可适应大变形量冷加工成型用工具钢及其制备方法和套筒及其制备方法与流程

1.本发明属于工具钢加工技术领域，具体涉及一种可适应大变形量冷加工成型用工具钢及其制备方法和套筒及其制备方法。


背景技术：

2.工具由于要求具有较高的硬度、强度及耐磨性，因此传统用工具钢，一般采用碳含量大于0.50％的中高碳钢及在此基础上，再添加一定含量的铬、锰、钼、钨等合金元素。传统工具钢由于钢中含有较高的碳、铬、钒、锰、钨合金元素，钢的强度很高，但韧性较差，钢的冷拉拔、冷镦、冷冲压等冷加工性能很差，其冷变形能力非常有限，不能通过冷加工变形加工制造。传统工具钢只能通过热锻或热模锻等加工方法进行加工成型，后续再对热加工成型的毛坯进行相应的热处理和机加工成品工具，这种传统的工具加工方法流程长，材料损耗大，成本高。
3.而具有较大冷镦和冷冲性能的材料一般采用低中碳冷镦钢(如swrch6a、ch1t等)或球化退火处理的合金冷镦钢(如scm435、10b21等材料)，但这些钢种适用于加工螺栓、螺帽等冷镦用紧固件，强度、硬度、耐磨性不能满足高性能工具的强韧性、耐磨性、高扭矩、高疲劳寿命等特殊要求。
4.综上所述，传统工具钢强度很高，但韧性较差，钢的冷拉拔、冷镦、冷冲压等冷加工性能很差，其冷变形能力非常有限，不能通过冷加工变形加工制造，只能通过热锻或热模锻等加工方法进行加工成型。这种传统加工方法流程长，材料损耗大，成本高。而具有良好冷镦和冷冲性能的冷镦钢，其强度、硬度、耐磨性又不能满足高性能工具要求。


技术实现要素：

5.本发明的目的是为了克服现有工具钢不具备大变形量的冷镦冷冲压性能，而冷镦用钢虽有一定的冷加工变形能力，但强度又不能满足生产高扭矩、高耐磨性、高寿命性能要求的套筒工具的缺陷，提供一种可适应大变形量冷加工成型用工具钢及其制备方法和套筒及其制备方法，该工具钢结合了传统工具钢的高强度和冷镦钢良好冷变形能力的优点，能够满足生产高扭矩、高耐磨性、高寿命性能要求的套筒工具。
6.为了实现上述目的，本发明第一方面提供了一种可适应大变形量冷加工成型用工具钢，包括如下质量百分比的组分：c 0.28
‑
0.35％，si≤0.09％，mn 0.65
‑
1％，cr 0.3
‑
0.55％，v 0.1
‑
0.15％，ti 0.015
‑
0.04％，b 0.0012
‑
0.004％，als 0.02
‑
0.045％，p≤0.025％，s≤0.015％，ni≤0.1％，cu≤0.1％，mo≤0.009％，o≤0.0012％，n 0.005
‑
0.011％，余量为fe和不可避免的杂质；且满足：0.13％≤(v ti 10
×
b)≤0.22％，(ni cu mo)≤0.17％，ti/n＝2.2
‑
6.5；
7.且所述工具钢具有如下显微组织：片状珠光体和铁素体。
8.本发明第二方面提供了前述第一方面所述的工具钢的制备方法，该方法包括：按
所需组分配比原料，将原料依次进行冶炼、控轧控冷轧制、冷却。
9.本发明第三方面提供了一种套筒的制备方法，该方法包括以下步骤：
10.(1)采用前述第二方面所述的方法制备得到盘条或盘卷；
11.(2)再将所述盘条或盘卷依次进行抛丸、磷化、冷拉拔至所需线径、球化退火处理、冷剪下料、冷镦挤压成型，得到套筒毛坯；
12.(3)可选的，将所述套筒毛坯依次进行淬火处理、回火处理和表面加工处理。
13.本发明第四方面提供了前述第三方面所述的方法制备得到的套筒。
14.本发明提供的工具钢具有良好的塑性和强度性能，兼备高强度和大变形量冷加工的性能。本发明具体通过采用适当含量的碳、锰、铬、钒、硼、钛等合金元素，综合运用钒硼钛联合微合金化，尤其是采用满足特定含量的钒硼钛，并配合满足特定含量的镍铜钼以及钛氮比，生产出显微组织为片状珠光体 铁素体的热轧钢(也即工具钢)，其组织均匀性良好，无明显方向性，提高了钢材料的冷加工性能；且具有良好的冷镦性能，在提高材料的强度性能的同时，保持材料良好的塑性性能。
15.本发明的工具钢可以通过大变形量冷镦和冷冲压加工直接成型，低成本制造套筒工具毛坯，毛坯通过淬火处理后，具有良好的强韧性匹配，能够满足高性能套筒需具备的高强度、高耐磨性、高扭矩、高使用寿命性能要求。这种盘卷无需热锻或热模锻加工，材料损耗小，加工效率高，材料利用率高，综合加工成本低等优点。
16.本发明的工具钢用于制备套筒时，盘卷在冷拉拔之前无需进行球化退火处理，而是可以直接进行冷拉拔，然后再进行低成本(球化退火温度更低、退火时间更短)的快速球化退火处理，所得套筒能够达到规定的硬度、扭矩，综合质量满足高寿命套筒要求。
17.本发明提供的套筒制备方法，相比传统的工具钢制备套筒的方法，具有以下优点：无需热锻成型，节省大量热能，减少碳排放，节省加工成本，大幅提高材料利用率；盘卷冷拉拔前可以免一次球化退火处理，减少一道抛丸(或酸洗)磷化处理(现有技术中通常采用2道或2道以上的酸洗磷化，其取决于球化退火次数)，更环保，综合成材率大于95％，大幅降低用户加工成本1200元/吨；得到的套筒的硬度、耐磨性、扭矩性能满足德国标准(din3124)。
附图说明
18.图1是实施例3的线材的显微组织典型形貌图(100x)，其中a)是边缘的形貌图，b)是基体的形貌图。
19.图2是实施例6的大盘卷的显微组织典型形貌图(100x)，其中a)是边缘的形貌图，b)是基体的形貌图。
20.图3是实施例5的纵向带状组织典型显微图。
21.图4是对比例2的纵向带状组织典型显微图。
22.图5是实施例3的珠光体含量分析典型示意图(100x)。
23.图6是实施例4的珠光体片间距典型示意图(6.9kx)。
具体实施方式
24.在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各
个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。
25.本发明中，als是指酸溶铝。
26.如前所述，本发明第一方面提供了一种可适应大变形量冷加工成型用工具钢，包括如下质量百分比的组分：c 0.28
‑
0.35％，si≤0.09％，mn 0.65
‑
1％，cr 0.3
‑
0.55％，v 0.1
‑
0.15％，ti 0.015
‑
0.04％，b 0.0012
‑
0.004％，als 0.02
‑
0.045％，p≤0.025％，s≤0.015％，ni≤0.1％，cu≤0.1％，mo≤0.009％，o≤0.0012％，n 0.005
‑
0.011％，余量为fe和不可避免的杂质；且满足：0.13％≤(v ti 10
×
b)≤0.22％，(ni cu mo)≤0.17％，ti/n＝2.2
‑
6.5；且所述工具钢具有如下显微组织：片状珠光体和铁素体。
27.本发明中，可以理解的是，所述工具钢的形状没有任何限制，例如可以为钢丝、盘条、盘卷等，本领域技术人员根据所需规格可以自由选择。
28.在工具钢领域中，成分设计直接影响工具钢的拉拔性能、钢丝冷挤压变形能力和套筒成品综合性能。本发明的发明人研究发现，通过上述适当含量的各组分能够起到协同作用，能够充分发挥各元素的联合微合金化，使得工具钢兼具高强度和大变形量冷加工的性能。具体的，本发明中的各元素作用机理阐述如下：
29.所述c元素，c是强化元素，在钢中起固溶强化作用，在本发明中碳与铬、钒、钛等合金元素形成合金碳化物，有效提高产品的强度性能和耐磨性能。c元素在提高钢的强度的同时，会恶化钢的冷加工性能。本发明的工具钢需要大的冷镦冷挤压变形能力，冷挤压变形能力越强，材料的综合利用率就越高，本发明能达到95％以上的利用率。然而，碳含量过高，易导致冷镦冷挤压加工过程中形成裂纹等缺陷，而发明人发现在本发明中控制碳含量在0.28
‑
0.35％，能够避免上述裂纹等缺陷，且使得用于制备套筒时成品硬度经最终淬回火处理后(即淬火处理、回火处理)能够达到48hrc。
30.所述si元素，也是钢中的有效的强化元素，强化钢中的铁素体强度，也是钢的一种脱氧元素。但si元素会恶化工具钢盘条的冷镦和冷挤压性能，硅含量高，易导致冷镦冷挤压加工过程中形成裂纹，弱化钢丝的冷变形能力，因此需要控制硅含量，本发明中特别的控制si≤0.09％。
31.所述mn元素，钢中有效强化元素，提高钢抗拉强度和耐磨性，锰也是钢的一种脱氧元素。mn使钢的c曲线右移，提高高温奥氏体的稳定性，改善产品的淬透性能。较高含量mn容易形成带状组织，材料性能表现出明显的方向性，恶化钢丝的冷镦和冷挤压性能。而本发明中mn在0.65
‑
1％，这种含量设计既能提高应用的套筒工具的强度耐磨性，又能改善工具钢盘条带状组织和改善心部偏聚，保证盘条的塑性性能和拉拔性能。
32.所述cr元素，在本发明中是主要强化元素，cr与碳形成合金碳化物，提高钢抗拉强度和耐磨性，cr使钢的c曲线右移，提高高温奥氏体的稳定性，改善产品的淬透性能，细化晶粒和组织，提高产品的强韧性能。一定含量的铬保证应用的套筒工具在高温回火后的硬度和强度性能。但过高的铬，强烈降低钢的塑性性能，恶化钢的冷镦和冷挤压性能，在大变形量的冷加工条件下，易形成表面或内部裂纹，弱化钢丝的冷变形能力。而本发明中cr在0.3
‑
0.55％，利于提高钢的塑性和强度性能，使其兼备高强度和大变形量冷加工的性能。
33.所述v元素，能显著细化钢的晶粒组织，提高钢的强度，韧性和耐磨性。在本发明中v是一种微强化合金元素，钒是一种强烈的碳结合元素，与c、n形成化合物，低温析出细小弥
散分布的vn(c)化合物，通过析出强化和细晶强化作用，在提高线材强度的同时，保证材料的良好塑性，保证材料的冷加工性能，提高套筒的强度、硬度、扭矩性能，提高套筒工具的使用寿命。同时钢中存在一定含量的钒，可以细化珠光体组织和奥氏体晶粒度，钢中的钒氮(碳)化合物能促进组织球化，可以降低球化退火温度和减少退火时间，大幅降低球化退火成本，减少能源损耗。钒是一种贵重合金，本发明综合考虑v含量设计在0.1
‑
0.15％。
34.所述ti，是钢中的强脱氧元素，添加一定含量的ti，与钢中c和n能形成稳定的tic和tin，有效细化奥氏体晶粒度和显微组织，降低材料的过热敏感性，显著提高材料的淬透性能，淬回火后获得均匀的索氏体组织，提高材料的强度性能。钢中存在一定含量的钛，优先与钢水中的自由氮相结合，形成稳定的tin化合物，减少了钢中铝、硼与自由氮相结合的机会，能改善铸坯低倍质量，减少铸坯内裂纹，提高盘条性能。钢中如ti含量较高，则容易形成大颗粒状或点链状的tin(c)化合物，反而会降低材料的强度性能，恶化材料的冷镦冷挤压性能，甚至引起冷冲压裂纹。本发明中要求ti控制在0.015
‑
0.04％，在一种优选实施过程中更进一步地控制ti:n在2.2
‑
6.5范围之间，提高铸坯内部质量，减少内部裂纹，从而提高铸坯的轧制性能和套筒综合性能。
35.所述n元素，在本钢种中属于有益元素，与钒、钛相结合，共同作用，析出大量纳米级尺寸的细小均匀的钒氮化合物和tin(c)化合物，细化晶粒，产生沉淀硬化作用，进一步提高钢的强韧性。结合钢中添加的v、ti含量，本发明中n≤0.005
‑
0.011％。
36.高温析出的tin(c)纳米级的化合物钉扎在高温奥氏体中，保证钢坯在较高温度加热条件下奥氏体晶粒不明显长大，轧制后获得细小的显微组织。低温析出的细小的尺寸为纳米级的钒氮(碳)化合物在后续冷却过程中进一步细化显微组织，提高材料强韧性能。这些高温和低温析出纳米级的碳化物二相粒子在后续钢丝球化退火过程中成为大量的成核质点，促进球化碳化物的大量形成，一方面有利于在后续的球化退火处理中快速获得均匀细小的球状珠光体，另一方面可以降低退火温度，大幅减少球化退火时间，从原先的22小时减少至14小时以下。因此更环保和低碳。
37.所述b元素，b在本发明中有以下有益作用：b以置换固溶体形式溶于α
‑
f中，可以改善钢的组织致密性，提高热轧性能，改善表面质量。微量b可以显著提高材料的淬透性能，又不会影响材料的淬裂性。在提高材料淬透性能作用方面，微量b与铬、钼等合金元素有相同作用，但具有价格更低廉的优势。本发明中套筒毛坯需要进行淬火处理，提高材料的强度性能，b与ti、v、cr、mn联合作用，强烈提高材料的淬透性能，在用油淬介质前提下，获得均匀的马氏体组织，无残留铁素体等软相组织，回火后，马氏体全部转变成综合性能最优的回火索氏体组织，既有高强度，又保证良好韧性，获得最好的扭矩性能，提高套筒使用寿命。但钢中硼含量不能过高，过高的硼与在晶界形成低熔点的共晶体，加大热脆性，恶化材料的热轧制性能，甚至引诱轧制微裂纹。综上考虑，本发明b设计在0.0012
‑
0.004％。
38.另一方面，为了最大程度利用钒钛硼微合金强化效果，又保证材料的塑性性能，需要限制三者总含量在一定范围内。发明人经过大量实践表明，当0.13＞(v ti 10b)情况下，不能最大效果发挥三者在细晶强化和沉淀强化的联合作用，在后续淬回火处理过程中，不能有效提高材料的强度性能，影响套筒的耐磨性能和扭矩性能。如果(v ti 10b)＞0.22％，在轧后冷却过程中易析出大颗粒状的高硬度沉淀析出物，反而失去联合微合金强化效果，高硬度大颗粒状的沉淀析出物类似夹杂物，在后续冷挤压加工过程中可能成为裂纹源，降
低拉拔钢丝的冷镦和冷挤压成型性能，这种硬质颗粒析出物也会加大模具损耗。而本发明要求0.13％≤(v ti 10b)≤0.22％，不仅能最大程度利用钒钛硼微合金强化效果，又保证材料的塑性性能提高材料的韧性，提高拉拔钢丝的冷镦和冷挤压成型性能，提高材料综合利用率，减少模具损耗。
39.所述als，是钢中的强脱氧元素，一定的酸溶铝含量能有效细化奥氏体晶粒度和显微组织，显著提高盘条的塑性性能和拉拔性能，本发明中，als、ti、b、v四种微合金化元素共同作用，在保证材料良好塑性性能前提下，提高强化效果，细化晶粒，提高材料强度性能。但钢中过高的als易形成高熔点、不变形的、高硬度的氧化铝夹杂物，影响盘条的拉拔性能，也影响钢水的可浇性。本发明设计als在0.02
‑
0.045％，钢中较高的酸溶铝含量一方面有利于脱硫，获得低硫、低氧纯净钢，另一方面可以显著改善拉拔钢丝的冷镦冷挤压成型性能，冷加工变形后获得优良的表面质量和一定的光洁度，提高产品档次。
40.所述ni、cu、mo在本发明中是残余元素，需要控制ni、cu、mo元素含量在较低范围(例如通过采用转炉炼钢可以较好地控制其较低含量)，因为ni、cu、mo三个元素均有提高材料强度性能和淬透性能，当三者共存时，联合作用下，可以显著影响钢的淬透性能和钢丝的冷镦冷挤压成型性能，如果三者含量较高，结合钢中添加的b与ti、v、cr、mn，有可能在轧制后不能形成均匀的珠光体 铁素体组织，局部形成魏氏体、粒状贝氏体甚至马氏体组织，严重影响盘卷性能均匀性，影响盘卷的拉拔性能。另一方面ni、cu、mo三元素均能显著提高α
‑
f强度，cu、mo易形成局部偏析，影响组织和性能均匀性，降低材料的塑性性能，严重影响材料的冷镦、冷挤压性能。故而本发明中控制(ni cu mo)≤0.17％，更优选≤0.15％，能更好地提高盘条组织均匀性和拉拔钢丝的冷镦和冷挤压成型性能。
41.优选情况下，si 0.04
‑
0.09％，ni 0.01
‑
0.1％，cu 0.007
‑
0.06％，mo 0.004
‑
0.008％。
42.优选情况下，0.13％≤(v ti 10
×
b)≤0.2％。该优选方案，能最大程度提高联合强化效果，又能提高材料的韧性，提高工具钢的冷镦和冷挤压成型性能，提高材料综合利用率，减少模具损耗。
43.优选情况下，ti/n＝2.9
‑
6，更优选3
‑
6。该优选方案，能更好地控制工具钢盘条所用铸坯的内部质量，减少内部裂纹，提高盘条和套筒性能。
44.本发明的上述优选方案，能够进一步提高各元素微合金强化效果，更利于提高工具钢材料的塑性、韧性，同时提高拉拔钢丝的冷镦和冷挤压成型性能。
45.优选地，所述工具钢中，取横向组织样，以相面积占比计，片状珠光体的含量为40
‑
55％，铁素体的含量为45
‑
60％。珠光体含量控制在40
‑
55％范围，一方面，保证线材或盘卷的强度性能，另一方面，有利于改善工具钢的带状组织，在后续应用在套筒中的球化退火中，更容易获得均匀的细小的球状珠光体，提高材料冷挤压大变形量成型性能，减少模具损耗。
46.本发明中，所述片状珠光体和铁素体的含量按照gb/t 15749中的方法测得。
47.优选地，所述铁素体的平均晶粒度≥10级。
48.本发明中，所述铁素体的平均晶粒度按照gb/t 6394测试得到。
49.优选地，所述片状珠光体的片间距≤0.4μm。
50.本发明中，所述片状珠光体的片间距在电镜下计量得到。
51.优选地，所述工具钢的纵向带状组织级别≤2.5级，更优选≤2级。低级别的带状组织改善显微组织的方向性，减轻了材料的力学性能各项异性，提高材料的塑性性能，也有利于在后续的球化退火处理中快速获得均匀的球状珠光体，提高材料冷挤压大变形量成型性能。
52.本发明中，所述工具钢的纵向带状组织级别通过gb/t34474.2方法测试得到。
53.优选地，所述工具钢中总脱碳层比≤0.6％，且不含全脱碳层。
54.本发明中，所述脱碳层通过gb/t224方法测试得到。
55.根据本发明，优选地，所述工具钢的直径≤20mm时，满足：屈服强度为440
‑
500mpa，抗拉强度为650
‑
800mpa，断后伸长率≥20％，断面收缩率≥50％。
56.根据本发明，优选地，所述工具钢的直径>20mm时，满足：屈服强度为400
‑
500mpa，抗拉强度为600
‑
800mpa，断后伸长率≥15％，断面收缩率≥40％。
57.根据本发明，优选地，所述工具钢的硬度差≤35hv，更优选≤30hv。
58.本发明中，以硬度差表征工具钢的硬度不均匀性。所述硬度差是指硬度极差值，其测试方法为：取工具钢的横截面，制取维氏硬度样，沿任意一条直径方向(直径计为d)，分别测量从边缘1/6d、1/4d、1/3d、1/2d、1/3d、1/4d、1/6d距离处共7点位置的硬度值，计算7点的硬度极差值。
59.本发明第二方面提供了前述第一方面所述的工具钢的制备方法，该方法包括：按所需组分配比原料，将原料依次进行冶炼、控轧控冷轧制、冷却。
60.本发明中，可以理解的是，所述“按所需组分配比原料”是指根据所需要的产品工具钢的组成来配比原料。本发明中，所述原料基本完全转化为产品工具钢的各元素组分，少许元素损失可以通过后续按需补入来补充，也即，原料的各元素用量与产品工具钢的组分相同。
61.根据本发明，优选地，所述冶炼包括转炉冶炼、lf精炼、rh炉真空处理和方坯保护连铸。
62.优选地，所述转炉冶炼中采用高拉碳出钢操作，且使得经所述转炉冶炼得到的钢中，以质量百分比计的终点c含量为0.1
‑
0.2％。
63.优选地，所述lf精炼的条件包括：lf精炼处理时间≥35min。
64.根据本发明，优选地，所述rh炉真空处理的条件包括：在真空度≤0.267kpa下循环(优选循环2
‑
10min)后按需加入钛铁，复压后按需加入硼铁；然后进行高真空处理，所述高真空处理中纯脱气时间≥8min，软吹时间≥8min。
65.可以理解的是，在所述冶炼过程中，可能会损失钛、铁、硼元素，故本领域技术人员可以在所述rh炉真空处理中根据各自损失量来按需加入钛铁、按需加入硼铁，只要能够制备得到前述组成的工具钢即可。
66.本发明中，所述转炉冶炼、lf精炼(即lf炉精炼)、rh炉真空处理和方坯保护连铸具有本领域的常规释义，在此不再赘述。对于各个处理方式中的工艺条件，除了上述要求的特定条件外，其他工艺条件均可以按照本领域现有的工艺条件进行。
67.本发明中，所述方坯保护连铸可以采用现有的方法进行，只要能够制备得到所需规格的工具钢铸坯(例如连铸坯断面尺寸为160*160mm或200*200mm)即可。
68.在本发明的一种具体优选实施方式中，所述方坯保护连铸的条件包括：所采用的
中间包的过热度控制在20
‑
45℃，和/或，采用的二冷水采用弱冷制度，和/或，采用电磁搅拌且末端电搅(即连铸末端电磁搅拌)。该优选方案下，采用较高过热度，进一步有利于提高钢水可浇性，减少液面波动，增加连浇炉数，减少钢中因液面波动和水口结瘤带来的夹杂物，提高钢水纯净度。
69.在本发明的一种具体优选实施方式中，所述方坯保护连铸的条件还包括拉速控制的步骤：对于160mm*160mm断面方坯采用的拉速为2.2
‑
2.4m/min；对于200mm*200mm断面方坯采用的拉速为1.3
‑
1.5m/min。
70.本发明中，所述控轧控冷轧制用于将连铸坯轧制成线材或大盘卷，例如，160mm*160mm连铸坯适用于轧制直径≤28mm的线材或大盘卷；200mm*200mm适用于轧制直径≤50mm的大盘卷或线材。
71.本发明对所述控轧控冷轧制的条件可选范围较宽，可以根据所需规格的工具钢进行设置。工具钢根据不同直径尺寸分为线材和盘卷。
72.优选地，对于直径≤20mm的线材，所述控轧控冷轧制的条件包括：开轧温度为980
‑
1000℃，预精轧(bgv入口)温度为980
‑
1000℃，精轧(tmb入口)温度为980
‑
1000℃，吐丝温度为930
‑
950℃。在该优选方案中，轧制温度设计均匀，各轧机入口温度均匀，波动小，轧辊弹跳值小，更利于获得良好的表面质量，进一步保证盘条后续大变形量的冷挤压变形加工不产生表面裂纹等缺陷。
73.优选地，对于直径>20mm的盘卷，所述控轧控冷轧制的条件包括：开轧温度为1010
‑
1050℃，一中轧温度为1000
‑
1030℃，入kocks轧机温度为980
‑
1000℃，卷取温度为900
‑
930℃。
74.对于本发明的控轧控冷轧制的其他条件可以采用现有的方案进行，本发明在此不再赘述。
75.根据本发明，优选地，该方法还包括：在所述控轧控冷轧制之前进行加热的步骤，且所述加热包括加热段和均热段，且所述加热段温度为1000
‑
1200℃，所述均热段温度为1000
‑
1200℃，总加热时间控制在60
‑
200min。发明人进一步发现，脱碳影响套筒工具的表面硬度和耐磨性而采用本发明的优选方案，一方面保证钢坯高温塑性，提高轧制表面质量，另一方面，减少盘条表面脱碳层深度；而且采用较低的加热温度，还能够防止高温奥氏体粗大，获得细小的奥氏体晶粒度。
76.前述原料中采用特定含量的元素组分，使得高温析出的tin(c)纳米级的化合物钉扎在高温奥氏体中，保证钢坯在上述特定温度加热条件下奥氏体晶粒不明显长大，轧制后获得细小的显微组织。
77.本发明中，所述总加热时间是指加热段和均热段的时间总和。
78.优选地，所述均热段的时间在30
‑
100min。
79.根据本发明，优选地，所述冷却的条件包括：在所述控轧控冷轧制中的吐丝后，先以2.5
‑
4.5℃/s的冷却速度冷却至780℃，再以≤3.0℃/s的冷却速度冷却至600℃。
80.在所述冷却中，本领域技术人员可以根据工具钢的规格选择风冷辊道的风机部分或全部开启方式，以及保温罩的部分或全部开启方式。例如，对于直径≤20mm的线材，风冷辊道的设置方式可以为下述实施例中表5
‑
7中的方式。
81.在一种具体优选实施方式中，所述冷却的条件包括：
82.对于直径为21
‑
25mm的盘卷，采用的盘卷风冷辊道中设置若干风机和保温罩，前3个风机100％开启，4
‑
7号风机20
‑
70％开启，后面风机全关闭，前12个保温罩开启，后面保温全关闭；
83.对于直径为26
‑
36mm的盘卷，采用的盘卷风冷辊道中设置若干风机和保温罩，前4个风机100％开启，5
‑
8号风机50％开启，后面风机关闭，前16个保温罩开启，后面保温罩关闭；
84.对于直径为37
‑
48mm的盘卷，采用的盘卷风冷辊道中设置若干风机和保温罩，前6个风机100％开启，7
‑
10号风机50％开启，后面风机关闭，前18个保温罩开启，后面保温罩关闭。
85.采用上述冷却的优选方案，能在冷却阶段获得大量低温析出的细小的尺寸为纳米级的钒氮(碳)化合物，这些化合物有利于获得均匀的相变组织，保证盘条最终组组织为均匀细小的珠光体 铁素体组织，可有效避免产生魏氏组织等不良组织。
86.在上述制备方法中，高温析出的tin(c)纳米级的化合物和低温析出的钒氮(碳)化合物成为形核质点，减少了组织的方向性，保证所得工具钢中纵向带状组织级别不大于2.0级。
87.本发明的工具钢制备方法制得的工具钢具有均匀的、细小的片状珠光体 铁素体的显微组织，且具有前述第一方面所述的工具钢的组成和结构。
88.在本发明的工具钢的制备方法中，本领域技术人员还可以根据实际需求，在所述冷却后对所得的工具钢钢线进行打包、套袋包装。
89.本发明第三方面提供了一种套筒的制备方法，该方法包括以下步骤：
90.(1)采用前述第二方面所述的方法制备得到盘条或盘卷；
91.(2)再将所述盘条或盘卷依次进行抛丸、磷化、冷拉拔至所需线径、球化退火处理、冷剪下料、冷镦挤压成型，得到套筒毛坯；
92.(3)可选的，将所述套筒毛坯依次进行淬火处理、回火处理和表面加工处理。
93.在本发明的套筒制备方法中，盘卷力学性能优良，盘卷可不先进行球化退火处理，而是直接去除氧化皮(即经抛丸或酸洗、磷化处理)后，直接冷拉拔至所需线径的钢丝。拉拔钢丝通过球化退火处理，退火钢丝冷剪下料，通过冷镦挤压成型，材料综合利用率(综合成材率)≥95％。
94.本发明中，可以理解的是，在步骤(1)中采用前述第二方面所述的方法，其中经所述控轧控冷轧制中的吐丝、所述冷却后会形成盘卷。
95.本发明步骤(2)中，所述抛丸、磷化、冷拉拔、球化退火处理、冷剪下料、冷镦挤压成型各个处理过程各自具有本领域的常规释义，在此不再赘述。例如，所述抛丸的方式例如可以为酸洗。经所述抛丸、磷化后能够去除盘卷上的氧化皮。
96.根据本发明，优选地，在步骤(2)中，所述球化退火处理的过程包括：在保护气氛下，先加热至760
‑
780℃，进行保温4
‑
7h；之后冷却至710
‑
720℃，再保温4
‑
7h，随后冷却至500℃，然后进行空冷。
97.由于工具钢中含有大量高温和低温析出纳米级的碳化物二相粒子，会在后续球化退火处理过程中成为大量的成核质点，促进球化碳化物的大量形成，一方面有利于在后续的球化退火处理中快速获得均匀细小的球状珠光体，另一方面可以降低退火温度(由原来
的800℃降低至780℃)，大幅减少球化退火时间(从原先的22小时减少至14小时以下)，因此更环保和低碳，降低了球化退火处理成本。
98.优选地，经所述球化退火处理后的盘卷的硬度在70
‑
80hrb。
99.本发明对所述保护气氛没有限制，可以为任何起到保护作用的气体，例如氩气。
100.本发明对所述抛丸、磷化、冷拉拔、球化退火处理、冷剪下料、冷镦挤压成型各个处理过程采用的设备没有任何限制，例如所述球化退火处理可以采用保护气氛退火炉。
101.根据本发明，优选地，在步骤(3)中，所述淬火处理的条件包括：在淬火介质存在下，淬火处理温度为860
‑
880℃。
102.本发明中，对所述淬火处理的时间和淬火介质没有任何限制，本领域技术人员可以根据装炉量确定所述淬火处理的保温时间，优选10
‑
50min；所述淬火介质例如可以为油。
103.根据本发明，在经所述淬火处理后立即进行回火处理，优选地，在步骤(3)中，所述回火处理的条件包括：在冷却介质存在下，回火处理的温度为420
‑
480℃。
104.本发明中，对所述回火处理的时间和冷却介质没有任何限制，本领域技术人员可以根据装炉量确定所述回火处理的保温时间，优选50
‑
200min；所述冷却介质例如可以为水。
105.本发明步骤(3)中，是指本领域技术人员可以根据实际需求，在所述回火处理之后进行相应的表面加工处理，所述表面加工处理例如电镀、发黑等的处理。
106.本发明第四方面提供了前述第三方面所述的方法制备得到的套筒。该套筒兼具高硬度、高扭矩、高耐磨性、高寿命性能，扭矩性能满足德国din3124标准。
107.优选地，所述套筒的硬度在42
‑
48hrc。
108.下面结合具体实例对本发明进行进一步的详细阐述。
109.实施例1
110.工具钢的制备：
111.按表1所示的组分配比原料，先进行冶炼，冶炼过程具体依次为转炉冶炼、lf炉精炼、rh炉真空处理和方坯保护连铸，其相应的工艺条件如表2所示，其中rh炉真空处理过程为：在真空度≤0.267kpa下循环处理5min后按需加入钛铁(钛铁用量使得各元素的总量满足表1中相应元素的含量)，复压后按需加入硼铁(硼铁用量使得各元素的总量满足表1中相应元素的含量)。所述方坯保护连铸的过程为：采用吹氩保护、整体式水口浇铸，避免钢水与空气接触，具体采用6机6流方坯连铸机，使用整体式水口中间包和浸入式大直径(≥38mm)整体水口，全程吹氩保护浇涛，二冷水采用弱冷制度，采用电磁搅拌和末端电搅，得到如表2所示规格的坯型。
112.然后进行加热(即依次进行加热段和均热段的加热，加热工艺参数如表3所示，其中总加热时间＝加热段时间 均热段时间)、控轧控冷轧制(轧制工艺及参数如表4所示)、在斯太尔摩风冷线上进行冷却，得到盘条(也称线材)或盘卷(也称大盘卷)。
113.其中，上述冷却的过程为：先以2.5
‑
4.5℃/s的冷却速度冷却至780℃，再以≤3.0℃/s的冷却速度冷却至600℃，且所述冷却中的风冷轨道参数设置如表5
‑
10所示(对应不同规格的线材或大盘卷，10mm
‑
20mm规格为线材，>20mm规格为大盘卷)。
[0114]2[0115]
实施例2
‑
10
[0116]
按照实施例1的方法进行，不同的是按照表1
‑
10中所示的工艺参数进行。
[0117]
对比例1
‑6[0118]
分别按照实施例1的方法进行，不同的是按照表1
‑
10中所示的工艺参数进行。对比例中10mm规格为线材，28mm和40mm规格为大盘卷。
[0119]
表1
[0120][0121]
注：规格是指对应的产品盘条的规格。
[0122]
续表1
[0123][0124][0125]
表2
[0126][0127]
表3
[0128]
[0129][0130]
表4
[0131][0132]
注：bgv入口的温度是指预精轧温度，tmb入口温度是指精轧温度。
[0133]
表5 10mm规格风冷辊道参数设置(线材)
[0134]
辊道位置1
‑
11
‑
22
‑
12
‑
23
‑
13
‑
24
‑
14
‑
25
‑
15
‑
2辊道速率m/s0.520.520.530.530.540.540.540.540.550.55
风机开启％60605030000000保温罩开开开开开开关关关关辊道位置6
‑
16
‑
27
‑
17
‑
28
‑
18
‑
29
‑
19
‑
210
‑
110
‑
2辊道速率m/s0.560.560.560.560.560.560.560.560.560.56风机开启％0000000000保温罩关关关关关关关关关关
[0135]
表6 15mm规格风冷辊道参数设置(线材)
[0136]
辊道位置1
‑
11
‑
22
‑
12
‑
23
‑
13
‑
24
‑
14
‑
25
‑
15
‑
2辊道速率m/s0.550.550.550.550.560.560.560.560.570.57风机开启％70706040000000保温罩开开开开开开关关关关辊道位置6
‑
16
‑
27
‑
17
‑
28
‑
18
‑
29
‑
19
‑
210
‑
110
‑
2辊道速率m/s0.580.580.580.580.580.580.580.580.580.58风机开启％0000000000保温罩关关关关关关关关关关
[0137]
表7 20mm规格风冷辊道参数设置(线材)
[0138]
辊道位置1
‑
11
‑
22
‑
12
‑
23
‑
13
‑
24
‑
14
‑
25
‑
15
‑
2辊道速率m/s0.600.600.610.610.620.620.630.630.640.64风机开启％8080706040200000保温罩开开开开开开开开关关辊道位置6
‑
16
‑
27
‑
17
‑
28
‑
18
‑
29
‑
19
‑
210
‑
110
‑
2辊道速率m/s0.650.650.660.660.670.670.680.680.690.69风机开启％0000000000保温罩关关关关关关关关关关
[0139]
表8 24mm规格风冷辊道参数设置(大盘卷)
[0140]
辊道位置1
‑
11
‑
22
‑
12
‑
23
‑
13
‑
24
‑
14
‑
25
‑
15
‑
2风机开启％10010010070503020000保温罩开开开开开开开开开开辊道位置6
‑
16
‑
27
‑
17
‑
28
‑
18
‑
29
‑
19
‑
210
‑
110
‑
2风机开启％0000000000保温罩开开关关关关关关关关
[0141]
表9 28mm规格风冷辊道参数设置(大盘卷)
[0142]
辊道位置1
‑
11
‑
22
‑
12
‑
23
‑
13
‑
24
‑
14
‑
25
‑
15
‑
2风机开启％1001001001005050505000保温罩开开开开开开开开开开辊道位置6
‑
16
‑
27
‑
17
‑
28
‑
18
‑
29
‑
19
‑
210
‑
110
‑
2风机开启％0000000000保温罩开开开开开开关关关关
[0143]
表10 40mm规格风冷辊道参数设置(大盘卷)
[0144]
辊道位置1
‑
11
‑
22
‑
12
‑
23
‑
13
‑
24
‑
14
‑
25
‑
15
‑
2风机开启％10010010010010010050505050保温罩开开开开开开开开开开辊道位置6
‑
16
‑
27
‑
17
‑
28
‑
18
‑
29
‑
19
‑
210
‑
110
‑
2风机开启％0000000000保温罩开开开开开开开开关关
[0145]
测试例1
[0146]
上述实施例和对比例所得盘条或盘卷的力学性能、冷镦性能、硬度差分别见表11
‑
13。
[0147]
其中，按照gb/t228测试力学性能。
[0148]
按照yb/t5293测试冷镦性能。
[0149]
硬度差的测试方法为：取横截面，制取维氏硬度样，沿任意一条直径方向(直径计为d)，按照gb/t4340分别测量从边缘1/6d、1/4d、1/3d、1/2d、1/3d、1/4d、1/6d距离处共7点位置的硬度值，计算7点硬度极差值(也称为硬度差)，用于表征硬度不均匀性。
[0150]
表11
[0151][0152][0153]
从上表11分析可看出，相对于对比例，采用本发明实施例制得的钢材，其力学性能和冷镦性能的综合效果更优。
[0154]
另外，在实施例8中，ti/n较高，影响力学性能，相比实施例5，屈服强度降低了25mpa；抗拉强度降低了26mpa；断面收缩率降低了5.0％。
[0155]
在实施例9中，ti/n较低，影响铸坯内在质量，容易形成内裂，影响力学性能，相比实施例5，屈服强度提高了18mpa，抗拉强度提高了20mpa；但断后伸长率降低了6.0％，断面
收缩率降低了9.0％。
[0156]
在实施例10中，实施例10的残余元素含量较高，ni cu mo含量达到0.169％，对盘卷的组织有影响，易形成贝氏体组织。与实施例5对比，强度性能提高了，但塑性指标下降，其中断后伸长率降低了7.0％，断面收缩率降低了10.0％。
[0157]
在对比例1中，碳和铬含量偏低，影响强度性能，相比实施例1，屈服强度降低了26mpa；抗拉强度降低了53mpa；断面收缩率降低了5.0％。
[0158]
在对比例2中，合金元素锰和铬含量偏高，影响材料的塑性性能，相比实施例5，屈服强度和抗拉强度显著提高，但塑性指标下降明显，其中断后伸长率和断面收缩率分别降低了8％和13％，冷顶锻性能(也即冷镦性能)合格率降低了10％。
[0159]
在对比例3中，碳和锰含量偏高，影响材料的塑性性能，相比实施例7，屈服强度和抗拉强度有所提高，但塑性指标下降明显，其中断后伸长率和断面收缩率分别降低了13％和8％，冷顶锻性能合格率降低了10％。
[0160]
在对比例4中，硼含量偏低，影响材料的强度性能，相比实施例1，屈服强度和抗拉强度下降明显，其中屈服强度下降了24mpa，抗拉强度降低了56mpa。
[0161]
在对比例5中，ti含量低，影响材料的强度和塑性性能，相比实施例5，屈服强度和抗拉强度分别降低了24mpa、26mpa，塑性指标下降，断后伸长率和断面收缩率分别降低了7％和10.5％，冷顶锻性能合格率降低了10％。
[0162]
在对比例6中，ti含量偏高，影响材料的强度和塑性性能，相比实施例7，屈服强度和抗拉强度提高了45mpa、53mpa，塑性指标下降，断后伸长率和断面收缩率分别降低了5％和6.5％，冷顶锻性能合格率降低了5％。
[0163]
表12
[0164][0165]
从上表12分析得出，本发明实施例的硬度差整体处于较低水平，而对比例的大部分硬度差处于较高水平。
[0166]
其中，在实施例10、对比例2中，镍铜钼锰含量较高，易局部形成偏析，影响组织和性能均匀性，硬度不均性性差达到35hv。
[0167]
对比例2中，铬和锰含量较高，易形成偏析，影响组织和性能均匀性，硬度不均性性差达到41hv。
[0168]
对比例3中，铬和碳含量较高，易形成偏析，影响组织和性能均匀性，硬度不均性性差达到42hv。
[0169]
对比例5中，钢中钛含量低，钢中含钛化物析出量少，影响组织均匀性，带状组织较明显，硬度不均性性差达到38hv。
[0170]
测试例2
[0171]
1、对上述实施例和对比例的线材或盘卷，测试其显微组织情况，如表13所示。
[0172]
显微组织的测试标准为gb/t13298，珠光体相含量测定标准为gb/t15749，铁素体平均晶粒度测定标准为gb/t6394，带状组织测定标准为gb/t34474，脱碳层测试标准为gb/t224。其中，实施例4的珠光体片间距典型示意图如图6所示。
[0173]
表13
[0174][0175]
注：p表示珠光体，f表示铁素体。
[0176]
从表13和图6可以看出，本发明实施例的珠光体含量控制在40
‑
55％，铁素体平均晶粒度10
‑
12级，片状珠光体的片间距≤0.4μm，带状级别≤a2.0级，总脱碳比≤0.15％，无全脱碳。而对比例的珠光体含量在40
‑
58％，铁素体晶粒度9.5
‑
11级，带状级别a2.0
‑
a3.0级，总脱碳比≤0.25％，存在全脱碳0.01mm。
[0177]
2、以部分实施例和对比例为例，通过显微镜观察其纵向组织情况。
[0178]
具体的，实施例3的线材和实施例6的大盘卷的显微组织和带状的典型形貌(即具有普遍典型特征的形貌图)分别见图1和图2。实施例5和对比例2的盘条的纵向带状组织典型形貌分别如图3和图4。
[0179]
从图1
‑
图4可以看出，本发明实施例的纵向典型组织带状级别较轻微，这种组织均匀性良好，组织方向性不明显，力学性能均匀，材料的冷挤压性能良好，材料冷加工成材率高，损耗小。
[0180]
而对比例的纵向典型组织带状明显，这种组织均匀性较差，组织方向性明显，力学性能表现出一定的方向性，影响到材料的冷挤压性能和材料冷加工成材率，损耗较大。
[0181]
图5为实施例3的珠光体含量分析典型示意图。从图5中可以看出，珠光体相含量面积百分比为50％，有利于提高线材强度性能，提高组织均匀性，带状组织级别低(实测为a1.5级)，在后续的球化退火中，更容易获得均匀的细小的球状珠光体，提高材料冷挤压大变形量成型性能，减少模具损耗。
[0182]
应用例1
[0183]
套筒的制备：
[0184]
将实施例1制得的盘条或盘卷依次进行酸洗、磷化、冷拉拔至表14规定的线径规格、球化退火处理，所述球化退火处理的过程包括：在保护气氛(氮气)下，先加热至加热温度，进行保温；之后冷却至等温温度再保温，随后冷却至500℃，然后进行空冷，其具体工艺
参数见表14。
[0185]
再进行冷剪下料、冷镦挤压成型，得到套筒毛坯。截取上述球化退火处理得到的钢丝，测试其硬度，并做冷镦冷挤压性能测试，冷挤压性能越好，冷加工变形量越大，开裂率越低，综合成材率越高，结果如表14所示。
[0186]
然后将所述套筒毛坯依次进行淬火处理(工艺参数见表15)、回火处理(工艺参数见表15)和表面加工处理(具体为研磨精加工后，再进行电镀处理)。其中，经所述淬火处理、回火处理后的套筒的硬度如表15所示。
[0187]
上述硬度均是按照gb/230.1测试得到。
[0188]
应用例2
‑
10
[0189]
分别按照实施例2
‑
10的方法进行，不同的是，将对应实施例制得的盘条或盘卷按照应用例1的方法制备套筒，且套筒制备中按照表14
‑
15中所示的工艺参数进行。
[0190]
对比应用例1
‑6[0191]
分别按照对比例1
‑
6的方法进行，不同的是，将对应对比例制得的盘条或盘卷按照应用例1的方法制备套筒，且套筒制备中按照表14
‑
15中所示的工艺参数进行。
[0192]
表14
[0193][0194]
表15
[0195][0196]
从表14
‑
15可以看出，本发明的套筒毛坯通过淬火、回火处理后，硬度值在42
‑
48hrc，具有最佳强韧性匹配，具有良好的耐磨性能，经测试本发明的套筒扭矩性能满足德国din3124标准要求。
[0197]
而对比应用例1、4、5的硬度值偏低，降低套筒的耐磨性能，影响套筒扭矩性能。对比例2、3、6的硬度值偏高，套筒强度性能较高，但降低韧性性能，降低扭矩性能。