一种方坯连铸连轧2000Mpa级高强高韧高淬透性弹簧钢及其制造方法

摘要

本发明涉及一种方坯连铸连轧2000Mpa级高强高韧高淬透性弹簧钢，该弹簧钢以Fe为基础元素，且还包含如下质量百分比的化学成分：C：0.38～0.45％，Si：1.60～2.20％，Mn：0.10～0.75％，P：≤0.010％，S：≤0.002％，Cr：1.80～2.30％，Ni：1.60～2.40％，Mo：0.4～0.7％，Cu：0.2～0.5％，Al：0.01～0.04％，V：0.10～0.30％，Nb：0.010～0.030％，N：≤0.006％，Ca：0.0005～0.005，且Ca/S≥1，及不可避免的杂质元素。所得钢棒直径为40～70mm，钢棒经过过完全奥氏体化保温后淬火再回火，所得钢棒在整个截面上的布氏硬度为HBW540～HBW570，静态拉伸强度≥2000Mpa，屈服强度≥1750Mpa，延伸率A≥8％，断面收缩率Z≥35％，常温夏比冲击功均≥40J。

权利要求

1.一种方坯连铸连轧2000Mpa级高强高韧高淬透性弹簧钢的制造方法，其特征在于该弹簧钢具有如下质量百分比的化学成分：C：0.38～0.45%，Si：1.60～ 2.20%，Mn：0.10～

0.75%，P：≤0.010%，S：≤0.002%，Cr：1.80～2.30%，Ni：1.60～2.40%，Mo：0.4～0.7%， Cu：

0.2～0.5%，Al：0.01～0.04%，V：0.10～0.30%，Nb：0.010～0.030%，N：≤0.006%， Ca：0.0005～0.005，且Ca/S≥1，余量为Fe及不可避免的杂质元素；碳当量CEV（= C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu + Ni)/15）值为1.15～1.35%，所述方法为按化学组成配置冶炼原料依次进行KR铁水预处理 – 电炉冶炼 – LF 精炼 – VD 精炼 – 连铸– 连铸坯退火 – 连铸坯清理 – 加热– 高压水除鳞 – 控轧 – 切断 – 轧材退火 – 热处理 – 矫直，其中：所述控轧时的开轧温度1050‑1150℃，终轧温度930±40℃，轧制过程中粗轧采用大压下量，前两道粗轧压下量应≥50%，次两道的压下量应≥30%，轧制坯到材总压缩比应≥35，轧制定尺切断后进行退火处理，退火在轧后4小时以内，退火温度650～750℃，时间：≥36小时，冷却至300℃以下出炉空冷至室温；

所述热处理包括淬火+回火处理，通过920℃‑940℃淬火+380℃‑450℃中温回火最终得到金相组织为回火屈氏体，或通过920℃‑940℃淬火+200℃‑270℃低温回火最终得到金相组织为回火马氏体。

2.根据权利要求1所述的一种方坯连铸连轧2000Mpa级高强高韧高淬透性弹簧钢的制造方法，其特征在于所述弹簧钢直径为40～70mm，内部质量满足GB/T4162的AAA级探伤要求；棒料经过完全奥氏体化保温后淬火再回火，金相组织从表面至心部均为回火板条马氏体或保留马氏体位向的回火屈氏体组织，所得钢棒在整个截面上的布氏硬度为HBW540～HBW570。

3.根据权利要求2所述的一种方坯连铸连轧2000Mpa级高强高韧高淬透性弹簧钢的制造方法，其特征在于所述弹簧钢在上述金相组织条件下其静态拉伸强度≥2000Mpa，屈服强度≥1750Mpa，延伸率A≥8%，断面收缩率Z≥35%。

4. 根据权利要求1所述的一种方坯连铸连轧2000Mpa级高强高韧高淬透性弹簧钢的制造方法，其特征在于：所述原料经过冶炼和连铸后得到高纯净度钢水和断面面积≥10×

4 2

10mm的具有低中心偏析和疏松、无裂纹且纯净度高的连铸坯，连铸坯中心偏析：等于或优于1.0级，中心疏松：等于或优于1.0级，无中心裂纹、角裂纹和三角区裂纹；夹杂物：A、B、D类粗、细系 ≤ 1.0， C类粗、细系 ≤0.5，经RH处理之后钢水中的H含量≤0.0001%。

5.根据权利要求1所述的一种方坯连铸连轧2000Mpa级高强高韧高淬透性弹簧钢的制造方法，其特征在于：所述连铸坯退火温度≥650℃，时间≥36小时，冷却至300℃以下出炉空冷。

说明书

一种方坯连铸连轧2000Mpa级高强高韧高淬透性弹簧钢及其

制造方法

技术领域

[0001] 本发明属于特种钢铁技术领域，具体涉及一种抗拉强度2000Mpa级高强度、高韧性、高淬透性弹簧用钢及相应的制造方法。适用于制造大截面、高应力要求的弹性元件。

背景技术

[0002] 弹簧钢向高强度发展是目前弹簧钢生产应用中表现出来的趋势，可推动零部件向高应力应用领域拓展，从节能与经济性出发，可实现零部件的减重，降低使用成本。弹簧钢高强度化的研究进展表明，传统的弹簧钢强度水平难以满足现代工业快速发展的需求，特别是对于一些大型、重型车辆用的弹簧材料，既要要求高强度、高韧性，也要要求好的淬透性，以满足大截面弹簧的应用。目前应用较为广泛的高强度弹簧钢如美标的 SAE9254、欧标的54SiCrV6、日本的UHS2000等，其强度能够达到2000Mpa左右，但由于其淬透性限制，只能应用于较小规格弹簧零件，超过30mm则心部难以淬透，无法应用到大规格弹簧元件上。大截面高应力下的材料目前国内有45CrNiMoVA，由俄罗斯引进牌号，应用在我国军用重型车辆上，但此钢在中温回火保证韧性的前提下，其强度难以超过1800Mpa，近几年为提升强度，已将加工工艺改为低温回火，使其强度达到2000Mpa 左右，但韧性损失较为明显，难以获得稳定的高的疲劳寿命。

[0003] 中国专利公开号为CN103409698A的发明披露了一种扭力轴用钢材料为 40Si2Ni2CrMoV，合金元素成份及配比为：C：0.35‑0.5，Si：1.5‑2.3，Mn：≤0.05， Cr：0.5‑
1.5，Ni：0.8‑3.5，Mo：0.4‑0.8，Ca：0.0005‑0.008，P：≤0.010，S：≤ 0.005，0.05‑0.2的V或
0.02‑0.1的Nb或0.05‑0.15的V和0.02‑0.06的Nb，其余为 Fe及杂质。据此制造的钢材屈服强度能够达到1600‑2000Mpa，但其冶炼制造方式需要需要采用电渣重熔工艺，而电渣重熔工艺制造成本高，不同批稳定性差，且无法满足大批量的生产，因此，限制了它的使用。

发明内容

[0004] 本发明所要解决的技术问题是针对上述现有技术提供一种高强度、高韧性、高淬透性的弹簧钢，可实现直径≥30mm截面的弹性元件的使用，同时满足连铸连轧的低成本制造方式。

[0005] 本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种方坯连铸连轧2000Mpa级高强高韧高淬透性弹簧钢，该弹簧钢以Fe为基础元素，且还包含如下质量百分比的化学成分： C：0.38～0.45％，Si：1.60～2.20％，Mn：0.10～0.75％，P：≤0.010％，S：≤0.002％， Cr：1.80～2.30％，Ni：1.60～2.40％，Mo：0.4～0.7％，Cu：0.2～0.5％，Al：0.01～ 0.04％，V：0.10～0.30％，Nb：0.010～0.030％，N：≤0.006％，Ca：0.0005～0.005，且Ca/S≥1，及不可避免的杂质元素；碳当量CEV(＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+ Ni)/15)值应符合1.15～1.35％。

[0006] 以下对本发明中所含组分的作用及用量选择作具体说明：

[0007] 1)C含量的确定

[0008] C是钢中最基本的元素，也是最经济的强化元素，通过固溶强化并配合碳化物形成元素的析出强化，提高钢的强度，但C含碳量越高，钢的硬度就越高，会对钢的塑、韧性带来不利影响，同时C含量高会降低钢的焊接性能，降低钢的耐大气腐蚀能力，并增加钢的冷脆性和时效敏感性。本项目C含量的范围确定为0.35～0.50％，其属于中碳钢范畴。

[0009] 2)Si含量的确定

[0010] Si可以作为脱氧元素，也是基本的固溶强化元素、提高淬透性。硅能显著地提高钢的弹性极限、屈服极限和屈强比，很多弹簧钢以硅为主要合金元素，硅具有固溶强化作用，不形成碳化物，基本上以固溶态存在于钢中，在常用合金元素中硅的固溶强化作用最强。硅能改变回火时析出碳化物的数量、尺寸和形态，提高钢的回火稳定性。当合金元素和碳含量在一定范围内时，硅对弹性减退抗力的贡献是碳作用的居各种合金元素之首。在硅含量为0.30‑2.30％的范围内，硅增强抗弹减性的作用随硅含量的增加而提高。但如果Si含量过高，将促进钢在轧制过程与热处理过程中的脱碳和石墨化倾向。本项目Si含量的范围确定为1.50‑2.50％。

[0011] 3)Mn含量的确定

[0012] Mn是钢的固溶强化元素，能显著提高钢的淬透性，且改善钢的热处理性能，强化钢的基体和细化珠光体，从而提高钢的强度和硬度，且锰合金又较价廉易取，是高强度级别钢设计中的优选元素。但钢中Mn含量过高，会产生较明显的回火脆性现象，且Mn 促进晶粒长大，导致钢的过热敏感性和裂纹倾向性增强。本项目Mn含量范围确定为 0.20～0.80％。

[0013] 4)Cr含量的确定

[0014] Cr是中等碳化物形成元素，在所有各种碳化物中，铬碳化物是最细小的一种，它可均匀地分布在钢体积中，所以具有高的强度、硬度、屈服点和高的耐磨性。Cr可使奥氏体分解速度减缓，降低淬火时的临界冷却速度，因而有助于M体形成和提高M体的稳定性，所以Cr钢均有优良的淬透性，且淬火变形较小。Cr对钢强度和韧性的影响是Cr ＜2％时逐渐增强到2％时，强化作用最为显著。但超过此限。但Cr含量过高会提高钢的脆性转变温度，则会损害其热强性，促进钢的回火脆性。本项目将Cr含量的范围确定为1.20～2.50％。

[0015] 5)Ni含量的确定

[0016] Ni能提高钢的强度，而又保持良好的塑性和韧性，含Ni钢一般不易过热，所以它可阻止高温时晶粒的增长，仍可保持细晶粒组织。Ni的晶格常数与铁相近，所以可成连续固溶体。这就有利于提高钢的淬硬性，Ni可降低临界点并增加奥氏体的稳定性，所以其淬火温度可降低，淬透性好。同时Cr、Ni配合添加的钢其焊接性能和低温性能也不错，另一个重要作用便是抑制腐蚀环境下蚀坑的萌生与扩展，使钢具有较高的疲劳极限。故本项目钢种将Cr含量的范围确定为0.80～2.50％。

[0017] 6)Mo含量的确定

[0018] Mo是碳化物形成元素，与Cr结合可以提高淬透性，细化晶粒，对热处理的合金结构钢，能够大大降低回火脆性，提高钢的韧性。一定含量的Mo可以在钢中形成细小弥散的碳化物阻止位错运动，能够改善钢的抗弹减性。本项目的钢种其Mo含量的范围为 0.30～0.60％。

[0019] 7)V含量的确定

[0020] V与O、N都有很大的亲和力，亦是强碳化物元素，固态下析出的细小弥散的MC 型碳化物具有很强的沉淀强化效果，除提高钢的强度和硬度外，还可提高钢的抗弹减性。一般VC的弥散度很高，且极稳定，所以它既利脱氧、脱气得到致密细晶组织，提高塑性、韧性及高强度，其冲击性能和疲劳强度都较无V钢高，在高温及低温(＜0℃)均有高强度、韧性。同时由于碳化钒的高度分散阻止焊缝晶粒粗大，所以可改善钢的可焊性能。本项目钢种中的V含量的范围为0.05～0.15％。

[0021] 8)S、P含量的确定

[0022] S、P为钢中不可避免的杂质元素，易形成偏析、夹杂等缺陷。P溶于铁素体使晶粒扭粗大，且增加冷脆性。S使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性。本项目为保证钢的高强韧性能，控制P≤0.015％，S≤0.008％。

[0023] 9)Al含量的确定

[0024] Al作为钢中脱氧元素加入，除为了降低钢水中的溶解氧之外，Al与N形成弥散细小的氮化铝颗粒可以细化晶粒，但Al含量大，钢水熔炼过程中易形成Al2O3等脆性夹杂物，降低钢水纯净度，因此本项目中Al含量的范围确定为≤0.03％。

[0025] 10)Nb含量的确定

[0026] 是一种轧制过程中对晶粒细化起显著作用的元素。在再结晶轧制阶段，Nb通过应变诱导析出阻碍形变奥氏体的回复、再结晶从而细化晶粒，这就为钢材在淬火、回火处理后仍然具有细小的组织提供了基础，有利于提高其韧性。但受C含量的限制及加热温度的影响，过高的Nb无法固溶，同样发挥不了作用而且增加成本。此外，过高的Nb 含量对焊接性能有不利的影响。本发明控制其含量≤0.03％。

[0027] 11)Cu含量的确定

[0028] Cu可提高钢材的淬透性和耐大气腐蚀性能，降低钢的氢致裂纹敏感性。但过高的 Cu含量不利于钢材的焊接性能，而且也易产生铜脆现象，恶化钢材的表面性能。本发明控制Cu含量为0.05～0.30％。

[0029] 12)Ti含量的确定

[0030] 低碳之Ti钢，往往因其钢液粘度较大，而使其中非金属加杂，不易分离浮出，同时钛与N、O有很大的亲和力而极易成形TiN和TiO2，钢坯在较低温度时，就形成了较多的非金属夹杂和皮下多孔等缺陷。本发明控制Ti含量为≤0.06％。

[0031] 13)As、Sn、Sb、Pb含量的确定

[0032] As、Sn、Sb、Pb等微量元素，均属低熔点有色金属，其在钢中的存在，会引起零件表面出现软点，硬度不均，因此将它们视为钢中的有害元素，本发明这些元素含量的范围确定为As≤0.04％，Sn≤0.03％，Sb≤0.005％，Pb≤0.002％。

[0033] 14)Ca含量及Ca、S的配比的确定

[0034] Ca对钢中夹杂物的变质具有显著作用，使夹杂物球化、分布均匀从而减少对韧性的不利影响，同时还改善钢水的流动性改善水口堵塞问题。本发明中控制Ca含量为 0.0005～0.005，且Ca/S≥1。

[0035] 15)碳当量的确定

[0036] 碳当量是评价钢材淬透性能的一个重要指标。CEV低有利于钢材的焊接性能但不利于在淬火时形成高强度的马氏体组织，CEV高有利于马氏体组织的形成，提升钢棒的淬透性。为使本发明钢材在中碳设计前提下，保证钢材优越的淬透性，同时协调各合金元素的加入量，本发明控制CEV为1.15～1.35％。碳当量计算式为CEV(＝C+Mn/6+(Cr+ Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15)。

[0037] 如上所述的2000Mpa级高强高韧高淬透性钢棒通过连铸坯来制造是这样实现的：

[0038] 按所述钢材的化学组成配制冶炼原料，依次经KR铁水预处理、转炉冶炼、LF精炼、4 2
RH精炼和连铸，生产出高纯净度钢水和断面面积≥10×10mm的具有低中心偏析和疏松、无裂纹且纯净度高的连铸坯(中心偏析：等于或优于1.0级，中心疏松：等于或优于1.0级，无中心裂纹、角裂纹和三角区裂纹；夹杂物：A、B、D类粗、细系≤ 1.0，C类粗、细系≤0.5)。经RH处理之后钢水中的H含量须≤0.0001％。

[0039] 连铸完成后对连铸坯退火以降低组织应力，防止应力开裂；同时降低钢坯中的H含量从而避免钢棒的氢致开裂，退火温度≥650℃，保温时间≥36小时，之后随炉冷却至300 ℃以下出炉空冷。

[0040] 将经过上述处理的连铸坯加热至1150～1300℃，保温≥3小时，使钢中的合金元素充分固溶，发挥其强韧化作用，保证最终产品的成分及性能。保温完成后，进行高压水除鳞处理，然后进行轧制，开轧温度1050‑1150℃，终轧温度930±40℃，轧至目标尺寸。轧制过程中粗轧应采用大压下量，使变形渗透到轧件心部，前两道粗轧压下量应≥ 50％，次两道的压下量应≥30％。轧制坯材总压缩比应≥35，以保证轧材的综合力学性能。轧制定尺切断后避免快冷，需再次进行退火处理，退火需在轧后4小时以内，退火温度650～750℃，时间：≥36小时，钢棒炉冷到300℃以下出炉空冷至室温，此状态下棒材组织转变为铁素体及均匀分布的细小碳化物颗粒，可使轧制棒材的硬度降低到 280HBW以下，利于后续使用加工。

[0041] 为使钢材得到良好的力学性能，满足大型车辆、轨道交通、工程机械等装备用大规格弹簧部件的需求，本发明材料需要进行淬火+回火处理，最终金相组织为回火屈氏体 (920℃‑940℃淬火+380℃‑450℃中温回火)或回火马氏体(920℃‑940℃淬火+200℃‑270 ℃低温回火)，在此两种热处理工艺及对应金相组织条件下其静态机械性能均可达到拉伸强度可≥2000Mpa，屈服强度≥1750Mpa，延伸率A≥8％，断面收缩率Z≥35％。实际使用可以根据零部件设计及性能要求选择性采用中温回火工艺以使工件具有更高的韧性，或选用低温回火工艺以使工件拥有更高的强度。

[0042] 与现有技术相比，本发明的优点在于：

[0043] 本发明制造的弹簧钢棒材具有高强度、高韧性、高淬透性的特点，满足钢材大截面高强度零件的使用要求。钢棒采用连铸坯热轧制造，其应用直径可达40～70mm。

[0044] 本发明制造的弹簧钢棒使用连铸坯作为坯料来制造，较使用模铸钢锭或电渣锭作为坯料来制造简化了生产工艺，同时，也提高了钢棒的成材率，降低了钢棒的整体制造成本，在工业化生产时具有明显的生产优势。

附图说明

[0045] 图1为为本发明实施例中涉及钢棒的CCT曲线图；；

[0046] 图2为本发明实施例中涉及钢棒淬火硬度随淬火温度变化的趋势图；

[0047] 图3为本发明实施例中涉及钢棒退火态显微组织照片；

[0048] 图4为为本发明实施例1涉及钢棒930℃淬火+400℃回火态显微组织照片(放大1000 倍)；

[0049] 图5为为本发明实施例2涉及钢棒930℃淬火+260℃回火态显微组织照片(放大1000 倍)。

具体实施方式

[0050] 以下结合附图实施例及对比例对本发明作进一步详细描述。

[0051] 实施例1

[0052] 本实施例涉及直径为φ50mm的高强高韧高淬透性合金棒材，所包含的成分及质量百分数为：C：0.40％，Si：1.98％，Mn：0.25％，P：0.007％，S：0.002％，Cr：1.96％， Mo：0.50％，Ni：1.95％，Cu：0.15％，V：0.30％，Nb：0.02％，N：0.0054％，Al： 0.020％，Ca：
0.0016％，余量为铁及不可避免的杂质元素，经RH处理后钢水中的H＝ 0.00007％。

[0053] 该高强高韧高淬透性合金棒材的生产工艺如下：

[0054] 按上述化学组成配置冶炼原料依次进行KR铁水预处理–电炉冶炼–LF精炼–VD 精炼–连铸(连铸坯断面：300*340mm)–连铸坯退火–连铸坯清理–加热(保温处理) –高压水除鳞–控轧–切断–轧材退火–矫直。

[0055] 进一步地讲，上述加热、控轧、冷却阶段的具体工艺为：将生产的连铸坯(中心偏析：C类0.5级，中心疏松：0.5级，无中心裂纹、角裂纹和三角区裂纹，夹杂物：A、 B、C类粗系＝0，D类粗系＝0.5；A、B类细系＝0.5，D类细系＝1.0；C类细系、Ds 类＝0)退火处理，退火温度750℃，保温36小时，随炉冷却至300℃以下出炉空冷。

[0056] 将经过上述处理的连铸坯加热至1270℃，保温4.5小时，保温完成后出炉轧制，轧前进行高压水除鳞处理，开轧温度1120℃，终轧温度945℃，轧至φ50mm。轧制过程中粗轧采用大压下量，前两道粗轧压下量应50‑60％，次两道的压下量30‑40％。轧制坯到材总压缩比51，轧制定尺切断后3小时内进行退火处理，退火温度750℃，保温36 小时，随炉冷却至300℃以下出炉空冷。

[0057] 经以上工艺得到的棒材取样制成标准试样检测力学性能：按照淬火930℃(到温保温时间35min)油淬+400℃(到温保温时间150min)，其实测力学性能如下表：

[0058] 表1

[0059]

[0060] *本实施例中的力学性能取样按照ISO 377标准的要求在轧制成品圆钢上取力学性能试样，按照ISO 6892标准的要求使用 热处理毛坯制成的试样，测定钢材的纵向力学性能；

[0061] **本实施例中的夏比冲击性能测试采用了10mm×10mm×55mm的标准U型缺口冲击试样的冲击功值。

[0062] 实施例2

[0063] 本实施例涉及直径为φ62mm的高强高韧高淬透性合金棒材，所包含的成分及质量百分数和碳当量CEV与实施例1相同。该实施例的制造工艺与实施例1基本相同，主要差别在于轧制以及随后的热处理，具体如下：

[0064] 按上述化学组成配置冶炼原料依次进行KR铁水预处理–转炉冶炼–LF精炼–RH 精炼–连铸(连铸坯断面：390*510mm)–连铸坯退火–连铸坯清理–加热(保温处理) –高压水除鳞–开坯轧制(中间坯断面：200*200mm)–中间坯退火–中间坯清理–加热(保温处理)–高压水除鳞–控轧–切断–轧材退火–矫直。

[0065] 进一步地讲，上述加热、控轧、冷却阶段的具体工艺为：将生产的连铸坯(中心偏析：C类0.5级，中心疏松：0.5级，无中心裂纹、角裂纹和三角区裂纹，夹杂物：A、 B、C类粗系＝0，D类粗系＝0.5；A、B类细系＝0.5，D类细系＝1.0；C类细系、Ds 类＝0)退火处理，退火温度750℃，保温36小时，随炉冷却至300℃以下出炉空冷。

[0066] 将经过上述处理的连铸坯加热至1270℃，保温6小时，保温完成后出炉进行开坯轧制，轧前进行高压水除鳞处理，开轧温度1135℃，终轧温度955℃，轧至200*200mm 中间规格。开坯轧制过程中采用大压下量工艺，将变形渗透到铸坯心部，轧制定尺切断后3小时内进行退火处理，退火温度750℃，保温36小时，随炉冷却至300℃以下出炉空冷。

[0067] 将上述退火处理的200方中间坯加热至1220℃，保温2小时，保温完成后出炉进行开坯轧制，轧前进行高压水除鳞处理，开轧温度1085℃，终轧温度910℃，轧至φ 62mm。轧制过程中粗轧采用大压下量，前两道粗轧压下量应50‑60％，次两道的压下量 30‑40％。轧制坯材总压缩比65，轧制定尺切断后3小时内进行退火处理，退火温度750 ℃，保温36小时，随炉冷却至300℃以下出炉空冷。

[0068] 经以上工艺得到的棒材取样制成标准试样检测力学性能：按照淬火930℃(到温保温时间35min)油淬+260℃(到温保温时间150min)，其实测力学性能如下表：

[0069] 表2

[0070]

[0071] *本实施例中的力学性能取样按照ISO 377标准的要求在轧制成品圆钢上取力学性能试样，按照ISO 6892标准的要求使用 热处理毛坯制成的试样，测定钢材的纵向力学性能；

[0072] **本实施例中的夏比冲击性能测试采用了10mm×10mm×55mm的标准U型缺口冲击试样的冲击功值。

[0073] 除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。