CN105821348A - 一种汽车转向系统球销钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种汽车转向系统球销钢及其制造方法，该钢材包含的化学成分按重量百分比分别为：C 0.08～0.45％,Si 0.35～1.80％,Mn 0.7～2.60％,S 0.01～0.06％,P≤0.025％,Cr 0.05～0.30％,V 0.05～0.35％,Ti 0.010～0.060％,N 0.005～0.050％,余量为Fe及不可避免杂质。该钢的强度适中、塑性好，具有良好的切削性能，可以制造900MPa以上的汽车转向系统用球销，而且生产工艺简洁环保，热轧态的钢材无需退火或调制热处理，可以有效节能减排，降低工件的制造成本。

Description

一种汽车转向系统球销钢及其制造方法

技术领域

本发明属于合金钢领域，尤其涉及一种汽车转向系统球销用非调质易切削冷变形钢及其制造技术。

背景技术

微合金非调质钢(以下简称非调质钢)是一种将轧制(或锻造)与热处理结合为一体，能省去调质处理的新型节能结构材料。与传统的调质钢相比，微合金非调质钢具有节约能源、成材率高、成品性能优良、生产周期短、成本低等众多优点，可取代相当数量的调质钢，是一种科技含量高、带动力强、影响面大的高技术钢种，也是目前国际上正处于快速发展阶段的前沿热点材料。

70年代初期的第二次石油危机促使人们重新评估能源的使用，非调质钢在此背景下应运而生。1972年德国THYSSEN钢公司将低碳微合金钢的理论和技术应用于中碳钢的生产中，开发了省略热处理工序的新型析出强化铁素体－珠光体中碳锻钢49MnVS3，用于制造热锻汽车曲轴。采用49MnVS3钢取代50钢制造汽车曲轴，可以省略调质热处理、矫直和去应力退火工序，除节约了热处理能源外，还提高了锻件的成品率、切削加工性能、疲劳性能、生产效率，结果降低了成本。近30年来，通过改变基体组织、运用晶内铁素体冶金技术、优化热加工工艺等，微合金非调质钢的强度和韧性得到明显改善，微合金非调质钢已成为结构钢领域的重要钢类。目前，非调质钢主要用来制造曲轴、连杆、半轴、转向节、轮毂、紧固件、丝杠等零件，广泛用于汽车、机床、建筑机械、农业机械及各类矿用机械上。

近年来，我国微合金非调质钢虽然得到了一定发展，由于多方面原因，研究和推广应用工作已落后于德国、日本等发达国家。可以这样概括我国非调质钢的现状：起步稍晚，研究工作不深入，开发工作不能完全满足市场需求。

我国对热锻用微合金非调质钢，开展了长期有效的技术攻关，在热锻用微合金非调质钢棒材的轧制工艺控制、锻造工艺控制等方面取得较大进展，有效地缩短了与国外先进国家的差距。针对不同热锻零件要求，控锻(轧)控冷过程中的工艺参数已经定量化，热锻非调质钢制品的性能优良且稳定。

但对冷变形用微合金非调质钢，缺乏系统、全面的研究。受装备限制、现有市场成熟需求量不足等因素影响，冷变形用微合金非调质钢热轧盘条控轧控冷技术、冷变形对微合金非调质钢力学性能的影响、冷变形用微合金非调质钢氢脆影响等研究存在不足，导致冷变形零件性能不稳定，制约了冷变形用微合金非调质钢的市场应用。但是冷变形非调质钢与热锻用非调质钢相比，冷变形用非调质钢可以进一步节约能源、提高材料利用率。

目前我国的冷变形非调质钢都用于紧固件，而对于非紧固件用非调质钢，不管是在科研上和工业应用上基本都处于空白阶段。我国的冷变形用微合金非调质钢，长期局限在“七五”期间开发的少量牌号上，用量少。因此，发展冷变形用微合金非调质钢既符合我国的资源优势，又符合社会可持续发展要求，目前我国冷变形用微合金非调质钢的市场潜力和推动力极大。

中国专利CN101597716公开了一种低碳贝氏体型冷作强化非调质钢，其在主要冶金成分中加入了0.01％-0.1％的Zr，同时加入了Nb、B等微量元素，钢种的显微组织是粒状贝氏体，用于制造10.9级高强度螺栓。

中国专利CN1858284公开了一种超细晶非调钢盘条及其生产方法，采用Nb、Al等微量元素细化晶粒，没有切削性能的要求，用于制造10.9级以下级别的高塑强度紧固件。

中国专利CN101619414公开了一种10.9级含铌非调质冷镦钢及其热轧盘条的轧制方法，该发明调价了Nb、B等合金元素，增加了生产成本，主要用于10.9级紧固件的生产制造。

发明内容

本发明的目的在于提出一种适合用于汽车球销用的非调质易切削冷变形钢及其制造技术，该非调质钢的强度适中、塑性好，冷变成形时变形抗力低，加工硬化能力适中，具有良好的切削性能，适合制造900MPa以上的汽车转向系统用球销，而且生产工艺简洁环保，热轧态的钢材无需退火或调制热处理，可以有效节能减排，降低工件的制造成本。

为实现上述发明目的，本发明所采用的技术方案如下：

一种汽车转向系统球销钢，其包括按重量百分数计的如下组分：

C：0.08～0.45％；

Si：0.35～1.80％；

Mn：0.70～2.60％；

S：0.01～0.06％；

V：0.05～0.35％；

Ti：0.01～0.06；

N：0.005～0.05％；

Cr：0.05～0.30％；

Ni：≤0.15％；

Mo：≤0.08％；

Al：≤0.035％；

P：≤0.025％；

余量为Fe及不可避免的杂质。

本发明的钢材选用上述元素配比的原因如下：

C：C是本发明非调质冷变形钢的主要强化元素之一。增加C含量，可以增加钢的珠光体含量，提高非调质钢的强度，降低塑性，冷加工性能下降，加工硬化率增大，增加钢材冷变形加工时。同时如果C含量过高，珠光体数量过多，钢材强度会过高，钢材冷变形时的变形抗力会过大，容易产生微孔或微裂纹形成。因此碳含量一般控制0.08～0.45％之间。

Si：在钢中具有很强的固溶强化作用，能显著提高钢的强度和加工硬化率，降低塑性和韧性。若Si含量过高，加工硬化的增量过大，会造成拉拔时变形抗力增加，同时恶化钢的冷加工性能。由于本发明用于冷变形，应严格控制Si的含量，本发明Si含量应小于1.8％。

Mn：提高非调质钢强度，改善非调质钢韧性。当Mn含量大于0.80％时，固溶强化铁素体作用明显。Mn可增加V在奥氏体中的溶解度，从而影响V的析出量和析出物尺寸。Mn含量的增加，降低钢的相变温度，使钢的珠光体团细小，减少珠光体片间距，提高韧性；但同时增加钢的珠光体含量，降低韧性。Mn含量增加引起的变形抗力增量远低于C，因此添加Mn可以避免由添加过多的C导致的变形抗力的增加。Mn含量过高时，对钢材的韧性危害较大，综合考虑各因素，本发明Mn含量为0.7～2.60％。

Cr：Cr也是固溶强化元素，与Mn的作用相似，可以提高钢材的强度，同时也能降低冷变形抗力。但是Cr含量如果过高，会导致冷变形抗力急剧增加，同时也会提高钢材的淬透性，提高钢材的生产工艺难度。铁素体珠光体非调质钢中，当要求较高强度时，一般可添加0.05～0.30％左右的Cr。

V:V能在钢中形成碳化物和氮化物，可以形成弥散的析出物，提高强度。V在奥氏体中固溶温度较低，在热锻时保持溶解状态，而冷却时弥散沉淀析出急剧提高钢的强度。由于本发明是冷变形钢，过高的强度将增加钢材的冷变形抗力，不利于钢材使用。因此本发明V含量为0.05～0.35％。

S：易切削元素。钢种含有较高的Mn，容易形成MnS夹杂物，能使钢中不易变形的氧化物夹杂被硫化物包裹而增加钢的切削加工性能。同时，MnS增加了铁素体的形核核心，从而细化铁素体珠光体组织。由于本钢种具有切削性能要求，因此对硫含量具有一定要求，但是考虑到硫化物夹杂对钢材性能的影响，硫含量不能太高。本钢种中处于综合考虑，硫含量为0.01～0.06％。

Ti：在钢中形成碳化物和氮化物，由于Nb、Ti的碳化物和氮化物属同一晶型，点阵常数接近，可相互固溶。电镜观察表明，中碳钢Nb、Ti的碳化物和氮化物呈现弥散分布，而低碳钢呈现相间析出。中碳钢添加Nb、Ti，可阻止晶粒长大，其中Nb抑制奥氏体晶粒长大加热温度可达1150度；可阻止奥氏体相变再结晶，Nb最强烈，Ti次之。由于Nb、Ti与C形成碳化物，从而影响钢中铁素体珠光体相对含量，而固溶于奥氏体中的Nb，提高过冷奥氏体稳定性，降低转变温度，使珠光体球团变小，珠光体片间距减小。本发明中，出于各种因素的综合考虑，Nb含量低于0.15％，Ti含量为0.01～0.06％。

N:在钢中与V、Nb、Ti、Al形成氮化物。N的添加，可增加V、Nb、Ti的析出量，增加沉淀强化和细化晶粒作用，对钢材冷变形后的强度控制具有举足轻重的作用。故本发明中N含量为0.005～0.050％。

一种如本发明所述的汽车转向系统球销钢的制造方法，其包括如下步骤：

冶炼及连铸；轧制；冷却。

作为优选方案，所述冶炼及连铸的步骤采用电弧炉或感应炉。

作为优选方案，所述轧制的步骤具体为：

将经过连铸得到的连铸坯在1000～1200℃下预热至少3h后，在不低于900℃的温度下进行轧制，控制累计轧下量不低于80％，预热温度不能过低，否则会使得钢材热轧后硬度过高，影响钢材的冷变形工艺，同时加热温度也不能过高，温度过高会导致原始奥氏体晶粒尺寸粗大，恶化钢材的性能，保证足够的保温时间；轧制温度不低于900℃，保证钢材在奥氏体区轧制，累计轧下量不低于80％，保证钢材具有足够的压缩比，经连轧机控温控轧成材。

作为优选方案，所述冷却的步骤的降温速率为0.25～2.0℃/s。由于本发明用于冷变形工艺，钢材的力学性能对冷变形工艺的制定和实施至关重要，所以需要对钢材的硬度、强度等主要力学性能窄幅控制。为此，本发明轧制完成后需要进行控冷,控制钢材的析出强化程度和珠光体的层片间距，严格窄幅控制钢材的强度等力学性能，为后续冷变形阶段提供比较适宜的综合力学性能。故基于以上要求，本发明所选择的冷却速度为0.25～2.0℃/s。

作为优选方案，所述冶炼及连铸的步骤中还包括炉外精炼的操作。

本发明的有益效果为：

(1)本发明采用成份窄幅控制的工艺保证钢材的综合力学性能符合球销的冷变形工艺；

(2)本发明提高终轧温度，使所有的轧制过程和吐丝过程在奥氏体区完成，减少微合金元素的析出强化效果，降低热轧态钢材的强度等性能，降低后续冷变形工艺的难度；

(3)本发明采用控温控冷工艺，控制钢材的综合力学性能，以符合不同型号球销的冷变形工艺要求；

(4)本发明提出的汽车球销用非调质冷变形钢具有良好的切削性能，适合球销的加工工艺。

与现有技术相比，本发明综合力学性能优良，完全适合汽车转向系统球销的性能要求指标，本发明具有优良的切削性能，适合球销的切削加工工艺。本发明的加工硬化性能适中，可以热轧态直接磷皂化后冷变形加工使用，减少了被替代钢种的球化、调质等热处理工序，节约了钢材使用成本，减少了相关行业的能耗与碳排放，是绿色有市场前景的钢种。

具体实施方式

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。

实施例1

冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C0.34％,Si0.72,Mn1.35％,S0.025％,Cr0.07％,V0.12％,Ti0.02％,N0.017％，余量为Fe以及不可避免的杂质。精炼后连铸成160方坯，连铸度为1.4，坯均热温度为1100℃，加热时间为250min，开轧温度为1000℃，终轧温度为925℃，控制累计轧下量不低于80％，吐丝温度为900℃；吐丝后上斯泰尔缓冷线控冷，冷却速度1.5℃/s，冷却到400℃以下集卷，自然冷却并打捆包装。热轧材晶粒度为9.0级，屈服强度为550MPa，抗拉强度为820MPa，延伸率为23％。

实施例2

冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C0.29％,Si0.65,Mn1.55％,S0.019％,Cr0.08％,V0.13％,Ti0.02％,N0.023％，余量为Fe以及不可避免的杂质。精炼后连铸成160方坯，连铸坯均热温度为1150℃，加热时间为250min，开轧温度为1000℃，终轧温度为900℃，控制累计轧下量不低于80％，吐丝温度为900℃；吐丝后上斯泰尔缓冷线控冷，冷却速度0.65℃/s，冷却到400℃以下集卷，自然冷却并打捆包装。热轧材晶粒度为8.5级，屈服强度为590MPa，抗拉强度为780MPa，延伸率为28％。

实施例3

冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C0.21％,Si0.80,Mn1.92％,S0.021％,Cr0.12％,V0.15％,Ti0.02％,N0.021％，余量为Fe以及不可避免的杂质。精炼后连铸成坯，连铸坯均热温度为1100℃，加热时间为250min，开轧温度为1000℃，终轧温度为870℃，控制累计轧下量不低于80％，吐丝温度为900℃；吐丝后冷却速度0.65℃/s，冷却到400℃以下集卷，自然冷却并打捆包装。热轧材晶粒度为8.0级，屈服强度为490MPa，抗拉强度为740MPa，延伸率为33％。

表1实施例的化学成分wt％，余量为铁和杂质

实施例4

冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C0.12％,Si1.10％,Mn2.15％,S0.021％,Cr0.18％,V0.15％,Ti0.02％,N0.008％，余量为Fe以及不可避免的杂质。精炼后连铸成坯，连铸坯均热温度为1100℃，加热时间为250min，开轧温度为1000℃，终轧温度为870℃，控制累计轧下量不低于80％，吐丝温度为900℃；吐丝后冷却速度0.30℃/s，冷却到400℃以下集卷，自然冷却并打捆包装。热轧材晶粒度为8.0级，屈服强度为490MPa，抗拉强度为750MPa，延伸率为23％。

实施例5

冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C0.08％,Si1.80％,Mn0.70％,S0.06％,Cr0.30％,V0.05％,Ti0.06％,N0.005％，余量为Fe以及不可避免的杂质。精炼后连铸成坯，连铸坯均热温度为1100℃，加热时间为250min，开轧温度为1000℃，终轧温度为870℃，控制累计轧下量不低于80％，吐丝温度为900℃；吐丝后冷却速度0.30℃/s，冷却到400℃以下集卷，自然冷却并打捆包装。热轧材晶粒度为8.0级，屈服强度为490MPa，抗拉强度为750MPa，延伸率为23％。

实施例6

冶炼钢坯化学成分如表1所示，为C0.45％,Si0.35％,Mn2.60％,S0.01％,Cr0.05％,V0.35％,Ti0.01％,N0.05％，余量为Fe以及不可避免的杂质。精炼后连铸成坯，连铸坯均热温度为1100℃，加热时间为250min，开轧温度为1000℃，终轧温度为870℃，控制累计轧下量不低于80％，吐丝温度为900℃；吐丝后冷却速度0.30℃/s，冷却到400℃以下集卷，自然冷却并打捆包装。热轧材晶粒度为8.0级，屈服强度为490MPa，抗拉强度为750MPa，延伸率为23％。

最后应说明的是：以上实施例仅用以说明本发明而并非限制本发明所描述的技术方案；因此，尽管本说明书参照上述的各个实施例对本发明已进行了详细的说明，但是，本领域的普通技术人员应当理解，仍然可以对本发明进行修改或等同替换；而一切不脱离本发明的精神和范围的技术方案及其改进，其均应涵盖在本发明的权利要求范围中。

Claims (6)

1.一种汽车转向系统球销钢，其特征在于，包括按重量百分数计的如下组分：

C：0.08～0.45％；

Si：0.35～1.80％；

Mn：0.70～2.60％；

S：0.01～0.06％；

V：0.05～0.35％；

Ti：0.01～0.06；

N：0.005～0.05％；

Cr：0.05～0.30％；

Ni：≤0.15％；

Mo：≤0.08％；

Al：≤0.035％；

P：≤0.025％；

余量为Fe及不可避免的杂质。

2.一种如权利要求1所述的汽车转向系统球销钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：

冶炼及连铸；轧制；冷却。

3.根据权利要求2所述的制造方法，其特征在于，所述冶炼及连铸的步骤采用电弧炉或感应炉。

4.根据权利要求2所述的制造方法，其特征在于，所述轧制的步骤具体为：将经过连铸得到的连铸坯在1000～1200℃下预热至少3h后，在不低于900℃的温度下进行轧制，控制累计轧下量不低于80％。

5.根据权利要求2所述的制造方法，其特征在于，所述冷却的步骤的降温速率为0.25～2.0℃/s。

6.根据权利要求2或3所述的制造方法，其特征在于，所述冶炼及连铸的步骤中还包括炉外精炼的操作。