本發(fā)明屬于合金結(jié)構(gòu)鋼
技術(shù)領(lǐng)域：
，涉及一種鍛造余熱淬火用鋼，具體適用于改善鍛造余熱淬火工藝性能。
背景技術(shù)：
：調(diào)質(zhì)鋼的成分通常為含碳0.25％～0.5％的碳素鋼或低合金鋼和中合金鋼，并含有一種或幾種合金元素，具有較低或中等的合金化程度，鋼中合金元素的作用主要是提高鋼的淬透性和保證零件在高溫回火后獲得預(yù)期的綜合性能。各類機(jī)器上的結(jié)構(gòu)零件大量采用調(diào)質(zhì)鋼，是結(jié)構(gòu)鋼中使用最廣泛的一類鋼，其中，應(yīng)用最廣的調(diào)質(zhì)鋼有鉻系調(diào)質(zhì)鋼(如40Cr、40CrSi)、鉻錳系調(diào)質(zhì)鋼(如40CrMn)、鉻鎳系調(diào)質(zhì)鋼(如40CrNiMo、37CrNi3A)、含硼調(diào)質(zhì)鋼等。調(diào)質(zhì)鋼鍛件常規(guī)熱處理大多是在鍛件冷卻到室溫或較低溫度，發(fā)生過冷奧氏體相變后，按工藝規(guī)程再加熱重新奧氏體化，然后淬火、高溫回火。而鍛造余熱淬火則是利用鍛件鍛造成形后的剩余溫度直接淬火。相比而言，鍛造余熱淬火工藝免去了鍛件重新奧氏體化的再加熱過程，不但充分利用鍛造余熱，顯著節(jié)約能源，而且簡化了鍛件熱處理工藝，縮短了生產(chǎn)周期。該工藝的廣泛應(yīng)用能獲得顯著的經(jīng)濟(jì)效益，在生產(chǎn)上極具推廣應(yīng)用價(jià)值。實(shí)際上，鍛造余熱淬火工藝并沒有得到廣泛應(yīng)用，其原因有二：首先，與再加熱淬火、回火鍛件相比，鍛造余熱淬火鍛件，鍛件的原奧氏體晶粒形成于高溫鍛造過程中，缺少重新奧氏體化的重結(jié)晶細(xì)化晶粒過程，因此晶粒較粗大，易出現(xiàn)過熱組織。其次，鍛造工藝以鍛造成形為主要目的，因?yàn)殄懺旒訜峁に嚥环€(wěn)定、人工上下料、脫模困難等因素，鍛造溫度可能在1250～950℃大幅波動(dòng)，終鍛溫度可能在1150～800℃之間大幅變化，這勢(shì)必導(dǎo)致鍛件的原奧氏體晶粒度大幅波動(dòng)和余熱淬火溫度過低等問題的出現(xiàn)，沖擊鍛件淬火質(zhì)量的穩(wěn)定性，發(fā)生鍛件淬火硬化層深不足、硬化層深不均勻、淬火開裂、淬火變形無規(guī)律、淬火組織中存在過多的非馬氏體組織等質(zhì)量問題。中國專利：公布號(hào)為CN102383036A，公布日為2012年3月21日的發(fā)明專利公開了一種適用于鍛造余熱淬火的中碳合金鋼，該合金鋼的成分配比為：C：0.25～0.55％、Si：0.20～0.60％、Mn：0.90～1.70％、Ti：0.08～0.25％、B：0.001～0.005％、P：≤0.035％、S：0.01～0.07％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。雖然該合金鋼適用于鍛造余熱淬火，但其配方中Ti的含量高達(dá)0.08～0.25％，勢(shì)必會(huì)大量增加液析TiN夾雜物，導(dǎo)致制備的材料疲勞性能和切削性能的顯著惡化。技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：本發(fā)明的目的是克服現(xiàn)有技術(shù)中存在的鍛造余熱淬火工藝性能較差的問題，提供一種能夠顯著改善鍛造余熱淬火工藝性能的鍛造余熱淬火用鋼。為實(shí)現(xiàn)以上目的，本發(fā)明提供了以下技術(shù)方案：一種鍛造余熱淬火用鋼，所述鋼的成分及其質(zhì)量％為：C0.25～0.50，Si0.15～0.40，Mn0.50～1.80，P≤0.035，S≤0.05，Cr0.01～1.30，Mo≤0.35，Al0.02～0.04，N0.006～0.012，Ti0.02～0.05，B0.0005～0.0035，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的有益效果為：1、本發(fā)明一種鍛造余熱淬火用鋼通過將Ti、Al、N的質(zhì)量％分別設(shè)定為Ti0.02～0.05，Al0.02～0.04，N0.006～0.012，實(shí)現(xiàn)了Ti、Al、N的復(fù)合微合金化，形成的TiN、AlN等碳氮化物在高溫加熱階段部分未溶解，一方面，未溶氮化物會(huì)形成大量的彌散質(zhì)點(diǎn)，阻止高溫奧氏體晶粒的粗化，另一方面，固溶于奧氏體中的氮化物會(huì)通過高溫形變誘導(dǎo)彌散析出，結(jié)合熱變形再結(jié)晶過程可達(dá)到細(xì)化高溫奧氏體晶粒的目的，上述作用使得在鍛造加熱溫度不高于1250℃時(shí)，鍛件的原奧氏體晶粒細(xì)于4級(jí)，終鍛溫度為1200℃～950℃時(shí)，鍛件的原奧氏體晶粒細(xì)于5級(jí)，達(dá)到調(diào)質(zhì)鋼再加熱調(diào)質(zhì)后的晶粒度水平，同時(shí)還不會(huì)導(dǎo)致鍛造成本的大幅變化。因此，本發(fā)明可有效細(xì)化鍛件的高溫奧氏體晶粒。2、本發(fā)明一種鍛造余熱淬火用鋼將C、Mn、Cr、Mo、B的質(zhì)量％分別控制在C0.25～0.50、Mn0.50～1.80、Cr0.01～1.30、Mo≤0.35、B0.0005～0.0035，上述元素均能擴(kuò)大奧氏體區(qū)域，通過控制它們的含量，可以有效提高奧氏體的穩(wěn)定性，改善材料的淬透性，使鋼的CCT曲線右移，將鋼的Ar3降至700℃或更低的溫度，因此鋼終鍛后的淬火溫度可以低至750℃或更低的溫度，從而大幅增加鍛造余熱淬火溫度區(qū)間，防止因冷卻速度不足而在規(guī)定的淬硬層出現(xiàn)鐵素體或其他非馬氏體組織，這樣不但減 小或防止了鍛造工藝的不穩(wěn)定或鍛件厚薄不均對(duì)余熱淬火工藝穩(wěn)定性的沖擊，而且大幅降低了淬火變形。因此，本發(fā)明顯著降低了淬火溫度。附圖說明圖1為輪轂零件的剖面圖。圖2為1#鋼種、2#鋼種的高溫奧氏體晶粒長大分布曲線。具體實(shí)施方式下面結(jié)合具體實(shí)施方式對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步的說明。一種鍛造余熱淬火用鋼，所述鋼的成分及其質(zhì)量％為：C0.25～0.50，Si0.15～0.40，Mn0.50～1.80，P≤0.035，S≤0.05，Cr0.01～1.30，Mo≤0.35，Al0.02～0.04，N0.006～0.012，Ti0.02～0.05，B0.0005～0.0035，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明鋼的成分及作用如下：本發(fā)明通過Ti、Al、N復(fù)合微合金化，保證了在最高鍛造加熱溫度(1250℃)下加熱30min形成的奧氏體晶界釘扎于未溶氮化物，晶粒細(xì)于4級(jí)，以控制鍛件局部(未變形區(qū))的最大晶粒，使大部分鍛件不存在未變形區(qū)；同時(shí)，使得鍛件上的“變形-動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)”，在終鍛溫度保溫10min或鍛造后直接空冷，再結(jié)晶奧氏體晶界釘扎于未溶碳氮化物和形變誘導(dǎo)析出的碳氮化物，晶粒細(xì)于5級(jí)，達(dá)到細(xì)化高溫奧氏體晶粒的目的。C：C是一種能有效增加淬透性，保證合金結(jié)構(gòu)鋼具有足夠強(qiáng)度的最基本元素。其含量太低，Ar3過高，容易析出先共析鐵素體，導(dǎo)致冷卻不足；含量太高，塑韌性降低。為保證材料既具有較高的強(qiáng)度，同時(shí)又具有良好的塑韌性，將其含量設(shè)定為0.25％～0.50％。Si：Si是一種既能確保材料強(qiáng)度又作為鋼冶煉時(shí)脫氧的有效元素，過低的Si含量將增加煉鋼時(shí)的脫氧成本，過高的Si含量則會(huì)顯著增加脫碳傾向，因此將Si含量保持在0.15％～0.40％。Mn：Mn是提高淬透性，擴(kuò)大奧氏體區(qū)域的有效元素，同時(shí)也使鋼中的S以MnS的形式固定，防止因S導(dǎo)致的熱脆性的元素。其含量小于0.5％時(shí)無法達(dá)到最低性能要求，當(dāng)含量達(dá)到1.8％，將顯著推遲過冷奧氏體的“鐵素體-珠光體”相變，大幅提高 淬透性，而更高的Mn含量對(duì)淬透性而言沒有必要，且會(huì)導(dǎo)致Mn的偏析增加，并增加合金成本，因此其上限設(shè)定為1.80％。P：P有固溶強(qiáng)化的效果，但易導(dǎo)致韌性惡化，因此作為有害元素控制，上限設(shè)定為0.035％。S：S易與Mn結(jié)合生成MnS非金屬夾雜物，在高溫鍛造過程中可以細(xì)化奧氏體晶粒，利于韌性的提高，MnS夾雜有利于提高零件切削加工性能，但是硫化物夾雜容易導(dǎo)致應(yīng)力集中，降低力學(xué)性能，故S含量上限設(shè)定為0.05％。Cr：Cr能提高材料淬透性及強(qiáng)韌性，與Mn元素匹配使用，其含量小于0.01％，達(dá)不到效果，大于1.30％，雖仍能提高材料淬透性，卻可能降低韌性，因此上限設(shè)定為1.30％。Mo：Mo能提高材料淬透性及強(qiáng)韌性，Mo作為鋼中殘余元素允許存在，因鉬鐵價(jià)格高，會(huì)顯著增加材料成本，因此將其含量設(shè)定為≤0.35％。Ti：Ti是一種強(qiáng)烈的碳化物和氮化物形成元素，優(yōu)先與鋼中N結(jié)合生成TiN，適量的Ti形成的細(xì)粒狀彌散分布的第二相質(zhì)點(diǎn)在鍛造加熱(加熱溫度1150℃～1250℃)過程中釘扎奧氏體晶界，阻止高溫加熱階段及形變?cè)俳Y(jié)晶奧氏體晶粒的長大。含量過小，形成的彌散第二質(zhì)點(diǎn)少，細(xì)化晶粒作用不顯著，含量過高，易生成液析大顆粒TiN，不能發(fā)揮TiN細(xì)化晶粒的作用。因此本發(fā)明將Ti含量設(shè)定為0.02～0.05％。Al：為了降低液析TiN夾雜物含量，必須控制Ti含量上限，此時(shí)按照[Ti][N]固溶度積，固態(tài)相變過程中析出的TiN顆粒數(shù)量對(duì)于獲得要求的奧氏體晶粒將不足。為此需要復(fù)合添加其他的強(qiáng)氮、碳化物元素。本發(fā)明中選擇廉價(jià)的Al充當(dāng)這一角色。Al是鋼中的主要脫氧元素，完成脫氧后過剩的Al與鋼中剩余的N結(jié)合生成AlN，鍛造加熱過程中部分未溶于奧氏體中，與固態(tài)相變過程中析出的TiN共同阻止高溫奧氏體晶粒長大，同時(shí)，固溶于奧氏體中的AlN在高溫形變過程及形變后沿奧氏體晶界彌散析出，推遲再結(jié)晶的進(jìn)行，保證熱變形再結(jié)晶奧氏體晶粒細(xì)化。為保證細(xì)化晶粒的效果，同時(shí)避免鋼中存在大量的非金屬夾雜物對(duì)性能有負(fù)面影響，進(jìn)而保證連鑄工藝性能和鑄坯表面質(zhì)量，本發(fā)明中Al含量設(shè)定為0.02～0.04％。N：N是鋼種常存元素之一，與Ti、Nb、Al等元素有很強(qiáng)的親合力，可形成穩(wěn)定的間隙相碳氮化物，對(duì)碳氮化物的固溶、析出起重要作用，從而有效的阻止奧氏體晶粒粗化。本發(fā)明中，設(shè)計(jì)的N含量范圍，經(jīng)過設(shè)計(jì)計(jì)算和實(shí)驗(yàn)，既能與上述規(guī)定含量的Ti、Al形成彌散的足夠細(xì)小的氮化物第二相質(zhì)點(diǎn)，又避免了在煉鋼過程中需要額 外增加去氮或增氮操作或措施引起的成本增加，而且過量的N易在鋼中形成氣泡和疏松。本發(fā)明中N含量設(shè)定為0.006～0.012％。B：B加入中、低碳鋼或中、低碳合金鋼中，偏聚于晶界上，能顯著增加奧氏體穩(wěn)定性，降低Ar3，抑制先共析鐵素體或珠光體轉(zhuǎn)變，從而提高鋼的淬透性。它的加入量很小，但作用很大，同時(shí)又比較便宜。B在鋼中有兩種狀態(tài)，即固溶態(tài)和結(jié)合態(tài)。B只有固溶于奧氏體中時(shí)，才能在奧氏體等溫或降溫過程中偏聚于晶界，起到提高淬透性作用，稱為“有效硼”。含量過小，有效硼作用不明顯，含量過高，會(huì)導(dǎo)致晶界上硼化物的生成，使得鋼的淬透性和韌性降低。因此B含量設(shè)定為0.0005～0.0035％。實(shí)施例1：一種鍛造余熱淬火用鋼，所述鋼的成分及其質(zhì)量％為：C0.25，Si0.40，Mn1.80，P0.025，S0.03，Cr0.01，Mo0.2，Al0.03，N0.006，Ti0.04，B0.0035，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。實(shí)施例2：一種鍛造余熱淬火用鋼，所述鋼的成分及其質(zhì)量％為：C0.45，Si0.25，Mn1.10，P0.016，S0.022，Cr0.1，Mo0.017，Al0.035，N0.0062，Ti0.035，B0.002，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。實(shí)施例3：一種鍛造余熱淬火用鋼，所述鋼的成分及其質(zhì)量％為：C0.35，Si0.30，Mn0.50，P0.035，S0.01，Cr1.3，Mo0.35，Al0.02，N0.008，Ti0.02，B0.0035，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。實(shí)施例4：一種鍛造余熱淬火用鋼，所述鋼的成分及其質(zhì)量％為：C0.50，Si0.15，Mn0.80，P0.01，S0.05，Cr0.6，Mo0.05，Al0.04，N0.012，Ti0.05，B0.0005，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。為檢測上述實(shí)施例鋼的性能，以現(xiàn)生產(chǎn)用鋼(成分及質(zhì)量％為：C0.40，Si0.27，Mn1.36，P0.016，S0.022，Cr0.1，Mo0.015，N0.004，Ti0.03，B0.0006)作為對(duì)比鋼，將其與實(shí)施例鋼同時(shí)進(jìn)行轎車輪轂零件的試制，其中，熱鍛造加熱溫度為1200～1250℃，熱鍛工藝過程為鐓粗-預(yù)鍛-終鍛-余熱淬火-回火處理，熱鍛造得到的輪轂零件的剖面圖如圖1所示，按照GB/T6394金屬平均晶粒度測定方法測取氣不同部位的晶粒度后進(jìn)行比較，結(jié)果見表1：表1由上表可以比較發(fā)現(xiàn)，通過Al、Ti、N復(fù)合微合金化后，鍛造余熱淬火輪轂零件各部位晶粒度細(xì)于現(xiàn)生產(chǎn)材料的余熱淬火輪轂零件。有文獻(xiàn)報(bào)道，通過添加鈮元素能細(xì)化奧氏體晶粒，本發(fā)明選擇與含鈮的中碳結(jié)合鋼(成分及質(zhì)量％為：C0.40，Si0.25，Mn1.12，P0.014，S0.012，Cr0.08，Mo0.027，N0.005，Ti0.035，B0.0002，Nb0.04)進(jìn)行晶粒度長大試驗(yàn)對(duì)比，為便于比較，將本發(fā)明鋼種編號(hào)設(shè)定為1#，對(duì)比鋼鋼種編號(hào)設(shè)定為2#，高溫奧氏體晶粒長大試驗(yàn)結(jié)果分布曲線見圖2，結(jié)果顯示：在高溫階段，1#鋼種的奧氏體晶粒長大速度顯著慢于2#鋼種。另外，為測試本發(fā)明鋼的力學(xué)性能指標(biāo)，本發(fā)明將其試制成轉(zhuǎn)向垂臂，熱鍛后預(yù)冷至不同的溫度進(jìn)行淬火處理，而后經(jīng)640℃回火后進(jìn)行測試，滿足轉(zhuǎn)向垂臂冶金技術(shù)要求。結(jié)果見表2。表2淬火溫度RmRp0.2AZKU2晶粒度700℃86671914.558.5666.5-7750℃85568916.559656.5800℃87972414.2556716.5880℃87272813.2557.5896.5920℃86269215.557.5836.5。 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