一种高强高硬耐疲劳铸钢的制作方法

阅读：评论：0

1.本发明涉及一种高强高硬耐疲劳铸钢，通过控制淬火工序中合理的冷却速度，获得较高的力学性能，特别是强度、韧性、延伸性能优异，尤其重要的是，兼顾了硬度和疲劳性能。

背景技术：

2.铸钢几乎应用于所有的工业部件，特别是在建筑机械、工程机械、矿山机械以及冶金机械中被广泛使用。随着各类机械设备大型化、轻量化的发展趋势，对铸钢件各项力学性能的要求也越来越严格。
3.通常，为了改善硬度、强度等力学性能，在优化成分调配的基础上，需要对铸钢件进行淬火。铸钢件中通常通过添加cr、ni、mo等元素来实现强化，同时，这类元素具有改善淬透性的作用，即可以提高强度又可以提高淬透性从而确保高的表面硬度。但是，实际生产过程中，技术人员发现，由于水淬的冷却速度过快，铸件内部淬火应力(包括热应力和相变应力等)过大，水淬虽然提高了硬度，但是淬火应力导致铸件后期使用过程中容易出现疲劳断裂，使用寿命不佳，而采用油淬时虽然可以避免淬火应力，但是冷却速度较低，无法获得相应硬度的铸钢件。
4.基于现有铸钢在淬火过程中冷却速度难以控制在合理区间，从而导致无法兼顾硬度和疲劳特性的技术问题，提出一种铸钢，结合成分组成并控制相应的淬火速度，获得硬度、疲劳特性、韧性、强度和延伸率等各项力学性能优异的铸钢件。

技术实现要素：

5.本发明提供一种高强高硬耐疲劳铸钢，通过合理的成分控制和淬火冷却速度的控制，兼顾了硬度以及疲劳特性，从而获得了强度、延伸率、韧性、硬度、疲劳特性优异的铸钢材料。
6.本发明的技术目的是通过以下手段实现的。
7.本发明的目的在于提供一种高强高硬耐疲劳铸钢，其成分按重量百分比计为：c：0.36-0.45％、si：0.2-0.6％、mn：0.45-0.75％、cr：1.6-2.1％、ni：1.1-1.5％、mo：0.35-0.65％，p≤0.02％，s≤0.02％，其余为fe和不可避免的杂质，该高强高硬耐疲劳铸钢通过淬火+回火的热处理工艺制备得到，并且淬火冷却速度v满足：v1≤v≤v2，其中：
[0008]v1
＝10
(9.57-4.73[c]-1.25[mn]-0.66[cr]-0.58[ni]-0.72[mo])
/3600，单位是℃/s，
[0009]v2
＝10
(9.22-1.58[c]-1.72[mn]-0.75[cr]-0.63[ni]-0.83[mo])
/3600，单位是℃/s，
[0010]
上述v1和v2的表达式中，[c]、[mn]、[cr]、[ni]、[mo]分别代表c、mn、cr、ni、mo的重量百分含量。
[0011]
下面，对本发明的成分设计和淬火速度选择原理进行介绍。
[0012]
首先，对本发明的铸钢成分进行描述。
[0013]
本发明c含量设计为0.36-0.45％。c是影响强度和淬火硬度的重要元素，其能够显
著的提高淬透性。c含量过高则淬透性增加进而硬度增加，强度也随之增加，但是淬火过程中产生的淬火应力巨大，导致淬火应力增加，疲劳性能恶化。
[0014]
本发明的si含量设计为0.2-0.6％。si是脱氧元素，并且在铸钢铸造过程中对于铸钢钢液流动性有重要影响。si含量过低，则脱氧效果不好，并且流动性能下降，容易导致铸造缺陷，si含量过高则存在偏析和恶化韧性的风险。
[0015]
本发明的mn含量设计为0.45-0.75％。mn有助于提高淬透性。mn过高，则淬透性显著改善，对于获得优异的强度和硬度起到改善作用，但是容易在淬火中出现应力集中，影响疲劳寿命，同时容易引起偏析而降低韧性，而mn过低则淬透性不足，无法保证相应的硬度。
[0016]
本发明的cr含量设计为1.6-2.1％。cr含量对于本发明来说是至关重要的一个元素。一方面，其可以起到细晶强化并改善韧性的作用，另一方面，其对于提高淬透性也有着巨大贡献。cr含量过低则淬透性改善不明显，硬度达不到发明要求，并且强度和韧性改善不足，cr含量过高则淬透性太好，反而容易在淬火过程中出现应力集中，影响疲劳寿命。
[0017]
本发明的ni含量设计为1.1-1.5％。ni含量对于本发明来说是另一个至关重要的一个元素。ni具有提高淬透性的作用，由此可以获得高硬度的铸钢，并且ni对于提高强度作用巨大，ni含量过高，淬透性太好，反而容易在淬火过程中出现应力集中，影响疲劳寿命，ni含量过低，则难以获得相应的强度和硬度。
[0018]
本发明的mo含量设计为0.35-0.65％。mo提高淬透性进而改善硬度，并且具有强化的作用。mo含量过高，则淬透性太好，反而容易在淬火过程中出现应力集中，影响疲劳寿命，mo含量过低，则难以获得相应的强度和硬度。
[0019]
p、s均是铸钢中不可避免的杂质元素，二者含量上限均设置为0.02％。出于成本考虑，二者含量的下限设置为0.001％。
[0020]
其次，对本发明的淬火速度的选择依据进行描述。
[0021]
淬火速度的选择，对于获得本发明的技术效果来说是至关重要的。本发明结合具体的各元素的含量，探索发现了最合理的淬火速度区间，即v1≤v≤v2，发明人通过反复的实验，结合本发明的钢材成分，获得了本发明铸钢在淬火过程中的冷却速度的区间，即v1～v2。其中，v1＝10
(9.57-4.73[c]-1.25[mn]-0.66[cr]-0.58[ni]-0.72[mo])
/3600，单位是℃/s，规定了淬火冷却速度的下限，在本发明的铸钢成分下，淬火过程中，一旦低于这个冷却速度下限，虽然也有可能淬透，但是其硬度仍无法满足本发明的要求；v2＝10
(9.22-1.58[c]-1.72[mn]-0.75[cr]-0.63[ni]-0.83[mo])
/3600，单位是℃/s，规定了淬火冷却速度的上限，在本发明的铸钢成分下，淬火过程中，一旦高于这个淬火冷却速度，虽然可以淬透，但是其淬火应力较大，将导致淬火应力集中，影响铸钢件的疲劳寿命。
[0022]
作为非限定性的描述，本发明高强高硬耐疲劳铸钢的抗拉强度为1050mpa以上，屈服强度860mpa以上，延伸率11％以上，硬度260-380hbw，在200n/mm2的载荷下转动2
×
106次以上不发生断裂，室温u形口夏比冲击50j/cm2以上。优选的，高强高硬耐疲劳铸钢的抗拉强度为1100mpa以上，屈服强度950mpa以上，延伸率11％以上，在200n/mm2的载荷下转动3
×
106次以上不发生断裂，室温u形口夏比冲击65j/cm2以上。上述性能均为室温下的性能。
[0023]
作为本发明技术方案的进一步具体描述，淬火的温度控制在860-970℃，淬火保温时间为1-10h。860-970℃可以实现本发明钢材成分的奥氏体化，为保证充分奥氏体化，应当结合具体的铸件厚度保温一定时间。淬火温度过低，不能完全奥氏体化，会导致淬火后各项
力学性能受到影响，淬火温度过高，则奥氏体粗大化趋势明显，同样影响各项力学性能。
[0024]
作为本发明另一个方向的改进，回火温度为160-250℃，回火保温时间为4-10h，回火后炉冷至室温。淬火后进行回火，可以进一步提高韧性而对铸钢件进行适当软化，温度过低，则韧性提高效果不足，如果回火温度过高则硬度恶化明显。
[0025]
作为进一步优化的技术方案，在本发明淬火工艺之前，还可以选择进行均匀化工序，均匀化工序主要作用在于控制成分、组织均匀化，释放铸造过程中的应力，为后续热处理过程中对铸钢性能进行调整做好基础。对于本发明的铸钢成分来说，其均匀化工序的温度选择为1000-1200℃是合适的，保温时间综合考虑生产效率和均匀化效果以及铸件壁厚，设置为1-10h，优选的，在均匀化工序之后随炉冷至室温，以保证尽可能的消除均匀化过程的温度应力。
[0026]
本发明还提供上述高强高硬耐疲劳铸钢的制备方法，该方法包括熔炼铸造得到铸钢，对铸钢进行淬火、回火；淬火冷却速度v满足：v1≤v≤v2，其中：
[0027]v1
＝10
(9.57-4.73[c]-1.25[mn]-0.66[cr]-0.58[ni]-0.72[mo])
/3600，单位是℃/s，
[0028]v2
＝10
(9.22-1.58[c]-1.72[mn]-0.75[cr]-0.63[ni]-0.83[mo])
/3600，单位是℃/s，
[0029]
上述v1和v2的表达式中，[c]、[mn]、[cr]、[ni]、[mo]分别代表c、mn、cr、ni、mo的重量百分含量。
[0030]
通过铸钢成分和淬火过程中淬火冷却速度的控制，最终制备得到了强度、韧性、延伸率、硬度、疲劳特性优异的铸钢。
[0031]
本发明的有益效果：本发明从铸钢成分和制备工艺参数控制两方面入手，获得了各项力学性能优异的铸钢材料。首先是成分设计上，通过c、mn、cr、ni、mo成分含量的搭配，确保了强度、韧性、塑性等性能基础水平，并且为后续工艺参数的设定奠定了基础；其次，在淬火冷却速度的选择上，结合本发明的成分特，确定了淬火冷却速度的区间范围，探索发现了适合本发明铸钢成分的最佳淬火冷却速度，既保证了硬度在合理区间，又能够避免淬火应力(包括热应力和相变应力等)的集中，极大的提高了铸钢件的疲劳特性，延长了铸钢件的使用寿命，同时保证了热处理过程操作的精准化水平。在本发明成分和淬火冷却速度配合下，本发明的铸钢抗拉强度为1050mpa以上，屈服强度860mpa以上，延伸率11％以上，硬度260-380hbw，在200n/mm2的载荷下转动2
×
106次以上不发生断裂，室温u形口夏比冲击50j/cm2以上。
具体实施方式
[0032]
为使本领域普通技术人员充分理解本发明的技术方案和有益效果，以下结合具体的试验例做进行进一步说明。
[0033]
按照设计成分熔炼钢液并且浇铸成锭，具体成分见表1，p和s均按照0.015
±
0.002％控制，对所有的钢锭施以均匀化+淬火+回火的热处理，均匀化为1050℃*3h炉冷至室温，淬火为900℃*2h以冷却速度v冷却至室温，回火为200℃*6h炉冷至室温，具体的冷却速度v记载于表2中。
[0034]
对回火之后的铸钢锭进行抗拉强度和室温韧性，结果见表3。抗拉强度的、屈服强度、延伸率的测试参照gb/t228.1-2010进行，硬度测试参照gb/t231.1-2018、gb/t231.2-2022、gb/t231.3-2022、gb/t231.4-2009进行，室温韧性的测试参照gb/t229-2020进行，u形
口试样。
[0035]
表1：各铸钢成分，％，余量为fe
[0036]
序号csimncrnimo类型10.380.470.722.081.440.38发明例20.410.220.581.651.410.64发明例30.420.350.491.781.380.62发明例40.440.520.691.991.270.58发明例50.370.290.511.811.170.41发明例60.360.410.471.621.230.63发明例70.480.350.491.781.380.62比较例80.420.350.381.781.380.62比较例90.420.350.491.521.380.62比较例100.420.350.491.780.980.62比较例110.420.350.491.781.380.71比较例120.350.470.722.081.440.38比较例130.380.470.782.081.440.38比较例140.380.470.722.231.440.38比较例150.380.470.722.081.610.38比较例160.380.470.722.081.440.30比较例
[0037]
对试验序号1～16分别浇铸40cm*10cm*10cm铸钢试样，其中试验序号1浇铸两个试样，分别命名为1-1、1-2，试验序号4、6分别浇铸4个试样，分别命名为4-1、4-2、4-3、4-4，6-1、6-2、6-3、6-4，根据成分计算得到的v1、v2以及实际生产过程中的淬火冷却速度v记载于表2中。
[0038]
表2：各铸钢的v1、v2以及v，单位均为℃/s
[0039]
序号v
1v2
v类型1-16.8311.0210发明例1-26.8311.028发明例29.5922.9815发明例39.8427.4320发明例4-14.0010.182比较例4-24.0010.186发明例4-34.0010.188发明例4-44.0010.1812比较例528.6958.4830发明例6-130.7059.3915比较例6-230.7059.3935发明例6-330.7059.3955发明例6-430.7059.3970比较例75.1222.0520比较例
813.5142.4120比较例914.6142.9820比较例1016.7949.0120比较例118.4823.1020比较例129.4812.2910比较例135.758.698比较例145.448.518比较例155.458.618比较例167.8012.848比较例
[0040]
上述铸钢件的强度、硬度、韧性以及疲劳性能测试结果展示于表3中。对于疲劳特性，在200n/mm2的载荷下转动2
×
106次不发生断裂的试样记为
“○”
，转动圈数未达到2
×
106次之前发生断裂的试样记为
“×”
。
[0041]
表3各铸钢的力学性能
[0042][0043]
下面结合表1～3对上述发明例和对比例作进一步分析说明。
[0044]
表1中试验序号1～6均符合本发明的成分要求，试验序号7～16均不符合本发明的成分要求；从淬火冷却速度来看，表2中1-1、1-2、2、3、4-2、4-3、5、6-2、6-3均符合发明要求，
而4-1、4-4、6-1、6-4、7～16均不符合本发明的要求。因此，表1～3中，试验序号1-1、1-2、2、3、4-2、4-3、5、6-2、6-3为本发明的发明例，试验序号4-1、4-4、6-1、6-4、7～16均为本发明的比较例。
[0045]
根据本发明的发明例不难看出，其成分和后续的淬火冷却速度均满足本发明的条件，最终获得的铸钢性能达到：抗拉强度1050mpa以上，屈服强度860mpa以上，延伸率11％以上，硬度260-380hbw，在200n/mm2的载荷下转动2
×
106次以上不发生断裂，室温u形口夏比冲击50j/cm2以上，满足发明铸钢的性能要求。
[0046]
比较例4-1、4-4是发明例4-2、4-3的比较例，四个试样的成分和热处理工艺相同，不同之处仅在于淬火冷却速度不同，比较例4-1、4-4的淬火冷却速度处于v1～v2之外，而发明例4-2、4-3的淬火冷却速度处于v1和v2之间。通过比较不难发现，比较例4-1的淬火冷却速度低于v1，由于淬火冷却速度过低，导致其淬火后试样硬度达不到本发明的要求，其抗拉强度和屈服强度也较低，无法满足本发明的要求；比较例4-4的淬火冷却速度高于v2，由于冷却速度过高，强度和硬度上升并致使淬火应力集中，导致了延伸率和韧性的恶化，同时疲劳性能无法满足本发明的要求。
[0047]
比较例6-1、6-4是发明例6-2、6-3的比较例，四个试样的成分和热处理工艺相同，不同之处仅在于淬火冷却速度不同，比较例6-1、6-4的淬火冷却速度处于v1～v2之外，而发明例6-2、6-3的淬火冷却速度处于v1和v2之间。通过比较不难发现，比较例6-1的淬火冷却速度低于v1，由于淬火冷却速度过低，导致其淬火后试样硬度达不到本发明的要求，其抗拉强度和屈服强度也较低，无法满足本发明的要求；比较例6-4的淬火冷却速度高于v2，由于冷却速度过高，强度和硬度上升并致使淬火应力集中，硬度已经超出了本发明的上限，并且导致了延伸率和韧性的恶化，同时疲劳性能无法满足本发明的要求。
[0048]
比较例7～11是发明例3的比较例。在其他条件均相同的条件下，比较例7在发明例3的基础上提高了c的含量，比较例8在发明例3的基础上降低了mn的含量，比较例9在发明例3的基础上降低了cr的含量，比较例10在发明例3的基础上降低了ni的含量，比较例11在发明例3的基础上提高了mo的含量。
[0049]
通过对比比较例7和发明例3不难看出，c含量过高后，即使v仍在v1和v2之间，最终得到的铸钢件的韧性以及疲劳特性仍不能满足本发明的要求，这说明c含量对于韧性和疲劳特性具有至关重要的影响；通过对比比较例8和发明例3不难看出，mn含量过低后，即使v仍在v1和v2之间，最终得到的铸钢件的强度和硬度仍不能满足本发明的要求，这说明mn含量对于强度和硬度具有至关重要的影响；通过对比比较例9和发明例3不难看出，cr含量过低后，即使v仍在v1和v2之间，最终得到的铸钢件的强度和硬度仍不能满足本发明的要求，这说明cr含量对于强度和硬度具有至关重要的影响；通过对比比较例10和发明例3不难看出，ni含量过低后，即使v仍在v1和v2之间，最终得到的铸钢件的强度和硬度仍不能满足本发明的要求，这说明ni含量对于强度和硬度具有至关重要的影响；通过对比比较例11和发明例3不难看出，mo含量过高后，即使v仍在v1和v2之间，最终得到的铸钢件的韧性以及疲劳特性仍不能满足本发明的要求，这说明mo含量对于韧性和疲劳特性具有至关重要的影响。
[0050]
比较例12是发明例1-1的比较例，比较例13～16是发明例1-2的比较例。在其他条件均相同的条件下，比较例12在发明例1-1的基础上降低了c的含量，比较例13在发明例1-2的基础上提高了mn的含量，比较例14在发明例1-2的基础上提高了cr的含量，比较例15在发
明例1-2的基础上提高了ni的含量，比较例16在发明例1-2的基础上降低了mo的含量。
[0051]
通过对比比较例12和发明例1-1不难看出，c含量过低后，即使v仍在v1和v2之间，最终得到的铸钢件的强度仍不能满足本发明的要求并且硬度降低，这说明c含量对于强度和硬度具有至关重要的影响；通过对比比较例13和发明例1-2不难看出，mn含量过高后，即使v仍在v1和v2之间，最终得到的铸钢件的延伸率和韧性以及疲劳特性仍不能满足本发明的要求，硬度也超出本发明的要求的上限，这说明mn含量对于延伸率、韧性、疲劳特性和硬度具有至关重要的影响；通过对比比较例14和发明例1-2不难看出，cr含量过高后，即使v仍在v1和v2之间，最终得到的铸钢件的延伸率和韧性以及疲劳特性仍不能满足本发明的要求，硬度也超出本发明的要求的上限，这说明cr含量对于延伸率、韧性、疲劳特性和硬度具有至关重要的影响；通过对比比较例15和发明例1-3不难看出，ni含量过高后，即使v仍在v1和v2之间，最终得到的铸钢件的延伸率和韧性以及疲劳特性仍不能满足本发明的要求，硬度也超出本发明的要求的上限，这说明ni含量对于延伸率、韧性、疲劳特性和硬度具有至关重要的影响；通过对比比较例16和发明例1-2不难看出，mo含量过低后，即使v仍在v1和v2之间，最终得到的铸钢件的强度仍不能满足本发明的要求并且硬度降低，这说明mo含量对于强度和硬度具有至关重要的影响。
[0052]
另外，特别重要的一点是：通过比对对比例7～11和发明例3以及通过对比对比例12～16和发明例1-1、1-2还可以发现，当元素含量不在发明含量范围内时，基于本发明v1、v2控制的淬火冷却速度并不能与这样的元素含量相适配，也就是说本发明淬火冷却速度的控制需要与本发明元素含量配合才能最终获得满足本发明要求的铸钢性能。
[0053]
综上，本发明通过铸钢元素成分的优化以及淬火过程中淬火冷却速度的控制，可以获得强度、韧性、延伸率优异同时兼顾硬度和疲劳特性的铸钢，本发明的铸钢抗拉强度为1050mpa以上，屈服强度860mpa以上，延伸率11％以上，硬度260-380hbw，在200n/mm2的载荷下转动2
×
106次以上不发生断裂，室温u形口夏比冲击50j/cm2以上；更进一步的，本发明铸钢的抗拉强度为1100mpa以上，屈服强度950mpa以上，延伸率11％以上，在200n/mm2的载荷下转动3
×
106次以上不发生断裂，室温u形口夏比冲击65j/cm2以上。
[0054]
以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以对本发明进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求的保护范围内。
[0055]
对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对于这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说是显而易见的，本文所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽范围。

技术特征：

1.一种高强高硬耐疲劳铸钢，其特征在于，所述高强高硬耐疲劳铸钢的成分按重量百分比计为：c：0.36-0.45％、si：0.2-0.6％、mn：0.45-0.75％、cr：1.6-2.1％、ni：1.1-1.5％、mo：0.35-0.65％，p≤0.02％，s≤0.02％，其余为fe和不可避免的杂质，该高强高硬耐疲劳铸钢通过淬火+回火的热处理工艺制备得到，并且淬火冷却速度v满足：v1≤v≤v2，其中：v1＝10
(9.57-4.73[c]-1.25[mn]-0.66[cr]-0.58[ni]-0.72[mo])
/3600，单位是℃/s，v2＝10
(9.22-1.58[c]-1.72[mn]-0.75[cr]-0.63[ni]-0.83[mo])
/3600，单位是℃/s，上述v1和v2的表达式中，[c]、[mn]、[cr]、[ni]、[mo]分别代表c、mn、cr、ni、mo的重量百分含量。2.根据权利要求1所述的高强高硬耐疲劳铸钢，其特征在于，所述高强高硬耐疲劳铸钢的抗拉强度为1050mpa以上，屈服强度860mpa以上，延伸率11％以上，硬度260-380hbw，在200n/mm2的载荷下转动2
×
106次以上不发生断裂，室温u形口夏比冲击50j/cm2以上。3.根据权利要求1所述的高强高硬耐疲劳铸钢，其特征在于，淬火的温度控制在860-970℃，淬火保温时间为1-10h。4.根据权利要求1所述的高强高硬耐疲劳铸钢，其特征在于，回火温度为160-250℃，回火保温时间为4-10h，回火后炉冷至室温。5.根据权利要求1所述的高强高硬耐疲劳铸钢，其特征在于，所述淬火前还包括均匀化工序。6.根据权利要求1所述的高强高硬耐疲劳铸钢，其特征在于，所述均匀化工序的温度为1000-1200℃，均匀化保温时间为1-10h。7.根据权利要求1所述的高强高硬耐疲劳铸钢，其特征在于，所述均匀化工序后炉冷至室温。8.根据权利要求1-7任一项权利要求所述的高强高硬耐疲劳铸钢的制备方法，其特征在于：熔炼铸造得到铸钢，对铸钢进行淬火、回火，淬火冷却速度v满足：v1≤v≤v2，其中：v1＝10
(9.57-4.73[c]-1.25[mn]-0.66[cr]-0.58[ni]-0.72[mo])
/3600，单位是℃/s，v2＝10
(9.22-1.58[c]-1.72[mn]-0.75[cr]-0.63[ni]-0.83[mo])
/3600，单位是℃/s，上述v1和v2的表达式中，[c]、[mn]、[cr]、[ni]、[mo]分别代表c、mn、cr、ni、mo的重量百分含量。9.根据权利要求8所述的高强高硬耐疲劳铸钢的制备方法，其特征在于：还包括淬火前对铸钢进行均匀化的步骤。

技术总结

本发明涉及一种高强高硬耐疲劳的铸钢，铸钢的成分按重量百分比计为：C：0.36-0.45％、Si：0.2-0.6％、Mn：0.45-0.75％、Cr：1.6-2.1％、Ni：1.1-1.5％、Mo：0.35-0.65％，P≤0.02％，S≤0.02％，其余为Fe和不可避免的杂质，该高强高硬耐疲劳铸钢通过淬火+回火的热处理工艺制备得到，并且淬火冷却速度V满足：V1≤V≤V2，其中：V1＝10