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CN116334469B - ML40Cr免球化退火热轧盘条及其制备方法 - Google Patents

ML40Cr免球化退火热轧盘条及其制备方法 Download PDF

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CN116334469B
CN116334469B CN202310331361.3A CN202310331361A CN116334469B CN 116334469 B CN116334469 B CN 116334469B CN 202310331361 A CN202310331361 A CN 202310331361A CN 116334469 B CN116334469 B CN 116334469B
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Abstract

本发明涉及钢铁冶炼技术领域，具体而言，涉及ML40Cr免球化退火热轧盘条及其制备方法，该方法包括控制钢坯加热均热温度为950℃‑1050℃；控制精轧前预冷却速率为20℃/s‑40℃/s；控制进精轧的温度为840℃‑880℃；控制吐丝前预冷却速率为25℃/s‑45℃/s；控制盘条进吐丝机的温度为840℃‑880℃、盘条出吐丝机的温度为940℃‑980℃；控制盘条进保护罩的温度为900℃‑940℃、盘条在保护罩内的冷却速率≥0.60℃/s、盘条出保护罩的温度为660℃‑700℃。上述制备方法能明显改善盘条冷成型性能，以便于获得原本需要通过球化退火来使片状珠光体组织转变成利于冷成型的球粒状退火组织。

Description

ML40Cr免球化退火热轧盘条及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢铁冶炼技术领域，具体而言，涉及ML40Cr免球化退火热轧盘条及其制备方法。
背景技术
工具钢用冷镦和冷挤压的ML40Cr热轧盘条产品正在逐步替代ML45钢用于制作电锤钻头。相关技术提供的ML40Cr热轧盘条，用于生产电锤钻头时的工艺主要包括：盘条酸洗→拉拔→球化退火→酸洗→拉拔→冷镦成型→调质处理；其中，球化退火目的是消除材料的加工硬化、提高塑性、改善冷镦性能、降低冷成型开裂率；但球化退火具有耗时长、能耗高、生产成本高、设备投资大、环保压力大等缺陷。因此，为了在生产电锤钻头时缩短生产周期、降低能耗，提高生产效率、降低生产成本、减轻环境压力，理想的电锤钻头的生产工艺是省略中间球化退火环节，采用简单的酸洗→拉拔→冷镦成型→调质处理生产工艺。
但是，相关技术提供的ML40Cr热轧盘条为保证材料硬度，其主要元素的含量均按相关要求中上线控制，通常采用在奥氏体再结晶温度区进行轧制，轧件终轧温度大于980℃。由于轧后高温奥氏体晶粒较粗大，相变后形成较粗大铁素体+片状珠光体组织，晶粒度一般在8级左右，该组织的盘条抗拉强度高、硬度高、断面收缩率低，无法直接冷镦，无法实现电锤钻头生产时免除球化退火环节的需求。
发明内容
本发明的目的在于提供ML40Cr免球化退火热轧盘条及其制备方法，该制备方法能够使轧后的高温奥氏体晶粒超细化，细化后的过冷奥氏体相变后可获得细小的铁素体和渗碳体组织，可明显改善盘条冷成型性能，以便于获得原本需要通过球化退火来使片状珠光体组织转变成利于冷成型的球粒状退火组织，有利于后续的冷成型生产。
本发明是这样实现的：
第一方面，本发明提供一种ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法，包括：
转炉冶炼；吹氩；LF炉精炼；连铸成方坯；钢坯加热；高压水除鳞；粗轧；中轧；预精轧；精轧前预冷却；精轧；吐丝前预冷却；吐丝；冷却；其中，
钢坯加热的步骤中，均热温度为950℃-1050℃；
精轧前预冷却的步骤中，冷却速率为20℃/s-40℃/s；
精轧的步骤中，控制进精轧的温度为840℃-880℃；
吐丝前预冷却的步骤中，冷却速率为25℃/s-45℃/s；
吐丝的步骤中，盘条进吐丝机的温度为840℃-880℃，盘条出吐丝机的温度为940℃-980℃；
冷却的步骤中，盘条进保护罩的温度为900℃-940℃，盘条在保护罩内的冷却速率≥0.60℃/s，盘条出保护罩的温度为660℃-700℃。
在可选的实施方式中，精轧的步骤中，终轧速度为35m/s-108m/s。
在可选的实施方式中，在冷却的步骤中，在保护罩内停留的时间≥370s，STM速度为0.20-0.30m/s。
在可选的实施方式中，在LF炉精炼的步骤中，采用快速造白渣的操作，渣料的加入顺序包括：先加萤石，再分两批次加入石灰；白渣满足w(FeO+MnO)<1％，保持时间≥20min、钢水软吹时间≥20min。
在可选的实施方式中，分两批次加入石灰的步骤，具体包括：在通电开始1min-2min加入石灰总量的2/3，间隔3min-5min待渣熔化后再加入石灰重量的1/3、以及Al粒子和硅钙脱氧剂。
在可选的实施方式中，转炉冶炼的步骤中，终点控制：C≥0.08wt％、P≤0.015wt％、S≤0.015wt％。
在可选的实施方式中，连铸成方坯的步骤中，浇铸的钢水的化学成分按照质量百分数计，包括：
C：0.39-0.42wt％、Si：0.15-0.25wt％、Mn：0.60-0.70wt％、P≤0.015wt％、S≤0.005wt％、Cr：0.9-1.0wt％、Al：0.02-0.04wt％、N≤0.005wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。
在可选的实施方式中，钢坯加热的步骤中，钢坯上下温差小于20℃，纵向温差小于30℃，总加热时间控制在90min-120min。
在可选的实施方式中，连铸的步骤中，拉速为2m/min-3m/min，且将结晶器液面波动控制在±3mm以内；
高压水除磷的步骤中，高压水最大压力为20Mpa。
第二方面，本发明提供一种ML40Cr免球化退火热轧盘条，ML40Cr免球化退火热轧盘条由前述实施方式任一项的ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法制得，且其成分按照质量百分数计，包括：C：0.39-0.42wt％、Si：0.15-0.25wt％、Mn：0.60-0.70wt％、P≤0.015wt％、S≤0.005wt％、Cr：0.9-1.0wt％、Al：0.02-0.04wt％、N≤0.005wt％，余量为Fe和不可避免的杂质；其中，
ML40Cr免球化退火热轧盘条的铁素体和珠光体体积分数占比为F(47％)+P(53％)，球粒状的铁素体和渗碳体直径达到10μm以下，组织晶粒度达到12级，盘条断面收缩率达65％及以上。
本发明包括以下有益效果：
本发明的制备方法通过中低温轧制技术和高温缓冷辊道控制冷却技术相结合，控制均热温度：950-1050℃、精轧前预冷却速率20℃/s-40℃/s、进精轧温度：840-880℃、吐丝前预冷却速率25℃/s-45℃/s、盘条进吐丝机温度：840-880℃、盘条出吐丝机温度：940-980℃、盘条进保温罩温度：900-940℃、盘条在保护罩内的冷却速率≥0.60℃/s、盘条出保温罩温度：660-700℃，可使制备的ML40Cr免球化退火热轧盘条轧后的高温奥氏体晶粒超细化，细化的过冷奥氏体相变后可获得细小的铁素体和渗碳体组织，实现球粒状的铁素体和渗碳体直径大小达到10μm以下、组织晶粒度达到12级，并可实现盘条在线软化，盘条断面收缩率达65％以上，使铁素体和渗碳体组织趋于球粒状，同时获得更多的铁素体组织实现铁素体和珠光体体积分数占比从F(35％)+P(65％)提高为F(47％)+P(53％)，可明显改善盘条冷成型性能，直接获得了原本需要通过对盘条球化退火来使片状珠光体组织转变成利于冷成型的球粒状退火组织，利于后续的冷成型生产。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。
图1为本发明中实施例1的ML40Cr免球化退火热轧盘条在100μm条件下的OM金相图；
图2为本发明中实施例1的ML40Cr免球化退火热轧盘条在20μm条件下的OM金相图；
图3为本发明中实施例1的ML40Cr免球化退火热轧盘条制备的电锤钻头图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
本发明提供一种ML40Cr免球化退火热轧盘条，其成分按照质量百分数计，包括：C：0.39-0.42wt％(例如：0.39wt％、0.40wt％、0.41wt％、0.42wt％等)、Si：0.15-0.25wt％(例如：0.15wt％、0.17wt％、0.19wt％、0.21wt％、0.22wt％、0.25wt％等)、Mn：0.60-0.70wt％(0.60wt％、0.62wt％、0.65wt％、0.66wt％、0.68wt％、0.70wt％等)、P≤0.015wt％(例如：0.015wt％、0.013wt％、0.012wt％、0.011wt％、0.008wt％等)、S≤0.005wt％(例如：0.005wt％、0.004wt％、0.003wt％、0.002wt％等)、Cr：0.9-1.0wt％(例如：0.9wt％、0.95wt％、1.0wt％等)、Al：0.02-0.04wt％(例如：0.02wt％、0.025wt％、0.03wt％、0.036wt％、0.04wt％等)、N≤0.005wt％(例如：0.005wt％、0.004wt％、0.003wt％、0.002wt％等)，余量为Fe和不可避免的杂质。
通常来说钢中碳含量越高，钢的硬度就越高，钢的可塑性和韧性就越差。硅则是炼钢时作为脱氧剂加入钢中的元素，硅能提高钢中固溶体的强度和冷加工硬化程度，使钢的韧性和塑性降低，硅含量越高钢的硬度越高，钢的可塑性和韧性就越差。铝能细化钢的晶粒组织，阻抑低碳钢的时效。
发明人研究表明，为降低ML40Cr线材的强度、硬度，改善冷镦性能，对钢中的C、Si元素含量在普通用钢的基础上按要求下限实行窄成分控制，同时，将钢中的Al含量提高到≥0.020wt％，可以细化晶粒，提高钢的强韧性，改善钢基体的塑性。而Mn、Cr作为淬透性元素，为保证淬透性，Mn、Cr元素含量不宜控制过低。根据成分设计要求，对C、Si、Mn、Cr各元素实行窄成分控制，磷、硫为钢中残余有害元素，成分控制越低越好。
本发明还提供一种ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法，其包括：转炉冶炼→吹氩→LF炉精炼→连铸成方坯→钢坯加热→高压水除鳞→粗轧→中轧→预精轧→精轧前预冷却→精轧→吐丝前预冷却→吐丝→冷却→收集打捆、标识入库。其中，连铸成方坯可以为6机6流方坯连铸机浇铸成160mm×160mm方坯；冷却可以是斯太尔摩散卷辊道冷却。
具体地，钢坯加热的步骤中，均热温度为950℃-1050℃；
精轧前预冷却的步骤中，冷却速率为20℃/s-40℃/s；
精轧的步骤中，控制进精轧的温度为840℃-880℃；
吐丝前预冷却的步骤中，冷却速率为25℃/s-45℃/s；
吐丝的步骤中，盘条进吐丝机的温度为840℃-880℃，盘条出吐丝机的温度为940℃-980℃；
冷却的步骤中，盘条进保护罩的温度为900℃-940℃，盘条在保护罩内的冷却速率≥0.60℃/s，盘条出保护罩的温度为660℃-700℃。
本发明的制备方法通过中低温轧制技术和高温缓冷辊道控制冷却技术相结合，控制均热温度：950-1050℃、精轧前预冷却速率20℃/s-40℃/s、进精轧温度：840-880℃、吐丝前预冷却速率25℃/s-45℃/s、盘条进吐丝机温度：840-880℃、盘条出吐丝机温度：940-980℃、盘条进保温罩温度：900-940℃、盘条在保护罩内的冷却速率≥0.60℃/s、盘条出保温罩温度：660-700℃，可使制备的ML40Cr免球化退火热轧盘条轧后的高温奥氏体晶粒超细化，细化的过冷奥氏体相变后可获得细小的铁素体和渗碳体组织，实现球粒状的铁素体和渗碳体直径大小达到10μm以下、组织晶粒度达到12级，并可实现盘条在线软化，盘条断面收缩率达65％以上，使铁素体和渗碳体组织趋于球粒状，同时获得更多的铁素体组织实现铁素体和珠光体体积分数占比从F(35％)+P(65％)提高为F(47％)+P(53％)，可明显改善盘条冷成型性能，直接获得了原本需要通过对盘条球化退火来使片状珠光体组织转变成利于冷成型的球粒状退火组织，利于后续的冷成型生产。
以下将进一步针对本发明的制备方法中的各个工艺步骤进行详细的说明。
在转炉冶炼、吹氩步骤中，采用顶底复吹氧气转炉进行冶炼，采用高拉碳工艺，可防止钢水过氧化，提高金属收得率、提高钢水纯净度并节省增碳剂和合金料，终点控制：C≥0.08wt％(例如：0.08wt％、0.09wt％、0.10wt％等)、P≤0.015wt％(例如：0.015wt％、0.014wt％、0.013wt％等)、S≤0.015wt％(例如：0.015wt％、0.014wt％、0.013wt％等)。
在LF炉精炼的步骤中，LF炉外精炼过程采取快速造白渣操作，具体地，通过优化吹氩控制来达到快速造白渣、并加强白渣的精炼效果，在精炼前期由于要加入大量的造渣料，须有较大的吹氩压力(例如：1.3-1.6Mpa，具体可以为：1.3Mpa、1.4Mpa、1.5Mpa、1.6Mpa等)才能保证所加入的料在钢包表面完全铺开，保证造渣料不在加料孔边堆积，为造出白渣提供有利条件，当造渣料化开后，要达到发泡的效果，须减小吹氩压力(例如：0.9-1.2Mpa，具体可以为：0.9Mpa、1.0Mpa、1.1Mpa、1.2Mpa等)，便于维持发泡埋弧，增强钢渣反应及脱硫的效果，通电结束后，再减小吹氩压力(例如：0.2-0.8Mpa，具体可以为：0.2Mpa、0.4Mpa、0.6Mpa、0.8Mpa等)，保证白渣满足w(FeO+MnO)<1％(例如：0.95％、0.9％、0.88％、0.8％等)，保持时间≥20min(例如：20min、30min、32min、35min等)、钢水软吹时间≥20min(例如：20min、30min、32min、35min等)，软吹过程确保液面不亮圈，充分均匀钢水温度和成分，使得各类夹杂物充分上浮，从而提高钢水纯净度、充分均匀钢水温度和成分、减少钢中有害气体和非金属夹杂物，达到钢水精炼的目的。
上述快速造白渣的操作，可优化加料制度，对加料顺序进行合理安排，渣料的加入顺序包括：先加萤石，再分两批次加入石灰；具体地，在通电开始1min-2min(例如：1min、1.2min、1.5min、1.7min、2.0min等)加入石灰总量的2/3，间隔3min-5min(例如：3min、3.5min、4min、4.5min、5min等)待渣熔化后再加入石灰重量的1/3(即加入石灰的余量)、以及Al粒子和硅钙脱氧剂，以保证白渣的形成及维持。
在连铸的步骤中，浇铸过程中保持液面稳定，连铸过程采用全程保护浇铸、恒拉速2m/min-3m/min(例如：2m/min、2.2m/min、2.4m/min、2.5m/min、2.7m/min、2.9m/min、3m/min等)拉钢，并将连铸过程结晶器液面波动控制在±3mm以内，浇铸成160mm×160mm方坯，防止方坯表面卷入保护渣和钢水氧化，提高方坯表面质量，提高方坯内部组织均匀性、致密性、减少偏析。在炼钢过程中，需严格控制钢水成分，浇铸钢水化学成分按质量百分数达到本发明设计要求：C：0.39-0.42wt％、Si：0.15-0.25wt％、Mn：0.60-0.70wt％、P≤0.015wt％、S≤0.005wt％、Cr：0.9-1.0wt％、Al：0.02-0.04wt％、N≤0.005w％，余量为Fe和不可避免的杂质。
在钢坯加热的步骤中，钢坯加热温度：980-1080℃(例如：980℃、1000℃、1010℃、1030℃、1060℃、1080℃等)，均热温度：950-1050℃(例如：950℃、970℃、1000℃、1010℃、1030℃、1050℃等)，同一根钢坯上、下温差小于20℃(例如：1℃、3℃、5℃、8℃、10℃、13℃、17℃、20℃等)，纵向温差小于30℃(例如：1℃、3℃、5℃、8℃、10℃、13℃、17℃、20℃、22℃、25℃、27℃、30℃等)，总加热时间：90-120min(例如：90min、100min、110min、115min、120min等)。
在高压水除磷的步骤中，高压水最大压力20Mpa，例如：3Mpa、5Mpa、10Mpa、12Mpa、15Mpa、18Mpa等。
在粗轧和中渣后进行精轧前，可以先预冷却，精轧前预冷却的速率为20℃/s-40℃/s，例如：20℃/s、22℃/s、26℃/s、27℃/s、31℃/s、33℃/s、37℃/s、40℃/s等；发明人研究发现，这样可以实现轧件在奥氏体未再结晶区轧制，在这一阶段，不仅奥氏体变形过程中不会发生动态再结晶，而且在变形之后的道次间隔时间内静态再结晶也很难发生，奥氏体晶粒变成扁平状，晶粒内位错密度增加，且产生变形带、形变孪晶等缺陷，增加了随后冷却过程中奥氏体向铁素体转变的形核位置，因而能够有效地细化铁素体晶粒。防止冷却速率过大造成轧制过程中轧件形变不均匀及降低轧件的塑形；同时，因盘条为中高碳钢且成分元素中Cr含量较高，轧件的淬透性较好，控制精轧前预冷却的速率为20℃/s-40℃/s，可防止冷却速率过大而造成轧件加剧C偏析导致组织生成贝氏体和马氏体等异常组织的问题，也可以防止因冷却速率过小而造成轧件表面脱碳及组织晶粒长大的问题。
进精轧温度可以控制为840-880℃，例如：840℃、850℃、855℃、860℃、870℃、880℃等；发明人研究发现，这样可以将轧件控制在两相区轧制，以便于较好的控制轧件组织性能的通条均匀性及轧制过程的应变负载恒定，在这一阶段，先共析铁素体由于变形而形成亚晶，奥氏体仍然为未再结晶状态，转变后会发生位错强化和晶粒细化，因而使钢材进一步提高强度和硬度，同时降低初脆转变温度，提高材料的抗疲劳强度。
终轧速度35-108m/s，例如：35m/s、40m/s、45m/s、50m/s、60m/s、70m/s、80m/s、90m/s、100m/s、108m/s等；在上述终轧速度下可以覆盖的规格为6.5-12mm，即使得小规格对应大的轧制速度。
在吐丝前预冷却的步骤中，控制冷却的速率为25℃/s-45℃/s，例如：25℃/s、26℃/s、27℃/s、31℃/s、33℃/s、37℃/s、40℃/s、42℃/s、45℃/s等；发明人研究发现可以根据轧材动态CCT曲线设置相应的冷却速率，以便于控制轧件适当的终轧温度，防止冷却速率过大造成轧件出现贝氏体和马氏体等异常组织；同时还可以防止冷却速率过小造成轧件表面出现脱碳、氧化铁皮变厚及组织晶粒粗大。
在吐丝的步骤中，盘条进吐丝机温度(终轧温度)为840-880℃，例如：840℃、850℃、855℃、860℃、870℃、880℃等；发明人研究发现，为得到细而均匀的铁素体组织和弥散度较大的珠光体组织，控制终轧温度应略高于Ar3相变点，此时为单相奥氏体晶粒，组织均匀，轧后盘条具有良好的综合性能；控制盘条进吐丝机温度(终轧温度)为840-880℃，还可以防止终轧温度偏低造成盘条再结晶过程进行不完善，出现不均匀的混合晶粒组织及贝氏体和马氏体等异常组织，从而避免降低盘条的塑性；同时还可以防止终轧温度偏高造成盘条出现较宽的珠光体等带状及粗晶粒组织并恶化力学性能。
进一步地，盘条出吐丝机的温度，即盘条出吐丝机搭接点温度为940-980℃；发明人研究发现，盘条经吐丝机卷曲后会出现短时间的形变升温，使得盘条组织在晶粒未长大前完全奥氏体化，可以为轧后盘条控制冷却做好准备。控制盘条出吐丝机的温度为940℃-980℃，还可以防止温度过高造成盘条表面出现脱碳、氧化铁皮变厚及组织晶粒粗大；同时还可以防止温度过低造成盘条残余应力大、出现混晶组织。
冷却可以采用斯太尔摩散卷辊道冷却，在该步骤中，盘条进保护罩的温度为900℃-940℃，即盘条进保温罩搭接点温度为900-940℃，例如：900℃、905℃、910℃、915℃、920℃、925℃、930℃、935℃、940℃等；这样一来，可以实现在奥氏体未再结晶区对盘条进行控制冷却，细化奥氏体组织及增大有效晶界面积的效果越明显，铁素体不仅会在变形后的奥氏体晶界及变形带产生晶核，而且会在奥氏体晶粒内形核，产生明显的晶粒细化效果，其中具体机理是通过控制热变形后的奥氏体状态，阻止奥氏体晶粒长大以及碳化物析出，固定由于变形而引起的位错，通过加大过冷度，降低相变温度，为相变做组织上的准备。将盘条进保护罩的温度控制为900℃-940℃，能够改善因温度过高，导致铁素体在温度较高时进行转变，碳仍具有一定的扩散能力，造成最终留在铁素体中的碳含量相对较少，容易形成网状铁素体组织和粗大组织晶粒，同时还可以防止温度过高造成盘条表面脱碳；与此同时，还可以改善因温度过低，导致铁素体中的碳扩散速率较低，大部分的碳都没有来的及进行扩散，铁素体中的碳过饱和程度大，容易形成马氏体组织和混晶组织。
冷却时，保温罩全关、风机全关，STM速度0.20-0.30m/s，例如：0.20m/s、0.22m/s、0.25m/s、0.27m/s、0.30m/s等；保温罩内停留时间≥370s，例如：370s、375s、380s等。盘条保温罩内冷却速率≥0.60℃/s，例如：0.60℃/s、0.63℃/s、0.66℃/s、0.68℃/s、0.70℃/s等；在较优的实施方式中，盘条保温罩内冷却速率为0.60-0.7℃/s。发明人研究发现，根据盘条静态CCT曲线设置相应的冷却速率，可以控制盘条适当的出保温罩温度，以便于防止冷却速率过大造成盘条出现贝氏体和马氏体等异常组织；还可以防止冷却速率过小造成盘条出现粗片状珠光体组织、网状渗碳体及网状铁素体组织。
进一步地，盘条出保温罩温度为660-700℃，例如：660℃、670℃、680℃、690℃、700℃等。发明人研究发现，如此控制冷却温度，可以使盘条经过未再结晶区中低温大变形轧制，获得具有高位错密度及变形带的硬化奥氏体，提高相变驱动力，缩短铁素体和渗碳体的相变孕育期，吐丝后结合CCT曲线采用高温缓冷辊道控制冷却，关闭保温罩使得盘条在铁素体加渗碳体区长时间充分相变，控制盘条出保温罩温度在Ar1温度以下30-50℃，同时避开了贝氏体和马氏体相变敏感温度，使盘条获得细小的铁素体和渗碳体组织，并具有优良的综合力学性能、硬度和塑形，实现盘条冷轻拉拔后免退火冷镦加工。将盘条出保温罩温度控制为660-700℃，还可以防止温度过高造成盘条表面出现脱碳、氧化铁皮变厚及粗片状珠光体组织和晶粒粗大，并避免形成魏氏组织、过热组织及渗碳体弥散析出成网状；与此同时，还可以防止温度过低造成盘条形成贝氏体和马氏体组织，恶化盘条塑形，影响盘条拉拔冷镦性能。
以下结合实施例对本发明作进一步的详细描述。
实施例1
ML40Cr免球化退火热轧盘条，其成分按照质量百分数计，包括：C：0.39wt％、Si：0.15wt％、Mn：0.60wt％、P：0.015wt％、S：0.005wt％、Cr：0.9wt％、Al：0.02wt％、N：0.005wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。
工艺：
转炉冶炼；吹氩；LF炉精炼；连铸成方坯；钢坯加热；高压水除鳞；粗轧；中轧；预精轧；精轧前预冷却；精轧；吐丝前预冷却；吐丝；冷却。
其中，转炉冶炼、吹氩，采用顶底复吹氧气转炉进行冶炼，采用高拉碳工艺，终点控制：C：0.08wt％、P：0.015wt％、S：0.015wt％。
LF炉外精炼过程采取快速造白渣操作，先加入萤石，在分两次加入石灰，其中，在通电开始1min加入石灰总量的2/3，间隔3min待渣熔化后再加入石灰重量的1/3、以及Al粒子和硅钙脱氧剂；白渣(w(FeO+MnO)<1％)，保持时间20min，软吹时间20min。
连铸，采用全程保护浇铸、恒拉速2.5m/min拉钢，并将连铸过程结晶器液面波动控制在±3mm以内，浇铸成160mm×160mm方坯。
钢坯加热的步骤中，加热温度：980℃，均热温度：950℃，同一根钢坯上、下温差19℃，纵向温差小于29℃，总加热时间：90min。
高压水除鳞，高压水的压力为20Mpa。
精轧前预冷却的步骤中，冷却速率为20℃/s。
精轧的步骤中，控制进精轧的温度为840℃；终轧速度为35m/s。
吐丝前预冷却的步骤中，冷却速率为25℃/s。
吐丝的步骤中，盘条进吐丝机的温度为840℃，盘条出吐丝机的温度为940℃。
冷却的步骤中，盘条进保护罩的温度为900℃，盘条在保护罩内的冷却速率为0.60℃/s，盘条出保护罩的温度为700℃；冷却时，保温罩全关、风机全关，STM速度0.25m/s，保温罩内停留时间370s。
实施例2
ML40Cr免球化退火热轧盘条，其成分按照质量百分数计，包括：C：0.42wt％、Si：0.25wt％、Mn：0.70wt％、P：0.012wt％、S：0.004wt％、Cr：1.0wt％、Al：0.04wt％、N：0.004wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。
工艺：
转炉冶炼；吹氩；LF炉精炼；连铸成方坯；钢坯加热；高压水除鳞；粗轧；中轧；预精轧；精轧前预冷却；精轧；吐丝前预冷却；吐丝；冷却。
其中，转炉冶炼、吹氩，采用顶底复吹氧气转炉进行冶炼，采用高拉碳工艺，终点控制：C：0.09wt％、P：0.012wt％、S：0.012wt％。
LF炉外精炼过程采取快速造白渣操作，先加入萤石，在分两次加入石灰，其中，在通电开始2min加入石灰总量的2/3，间隔5min待渣熔化后再加入石灰重量的1/3、以及Al粒子和硅钙脱氧剂；白渣(w(FeO+MnO)<1％)，保持时间30min，软吹时间30min。
连铸，采用全程保护浇铸、恒拉速2.0m/min拉钢，并将连铸过程结晶器液面波动控制在±3mm以内，浇铸成160mm×160mm方坯。
钢坯加热的步骤中，加热温度：1080℃，均热温度：1050℃，同一根钢坯上、下温差18℃，纵向温差小于28℃，总加热时间：120min。
高压水除鳞，高压水的压力为19Mpa。
精轧前预冷却的步骤中，冷却速率为40℃/s。
精轧的步骤中，控制进精轧的温度为880℃；终轧速度为40m/s。
吐丝前预冷却的步骤中，冷却速率为45℃/s。
吐丝的步骤中，盘条进吐丝机的温度为880℃，盘条出吐丝机的温度为980℃。
冷却的步骤中，盘条进保护罩的温度为940℃，盘条在保护罩内的冷却速率为0.70℃/s，盘条出保护罩的温度为660℃；冷却时，保温罩全关、风机全关，STM速度0.20m/s，保温罩内停留时间375s。
实施例3
ML40Cr免球化退火热轧盘条，其成分按照质量百分数计，包括：C：0.40wt％、Si：0.20wt％、Mn：0.65wt％、P：0.010wt％、S：0.002wt％、Cr：0.95wt％、Al：0.03wt％、N：0.003wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。
工艺：
转炉冶炼；吹氩；LF炉精炼；连铸成方坯；钢坯加热；高压水除鳞；粗轧；中轧；预精轧；精轧前预冷却；精轧；吐丝前预冷却；吐丝；冷却。
其中，转炉冶炼、吹氩，采用顶底复吹氧气转炉进行冶炼，采用高拉碳工艺，终点控制：C：0.085wt％、P：0.011wt％、S：0.013wt％。
LF炉外精炼过程采取快速造白渣操作，先加入萤石，在分两次加入石灰，其中，在通电开始1.5min加入石灰总量的2/3，间隔4min待渣熔化后再加入石灰重量的1/3、以及Al粒子和硅钙脱氧剂；白渣(w(FeO+MnO)<1％)，保持时间35min，软吹时间35min。
连铸，采用全程保护浇铸、恒拉速3.0m/min拉钢，并将连铸过程结晶器液面波动控制在±3mm以内，浇铸成160mm×160mm方坯。
钢坯加热的步骤中，加热温度：1000℃，均热温度：1020℃，同一根钢坯上、下温差18℃，纵向温差小于27℃，总加热时间：110min。
高压水除鳞，高压水的压力为18Mpa。
精轧前预冷却的步骤中，冷却速率为30℃/s。
精轧的步骤中，控制进精轧的温度为860℃；终轧速度为108m/s。
吐丝前预冷却的步骤中，冷却速率为35℃/s。
吐丝的步骤中，盘条进吐丝机的温度为860℃，盘条出吐丝机的温度为960℃。
冷却的步骤中，盘条进保护罩的温度为920℃，盘条在保护罩内的冷却速率为0.65℃/s，盘条出保护罩的温度为680℃；冷却时，保温罩全关、风机全关，STM速度0.30m/s，保温罩内停留时间380s。
实施例4
实施例4与实施例1相似，区别在于精轧前预冷却的步骤中，冷却速率为37℃/s。
实施例5
实施例5与实施例1相似，区别在于吐丝前预冷却的步骤中，冷却速率为38℃/s。
实施例6
实施例6与实施例1相似，区别在于盘条在保护罩内的冷却速率≥0.62℃/s。
实施例7
实施例7与实施例1相似，区别在于钢坯加热的步骤中，均热温度为990℃；精轧的温度为850℃；盘条进吐丝机的温度为860℃，盘条出吐丝机的温度为970℃，盘条进保护罩的温度为920℃，盘条出保护罩的温度为680℃。
实施例8
实施例8与实施例1相似，区别在于精轧前预冷却速率28℃/s，吐丝前预冷却速率为38℃/s，盘条在保护罩内的冷却速率0.62℃/s。
实施例9
实施例9与实施例1相似，区别在于精轧前预冷却速率37℃/s，吐丝前预冷却速率为30℃/s，盘条在保护罩内的冷却速率0.68℃/s。
实施例10
实施例10与实施例1相似，区别在于精轧前预冷却速率30℃/s，吐丝前预冷却速率为21℃/s，盘条在保护罩内的冷却速率0.61℃/s。
对比例1
对比例1与实施例1相似，不同之处在于精轧前预冷却速率为10℃/s。
对比例2
对比例2与实施例1相似，不同之处在于精轧前预冷却速率为50℃/s。
对比例3
对比例3与实施例1相似，不同之处在于吐丝前预冷却速率为10℃/s。
对比例4
对比例4与实施例1相似，不同之处在于吐丝前预冷却速率为50℃/s。
对比例5
对比例5与实施例1相似，不同之处在于盘条在保护罩内的冷却速率0.50℃/s。
对比例6
对比例6与实施例1相似，不同之处在于精轧前预冷却速率为10℃/s，吐丝前预冷却速率为10℃/s，盘条在保护罩内的冷却速率0.50℃/s。
对比例7
对比例7与实施例1相似，不同之处在于精轧前预冷却速率为50℃/s，吐丝前预冷却速率为50℃/s，盘条在保护罩内的冷却速率0.50℃/s。
对比例8
对比例8与实施例1相似，不同之处在于精轧前预冷却速率为50℃/s，吐丝前预冷却速率为10℃/s，盘条在保护罩内的冷却速率0.50℃/s。
对比例9
对比例9与实施例1相似，不同之处在于精轧前预冷却速率为10℃/s，吐丝前预冷却速率为50℃/s，盘条在保护罩内的冷却速率0.50℃/s。
对比例10
对比例10与实施例1相似，不同之处在于钢坯加热时均热温度为1200℃。
对比例11
对比例11与实施例1相似，不同之处在于钢坯加热时均热温度为850℃。
对比例12
对比例12与实施例1相似，不同之处在于精轧前预冷却速率为10℃/s，精轧的温度为800℃，吐丝前预冷却速率为10℃/s，盘条进吐丝机的温度为800℃，盘条出吐丝机的温度为900℃，盘条进保护罩的温度为850℃，盘条在保护罩内的冷却速率0.50℃/s，盘条出保护罩的温度为600℃。
对比例13
对比例13与实施例1相似，不同之处在于精轧前预冷却速率为50℃/s，精轧的温度为920℃，吐丝前预冷却速率为50℃/s，盘条进吐丝机的温度为920℃，盘条出吐丝机的温度为1030℃，盘条进保护罩的温度为1050℃，盘条在保护罩内的冷却速率0.50℃/s，盘条出保护罩的温度为750℃。
对比例14
对比例14与实施例1相似，不同之处在于精轧前预冷却速率为10℃/s，精轧的温度为920℃，吐丝前预冷却速率为10℃/s，盘条进吐丝机的温度为920℃，盘条出吐丝机的温度为880℃，盘条进保护罩的温度为1050℃，盘条在保护罩内的冷却速率0.50℃/s，盘条出保护罩的温度为600℃。
对比例15
对比例15与实施例1相似，不同之处在于在精炼步骤中，同时添加萤石和石灰。
对比例16
对比例16与实施例1相似，不同之处在于在精炼步骤中，同时添加萤石和石灰；精轧前预冷却速率为50℃/s，精轧的温度为920℃，吐丝前预冷却速率为50℃/s，盘条进吐丝机的温度为920℃，盘条出吐丝机的温度为1030℃，盘条进保护罩的温度为1050℃，盘条在保护罩内的冷却速率0.50℃/s，盘条出保护罩的温度为750℃。
表1和表2为各个实施例和对比例的热轧盘条的力学性能及组织。
表1
表2
测试各个实施例和各个对比例的热轧盘条冷镦性能，结果见表3。
表3
根据图1和图2可以看出实施例1的ML40Cr免球化退火热轧盘条具有良好的金相组织，实现盘条轧后的高温奥氏体晶粒超细化，细化的过冷奥氏体相变后可获得细小铁素体和渗碳体组织，可实现盘条在线软化，使铁素体和渗碳体组织趋于球粒状，同时获得更多的铁素体组织，利于后续的冷成型生产。
根据表1、表2和表3可知，本发明各个实施例的ML40Cr免球化退火热轧盘条具有良好的力学性能、内部质量和冷镦性能，能够满足用户冷拉拔后免退火生产冷镦成型的电锤钻头。
以实施例1的热轧盘条经酸洗→一道次拉拔成Ф11.5mm精线→冷镦成型，冷镦成型的电锤钻头如图3所示。
综上所述，本发明的制备方法能够使轧后的高温奥氏体晶粒超细化，细化后的过冷奥氏体相变后可获得细小的铁素体和渗碳体组织，可明显改善盘条冷成型性能，以便于获得原本需要通过球化退火来使片状珠光体组织转变成利于冷成型的球粒状退火组织，有利于后续的冷成型生产。
以上仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法，其特征在于，包括：
转炉冶炼；吹氩；LF炉精炼；连铸成方坯；钢坯加热；高压水除鳞；粗轧；中轧；预精轧；精轧前预冷却；精轧；吐丝前预冷却；吐丝；冷却；其中，
所述连铸的步骤中，拉速为2 m/min -3m/min，且将结晶器液面波动控制在±3mm以内；
所述钢坯加热的步骤中，均热温度为950℃-1050℃；
所述精轧前预冷却的步骤中，冷却速率为20℃/s-40℃/s；
所述精轧的步骤中，控制进所述精轧的温度为840℃-880℃；
所述吐丝前预冷却的步骤中，冷却速率为25℃/s-45℃/s；
所述吐丝的步骤中，盘条进吐丝机的温度为840℃-880℃，盘条出吐丝机的温度为940℃-980℃；
所述冷却的步骤中，盘条进保护罩的温度为900℃-940℃，盘条在保护罩内的冷却速率≥0.60℃/s，盘条出保护罩的温度为660℃-700℃；在保护罩内停留的时间≥370s，STM速度为0.20-0.30m/s。
2.根据权利要求1所述的ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法，其特征在于，所述精轧的步骤中，终轧速度为35 m/s -108m/s。
3.根据权利要求1所述的ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法，其特征在于，在所述LF炉精炼的步骤中，采用快速造白渣的操作，渣料的加入顺序包括：先加萤石，再分两批次加入石灰；所述白渣满足w(FeO+MnO)<1%，保持时间≥20min、钢水软吹时间≥20min。
4.根据权利要求3所述的ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法，其特征在于，所述分两批次加入石灰的步骤，具体包括：在通电开始1min-2min加入石灰总量的2/3，间隔3min-5min待渣熔化后再加入石灰重量的1/3、以及Al粒子和硅钙脱氧剂。
5.根据权利要求1所述的ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法，其特征在于，所述转炉冶炼的步骤中，终点控制：C≥0.08wt％、P≤0.015wt％、S≤0.015wt％。
6.根据权利要求1所述的ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法，其特征在于，所述钢坯加热的步骤中，钢坯上下温差小于20℃，纵向温差小于30℃，总加热时间控制在90min-120min。
7.根据权利要求1所述的ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法，其特征在于，所述高压水除磷的步骤中，高压水最大压力为20Mpa。
8.根据权利要求1所述的ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法，其特征在于，所述连铸成方坯的步骤中，浇铸的钢水的化学成分按照质量百分数计，包括：
C：0.39-0.42wt％、Si：0.15-0.25wt％、Mn：0.60-0.70wt％、P≤0.015wt％、S≤0.005wt％、Cr：0.9-1.0wt％、Al：0.02-0.04wt％、N≤0.005wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。
9.一种ML40Cr免球化退火热轧盘条，其特征在于，所述ML40Cr免球化退火热轧盘条由权利要求1-7任一项所述的ML40Cr免球化退火热轧盘条的制备方法制得，且其成分按照质量百分数计，包括：C：0.39-0.42wt％、Si：0.15-0.25wt％、Mn：0.60-0.70wt％、P≤0.015wt％、S≤0.005wt％、Cr：0.9-1.0wt％、Al：0.02-0.04wt％、N≤0.005wt％，余量为Fe和不可避免的杂质；其中，
所述ML40Cr免球化退火热轧盘条的铁素体和珠光体体积分数占比为47%的F+53%的P，球粒状的铁素体和渗碳体直径达到10μm以下，组织晶粒度达到12级，盘条断面收缩率达65%及以上。
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Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63230821A (ja) * 1987-03-18 1988-09-27 Tooa Steel Kk 熱間圧延鋼線材の直接球状化処理方法
CN104988409A (zh) * 2015-07-31 2015-10-21 邢台钢铁有限责任公司 免退火冷镦钢热轧盘条及其生产方法
CN109097704A (zh) * 2018-08-31 2018-12-28 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种生产免退火含钒耐热钢热轧盘条的方法
CN110004376A (zh) * 2019-04-16 2019-07-12 江阴兴澄合金材料有限公司 一种免退火拉拔的中碳CrMo钢盘条的制造方法
CN111363975A (zh) * 2020-04-08 2020-07-03 中天钢铁集团有限公司 一种热轧态可直接进行拉拔加工的中碳CrMo钢盘条的控轧控冷方法
CN111424218A (zh) * 2020-03-31 2020-07-17 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种免退火中碳合金冷镦钢的生产方法
CN113025917A (zh) * 2021-02-03 2021-06-25 江阴兴澄合金材料有限公司 一种具有低强度高塑性免退火冷镦钢用盘条及其制造方法
WO2022148492A1 (zh) * 2021-01-05 2022-07-14 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种乘用车万向节叉冷锻用钢及其制造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63230821A (ja) * 1987-03-18 1988-09-27 Tooa Steel Kk 熱間圧延鋼線材の直接球状化処理方法
CN104988409A (zh) * 2015-07-31 2015-10-21 邢台钢铁有限责任公司 免退火冷镦钢热轧盘条及其生产方法
CN109097704A (zh) * 2018-08-31 2018-12-28 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种生产免退火含钒耐热钢热轧盘条的方法
CN110004376A (zh) * 2019-04-16 2019-07-12 江阴兴澄合金材料有限公司 一种免退火拉拔的中碳CrMo钢盘条的制造方法
CN111424218A (zh) * 2020-03-31 2020-07-17 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种免退火中碳合金冷镦钢的生产方法
CN111363975A (zh) * 2020-04-08 2020-07-03 中天钢铁集团有限公司 一种热轧态可直接进行拉拔加工的中碳CrMo钢盘条的控轧控冷方法
WO2022148492A1 (zh) * 2021-01-05 2022-07-14 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种乘用车万向节叉冷锻用钢及其制造方法
CN113025917A (zh) * 2021-02-03 2021-06-25 江阴兴澄合金材料有限公司 一种具有低强度高塑性免退火冷镦钢用盘条及其制造方法

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