、B
实施例 发明钢A 0.27 1.7 0.8 0.10 2.0 0.22 0.06 0.018 0.015   Ca：0.009，Ti：0.01B：0.002
  发明钢B   0.31   1.9   0.7   0.05   1.9   0.29   0.09   0.020   0.012   Ca：0.009，Nb：0.01
  发明钢C   0.29   2.0   0.7   0.05   1.8   0.03   0.06   0.019   0.008   Nb：0.04，Ca：0.011
发明钢D 0.30 1.8 0.8 0.09 1.9 0.25 0.10 0.025 0.012   Ca：0.05REM：0.2
发明钢E 0.35 1.6 0.5 0.22 1.5 0.02 0.06 0.022 0.010   Ca：0.08，Ti：0.05B：0.0015，REM：0.012
发明钢F 0.36 2.1 1.3 0.60 3.2 0.80 0.02 0.032 0.018   W+Co：0.08Nb：0.08，Ca：0.01
  发明钢G   0.46   1.8   0.7   0.05   1.9   0.29   0.05   0.035   0.140   Ca：0.002
发明钢H 0.32 2.0 1.4 0.60 2.6 0.50 0.05 0.022 0.035   Ca：0.008，Nb：0.14W+Co：0.46
  发明钢I   0.42   1.6   1.2   0.80   2.0   0.80   0.05   0.018   0.036   Ca：0.002，Nb：0.05W+Co：0.36
  发明钢J   0.32   1.6   0.6   0.90   1.8   0.01   0.05   0.032   0.065   Ca：0.008，REM：0.36
发明钢K 0.45 1.6 0.8 0.90 1.9 0.01 0.05 0.030 0.064   Ca：0.006，REM：0.38W+Co：0.12
  发明钢L   0.30   1.8   0.7   0.06   1.9   0.30   0.05   0.032   0.086   Ca：0.006
  发明钢M   0.38   1.9   0.8   0.08   2.0   0.28   0.10   0.016   0.0086   Ca：0.008
  发明钢N   0.26   2.4   0.8   0.80   3.5   0.8   0.05   0.024   0.012   Ca：0.008，Nb：0.05
发明钢O 0.26 2.3 0.9 1.00 3.4 0.7 0.05 0.024 0.012   Ca：0.008，Nb：0.05REM：0.26
发明钢P 0.32 1.6 0.6 0.90 1.8 0.01 0.05 0.032 0.065   Ca：0.008，REM：0.36W+Co：0.32
发明钢Q 0.32 1.9 0.7 0.06 1.8 0.30 0.09 0.021 0.012   Ca：0.009，Nb：0.01REM：0.24
比较例   以往钢R   0.40   0.22   0.86   0.20   1.16   0.25   -   0.025   -   -
  以往钢S   0.31   0.20   0.75   1.80   0.80   0.20   -   0.020   -   -
  以往钢T   0.40   2.30   1.30   -   1.25   0.35   0.20   0.015   0.012   -
  以往钢U   1.50   0.20   0.45   -   12.0   1.0   0.35   0.016   0.018   -
  以往钢V   0.35   1.50   1.25   -   1.25   0.35   0.20   0.35   0.200   -
  以往钢W   0.43   1.60   0.80   1.83   0.85   0.38   0.08   0.38   0.080   -
  以往钢X   0.38   1.00   0.40   -   5.20   1.40   0.90   0.018   0.020   -
发明钢A、B、C、D、E、F在热压延的同时，在热状态下通过两种方法制成产品。第一，与比较例的正火和低温退火的方法相同的方法；第二，在本发明研究开发的实施例的很大特征的热状态下冷却控制至指定温度后，通过急剧冷却和BOX缓慢冷却，降低温度，制成产品。这些都在产品化状态下具有机械切断和机械加工可行的硬度HB200-HB250。发明钢G、H、I、J、K、L、M、N、O、P、Q是通过第二种方法冷却控制后，通过急剧冷却和BOX缓慢冷却，制成产品。
以往钢R、S、T、V、W为合金钢，通过通常已知的正火和低温退火，而以往钢U和X为合金加工钢，通过退火，赋予机械加工性。
另外，实施例的调质热处理是指淬火及回火，淬火是在800-1050℃下每10毫米厚度进行1分钟奥氏体化及固熔化处理后，连续冷却(盐、油、水、水+冷却剂)或180℃为止阶段性冷却的控制冷却(盐、油、水、水+冷却剂)；回火是将常温至80℃范围内的材料在80-700℃下每10毫米厚度保持3分钟以上后，通过空冷或200℃以下的盐、油、水、水+冷却剂进行一次以上回火处理。
图1表示调质热处理中实施840℃和960℃淬火、以及180℃和390℃回火后的微细组织观察结果，其中微细组织为代表实施例中发明钢的碳量及其他合金元素量为中间程度的发明钢B的微细组织。
淬火状态的组织是含有约10％以下残留奥氏体的马氏体，根据不同淬火温度，具有不同基质组织。在840℃下，淬火组织具有10％的铁素体，硬度为HRC46，在低温和高温回火后，铁素体也不变化。在960℃下，淬火组织微细，完全变化为马氏体，在180℃回火后，组织变化为微细回火马氏体(tempered martensite)，在390℃回火后，组织变化为微细屈氏体(troostite)。
因此，本实施例中，将发挥组织和机械特性的铁素体为10％以下的800℃为淬火温度下限，本发明钢的最适合淬火温度为860-1040℃。
图2比较了发明钢B、F和以往钢R、X淬火后在不同回火温度保持2小时后的硬度分布。发明钢B是温度到400℃为止几乎没有硬度降低，到500℃为止硬度略微降低，500℃以上时硬度降低显著。与作为合金加工钢的以往钢X相比，到400℃为止二者的情况相同，但没有以往钢X的二次硬化，在500℃以上时赋予热特性的发明钢F具有二次硬化，表示HRC54。与合金钢的以往钢R相比，回火温度越高，以往钢R硬度降低的幅度越大，而合金元素量与以往钢R类似的发明钢B通过本发明特征的高硅和合金元素的组合，硬度降低不会增大。
发明钢P具有本发明固有特性，特别是添加有提高高温特性的W、Co、N，用于热用途，表示充分高的回火(tempering)阻抗性，与热加工钢的以往钢X相比，也在600℃高温下具有高的回火阻抗性。
发明钢G以含有0.46重量％的碳和0.14重量％的氮为基础，具有本发明钢的固有特性，同时确保淬火硬度为HRC62，具有高淬火硬度，与作为合金钢的以往钢X相比，具有良好回火阻抗性。
表2所示，代表本发明钢的发明钢D的不同淬火及回火温度、以及实施正火处理和没有实施正火处理时的冲击韧性。
在调质热处理条件下，将发明钢的微细组织变化确认为冲击韧性变化，其结果，发明钢在调质热处理条件下的机械特性在840-980℃范围内，淬火温度越高越优良，在1000℃时冲击韧性值没有很大变化，在1050℃时冲击韧性值急剧降低。
发明钢淬火温度为840-1000℃，回火温度分别为180℃和400℃，冲击韧性值在实施正火处理的状态和没有实施正火处理的状态时为4.5-7.5千克力·米/平方厘米，实施正火处理时稍高一些，但是差别不大，在180℃低温回火时具有高的冲击韧性。因此，本发明钢即使不进行低温回火和正火处理，也具有良好的冲击韧性，而且制造成本低，所以具有良好特性。
                                        表2
  进行正火处理(千克力·米/平方厘米)   没有进行正火处理(千克力·米/平方厘米) 硬度(HRC)
  回火180℃   回火400℃   回火180℃   回火400℃
  淬火820℃   4.5   4   4   3.5   42/40
  淬火840℃   5   5   4.5   4.5   45/43
  淬火860℃   5.5   5.5   5   5   48/44
  淬火880℃   6   5.5   5.5   5.5   50/47
  淬火900℃   6.5   6   5.5   5.5   51.5/48
  淬火920℃   6.5   6.5   6.5   6   52.5/49
  淬火940℃   6.5   6.5   6.5   6   53/50
  淬火860℃   7.5   7   7   6.5   53/50.5
  淬火980℃   7   6.5   6.5   6.5   53.2/50.3
  淬火1000℃   6   6   6.3   6   53/50.2
  淬火1050℃   2.5   2.5   2.5   2.5   54/56
表3所示发明钢A、B、C、D、E、F和发明钢G、H、I、J、K、L、M、N、O、P、Q以及以往钢R、S、T、U、V、W、X在调质处理后的硬度、冲击特性以及拉伸特性。(发明钢A-发明钢Q→淬火：960-1020℃，回火：180-600℃；以往钢R、S→淬火：850℃，回火：180℃；以往钢T、V、W→淬火：960℃，回火：180℃；以往钢U、X→淬火：1050℃，回火：530℃)
表3中，是，与以往钢相比，所有发明钢在近似硬度(HRC50-53)时都具有6千克力·米/平方厘米以上的冲击韧性值，确保非常良好的冲击吸收能量，因此可用作耐冲击部件的优良材料，而且也可确保160-200千克力/平方毫米的拉伸强度。本发明钢与以往钢相比，其特征是，不仅具有高的拉伸强度，而且具有非常高的冲击韧性及延伸率，且拉伸强度和屈服强度之间的差与以往钢相比更小，确保高屈服强度，由此受很大外应力也不会破损。
                                            表3
  种类   硬度(HRC)   冲击值(千克力·米/平方厘米)   拉伸特性
  屈服强度(千克力/平方毫米)   拉伸强度(千克力/平方毫米) 延伸率(％)
  发明钢A   50   6.5   130   160   18
  发明钢B   52   7.5   140   180   13
  发明钢C   51.5   7.0   135   175   15
  发明钢D   51   8.5   140   170   16
  发明钢E   51.5   8.0   140   185   16
  发明钢F   53   6.0   148   186   15
  发明钢G   52.5   6.0   148   182   12
  发明钢H   52.5   8.6   168   196   12
  发明钢I   53   7.6   162   194   12
  发明钢J   51.5   9.0   158   186   15
  发明钢K   53   9.6   176   200   12
  发明钢L   51   6.8   152   182   13
  发明钢M   51.5   6.6   150   185   12.5
  发明钢N   50.5   6.5   148   176   16
  发明钢O   51.5   8.6   156   180   14
  发明钢P   53   9.2   166   196   14
  发明钢Q   52   8.6   166   192   12
  以往钢R   46.5   3.5   120   156   10
  以往钢S   46   5.0   125   150   16
  以往钢T   51.5   3.6   126   165   10
  以往钢U   52   2   110   165   4
  以往钢V   51.5   2.6   160   190   11
  以往钢W   52   2.5   170   210   8
  以往钢X   52   4   140   170   6.5
图3是将发明钢B和发明钢P以及以往钢R和以往钢X的常温磨损量测定后比较磨损特性。发明钢和以往钢的最初硬度都是HRC53。在表3所示的结果中，随着磨损距离增大，发明钢和以往钢的磨损量都逐渐增大，以往钢R从15米开始磨损量增大，到30米时急剧磨损，而以往钢X从25米开始磨损量急剧增大，发明钢都在30米附近磨损量增大。发明钢的磨损量与以往钢相比，变化极小。
因此，在几乎相同硬度下，发明钢与以往钢相比，随距离的磨损量显著减少。所以，发明钢通过Si的强基质强化效果，在具有与以往钢几乎类似合金元素量的条件下，仍然具有非常优良的耐磨损性。
图4是表示对发明钢D和发明钢Q以及以往钢R、V、X的直径180毫米的材料进行淬火处理后从表面到中心部的硬度分布。图中，发明钢的硬度从表面到中心部缓慢降低，所以与以往钢R、V相比，可确保良好硬化能，在大直径的调质热处理中也能保证良好机械特性。
图5a，b表示本材料发明后作为一种目前本发明钢最广泛使用的废铁切断刀片(Scrap Shear Blade)，图6表示本发明钢的又一个用途的不锈钢板材剪切刀。
表4是安装在实际切断机废铁切断设备上时，发明钢B、D、F、G、I、J、K、L、N、P、Q和以往钢R、X的废铁切断量，以目前最广泛使用的热加工钢的以往钢X为基准值100％，进行比较得出的结果。
符合高硅的最适当合金组成的耐冲击、耐磨损高弹性高强度钢-上述发明钢与以往钢R、X相比，具有更长的使用寿命，特别是，与作为废铁切断刀片和剪切刀部件国内外大部分使用的以往钢X相比，最低增多25％、最多增多125％的寿命。
在本发明钢中，添加有耐热性强的合金元素的发明钢F、I、K、P与没有添加上述合金元素的发明钢D、G、J、L、N、Q相比，制造成本略为高一些，但是与制造成本相比的寿命延长非常大。因此，与在严格条件下进行废铁切断时目前最常用的热加工钢-以往钢X相比，制造成本降低50％的实施例中，得到非常高的收益，且模型寿命也非常长。
图7表示代表本发明钢的发明钢K的热力学/热处理数值分析图。图7a是本发明代表发明钢K煅烧时纵截面的Fe-C相图(Vertical SectionThermo-Calc.Phase Diagram)，本发明钢的各目标合金元素中碳含量为0.48重量％以下时，可得到本发明希望的组织及析出相。图7b是上述发明钢K的连续冷却变化曲线(CCT)，铁素体前端(Nose)移动到靠左侧，变化为没有产生贝氏体和马氏体(空冷时引起裂缝)的铁素体组织。将本发明钢进行热塑性加工后，不需要进行正火热处理及退火热处理，可切断且加工，进行吹氧切断时，也不会引起裂缝，得到良好产品。
                            表4
  种类   硬度(HRC)   废铁切断量   寿命上升率
  发明钢B   51   2,500吨   125％
  发明钢D   50.5   2,600吨   130％
  发明钢F   51   3,000吨   150％
  发明钢G   53   2,920吨   146％
  发明钢I   53   4,000吨   200％
  发明钢J   51.5   3,320吨   166％
  发明钢K   53   3,600吨   180％
  发明钢L   51.5   3,120吨   156％
  发明钢N   52   2,400吨   120％
  发明钢P   52   5,000吨   250％
  发明钢Q   52   2,700吨   135％
  以往钢R   51   600吨   30％
  以往钢X   51   2,000吨   100％(基准值)
如上所述，本发明的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢，虽然合金元素含量低，但是通过高含量硅和各合金元素的最适当混合，与以往钢相比，焊接性、低温回火阻抗性及高温回火阻抗性、硬化能、耐磨损性(利用Si来强化基质)、以及冲击韧性和拉伸强度等机械特性非常好，具有高硬度、高强度、高韧性及高弹性，所以用于严格条件下时模型寿命及部件寿命远远长于以往钢。
特别是，本发明钢以高硅为基础，适当混合低含量的合金元素，并且通过采用适用于本发明钢的固有合金组成的热处理方法，得到高弹性、高强度钢。但是，以往钢依靠高合金来提高特性，制造成本高，不能吹氧来直接切断(因为发生裂缝)。本发明钢以高硅为基础，适当混合低含量的合金元素，所以制造成本降低50％，而且可吹氧来切断复杂形状(不发生裂缝)，降低加工费，因此低材料价格和低加工费能充分满足实际需要者的成本降低要求。

Claims (8)

1、一种耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢，其中，所述钢含有0.26-0.48重量％的C、1.4-2.5重量％的Si、0.5-1.0重量％的Mn、1.4-2.4重量％的Cr、0.01-0.1重量％的Ni、0.01-0.5重量％的Mo、0.005-0.04重量％的Al、0.05-0.1重量％的V、0.0025-0.02重量％的N，剩余为Fe和不可避免的杂质。
2、根据权利要求1所述的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢，其中，所述钢还满足如下关系，
[Si重量％]/[Mn重量％]＝2.6-3.2，以及
[Al重量％]/[N重量％]＝2∶1。
3、根据权利要求2所述的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢，其中，为了控制凝固组织，所述钢还含有0.001-0.5重量％的REM(Y、Ce、La、Nd、Pr)和0.0005-0.01重量％的Ca，并满足如下关系式：
[REM重量％(Y、Ce、La、Nd、Pr)+Al重量％]/[S重量％]＝2-90，
[Ca重量％]/[S重量％]＝1，以及
[REM(Y、Ce、La、Nd、Pr)+Al]/[O+S]/＝0.001×10-5-30000×10-5[重量％]。
4、根据权利要求3所述的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢，其中，所述钢在权利要求1所述的N、Mn、Cr、Ni、Mo各成分范围的上限值，还含有最大量分别为0.28重量％的N、0.5重量％的Mn、1.0重量％的Cr、0.95重量％的Ni、0.6重量％的Mo。
5、根据权利要求3所述的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢，其中，所述钢还选择性地含有0.0001-0.005重量％的B、0.001-0.1重量％的Ti、0.01-0.5重量％的W+Co、0.01-0.1重量％的Nb。
6、一种耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢的制造方法，其中，该方法包括如下步骤：
制得权利要求1-5所述组成的熔钢的阶段；
将所述熔钢在1550±80℃下凝固的阶段；
将所述凝固材料在1100±150℃下实施热加工的阶段；
在650-1000℃下实施正火处理及退火的阶段；
在800-1050℃下实施淬火处理的阶段；
在80-700℃下实施回火的阶段。
7、根据权利要求6所述的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢的制造方法，其中，所述淬火处理阶段中，每10毫米厚度进行1分钟以上的奥氏体化以及固溶化处理后，进行快速冷却至常温的连续冷却或进行180℃为止阶段性冷却的控制冷却后冷却至常温，冷却用剂是盐、油、水或水+冷却剂。
8、根据权利要求7所述的耐冲击、耐磨损的高弹性、高强度钢的制造方法，其中，所述回火处理阶段中，将常温至80℃范围内的材料每10毫米厚度保持3分钟以上后，通过空冷或用200℃以下的冷却用剂进行一次以上回火处理，冷却用剂是盐、油、水或水+冷却剂。
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