一种用于经济型mpm连轧芯棒的钢材及其制造方法
【专利摘要】本发明公开了一种用于经济型MPM连轧芯棒的钢材，该钢材包括按重量百分数计的如下组分：C0.35～0.45％，Si0.8～1.2％，Mn0.8～1％，Cr4.8～5.5％，Mo0.3～0.5％，Ti0.1～0.2％，Nb0.02～0.08％，B0.002～0.004％，P：≤0.03％；S：≤0.02％，其余为铁和杂质。该钢材的制造方法为：先成冶炼电极棒，然后将所述电击棒进行电渣重熔，得到电渣锭，将所述电渣锭加热锻造成锻坯。本发明的化学成分的配比更加经济低廉，降低了Mo、V含量，大大降低了合金成本，同时通过提高Mn、Si元素的添加，以及Ti、Nb、B元素微合金强化保证了新钢种的力学性能。
【专利说明】
一种用于经济型MPM连轧芯棒的钢材及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明属于合金钢领域，主要涉及一种用于经济型MPM连乳芯棒的钢材及其制造 方法。
【背景技术】
[0002] 芯棒是无缝钢管乳制变形过程中重要的工具之一，也是生产过程中的主要消耗备 件之一。按钢管乳制方式不同，可分为浮动芯棒、半限动芯棒和限动芯棒，而其中以限动芯 棒的所占比例最大。
[0003] 由于制造限动芯棒技术性强、难度大，多年来国内生产大口径无缝钢管的企业主 要从国外进口芯棒，如2007年我国芯棒进口量约为9000吨。目前，世界上芯棒的生产仅仅 掌握在少数几家企业手中，处于垄断地位，不仅价格远高于H13钢其他同类产品，而且其制 造周期长、库存占用资金大，易受国际市场影响。而国内芯棒制造企业仅有中原特钢形成规 模性生产，2009年MPM芯棒的年产量达到8000吨，占国内市场份额的45%。
[0004] 就限动芯棒使用材质而言，主要有38CrNi、35CrMo和H13。其中，由于H13具有高 的淬透性和高的韧性，优良的抗热裂能力，较好的耐磨损能力，在较高温度（540°C)下还具 有具有抗软化能力，因此已经成为制造限动芯棒的主流材质。从追求高性能的角度而言，为 了促使H13拥有更优秀的二次硬化性能，得到更佳的高温强度及抗回火软化能力，H13钢的 化学成分的优化主要是朝低Si高Mo的方向发展。目前，国际上H13改进型热作模具钢主 要有Cr2. 6型的QR090SuperMe、H0TVAR和Cr5型的DIEVAR 8418,这些钢中Mo含量均达到 2. 0%~2. 5%〇
[0005] 目前国内芯棒的制造还没有国家标准和行业标准，所有企业采用的设备引进时都 是外方提供的芯棒技术条件或企业技术标准，而国内的一些著名的钢铁企业在制造高品质 的产品时仍然采用的是国外进口的先进芯棒，如表1所示。
[0006] 表1各类芯棒用钢化学成分（wt. % )
[0007]
[0008] 然而，随着近年来钢管市场发展逐步稳定，企业产能扩展趋于合理，同时钢管市场 竞争日益激烈，如何降低钢管生产成本提高钢管产品市场竞争力已经成为各大钢管企业日 趋正视的问题。作为钢管生产过程中的主要消耗备件，价格高昂的芯棒必然会成为钢管企 业降本增效第一对象。
【发明内容】
[0009] 本发明的目的是提供一种具有高疲劳性能的经济型的MPM连乳芯棒用钢材，以解 决现有技术中所存在的上述问题。
[0010] 为实现上述发明目的，本发明所采用的技术方案如下：
[0011] 一种用于经济型MPM连乳芯棒的钢材，其包括按重量百分数计的如下组分：C: 0· 35 ~0· 45%，Si :0· 8 ~1. 2%，Mn :0· 8 ~1. 0%，Cr :4· 8 ~5· 5%，Mo :0· 3 ~0· 5%，Ti : 0· 1 ~0· 2%，Nb :0· 02 ~0· 08%，B :0· 0020 ~0· 0040%，P :彡 0· 030% ;S :彡 0· 020%，其 余为铁和不可避免的杂质。
[0012] 本发明的成分设计思路为相对常用的H13钢降低了 Mo、V三种元素的含量，通过加 入价格低廉的Si、Mn、Ti元素来保证钢具有良好的热疲劳性能和优秀的冲击韧性，可替代 H13钢的经济型MPM连乳芯棒用钢。
[0013] 其组成合金元素的作用如下：
[0014] 碳：热作模具钢中含碳量决定淬火钢的基体硬度，钢中的碳一部分进入钢的基体 中引起固溶强化。另外一部分碳将和合金元素中的碳化物形成元素结合成合金碳化物。热 作模具钢，这种合金碳化物除少量残留的以外，还要求它在回火过程中在淬火马氏体基体 上弥散析出产生两次硬化现象。从而由均匀分布的残留合金碳化合物和回火马氏体的组织 来决定热作模具钢的性能。由此可见，钢中的含C量不能太低，但碳含量过高会影响钢的 韧性及热疲劳性能，所以常见的H13热作模具钢碳含量控制在0. 37~0. 42%之间，但本发 明碳含量设计为〇. 35~0. 45%。
[0015] 锰:Μη具有固溶强化作用，从而提高铁素体和奥氏体的强度和硬度，虽然其固溶 强化效果不及碳、磷和硅，但其对钢的延展性几乎没有影响。在铁素体~珠光体型钢中Μη 是唯一可使屈服强度增加又使冷脆转变温度变化最小的合金元素。锰溶入奥氏体中能强烈 增加钢的淬透性，同时强烈减低钢的Ms点Μη加入钢中使Acl、Ac3、Arl和Ar3降低，这与细 化铁素体和珠光体相联系，又会减薄碳化物片，对FP型钢的强化起积极作用同时有资料介 绍Μη和Ni类似有提高钢的韧度的作用。H13型二次硬化型模具钢，其含Μη量在0. 20%~ 0· 60 %。对改进型热作模具钢（如QR090super，Super~Me和HOTVAR)含Μη在0· 75 %。 而本发明锰含量控制区间为0. 8~1. 0%。
[0016] 硅：硅是一个对铁素体进行置换固溶强化非常有效的元素，仅次于磷，但同时在一 定程度上降低钢的韧度和塑性Si也为提高回火抗力的有效元素。Si降低碳在铁素体中的 扩散速度，使回火时析出的碳化物不易聚集，增加回火稳定性。另外，Si虽然不推迟ε碳 化物的生成，但它可固溶于ε碳化物，并提高其稳定性，延迟ε - Θ转变。第一类回火 脆性与ε - Θ转变和沿马氏体条间界分布形成连续薄膜有关，延迟ε - Θ转变便意味 着提高第一类回火脆性发生温度或抬高回火温度~硬度曲线，可使回火马氏体的ε碳化 物与基体保持共格和均匀分布，使回火马氏体保持有良好的强韧性配合。本发明硅含量控 制在1. 0~1. 2%。
[0017] 硫：高锰钢中因硫与锰的存在，便生成了硫化锰，硫化锰可进入溶渣。在生产中若 硫小于0. 02%，则完全可达到标准要求。本发明硫含量控制在0. 020%以下。
[0018] 磷：在奥氏体中的溶解度很小，通常是和铁、锰等产生共晶磷化物，且在晶界析出。 磷和容易引起材料的热裂，降低材料的机械性能并对耐磨性有一定的损害，严重时甚至会 在工作中断裂。此外，磷还具有促进锰、碳元素偏析的作用，因次应尽量降低磷含量。本发 明磷含量控制在〇. 030%以下。
[0019] 铬：铬是合金工具钢中最普遍含有的和价廉的合金元素。铬对钢的耐磨损性、高 温强度、热态硬度、韧度和淬透性都有有利的影响，同时它溶入基体中会显著改善钢的耐蚀 性能，在Η13钢中含Cr和Si会使氧化膜致密来提高钢的抗氧化性。再则以Cr对0. 3C~ ΙΜη钢回火性能的作用来分析，加入小于6 % Cr对提高钢回火抗力是有利的，但未能构成二 次硬化；当含Cr大于6%的钢淬火后在550°C回火会出现二次硬化效应。人们对热作钢模 具钢一般选5% Cr的加入量。本发明铬加入量为4. 8~5. 5%。
[0020] 钼：Mo溶于Fe中也具固溶强化的作用，Mo溶解于A中能提高钢的淬透性，Mo是作 为使钢具有二次硬化的主要合金元素加入的，现在普遍认为，这是由于在回火时马氏体中 析出M 〇2C造成。Mo可与C形成M〇2C和MoC合金碳化物，还可随回火温度升高转变为M6C。 一般为了产生二次硬化效应，要求Mo的加入量不低于1. 0 %，加入3% Mo时可取得接近极 值的效果。当加入量为2.0%~2. 5%时，可获得最经济和有效的效果。Mo具有比Cr更强 烈的碳化物形成倾向，在5% Cr的热作模具钢中，Mo2C先于Cr7C3形成。前已述，M 7C3不能 作为二次硬化的高温强化相，而且它在回火马氏体中的形成是以原位析出（in~situ)机 制，不会发生弥散析出。为此，Mo的二次硬化的硬化强度和其最大硬化强度对应的温度皆 高于Cr的相应值，同时，M 〇2C的过时效速度亦较低（即不易聚集长大）。但作为合金元素， 钼属于贵金属元素，加入量为2. 0%~2. 5%时固然具有更优秀的高温力学性能，但权衡芯 棒用钢所要求的高温性能，本发明Mo含量设计在0. 3~0. 5%。
[0021] 铌：铌是强碳化合物形成元素。在热乳时碳化铌的应变诱导延迟了热变形过程中 静态和动态再结晶，提高非再结晶温度，有助于细化形变奥氏体的相变产物，提高钢的强度 和韧性。但加入量过多，铌的碳化物迅速粗化长大，影响钢的韧性。本发明铌含量控制在 0. 02 ~0. 06%之间。
[0022] 钛：Ti的作用与V类似，具有细化组织，提高钢的热强性、抗蠕变性能及高温持久 性能耐磨性的作用。钛虽然是强碳化物形成元素，但不和其他金属元素联合形成复合化合 物。碳化钛结合力强，稳定，不易分解，在钢中只有加热到l〇〇〇°C以上才缓慢地溶入固溶体 中。在未溶入之前，碳化钛微粒有防止晶粒长大的作用。钛也是强铁素体形成元素之一，强 烈地提高钢的奥氏体化温度。钛在普通低合金钢中能提高塑性和韧性。由于钛固定了氮和 硫，并形成碳化钛，提高了钢的强度。经正火使晶粒细化，析出形成碳化物可使钢的塑性和 冲击韧性得到显著改善。本专利钛含量为0. 1~0. 2%之间。
[0023] 硼：微量硼可显著的提高钢的淬透性。硼吸附于奥氏体晶界上，降低晶间能量， 抑制铁素体形成并强化晶界，从而提高钢的抗蠕变性能与持久强度。但含量高时，硼与钢 中残余氮、氧化合形成稳定的夹杂物，对钢的性能有恶化作用。本专利中硼含量控制在 0. 0020 ~0. 0040%。
[0024] 作为优选方案，所述各组分的重量百分数分别为：
[0025] C :0· 36 ~0· 43%，Si :0· 87 ~1. 13%，Μη :0· 83 ~0· 99%，Cr :4· 89 ~5. 48%， Mo :0· 31 ~0· 48%，Ti :0· 11 ~0· 19%，Nb :0· 022 ~0· 056%，B :0· 0021 ~0· 0038%，P : < 0. 025% ;S 0. 018%，其余为铁和不可避免的杂质。
[0026] 作为优选方案，所述各组分的重量百分数分别为：
[0027] C :0· 39 ~0· 43%，Si :0· 96 ~1. 13%，Μη :0· 89 ~0· 99%，Cr :5· 01 ~5. 48%， Mo :0· 41 ~0· 48%，Ti :0· 13 ~0· 19%，Nb :0· 032 ~0· 056%，B :0· 0026 ~0· 0038%，P : < 0. 025% ;S 0. 018%，其余为铁和不可避免的杂质。
[0028] -种如本发明所述的钢材的制造方法，包括如下步骤：
[0029] 配料完毕后，先冶炼成电极棒，然后将所述电击棒进行电渣重熔，得到电渣锭，将 所述电渣锭加热锻造成锻坯。
[0030] 本发明的钢材的元素配比与现有技术的对比如表2所示
[0031] 表 2
[0034] 本发明与现有技术相比较，具有突出的特点和显著优点：
[0035] 1、化学成分的配比更加经济低廉，与以往上述已申请的专利相比，本专利降低了 Mo、V含量，大大降低了合金成本，同时通过提高Mn、Si元素的添加，以及Ti、Nb、B元素微合 金强化保证了新钢种的力学性能。
[0036] 2、与现有H13热作模具钢相比，在相同的热处理工艺下，新钢种具有更加优秀的 耐热疲劳性能以及优秀的冲击韧性，具体性能如下：
[0037] (1)机械性能如表3所示。
[0038] 表3室温力学性能
[0039]
[0040] (2)为评价热疲劳破坏程度，国内外许多研究人员对热作模具钢热疲劳性能开展 了评定工作，其中以瑞典研究者提出的Uddeholm热疲劳图谱最为流行。该法无法精确评定 热疲劳损伤程度，且主观因素影响较大。国外也有学者根据裂纹深度面积、宽度和长度等来 评定热疲劳损伤，但其方法是通过手工计算，主观影响因素较大，而且工作量大。上海大学 吴晓春等人基于Uddeholm热疲劳裂纹评价标准，采用先进的计算机辅助评价系统对热疲 劳后试样的表面裂纹及深度裂纹形貌进行分析处理，通过测定裂纹的总面积及在试样表面 所占的百分数（A% )、最宽主裂纹的宽度（W_)和热疲劳裂纹的总长度（L)，定义表面损伤 因子Ds = AXW/L ;通过测定横截面上裂纹的面积（P% )、最深裂纹的深度（dmax)及5条 主裂纹的平均深度（d5A，称为5强平均深度），定义裂纹深度损伤因子Dd = PXdmax/d5A。 以D = DsXDd表示总的热疲劳损伤因子，D值越大表示热疲劳损伤程度越大。损伤因子评 定法综合反映了试样表面和深度两个方向的裂纹扩展情况，并借助计算机辅助热疲劳裂纹 图象分析系统，减少人为因素的干扰，较为客观的反映了热疲劳损伤程度。一般热疲劳损伤 因子值越大表示热疲劳损伤程度越严重。本发明在室温到700°C之间进行3000次连续冷热 循环试验后进行热疲劳损伤因子分析，要求达到表4。
[0041] 表4热疲劳损伤因子
[0042]
【附图说明】
[0043] 图1为室温到700°C之间进行3000次连续冷热循环试验后热疲劳表面裂纹形貌； 图中：la为本发明的产品的表面形貌图；lb为现有产品的表面形貌图。
[0044] 图2为室温到700°C之间进行3000次连续冷热循环试验后热疲劳截面裂纹形貌； 图中：2a为本发明的产品的表面形貌图；2b为现有产品的表面形貌图。
[0045] 图3为本发明得到的试验乳制900支钢管后芯棒表面形貌；图中：3a为本发明的 产品的表面形貌图；3b为现有产品的表面形貌图。
【具体实施方式】
[0046] 下面结合实施例对本发明作进一步描述，但本发明的保护范围不仅局限于实施 例。
[0047] 实施例1
[0048] 按表5的配方配料，控制C为0· 36%、Si为1. 12%、Μη为0· 99%、P为0· 025%、 S 为 0· 018%、Cr 为 5· 48%、Μο 为 0· 31%、Ti 为 0· ll%、Nb 为 0· 018%、Β 为 0· 0038%，其 余为铁和不可避免的杂质。
[0049] 采用真空感应炉冶炼出电极棒，然后将所述电极棒进行电渣重熔，电渣锭重量 0. 5t，再将所述电渣锭加热锻造成横截面积为100_X 100mm的锻坯。
[0050] 实施例2
[0051] 按表5的配方配料，控制C为0· 39%、Si为1. 0%、Μη为0· 85%、P为0· 018%、S 为 0· 011%、Cr 为 4· 89%、Mo 为(λ 48%、Ti 为(λ 17%、Nb 为(λ 014%、B 为(λ 0029%，其余 为铁和不可避免的杂质。
[0052] 采用真空感应炉冶炼出电极棒，然后将所述电极棒进行电渣重熔，电渣锭重量 0. 5t，再将所述电渣锭加热锻造成横截面积为100_X 100mm的锻坯。
[0053] 实施例3
[0054] 按表5的配方配料，控制C为0. 42%、Si为1. 06%、Μη为0. 89%、P为0. 022%、 S 为 0· 012%、Cr 为 4· 99%、Μο 为 0· 30%、Ti 为 0· 13%、Nb 为 0· 056%、Β 为 0· 0031%，其 余为铁和不可避免的杂质。
[0055] 采用真空感应炉冶炼出电极棒，然后将所述电极棒进行电渣重熔，电渣锭重量 0. 5t，再将所述电渣锭加热锻造成横截面积为100_X 100mm的锻坯。
[0056] 实施例4
[0057] 按表5的配方配料，控制C为0· 44%、Si为0· 96%、Mn为0· 91%、P为0· 019%、 S 为 0· 009%、Cr 为 5· 32%、Mo 为 0· 44%、Ti 为 0· 16%、Nb 为 0· 040%、B 为 0· 0021%，其 余为铁和不可避免的杂质。
[0058] 采用真空感应炉冶炼出电极棒，然后将所述电极棒进行电渣重熔，电渣锭重量 0. 5t，再将所述电渣锭加热锻造成横截面积为100_X 100mm的锻坯。
[0059] 实施例5
[0060] 按表5的配方配料，控制C为0· 38%、Si为0· 87%、Mn为0· 96%、P为0· 021%、 S 为 0· 016%、Cr 为 5· 26%、Mo 为 0· 35%、Ti 为 0· 19%、Nb 为 0· 010%、B 为 0· 0037%，其 余为铁和不可避免的杂质。
[0061] 采用真空感应炉冶炼出电极棒，然后将所述电极棒进行电渣重熔，电渣锭重量 0. 5t，再将所述电渣锭加热锻造成横截面积为100_X 100mm的锻坯。
[0062] 实施例6
[0063] 按表5的配方配料，控制C为0· 37%、Si为0· 92%、Mn为0· 87%、P为0· 020%、 S 为 0· Oil%、Cr 为 5· 11%、Μο 为 0· 33%、Ti 为 0· 12%、Nb 为 0· 012%、B 为 0· 0036%，其 余为铁和不可避免的杂质。
[0064] 采用真空感应炉冶炼出电极棒，然后将所述电极棒进行电渣重熔，电渣锭重量 0. 5t，再将所述电渣锭加热锻造成横截面积为100_X 100mm的锻坯。
[0065] 实施例7
[0066] 按表5的配方配料，控制C为0· 39%、Si为0· 84%、Mn为0· 92%、P为0· 015%、 S 为 0· 008%、Cr 为 5· 01%、M〇 为 0· 38%、Ti 为 0· 20%、Nb 为 0· Oil%、B 为 0· 0026%，其 余为铁和不可避免的杂质。
[0067] 采用真空感应炉冶炼出电极棒，然后将所述电极棒进行电渣重熔，电渣锭重量 0. 5t，再将所述电渣锭加热锻造成横截面积为100_X 100mm的锻坯。
[0068] 表5实施例中微量元素的化学成分（wt % )
[0070] 实施例8
[0071] 按表5的配方配料，控制C为0· 41%、Si为1· 13%、Mn为0· 83%、P为0· 013%、 S 为 0· 007%、Cr 为 4· 91%、Mo 为 0· 36%、Ti 为 0· 15%、Nb 为 0· 033%、B 为 0· 0016%，其 余为铁和不可避免的杂质。
[0072] 采用真空感应炉冶炼出电极棒，然后将所述电极棒进行电渣重熔，电渣锭重量 0. 5t，再将所述电渣锭加热锻造成横截面积为100_X 100mm的锻坯。
[0073] 实施例9
[0074] 按表5的配方配料，控制C为0· 42%、Si为1. 12%、Μη为0· 89%、P为0· 018%、 S 为 0· 015%、Cr 为 4· 99%、Μο 为 0· 43%、Ti 为 0· 14%、Nb 为 0· 022%、Β 为 0· 0036%，其 余为铁和不可避免的杂质。
[0075] 采用真空感应炉冶炼出电极棒，然后将所述电极棒进行电渣重熔，电渣锭重量 0. 5t，再将所述电渣锭加热锻造成横截面积为100_X 100mm的锻坯。
[0076] 实施例10
[0077] 按表5的配方配料，控制C为0· 43%、Si为0· 98%、Mn为0· 95%、P为0· 020%、 S 为 0· 012%、Cr 为 5· 08%、M〇 为 0· 41%、Ti 为 0· 13%、Nb 为 0· 032%、B 为 0· 0032%，其 余为铁和不可避免的杂质。
[0078] 采用真空感应炉冶炼出电极棒，然后将所述电极棒进行电渣重熔，电渣锭重量 0. 5t，再将所述电渣锭加热锻造成横截面积为100_X 100mm的锻坯。
[0079] 实施例1~10的产品的力学性能如表6所示。
[0080] 表6实施例力学性能
[0081]
[0082] 实施例1~10的产品在室温到700°C之间进行3000次室温连续冷热循环试验结 果如表7所示。
[0083] 表7热疲劳损伤因子计算结果
[0084]
[0086] 本发明的钢材产品与HI3钢材在室温到700 °C之间进行3000次室温连续冷热循环 试验后的表面裂纹形貌分别如图la、lb、2a和2b所示，观察裂纹形貌，本专利钢种的裂纹宽 度与裂纹深度相比H13钢更细更浅，可见本发明的热疲劳性能显著优于H13钢。
[0087] 实际生产验证：
[0088] 采用本专利钢种生产Φ252直径的芯棒4支在包钢无缝管厂进行乳制试验，结果 如图3所示，平均乳制钢管的数量超过900支，下线检验后芯棒使用状态与H13相似，整体 使用寿命与H13相当。
[0089] 综上所述，仅为本发明的较佳实施例而已，并非用来限定本发明实施的范围，凡依 本发明权利要求范围所述的形状、构造、特征及精神所为的均等变化与修饰，均应包括于本 发明的权利要求范围内。
【主权项】
1. 一种用于经济型MPM连乳芯棒的钢材，其特征在于，包括按重量百分数计的如下组 分：C :0· 35 ~0· 45 %，Si :0· 8 ~1. 2 %，Μη :0· 8 ~1. 0 %，Cr :4· 8 ~5. 5 %，Mo :0· 3 ~ 0· 5 %，Ti :0· 1 ~0· 2 %，Nb :0· 02 ~0· 08 %，B :0· 0020 ~0· 0040 %，P :彡 0· 030 % ;S : < 0. 020 %，其余为铁和不可避免的杂质。2. 如权利要求1所述的钢材，其特征在于，所述各组分的重量百分数分别为：C: 0. 36 ~0. 43%，Si :0. 87 ~1. 13%，Μη :0. 83 ~0. 99%，Cr :4. 89 ~5. 48%，Mo :0. 31 ~ 0· 48%，Ti :0· 11 ~0· 19%，Nb :0· 022 ~0· 056%，B :0· 0021 ~0· 0038%，P :彡 0· 025% ; S :彡0. 018%，其余为铁和不可避免的杂质。3. 如权利要求2所述的钢材，其特征在于，所述各组分的重量百分数分别为：C: 0· 39 ~0· 43%，Si :0· 96 ~L 13%，Μη :0· 89 ~0· 99%，Cr :5. 01 ~5. 48%，Mo :0· 41 ~ 0· 48%，Ti :0· 13 ~0· 19%，Nb :0· 032 ~0· 056%，B :0· 0026 ~0· 0038%，P :彡 0· 025% ; S :彡0. 018%，其余为铁和不可避免的杂质。4. 一种如权利要求1或2或3所述的钢材的制造方法，其特征在于，包括如下步骤： 配料完毕后，先冶炼成电极棒，然后将所述电击棒进行电渣重熔，得到电渣锭，将所述 电渣锭加热锻造成锻坯。
【文档编号】C22C33/04GK105986184SQ201510067490
【公开日】2016年10月5日
【申请日】2015年2月9日
【发明人】张恒, 张洪奎, 续维
【申请人】宝钢特钢有限公司