一种Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢及其制造工艺和应用 |
|||||||
| 申请号 | CN202410088127.7 | 申请日 | 2024-01-22 | 公开(公告)号 | CN117987725A | 公开(公告)日 | 2024-05-07 |
| 申请人 | 马鞍山钢铁股份有限公司; | 发明人 | 胡芳忠; 金国忠; 杨少朋; 汪开忠; 王雅倩; 陈世杰; 吴胜付; 何孝雨; | ||||
| 摘要 | 本 发明 提供了一种Ti微 合金 化易表面强化低成本 贝氏体 非调质 钢 及其制造工艺和应用，成分C0.35‑0.42％，Si0.50～0.80％，Mn1.90‑2.10％，Cr0.20‑0.40％，Al0.030～0.050％，P≤0.010％，S0.020～0.050％，Ti0.030～0.050％，T.O8～12ppm，[N]30～60ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素。与 现有技术 相比，本发明通过成分设计，30×C+10×Si+30×Mn+15×S+20×Cr+10×Al+40×Ti+30×V+35×T.O≤500，提高材料强韧性，拓宽 锻造 工艺窗口，锻造后空冷，工艺简单稳定可控，产品性能优异。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢，其特征在于，所述Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢包括以下质量百分比成分： |
||||||
| 说明书全文 | 一种Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢及其制造工艺和应用 技术领域背景技术[0002] 非调质钢因其取消调质处理从而降低碳排放的特点而成为绿色化制造的关注重点。据统计就，每调质处理一公斤调质钢需要消耗电量约为0.19KWh，排放CO2约0.1976公斤，以卡车为例，每辆卡车用钢量约为10吨，每制造一辆卡车可以减少CO2排放1.98吨，约占车辆制造过程中碳排放的60％。同时，调质处理过程中产生油液污染、水源污染等污染问题突出，而且零件淬火过程中的淬火变形、氧化脱碳等也会导致零件成品率低，这导致调质钢零件生产成本低，环境压力大。因此，用非调质钢代替调质钢制造汽车零部件是未来汽车零部件制造的关键材料之一，也有利于提升企业综合竞争力。 [0003] 传统的非调质钢为铁素体‑珠光体型非调质钢，通过加入大量的微合金元素(Nb、V)，以获得较高的力学性能，但是其抗拉强度约为900MPa。马氏体型非调质钢中合金元素含量高，工艺窗口窄导致大规模工艺生产匹配性差，难以大规模生产应用。而贝氏体型非调质钢以其良好的强韧性和合金成本低等优点而成为未来汽车及工程机械零部件用非调质钢的重点关注方向。 [0004] 传统的贝氏体非调质钢通常通过Nb、Ti、V等微合金元素进行强化，以提高其强度和韧性。中国专利CN111118403A公布了一种Ti微合金化高强韧贝氏体非调质钢，抗拉强度≥1000MPa，屈服强度≥700MPa，断后伸长率≥18％，室温冲击功KU2≥65J；2019年4月2日公开的中国专利CN 109554618A公布了一种非调质钢及采用非调质钢制造汽车半轴的方法，其抗拉强度Rm 900‑1150MPa，屈服强度Rel≥600MPa,延伸率A≥10％，断面收缩率Z≥20％，室温冲击功KU2≥30J；但是上述专利抗拉强度较低，无法满足零件轻量化需求。 [0005] 此外，控锻控冷工艺也是决定非调质钢性能的另一重要因素。传统贝氏体非调质钢采用锻后急冷进行材料组织与性能控制。中国专利CN111118403A公布了一种Ti微合金化高强韧贝氏体非调质钢，其锻后采用强风冷处理，冷却速率为0.8℃/s～2.4℃/s；中国专利CN 109554618A公布了一种非调质钢及采用非调质钢制造汽车半轴的方法，其制冷却以2‑5℃/s的冷却速度冷至600～‑650℃，然后堆冷，缓慢冷至室温。这零件生产过程中，受限于零件结构和气体流动的复杂性，强风处理无法保证零件性能的一致性和批量生产的稳定。 [0006] 同时，由于汽车零件部分位置需要进行额外强化，以提高其使用寿命，而常用的强化方式为感应淬火强化。2023年4月4日公开的专利CN 115896614A提供了一种含铌贝氏体非调质钢材料、转向节以及制备方法，但其含有Nb、V等合金，成本较高，且材料组织较细，难以保证其强韧性。 [0007] 传统的贝氏体非调质钢主要面临三个难点：一、合金成本与性能之间难以达到平衡点，较高的微合金元素导致成本与调质钢成本差异不大；二、零件性能一致性较差，锻造工艺窗口窄，锻后冷却条件苛刻等问题导致零件批次化生产后零件性能波动大；三、良好感应淬火性能的贝氏体非调质钢暂未有所报道。 发明内容[0008] 本发明的目的在于提供一种Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢及其制造工艺，通过成分设计和元素含量匹配，提供的非调质钢制造工艺中，锻造后空冷即可，工艺简单；且产品抗拉强度950MPa～1050MPa，屈服强度700～800MPa，断后伸长率≥18％，断面收缩率≥50％，屈强比≥0.76，室温冲击功(KU2)≥60J，旋弯疲劳强度≥480MPa，表面硬度55～60HRC，性能优异。 [0009] 本发明还有一个目的，在于提供一种Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢的应用，用于汽车制造。 [0010] 本发明具体技术方案如下： [0011] 一种Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢，包括以下质量百分比成分： [0012] C：0.35‑0.42％，Si：0.50～0.80％，Mn：1.90‑2.10％，Cr：0.20‑0.40％，Al：0.030～0.050％，P：≤0.010％，S：0.020～0.050％，Ti：0.030～0.050％，T.O：8～12ppm，[N]：30～60ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素。 [0013] 所述Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢的成分满足以下要求： [0014] X值＝30×C+10×Si+30×Mn+15×S+20×Cr+10×Al+40×Ti+30×V+35×T.O，X值≤500； [0015] X值公式计算时，其中C、Si、Mn、S、Cr、Al、Ti和V单位为wt％，T.O单位为ppm。 [0016] 所述Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢的组织为板条贝氏体+M/A岛，M/A岛尺寸≤20μm，贝氏体面积比含量≥90％。 [0017] 所述Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢的抗拉强度950MPa～1050MPa，屈服强度700～800MPa，断后伸长率≥18％，断面收缩率≥50％，屈强比≥0.76，室温冲击功(KU2)≥60J，旋弯疲劳强度≥480MPa，在感应淬火加热温度900～950℃，时间30s条件下感应淬火处理后，表面硬度55～60HRC。 [0020] 所述RH真空处理，利用RH真空脱气过程中吹气量的适量控制，调整氧含量至目标值。 [0022] 所述轧制，圆钢加热温度≥1200℃，加热时间≥200min；开轧温度≥1150℃，终轧温度600～900℃，轧后采用保温罩或进入缓冷坑缓冷。 [0023] 所述锻造，锻造加热温度1100～1200℃，始锻温度900～1100℃，终锻温度800～1000℃； [0024] 所述空冷，锻后空冷至200～400℃，然后堆冷至室温。 [0025] 本发明提供的一种Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢的应用，用于汽车制造。 [0026] 本发明设计思路如下： [0027] C：C是钢中最基本的元素，是保证钢材获得较高的强度、硬度所必须的。高的C含量有利于提高钢的强度，尤其对于需要进行感应淬火达到表面强化目的零件，较高的碳含量有利于保证淬硬层硬度，因此C含量应大于等于0.35％。但较高的碳含量也会导致钢的韧性下降，并且容易引起钢材淬火层开裂。因此C含量≤0.42％。故确定C含量范围0.35～0.42％。 [0028] Si：Si是钢中强氧化元素，能够提高C的活性，并且能够有效抑制钢中碳化物的粗化，有利于提高钢的屈服强度，从而提高屈强比。此外，Si可以提高钢的淬透性，降低贝氏体相变开始温度，从而提高零件的锻造工艺窗口，提升零件性能的一致性。因此，Si含量≥0.50％；但是较高的Si含量容易使的钢的贝氏体相变终止温度，恶化钢的冲击功和韧性，因此，Si含量≤0.80％。故确定Si含量范围0.50～0.80％。 [0029] Mn：Mn是贝氏体形成元素，能够扩大贝氏体相变区域，同时Mn也是奥氏体形成元素，有利于提高钢的强度与韧性，因此Mn含量≥1.90。但是Mn属于易偏析元素，且较高的Mn容易导致钢中出现粗大块状的奥氏体，不仅不利于提升零件性能的一致性，而且导致零件的屈强比下降，恶化钢的疲劳性能，因此Mn含量≤2.10％。故确定Mn含量范围1.90～2.10％。 [0030] Cr：Cr可提高钢的淬透性及强度并且能够引入适量的铁素体，从而改善材料韧性，此外，Cr与钢中碳结合结合形成细小碳化物，提高材料的屈强比和疲劳性能，因此，Cr含量≥0.20％；但是较高的Cr容易增加钢材表面脱碳倾向，不利于获得高的疲劳强度，故Cr含量≤0.40％。故确定Cr含量范围0.20～0.40％。 [0031] Ti：Ti易与钢中C、N结合形成Ti(C、N)析出，一方面通过锻造过程中，利用锻造余热与锻造应力条件充分析出，提高钢的抗拉强度与屈服强度，另一方面Ti与钢中C/N结合形成纳米级Ti(C、N)颗粒，而该粒子不能作为铁素体的形核核心，抑制铁素体的析出而促进贝氏体的形成，并细化贝氏体、M‑A岛组织。因此，Ti含量≥0.030％。但是较高的Ti含量，容易导致钢中出现恶性夹杂物TiN，降低钢的疲劳强度。故确定Ti含量范围0.030～0.050％。 [0032] Al：Al是有效的脱氧剂且与钢中N元素结合形成AlN析出相，细化钢的奥氏体晶粒，能够同时提高钢的强度与韧性。Al含量低于0.030％时，作用不明显，高于0.050％时易形成粗大的夹杂物，恶化钢的性能。因此在炼钢过程中Al的加入时机加以调整，保证Al含量应控制在0.030‑0.050％。 [0033] S：S容易在钢中与锰形成MnS夹杂，使钢产生热脆，但是添加少量的S，在不影响产品性能的同时，适量的MnS夹杂物在切削过程中液化，使得切削碎断，避免铁削划伤刀具表面，从而提高材料的加工性能。因此，S含量≥0.020％。但是较高的S含量容易导致钢中硫化物形态恶化，反而恶化钢的切削性能。因此，S含量≤0.050％。故确定S含量范围0.020～0.050％。 [0034] P：P是具有强烈偏析倾向的元素，增加钢的冷脆，降低塑性，对产品组织和性能的均匀性有害。控制P≤0.010％。 [0036] T.O：T.O是钢中夹杂物的主要来源，因此，对钢中氧的控制是决定非调质钢性能的关键。对于普通钢种而言，要求氧越低越好，但是在本发明中，通过在冶炼RH过程中对氧含量的精确控制，使非调质钢中保持适量的氧含量。促进钢中的Ti与O结合形成Ti2O3。MnS能够以Ti2O3为核心形核，一方面细化硫化物尺寸，改善夹杂物评级结果和切削性能；另一方面可以在Ti2O3夹杂物周围形成贫Mn区，有利于提高材料的韧性。因此T.O含量≥8ppm。但是较多的氧容易导致钢中氧化物夹杂物数量增多，D类夹杂物恶化，因此T.O≤12ppm。故T.O含量控制在8～12ppm。 [0037] 本发明控制X值可以提高贝氏体组织含量、细化M/A岛尺寸，达到提高材料前任形核拓宽材料工艺窗口的目的。本发明通过Si对碳的抑制作用，细化贝氏体与M/A岛尺寸，同时，在钢中C、Si、Mn、S、Cr、Al、Ti、V、T.O等元素的综合作用下，并结合Ti(C、N)、Ti2O3等第二相的析出提高钢的强韧性。此外，锻造工艺窗口控制也是限制非调质钢有应用的关键因素之一，常规的非调质钢采用风冷工艺进行组织细化和强度提升，但对于复杂零件而言，由于锻件外表面冷却不均匀，且背面冷却条件不足，这导致零件常常存在“阴阳面”问题，不利于材料的应用。因此，为达到本专利所述性能，需要进行合金化成分的匹配，各元素之间应该满足以下公式： [0038] X值＝30×C+10×Si+30×Mn+15×S+20×Cr+10×Al+40×Ti+30×V+35×T.O，X值≤500；X值公式计算时，其中C、Si、Mn、S、Cr、Al、Ti和V单位为wt％，T.O单位为ppm。 [0039] 与现有技术相比，本发明通过成分设计，X值＝30×C+10×Si+30×Mn+15×S+20×Cr+10×Al+40×Ti+30×V+35×T.O，X值≤500，可以提高贝氏体组织含量、细化M/A岛尺寸，达到提高材料强韧性和拓宽材料的锻造工艺窗口的目的。本发明锻造后，空冷至200～400℃，然后堆冷至室温，工艺简单稳定可控，批次化生产后零件性能稳定，产品抗拉强度950MPa～1050MPa，屈服强度700～800MPa，断后伸长率≥18％，断面收缩率≥50％，屈强比≥0.76，室温冲击功(KU2)≥60J，旋弯疲劳强度≥480MPa，表面硬度55～60HRC。 附图说明 [0040] 图1为实施例1的组织图； [0041] 图2为实施例2的组织图； [0042] 图3为实施例3的组织图； [0043] 图4为对比例1的组织图； [0044] 图5为对比例2的组织图。 具体实施方式[0045] 本发明提供的一种Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢，包括以下质量百分比成分： [0046] C：0.35‑0.42％，Si：0.50～0.80％，Mn：1.90‑2.10％，Cr：0.20‑0.40％，Al：0.030～0.050％，P：≤0.010％，S：0.020～0.050％，Ti：0.030～0.050％，T.O：8～12ppm，[N]：30～60ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素。 [0047] 所述Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢的成分满足以下要求： [0048] X值＝30×C+10×Si+30×Mn+15×S+20×Cr+10×Al+40×Ti+30×V+35×T.O，X值≤500； [0049] X值公式计算时，其中C、Si、Mn、S、Cr、Al、Ti和V单位为wt％，T.O单位为ppm。 [0050] 所述Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢的组织为板条贝氏体+M/A岛，M/A岛尺寸≤20μm，贝氏体面积比含量≥90％。 [0051] 所述Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢的抗拉强度950MPa～1050MPa，屈服强度700～800MPa，断后伸长率≥18％，断面收缩率≥50％，屈强比≥0.76，室温冲击功(KU2)≥60J，旋弯疲劳强度≥480MPa，表面硬度55～60HRC。 [0052] 本发明提供的一种Ti微合金化易表面强化低成本空冷贝氏体非调质钢的制造方法，工艺流程包括：冶炼‑精炼‑RH真空处理‑圆坯/方坯连铸‑轧制‑锻造‑空冷。 [0053] 所述冶炼，采用电弧炉/转炉冶炼，降低钢中P含量； [0054] 所述RH真空处理，利用RH真空脱气过程中吹气量的适量控制，调整氧含量至目标值。 [0055] 通过真空脱气过程中氧含量的控制，提升齿轮钢的材料强韧性。 [0056] 所述轧制，圆钢加热温度≥1200℃，加热时间≥200min；开轧温度≥1150℃，终轧温度600～900℃，轧后采用保温罩或进入缓冷坑缓冷。 [0057] 所述锻造，锻造加热温度1100～1200℃，始锻温度900～1100℃，终锻温度800～1000℃； [0058] 所述空冷，锻后空冷至200～400℃，然后堆冷至室温。 [0059] 本发明提供的一种Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢的应用，用于汽车制造。 [0060] 下面结合实施例对本发明进一步详细说明。 [0061] 实施例1‑实施例3 [0062] 一种Ti微合金化易表面强化低成本贝氏体非调质钢包括以下质量百分比成分：如表1所示，表1没有显示的余量为Fe和不可避免的杂质。 [0063] 对比例1‑对比例2 [0064] 一种贝氏体非调质钢，包括以下质量百分比成分：如表1所示，表1没有显示的余量为Fe和不可避免的杂质。 [0065] 表1本发明实施例化学成分(单位：T.O、[N]为ppm，其它为wt％) [0066] C Si Mn P S Cr Al Ti V T.O [N] X实施例1 0.35 0.55 1.93 0.007 0.023 0.23 0.036 0.034 / 7.9 34 357.1 实施例2 0.38 0.63 2.05 0.007 0.034 0.33 0.041 0.041 / 9.5 43 420.9 实施例3 0.40 0.78 2.07 0.006 0.048 0.38 0.047 0.047 / 10.6 57 463.6 对比例1 0.25 0.32 2.11 0.010 0.030 0.55 0.031 / 0.14 13.4 123 559 对比例2 0.35 0.55 1.93 0.007 0.023 0.23 0.036 0.034 / 7.9 34 357.1 [0067] 以上实施例和对比例按照以下制造工艺生产：冶炼‑精炼‑RH真空处理‑圆坯/方坯连铸‑轧制‑锻造‑空冷。 [0068] 其中，所述冶炼，采用电弧炉/转炉冶炼，降低钢中P含量； [0069] 所述RH真空处理，利用RH真空脱气过程中吹气量的适量控制，调整氧含量至目标值。 [0070] 通过真空脱气过程中氧含量的控制，提升齿轮钢的材料强韧性。 [0071] 所述轧制，圆钢加热温度≥1200℃，加热时间≥200min；开轧温度≥1150℃，终轧温度600～900℃，轧后采用保温罩或进入缓冷坑缓冷。 [0072] 所述锻造，锻造加热温度1100～1200℃，始锻温度900～1100℃，终锻温度800～1000℃； [0073] 所述空冷，锻后空冷至200～400℃，然后堆冷至室温。 [0074] 表2为各实施例和对比例试样锻造工艺参数，表3为实施例与对比例材料经锻造处理后，并进行材料的力学性能、旋弯疲劳强度、屈强比及高频感应淬火后的表面硬度检测结果检测结果，感应淬火加热温度920℃，时间30s，然后进行硬度测试。对比例1为采用25Mn2CrVS采用常规的加热与冶炼工艺；对比例2为采用本发明实施例1成分和冶炼方法，但不采用本发明锻造工艺。 [0075] 表2锻造工艺参数 [0076] [0077] 按照GB/T 2975标准进行力学性能试样取样，并按照GB/T 228.1和GB/T229标准进行拉伸(室温)和冲击(室温)性能检验，旋转弯曲疲劳性能检验按照GB/T 4337标准进行检验。通过扫描电镜进行M/A岛尺寸测量与统计，通过XRD和金相法进行贝氏体组织含量测量。 [0078] 表3实施例与对比例性能检测结果 [0079] [0080] [0081] 实施例1‑3为采用本发明采用特定成分和特定冶炼工艺的非调钢，对比例1为按照GB/T 15712标准要求并采用常规的冶炼、轧制工艺进行生产的25Mn2CrVS。实施例与对比例其他冶炼及轧制生产工艺均相同。 [0082] 由表1～表3可知，本发明通过合金设计和生产工艺控制，提出一种满足汽车及工程机械用易于表面感应淬火非调质钢。本发明在Si‑Mn‑Cr合金体系基础上，通过通过Si、Ti元素的综合作用，抑制贝氏体形成，提高贝氏体含量，同时实现M/A岛细化，实现材料组织细化以及韧性的提升。此外，通过引入适量的Ti2O3粒子作为及软化相(残余奥氏体、铁素体)形核核心，实现材料韧性的提升。另外，本发明通过合适的元素配比，材料在锻造过程中不需要进行特别风冷处理，大大提高了零件性能的一致性和工艺窗口，加快非调质钢的市场推广。对比例1成分和工艺不满足本发明要求，性能不满足本发明要求。对比例2虽然成分满足本发明要求，但是成分不满足本发明要求，性能依然较差。 [0083] 此外，本发明所涉及的合金设计思路与性能控制思路同样适用于其他非调钢。 |
||||||
QQ群二维码
意见反馈
意见反馈