專利名稱：一種彈簧鋼盤條表面脫碳和鐵素體分布的控制方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于彈簧鋼生產(chǎn)技術(shù)領(lǐng)域，具體說是一種控制彈簧鋼盤條表面脫碳和鐵素體分布的方法，特別涉及一種60Si2MnA彈簧鋼盤條表面脫碳和鐵素體分布的控制方法。
背景技術(shù)：
60Si2MnA彈簧鋼根據(jù)其應(yīng)用，要求其具有良好的表面質(zhì)量和高組織索氏體化率，生產(chǎn)過程中常見的問題就是脫碳和鐵素體網(wǎng)，在表面及內(nèi)部形成彈簧鋼的薄弱環(huán)節(jié)，在外力作用下形成微裂紋，并迅速擴(kuò)展斷裂，宏觀上表征為抗拉強(qiáng)度較低、韌性差。因此，脫碳和鐵素體網(wǎng)控制成為60Si2MnA彈簧鋼生產(chǎn)中的關(guān)鍵環(huán)節(jié)。專利號(hào)為CN200810149557. 6，名稱為彈簧鋼及其制備方法的專利提出了彈簧鋼制備方法，但它僅僅是從煉鋼工藝角度進(jìn)行了界定，同樣，專利號(hào)為CN200910264814. 5的專利也介紹了一種彈簧鋼盤條的生產(chǎn)工藝，但它對(duì)工藝和成分的要求不嚴(yán)格。而牌號(hào)為60Si2MnA的硅錳彈簧鋼呈現(xiàn)的突出問題就是表面脫碳和鐵素體形態(tài)控制，專利號(hào)為CN201110151239. 5和專利號(hào)為CN201010102577. 5的專利提出一種脫碳的控制方法，但也僅從鑄坯加熱和熱處理方面進(jìn)行控制，沒有考慮軋制和冷卻控制,且沒有考慮鋼中鐵素體形態(tài)控制問題。上述未解決的問題 由于無(wú)法實(shí)現(xiàn)表面脫碳控制和鐵素體控制的統(tǒng)一，60Si2MnA彈簧鋼生產(chǎn)成本提高，使用壽命降低。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明為解決公知技術(shù)中存在的技術(shù)問題而提供一種能夠降低彈簧鋼生產(chǎn)成本，提高其使用壽命的控制彈簧鋼盤條表面脫碳和鐵素體分布的方法。本發(fā)明為解決公知技術(shù)中存在的技術(shù)問題所采取的技術(shù)方案是一種控制彈簧鋼盤條表面脫碳和鐵素體分布的方法，其特征在于，包括如下步驟I)原料準(zhǔn)備60Si2MnA彈簧鋼盤條化學(xué)成分質(zhì)量百分比為C:0. 57% O. 63%，S1: L 65 1.85%, Mn 0. 75% O. 90%, P ·.( O. 020%, S ·.( O. 015%，其余為 Fe ；2)轉(zhuǎn)爐冶煉出鋼時(shí)采用高拉碳操作，碳含量彡O. 15%，P含量彡O. 010%，如果P > O. 1%采用
雙渣；3) LF爐外精煉；4) VD真空脫氣處理；5)連鑄連鑄過程中采取全程保護(hù)澆注，保證鋼水潔凈度，過熱度控制在30±5°C，弱冷，拉速為 L 8 2. 5m/min ；6)探傷、修磨
鑄坯經(jīng)探傷、修磨后堆冷48h以上；7)加熱采用步進(jìn)式雙蓄熱二段或三段式加熱爐加熱，預(yù)熱段800-90(rC，開始慢速升溫，防止因內(nèi)應(yīng)力產(chǎn)生裂紋；加熱段1020-1080°C，均熱段1040-1100°C，總加熱時(shí)間控制在80-120min 之間；8)軋制線材軋制工序工藝控制A.開軋溫度 960°C 1000°C ；B.精軋溫度控制900°C~ 950°C，軋速控制在20 60 (m/s)；9)軋后吐絲溫度控制到800°C 840°C ；10)斯太爾摩風(fēng)冷采用Stelmer線延遲型冷卻控制方式，當(dāng)經(jīng)過Ar3溫度以前，風(fēng)機(jī)開度100%，輥道速度O. 45m/s O. 7m/s,隨后采用適當(dāng)?shù)睦渌?冷速控制O. 5 6°C /s,使得線材最終組織由心部至表面為均勻、細(xì)片狀的珠光體和少量的鐵素體組織。11)集卷；12)檢驗(yàn)；13)入庫(kù)。 所述步驟4)中，在合金化時(shí)采用低鋁硅鐵(硅鐵中鋁含量< O. 5%)。本發(fā)明具有的優(yōu)點(diǎn)和積極效果是本發(fā)明通過原料準(zhǔn)備一轉(zhuǎn)爐冶煉一LF爐外精煉一VD真空脫氣處理一連鑄一探傷、修磨一加熱一軋制一吐絲一斯太爾摩風(fēng)冷一集卷一檢驗(yàn)一入庫(kù)等工藝環(huán)節(jié)后軋制成Φ 8mm-Φ 18mm的線材，經(jīng)時(shí)效處理后抗拉強(qiáng)度(σ b)為950MPa llOOMPa、斷面收縮率(Z)為30% 50%，組織為索氏體加少量彌散分布的鐵素體。與其它工藝相比，強(qiáng)度有所下降，面縮有所提高，且強(qiáng)度和面縮的變化范圍變小，性能更加穩(wěn)定，有利于拉拔和卷簧操作，降低了彈簧鋼的生產(chǎn)成本，提高了其使用壽命。


圖1是本發(fā)明脫碳情況金相圖；圖2是本發(fā)明鐵素體網(wǎng)消除情況金相圖；圖3是實(shí)施例一鐵素體分布狀態(tài)金相圖；圖4是實(shí)施例二鐵素體分布狀態(tài)金相圖；圖5是實(shí)施例二鐵素體分布狀態(tài)金相圖。
具體實(shí)施例方式為能進(jìn)一步了解本發(fā)明的發(fā)明內(nèi)容、特點(diǎn)及功效，茲例舉以下實(shí)施例，并配合附圖詳細(xì)說明如下—種彈簧鋼盤條表面脫碳和鐵素體分布的控制方法，具體按以下步驟進(jìn)行I)原料準(zhǔn)備60Si2MnA彈簧鋼盤條化學(xué)成分質(zhì)量百分比為:C :0. 57 % O. 63 %，S1:1. 65 1.85%, Mn 0. 75% O. 90%, P ■.( O. 020%, S ■.( O. 015%，其余為 Fe ;與其它工藝相比，成分控制范圍變小，工藝操作水平提高，成品性能波動(dòng)減小，P、S危害減小。2)轉(zhuǎn)爐冶煉出鋼時(shí)采用高拉碳操作，要求碳含量> O. 15%，減少后道工序增碳劑添加以及帶入的有害雜質(zhì)，要求P含量彡O. 010%，如果鐵水中P > O. 1%采用雙渣；3) LF爐外精煉4) VD真空脫氣處理Al2O3夾雜對(duì)彈簧鋼疲勞壽命的有害影響，過程中不采用鋁脫氧劑，同時(shí)合金化時(shí)采用低鋁硅鐵(硅鐵中鋁含量< O. 5%)，減少鋼中Al2O3夾雜物含量。5)連鑄連鑄過程中采取全程保護(hù)澆注，保證鋼水潔凈度，過熱度(比液相線高出的溫度范圍)控制在30±5°C，弱冷，拉速為1. 8 2. 5m/min,減少了中心偏析和中心縮孔等內(nèi)部缺陷，提聞了鑄還質(zhì)量。6)探傷、修磨鑄坯經(jīng)探傷、修磨后堆冷48h以上；7)加熱采用步進(jìn)式雙蓄熱二段或三段式加熱爐加熱，預(yù)熱段800-900°C，開始慢速升溫，防止因內(nèi)應(yīng)力產(chǎn)生裂紋；加熱段1020-1080°C，均熱段1040-1100°C，結(jié)合該鋼種容易脫碳的特點(diǎn)，在晶型轉(zhuǎn)變后快速升溫，縮短在高溫區(qū)停留時(shí)間。這樣可以避免奧氏體晶粒過分粗大，為后續(xù)鐵素體相變提供更大阻力，避免成網(wǎng)，減少脫碳，總加熱時(shí)間控制在80-120min 之間；8)軋制 線材軋制工序工藝控制A.開軋溫度 960 ΙΟΟΟ ；B.精軋溫度控制900°C~ 950°C，軋速控制在20 60 (m/s)；軋制過程中主要結(jié)合各道次孔型和壓下量，在充分考慮軋制溫度的同時(shí)，通過降低軋速來保證充分再結(jié)晶和精軋溫度控制，使奧氏體晶粒均勻細(xì)小，而且鑄坯在本加熱條件下，采用常規(guī)軋制，就能夠滿足拉拔性能和卷簧的要求。9)軋后吐絲溫度控制到800°C 840°C;降低吐絲溫度，能夠防止奧氏體晶粒長(zhǎng)大，減少相變過程中的脫碳和二次氧化，并抑制鐵素體析出；10)斯太爾摩風(fēng)冷采用Stelmer線延遲型冷卻控制方式，當(dāng)經(jīng)過Ar3溫度以前，為抑制鐵素體析出在風(fēng)冷段要采用大的風(fēng)冷量和高的運(yùn)輸速度，風(fēng)機(jī)開度100%，輥道速度O. 45m/s O. 7m/s,由此降低Ar3點(diǎn)以得到細(xì)片狀珠光體，同時(shí)避免鐵素體成網(wǎng)。隨后采用適當(dāng)?shù)睦渌?，冷速控制O. 5 6V /s，使得線材最終組織由心部至表面為均勻、細(xì)片狀的珠光體和少量的鐵素體組織。11)集卷12)檢驗(yàn)13)入庫(kù)。通過本發(fā)明，由圖1所示，脫碳層厚度由160μπι減小到70μπι左右；由圖2所示，鐵素體網(wǎng)有效消除，呈彌散分布。上述彈簧鋼盤條表面脫碳和鐵素體分布的控制方法中，優(yōu)選了三個(gè)實(shí)施例，其中每個(gè)實(shí)施例中的關(guān)鍵步驟如下
實(shí)施例一60Si2MnA，規(guī)格Φ 13mmI)原料準(zhǔn)備熔煉成分為C=O. 6%, Si=L 693%, Mn=O. 783%, P=O. 018%, S=O. 003% ；N=21ppm,0=14ppm, H=L 2ppm ；5)連鑄中心偏析0. 5級(jí)，中心疏松0. 5級(jí)；6)探傷、修磨鑄坯下線堆垛緩冷時(shí)間48小時(shí)。7)加熱A.加熱溫度預(yù)熱，820-860 °C ;加熱，1020-1055 °C，加熱時(shí)間140min ；均熱，1075-1090°C ；8)軋制線材軋制工序工藝控制A.開軋溫度 960°C 1000°C ；B.精軋溫度915-935°C ;軋速 30m/s ；9)軋后水冷控制到800°C 840°C吐絲，降低吐絲溫度，防止奧氏體晶粒長(zhǎng)大,減少相變過程中的脫碳和二次氧化，并抑制鐵素體析出；吐絲溫度810-836°C ；10)斯太爾摩風(fēng)冷輥道速度37m/min ;風(fēng)機(jī) 1#50%，2_3#100%，4#50%。本實(shí)施例中所取4個(gè)成品試樣脫碳層厚度分別為90 μ m,80 μ m, 105 μ m,80 μ m。本實(shí)施例試樣金相組織中鐵素體形態(tài)如圖3所示本實(shí)施例成品力學(xué)性能表
權(quán)利要求
1.一種彈簧鋼盤條表面脫碳和鐵素體分布的控制方法，其特征在于，包括如下步驟 1)原料準(zhǔn)備 60Si2MnA彈簧鋼盤條化學(xué)成分質(zhì)量百分比為C :0. 57 % 0. 63 %, S1:1. 65 1.85%, Mn :0. 75% 0. 90%, P :彡 0. 020%, S .く 0. 015%，其余為 Fe ； 2)轉(zhuǎn)爐冶煉 出鋼時(shí)采用高拉碳操作，碳含量彡0. 15%，P含量彡0. 010%，如果鐵水中P > 0. 1%采用雙渣； 3)LF爐外精煉； 4)VD真空脫氣處理； 5)連鑄 連鑄過程中采取全程保護(hù)澆注，保證鋼水潔凈度，過熱度控制在30±5°C，弱冷，拉速為L(zhǎng) 8 2. 5m/min ； 6)探傷、修磨 鑄坯經(jīng)探傷、修磨后堆冷48h以上； 7)加熱 采用步進(jìn)式雙蓄熱ニ段或三段式加熱爐加熱，預(yù)熱段800-900°C，開始慢速升溫，防止因內(nèi)應(yīng)カ產(chǎn)生裂紋；加熱段1020-1080°C，均熱段1040-1100°C，總加熱時(shí)間控制在80-120min 之間； 8)軋制 線材軋制エ序エ藝控制 A.開軋溫度960°C 1000°C； B.精軋溫度控制900°C~950°C，軋速控制在20 60 (m/s)； 9)軋后吐絲溫度控制到800°C 840°C； 10)斯太爾摩風(fēng)冷 采用Stelmer線延遲型冷卻控制方式，當(dāng)經(jīng)過Ar3溫度以前，風(fēng)機(jī)開度100%，輥道速度0.45m/s 0. 7m/s,隨后采用適當(dāng)?shù)睦渌?冷速控制0. 5 6°C /s,使得線材最終組織由心部至表面為均勻、細(xì)片狀的珠光體和少量的鐵素體組織。
11)集卷； 12)檢驗(yàn)； 13)入庫(kù)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的ー種彈簧鋼盤條表面脫碳和鐵素體分布的控制方法，其特征在于，所述步驟4)中，在合金化時(shí)采用低鋁硅鐵(硅鐵中鋁含量< 0. 5%)。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種彈簧鋼盤條表面脫碳和鐵素體分布的控制方法，本發(fā)明通過原料準(zhǔn)備→轉(zhuǎn)爐冶煉→LF爐外精煉→VD真空脫氣處理→連鑄→探傷、修磨→加熱→軋制→吐絲→斯太爾摩風(fēng)冷→集卷→檢驗(yàn)→入庫(kù)等工藝環(huán)節(jié)后軋制成φ8mm-φ18mm的線材，經(jīng)時(shí)效處理后抗拉強(qiáng)度(σb)為950MPa～1100MPa、斷面收縮率(Z)為30％～50％，組織為索氏體加少量彌散分布的鐵素體。與其它工藝相比，強(qiáng)度有所下降，面縮有所提高，且強(qiáng)度和面縮的變化范圍變小，性能更加穩(wěn)定，有利于拉拔和卷簧操作，降低了彈簧鋼的生產(chǎn)成本，提高了其使用壽命。
文檔編號(hào)C21C7/00GK103045935SQ201210546469
公開日2013年4月17日 申請(qǐng)日期2012年12月14日 優(yōu)先權(quán)日2012年12月14日
發(fā)明者孫偉, 梁云科, 劉學(xué)森, 徐龍慶, 信海喜 申請(qǐng)人:天津鋼鐵集團(tuán)有限公司