冷機械加工性，切削性和淬透性優良的細石墨均勻分散的鋼及其生產方法

2023-07-04 02:15:51

專利名稱：冷機械加工性，切削性和淬透性優良的細石墨均勻分散的鋼及其生產方法
技術領域：
本發明涉及冷加工(鍛造、切削等)後經淬火和回火處理的汽車零件和工業機器元件，更具體地說是涉及細石墨均勻分散的鋼及其生產方法。
滲碳體的球化退火技術已被用於改善機械結構鋼的冷鍛性，例如用於改善AiSi1055類鋼料的冷鍛性，而自由切削元素如硫、鉛等，則已被用於改善切削性。然而冷鍛性和切削性，以及淬透性和切削性是相互矛盾的性能，要同時全部滿足它們，在技術上是矛盾的。
作為解決這些矛盾的一項技術，有一篇與石墨分散鋼有關的技術論文已被發表(Journal of the Japan Institute of Metals，Vol.30，No.3(1966)，p.279)。這項技術通過控制鋼的化學組分和退火條件，在固相下將鐵素體加珠光體組織轉變成鐵素體加石墨的組織。該化學組分例如是C0.24％，Si 1.18％，Mn 0.24％，Ni 2.03％，石墨化退火處理在加熱溫度650℃，加熱時間約28小時的條件下進行。關於該體系鋼種的冷鍛性，技術論文「Journal of the Japan Institute of Metals」，Vol.53(1989)，P.206報導說，當中碳鋼的鐵素體加珠光體組織被轉變成鐵素體加石墨的雙相組織時，其硬度按照維氏硬度由Hv160降到Hv約為110，並且其冷鍛性變得高於硫自由切削鋼。在「Journal of Japan Institute ofMetals」，Vol.52(1988)，p.1285中，也對切削性加以敘述。這篇論文報導說，當石墨化比例變大時，抗切削的主分力和抗切削的進刀分力實際下降到一半，剪應力隨著剪切角變大和摩擦係數變小而降低，並且切屑的半徑變小，使得加工性改善。
但是，已有的石墨分散鋼並未在工業中使用，這是因為如同日本特許公開No.53-46774中所述，在按照該技術獲得的石墨顆粒的混合物中，存在有直徑超過30μm的石墨顆粒。換句話說，當石墨顆粒尺寸大並且這些顆粒是非均勻分散時，在淬火硬化的時間內，石墨在奧氏體中的溶解是不充分的，擴散距離變得更長，並且碳原子被分離。結果發生淬火硬化不充分，淬火硬化不均勻，等等。特別是在感應淬火的情況下，加熱持續時間如幾秒鐘那樣短時，鋼的組織可能會變成馬氏體加鐵素體的混合組織。當石墨顆粒變粗時，冷鍛會發生開裂，極限應變變小，並且切削完成後的表面粗糙度變大。
總之，為了使石墨沉澱鋼獲得具體的應用，基本的條件是細化石墨並使其均勻分散。因而以下敘述控制石墨沉澱鋼石墨顆粒直徑及其分散的技術的狀況。首先，日本特許公開平2-111842敘述了BN可用作石墨的沉澱核，以及它對於限制氧含量不大於30ppm是有效的。BN對石墨細化沉澱有效在該技術領域內是公知的。但是，因為BN偏析在奧氏體結晶的晶界中，因而利用該BN作為成核點的石墨也偏析到鐵素體晶粒界面中。換句話說，通過化學組分還不能達成石墨的均勻分散。
接著敘述均勻分散細石墨的生產方法的技術狀況。通過引入石墨成核點以促進石墨化的想法在以下兩篇文獻中有敘述「Joural of theJapan Institute of Metals」，Vol.30(1996)，P.279和No.7，Vol.43(1979)，p.460。這些論文敘述了鐵素體中碳的過飽和、馬氏體轉化應變和加工應變作為石墨沉澱點是有效的。
以下解釋使用上述想法的現有技術。日本特許公開昭49-67817揭示了一種方法，該方法利用碳的過飽和狀態(馬氏體組織)和馬氏體轉化應變。這篇文獻提供了一種生產方法，該方法包括將含C(總量)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的至少一種0.015-0.5％，以及Ca 0.0005-0.030％的鋼熱軋，將其在750-950℃再加熱進行淬火，以引起馬氏體的轉化，進而將該鋼於600-750℃再加熱進行退火。由於這種生產方法不賦予加工應變，所以石墨化的退火時間變長，而且由於熱軋後的加熱步驟需要兩次，所以使生產成本變高。
日本特許公開昭63-9580敘述了一種利用加工應變的方法。這篇文獻揭示的方法包括將含C 0.015-0.140％，Mn不大於0.3％，可溶Al0.02-0.30％，N不大於0.006％，P不大於0.01％，S不大於0.010％，其中P(％)×S(％)滿足關係P×S≤10×10-6，以下三種元素的至少一種Si 0.03-2.50％，Ni 0.1-4.0％和Cu 0.03-1.00％，其餘為Fe和雜質的鋼熱軋，再將該鋼以壓縮比至少30％進行冷軋，以引起加工應變，然後進行退火。但是，這種生產方法在棒鋼和盤條的情況下不能說是一種實用的方法，因為它要求在熱軋後能夠以壓縮比30％進行冷軋的步驟。
如上所述，為獲得冷機械加工性、切削性和淬透性優良的細石墨均勻分散的鋼，現有的化學組分和生產方法還沒有解決各種的問題。因而它們還沒有以工業的規模被使用。
本發明的目的就是為解決上述問題，通過改善化學組分和生產條件，提供一種冷機械加工性、切削性和淬透性優良的細石墨均勻分散的鋼料及其生產方法，以減小石墨的平均顆粒直徑(淬火後空位的平均尺寸)，並使得石墨不僅在晶粒界面，而且還在鐵素體晶粒的裡面均勻地分散。
本發明的要點在於下列各點。
(1)一種冷機械加工性、切削性和淬透性優良的細石墨均勻分散的鋼，作為主要組分按重量百分數計含有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％，其餘為Fe和不可避免的雜質，並且含有平均顆粒直徑不大於4.0μm的石墨0.3-1.0％，且其顆粒的數目至少為3000PCS/mm2。
(2)一種生產冷機械加工性、切削性和淬透性優良的、細石墨均勻分散的、並含有平均顆粒直徑不大於4.0μm的石墨0.3-1.0％且其顆粒的數目至少為3000PCS/mm2的鋼的方法，所說的方法包括將作為主要組分按重量百分數計含有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％，其餘為Fe和不可避免的雜質的鋼，在熱軋成鋼棒後，使用配置在熱軋線之後的水冷設備立即加以冷卻，冷卻開始溫度不低於Ar1點，冷卻完成溫度不高於Ms點，平均冷卻速率5-100℃/S，再將其自然冷卻，然後在加熱溫度600-720℃之下進行石墨化處理。


圖1(a)，1(b)和1(c)分別是按照現有技術的AiSi1055、按照現有技術的石墨鋼和按照本發明的鋼的金屬組織的光學顯微照片。
圖2是按照本發明的石墨鋼金屬組織的SEM照片。
本發明的發明人進行了一系列的研究，另外發現了當添加Mo時，石墨顆粒數顯著增加，並且石墨的顆粒尺寸變小，還發現沉澱的位置既在鐵素體結晶晶粒的裡面，又在晶粒界面中發生，而且石墨能夠均勻地分散。
據估計這是因為Mo2C的晶體結構是與BN相同的六角體系，並且Mo2C用作具有同樣六角體系的石墨的沉澱位點。石墨均勻分散的原因大概是因為Mo2C不管是晶粒界面和晶粒裡面都均勻分散。
但是，如同日本特許公開平2-111842所敘述的那樣，過去認為Mo是在滲碳體中經歷固溶的元素，它延遲滲碳體的分解，並且最終與Cr所起作用的同樣方式的阻礙了石墨化。與這種通常的概念相反，本發明人對以下事實給予了特別的注意，即Mo在滲碳體中幾乎不經歷固溶，並且首次發現碳化鉬可用作石墨的沉澱核，且具有細化和均勻分散石墨顆粒的作用。
接著敘述生產方法。
本發明人已經發現，通過配置在熱軋線之後的水冷設備，在熱軋後立即冷卻鋼棒。該冷卻開始溫度不低於Ar1點，冷卻終止溫度不高於Ms，平均冷卻速率5-100℃，再使鋼棒自然冷卻，然後在600-720℃的加熱溫度下進行石墨化處理，就能夠細化石墨。據信因為除了馬氏體轉化應變外，在馬氏體中添加了因熱軋後快速冷卻保留的軋制應變，所以馬氏體中的應變總量增加，因而石墨的成核位置增加。
以下解釋本發明限定含量的原因。關於第一項發明，C的下限值定為0.30％是為了保證退火後的強度，並保證為獲得滿意的切削性能所需要的石墨量。將其上限定為1.0％是為了防止它在冷加工後熱處理時的淬火開裂。
Si是一種不可缺少的元素，這是因為它在鋼中與碳原子的結合能力小，而且它還是促進石墨化的有用元素。Si必須添加，以使得沉澱足夠量的石墨，並且通過淬火＋退火處理獲得高的石墨化比例。因而它的下限值必須至少為0.4％。但當含量超過1.3％時，雖然石墨化比例變高，但在鐵素體相中經歷固溶的Si量增加且硬度變得更高，使得冷加工性下降。由於經石墨化硬度的減小作用被抵消，所以將上限定為1.3％。
所添加的Mn量是在鋼中以MnS的形式固定和分散硫所需要的量，和在基體中引起它的固溶並由此保證強度所需量之和，它的下限值為0.3％。當Mn量變大時，石墨化受到顯著的阻礙，因而將其上限值定為1.0％。
P以在鋼內部晶粒界面中沉澱的磷的化合物形式和以在鐵素體中經固溶的P的形式存在。儘管P改善了切削性，但它顯著降低了熱機械加工性。因而將其上限定為0.03％。
S與Mn結合併以MnS夾雜形式存在。當鋼中MnS夾雜的量增加時，工具和MnS夾雜之間的接觸機會增加，並且MnS夾雜在工具面上經受塑性變形並形成薄膜。結果鐵素體和工具之間的接觸機會減小，凝固受到限制，可改善最終切削表面的性能。為限制凝固，S的下限值至少需0.01％。由於S降低冷鍛性，所以將其上限值定為0.055％。
Al以氧化物型夾雜的形式在鋼中脫氧。為調整結晶晶粒的尺寸，必須添加至少0.01％的Al。由於在Al含量為0.10％時脫氧效果變得飽和，所以將其上限值定為0.10％。
B和N形成BN並減少石墨化退火的時間。為了充分獲得這種減少的作用，至少須添加0.0003％的B。但當B含量超過0.006％時，該減少的效果變得飽和。因而將其上限定為0.006％。N的含量範圍為0.002-0.010％，以便將0.0003％-0.006％的B轉變成BN。
Mo起到用作形成石墨核位點的作用。為了通過將石墨顆粒的數目定在3000pcs/mm2以減少平均顆粒尺寸(不大於4μm)，必須保證大於固定的成核位點的數目。
因而必須至少添加0.05％的Mo。結果均勻的分散既在鐵素體晶粒界面內又在顆粒的內部完成。當Mo含量超過0.20％時，上述的效果變得飽和，並且鐵素體基體的硬度上升。因而其上限值定為0.20％。
由淬透性的角度出發，石墨的平均顆粒尺寸的上限必須為4μm。當其超過4μm時，淬火組織變成鐵素體和馬氏體的混合組織，並且硬度的非均勻性變得顯著。當石墨顆粒的數目小於3000pcs/mm2時，石墨顆粒之間的距離增大，並且碳的擴散距離變得過大。因而淬火組織變成馬氏體和鐵素體的不完全的淬火組織。因而下限值必須為3000pcs/mm2。因為是將鋼中C的全量基本上石墨化，所以石墨的下限值必須與C含量的下限值相符合，即為0.30％，而且其上限值必須與C含量的上限值相符合，即為1.0％。
以下敘述本發明的第2項發明中限定化學組分和生產條件的原因。
對C，Si，Mn，P，S，Al，B，N和Mo的限定與第1項發明中的限定完全一致。關於生產條件，在熱軋終軋後立即用配置在熱軋線之後的水冷裝置強制冷卻鋼料的原因是為在淬火馬氏體組織中保留因熱軋造成的應變。按照這種方法，熱軋後處於紅熱狀態的鋼料的熱能可被用於淬火，而無需再加熱。結果降低了熱處理的費用。
為了同時產生馬氏體轉化應變和軋制應變以增加石墨形成位點的數目，由鋼料表面上測量的冷卻開始溫度必須不低於Ar1點。為充分獲得馬氏體轉變組織並使得形成石墨容易，冷卻終了溫度必須不高於Ms點。平均冷卻速率的下限值設為5℃/S的原因，是為獲得馬氏體轉變組織和通過保留加工應變以促進石墨化。其上限值定為100℃/S的原因，是因為即使以超過該速率進行淬火，也不能增加馬氏體轉變的數量。將退火的上限值和下限值分別定為600℃和720℃的原因，是因為在此溫度範圍內石墨化時間變得最短。
以下參照其實施例更具體地敘述本發明的效果。
實施例表1列出了以鋼棒和盤條為例的本發明的化學組分和生產條件。用於此項試驗的鋼棒和盤條直徑為10-30mm。通過配置在熱軋線之後的冷卻設備，以每單位面積0.3-0.5t/m2的速率均勻噴射冷卻水到整個鋼棒表面，以冷卻每根鋼棒。冷卻設備由長度20m的管子和在其四周的用於噴射冷卻水的許多噴孔構成，當鋼棒在該管子的中心線運動時將其冷卻。每根盤條則通過使它經過配置在熱軋線後的水冷罐而被冷卻。平均冷卻速率由冷卻開始溫度和冷卻終了溫度之差除以冷卻時間確定。然後將試件自然冷卻，再通過離線的退火爐進行石墨化處理。
表1
表2示出了石墨分散性(石墨顆粒尺寸，石墨間的最大距離和石墨量)的評價結果和它的性能(冷鍛性，最終表面粗糙度和淬火後硬度的變化幅度)。石墨顆粒尺寸的測量方法如下。
使電子束照射在石墨顆粒上，通過將反射的電子束的強度數位化，在SEM屏幕上形成石墨的圖象，使用分析系統測量和分析顆粒直徑。一個視場的面積是100μm×100μm，而觀察的視場數目是25。總的測量面積是0.25μm2。在200倍的光學顯微鏡上測出石墨間的最大距離。在照片上示出了僅包括不存在石墨的部分的圓，並將其直徑的最大值作為石墨間的最大距離。本發明的石墨顆粒和石墨間的最大距離小於普通方法製得的鋼。
表2
石墨量按下式計算(鋼中石墨含量/鋼中碳含量)×100(％)
鋼中的碳含量和石墨量經化學分析確定。儘管退火時間短至約10小時，本發明的鋼棒的石墨化比例呈現出100％的極佳值。而按一般方法，石墨化比例低達約50％。
本發明的鋼，按一般方法製得的鋼和按一般方法製得的石墨鋼相比較地示於圖1。圖1(a)，1(b)和1(c)分別示出一般的AiSi1055，一般的石墨鋼和本發明的鋼。另外，圖2是一幅SEM照片，示出本發明鋼中放大的石墨。可以看出，本發明鋼中的石墨在顯微鏡下具有類似於球形石墨排列的形式。在示於圖1(b)的一般的石墨鋼中，石墨是粗大的並且偏聚，但在本發明的鋼中，正如由相應照片可看到的那樣，石墨顆粒均勻地分散。
經過比較試驗評價冷鍛性。尺寸為φ14mm×21mm的每個試件，使用在具有閉紋的工具上的油壓試驗機，以200mm/秒的速率壓縮。在裂紋於試件表面出現的時刻，測量試件的高度，並且壓縮比(e)按以下等式確定e＝{1－(H/Ho)}×100％式中，H試驗後試件的高度，Ho試驗前試件的高度。
雖然一般鋼的加工極限按壓縮比為約73％，但本發明鋼的壓縮比高達83％。儘管按壓縮比的差別為10％，但當該差別被轉化成坯料所接受的應變時，對數應變分別為1.3和1.8。因而有40％的差別。
最終表面光潔度經過用鍍有TiN的超硬合金刀具進行表面切削，並使用探針式表面光潔度測量儀進行評價。切削條件為V＝250m/min，f＝0.2mm/rev，而d＝2.0mm。本發明鋼的最終表面光潔度是極優良的。
淬透性通過以下方法評價，將直徑25mm的圓棒在石墨沉澱狀態下經感應淬火方式進行淬火(1000℃×3sec→水冷)，然後測量圓棒截面的硬度變化幅度。可看出本發明鋼的淬透性遠高於一般鋼的淬透性。
關於切削性，在具有最終的表面光潔度的情況下，與一般的石墨鋼相比較，本發明的鋼得到極大改進，而且遠比原來的鉛自由切削鋼優越。表3示出了，與鑽孔切削現有的鉛自由切削鋼時鑽頭的使用壽命相比較，對本發明鋼進行鑽孔切削時鑽頭使用壽命要優良得多。這是因為用於機械結構的一般自由切削鋼具有鐵素體和珠光體組織，而石墨鋼具有鐵素體石墨組織，並且在後者的情況下，材料自身的硬度顯著較低。已有的鉛自由切削鋼的化學組分是C 0.41％，Si 0.22％，Mn 1.58％，S 0.057％，Pb 0.20％和Ca 0.0011％，鑽頭材料是一種高速鋼，具有以下形狀直徑10mm，長度130mm，前端角度為118°。進鑽速度為0.33mm/rev，在鑽出大量深30mm的孔之後，將鑽頭完全毀壞的時間作為壽命。當總的孔深為1000mm時，則使用達到鑽頭壽命的鑽頭的圓周速度(VL1000)作為肯定和否定切削性的判斷參考。本發明鋼的VL1000值是146m/min。可以理解的是，此值大大超過鉛自由切削鋼的66m/min。
表3
正如由上述實施例可以清楚理解的那樣，本發明能夠提供具有優良的冷加工性、優良的切削性和優良淬透性的、細石墨均勻分散的鋼，因而本發明具有極顯著的工業效果。
權利要求
1.冷加工性、切削性和淬透性優良的細石墨均勻分散的鋼，其特徵在於，作為主要組分，按重量百分數含有C0.30-1.0％Si0.4-1.3％Mn0.3-1.0％P≤0.03％S0.010-0.055％Al0.01-0.10％B0.0003-0.006％N0.002-0.010％Mo0.05-0.20％其餘由Fe和不可避免的雜質構成，並且含0.3-1.0％的石墨，其平均顆粒直徑不大於4.0μm且顆粒數至少為3000pcs/mm2。
2.生產冷加工性、切削性和淬透性優良的細石墨均勻分散的鋼的方法，該鋼含0.3-1.0％的石墨，其平均顆粒直徑不大於4.0μm，且顆粒數至少為3000pcs/mm2，其特徵在於，所說的方法包括，將作為主要組分按重量百分數計含有C0.30-1.0％Si0.4-1.3％Mn0.3-1.0％P≤0.03％S0.010-0.055％Al0.01-0.10％B0.0003-0.006％N0.002-0.010％Mo0.05-0.20％其餘為Fe和不可避免的雜質的鋼，在熱軋成鋼棒後，使用配置在熱軋線之後的水冷設備立即加以冷卻，冷卻開始溫度不低於Ar1點，冷卻完成溫度不高於Ms點，平均冷卻速率5-100℃/S；再將所說的鋼自然冷卻；然後在加熱溫度600-720℃之下進行石墨化處理。
全文摘要
具有優良冷加工性、切削性和淬透性的，含有在其中均勻分散的細石墨顆粒的鋼料，它是通過特別將石墨顆粒均勻分散在其中而製得的。該鋼含有主要組分包括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％，並且石墨的平均顆粒尺寸不大於4.0μm，顆粒的數目不少於3000/mm
文檔編號C22C38/12GK1144543SQ9519220
公開日1997年3月5日 申請日期1995年2月24日 優先權日1994年2月24日
發明者片山昌 , 樽井敏三, 戶田正弘, 內藤賢一郎 申請人:新日本制鐵株式會社