CN114752849A - 一种高强韧易切削非调质圆钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强韧易切削非调质圆钢，其除了Fe和不可避免的杂质以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.36～0.45％、Si：0.20～0.70％、Mn：1.25～1.85％、Cr：0.15～0.55％、Ni：0.10～0.25％、Mo：0.10～0.25％、Al：0.02～0.05％、Nb：0.001～0.040％、V：0.10～0.25％、S：0.02～0.06％。相应地，本发明还公开了上述高强韧易切削非调质圆钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和浇铸；(2)加热；(3)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃；轧后或锻后冷却；(4)精整。该高强韧易切削非调质圆钢具有较高的强度和良好的冲击韧性、延伸率及断面收缩率，并有良好的切削性能和抗疲劳性能，可用于汽车及工程机械等需要高强度钢材的场合。

Description

一种高强韧易切削非调质圆钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种非调质钢及其制造方法。
背景技术
高强度钢棒材通常用于制造高安全性机械及结构类部件，例如：汽车零部件或工程机械的关键受力部件。因此，高强度钢不仅需要具有较高的强度，其还应具有高强韧易切削等性能。
在现有技术中，通常选取适当的化学成分，并配合采用淬火+回火热处理或控制轧制+控制冷却工艺，生产高强度钢材。其中，采用淬火+回火工艺生产高强度钢材，可以通过优化合金元素和碳元素的含量，提高钢的淬透性，使钢在冷却过程中形成马氏体组织。这种以马氏体为主的高强度钢材位错密度大，会导致钢材冲击韧性较差，而且在拉伸过程中出现微小缺陷如微裂纹的情况下会迅速断裂失效，断裂韧性较低。
而采用控轧控冷的方式生产高强度钢材，虽然无需进行淬火+回火的调质处理，即可以获得非调质钢，但由于在轧制和冷却过程中控制难度较大，因此这种生产方法会影响钢力学性能的整体均匀性。
自20世纪70年代的石油危机以来，在节能环保的推动下，德国和日本等国相继在微合金化技术的基础上，开发了49MnVS3、46MnVS6、C70S6、38MnVS6和30MnVS6等若干非调质钢，并取得了较为广泛的应用。中国在1990年代也开发了F45MnV、F35MnVN等钢种，于1995年首次发布了GB/T15712《非调质机械结构钢》的国家标准，并于2008年进行了修订，增加到10个牌号的系列钢种。
传统的非调质钢通常指在中低碳钢基础上添加微合金化元素如钒等，通过控轧(锻)控冷，在铁素体+珠光体中弥散析出碳氮化物，从而产生强化效果，使之在轧后(锻后)不经调质处理即可获得与调质后相当的力学性能。贝氏体和马氏体组织的新型非调质钢具有比传统非调质钢更高的强度，马氏体非调质钢的韧性相对较低，而贝氏体非调钢可以达到合金结构钢调质后的强度和韧性，是高强韧非调质钢的一个发展方向，一般采用调整化学成分、优化工艺获得细晶或贝氏体组织等方法。
非调质钢具有良好的经济性和一定的强韧性，其广泛应用于汽车和工程机械等领域，是未来发展的必然趋势。但是，目前现有技术中的非调质钢仍然存在存在强度、硬度有余而韧性不足的问题。
基于此，针对现有技术中存在的缺陷，为了改善高强度非调质钢的韧性，本发明期望获得一种高强韧易切削非调质圆钢及其制造方法，该高强韧易切削非调质圆钢不仅具有良好的冲击韧性和塑性，还具有良好的抗疲劳性能，其易于切削，可以有效应用于汽车和工程机械等需要高强韧钢材的场合。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种高强韧易切削非调质圆钢，该高强韧易切削非调质圆钢不仅具有良好的冲击韧性和塑性，还具有良好的抗疲劳性能，其易于切削，可以有效应用于汽车和工程机械等需要高强韧钢材的场合，具有十分重要的现实意义。
为了实现上述目的，本发明提出了一种高强韧易切削非调质圆钢，其除了Fe和不可避免的杂质以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.36～0.45％、Si：0.20～0.70％、Mn：1.25～1.85％、Cr：0.15～0.55％、Ni：0.10～0.25％、Mo：0.10～0.25％、Al：0.02～0.05％、Nb：0.001～0.040％、V：0.10～0.25％、S：0.02～0.06％。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.36～0.45％、Si：0.20～0.70％、Mn：1.25～1.85％、Cr：0.15～0.55％、Ni：0.10～0.25％、Mo：0.10～0.25％、Al：0.02～0.05％、Nb：0.001～0.040％、V：0.10～0.25％、S：0.02～0.06％；余量为Fe和不可避免的杂质。
在本发明所述的技术方案中，本发明通过合理的化学元素成分设计，可以获得具有良好的冲击韧性、塑性和抗疲劳性能，且易于切削的高强韧易切削非调质圆钢。在本发明中，为了改善高强韧易切削非调质圆钢的韧性，采用贝氏体组织强化，以及钒、铌、铝等元素复合微合金化，提高沉淀析出强化效果，细化晶粒。另外，为了提高本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢的切削性能，钢中还加入一定量的硫元素。
相应地，本发明所述高强韧易切削非调质圆钢中，各化学元素的设计原理具体如下所述：
C：在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，C元素可以提高钢材的淬透性，使钢在淬火冷却过程中形成硬度较高的相变组织。当钢中C元素含量提高时，会提高硬质相比例，提高钢材的硬度，但同时会导致钢材的韧性下降；而当钢中C元素含量太低时，则会导致钢材的相变组织如贝氏体含量过低，钢材无法获得足够的抗拉强度。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，可以将C元素的质量百分含量控制在0.36～0.45％之间。
Si：在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，Si元素有益于提升钢材的强度，添加适量的Si可以在回火时可避免形成粗大的碳化物。但需要注意的是，钢中Si元素含量不宜过高，钢中Si元素含量过高时，会降低钢材的冲击韧性。因此，综合考虑Si的有益效果和不利影响，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，可以将Si元素的质量百分含量控制在0.20～0.70％之间。
Mn：在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，Mn是影响钢淬透性的主要元素之一。Mn在钢中主要以固溶形式存在，其可以有效提高钢的淬透性，在淬火时形成高强度的低温相变组织，使得钢材具有良好的强韧性。但需要注意的是，钢中Mn元素含量不宜过高，当钢中Mn元素含量过高时，会导致形成较多的残留奥氏体，降低钢的屈服强度，并容易导致中心偏析。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，将Mn元素的质量百分含量控制在1.25～1.85％之间。
Cr：在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，Cr元素可以显著提高钢的淬透性。钢中添加适量的Cr元素可以有效形成硬化的贝氏体组织，从而提高钢材的强度。相应地，钢中Cr元素含量不宜过高，当钢中Cr元素含量过高时，会形成粗大的碳化物，降低钢材的冲击性能。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，将Cr元素的质量百分含量控制在0.15～0.55％之间。
Ni：在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，Ni在钢中以固溶形式存在，钢中添加适量的Ni元素可以有效提高材料的低温冲击性能。但钢中Ni元素含量不宜过高，过高的Ni含量会导致钢材中的残留奥氏体含量过高，从而降低钢材的强度。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，将Ni元素的质量百分含量控制在0.10～0.25％之间。
Mo：在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，Mo元素可在钢中固溶，并有利于提高钢的淬透性，提高钢材的强度。但是，考虑到贵重合金Mo元素的成本，为保证合金成本，钢中Mo元素含量不宜过高。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，将Mo元素的质量百分含量控制在0.10～0.25％之间。
Al：在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，Al元素可以形成细小的析出物，从而实现钉扎晶界，抑制奥氏体晶粒长大。但需要注意的是，钢中Al元素含量不宜过高，过高含量的Al会导致较大的氧化物形成，而粗大的硬质夹杂会降低钢的冲击韧性和疲劳性能。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，将Al元素的质量百分含量控制在0.02～0.05％之间。
Nb：在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，Nb元素加入钢中，能够形成细小析出相，从而起到对钢再结晶的抑制作用，可以有效细化晶粒。晶粒细化在提高钢的力学性能尤其是强度和韧性方面有重要的作用，同时，晶粒细化还有助于降低钢的氢脆敏感性。但钢中Nb元素含量不宜过高，当钢中Nb含量过高时，在冶炼过程中会形成粗大的NbC颗粒，反而降低钢材的冲击韧性。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，将Nb元素的质量百分比控制在0.001～0.040％之间。
V：在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，V是非调质钢强化的重要合金元素。在钢中V元素可以与C元素或N元素形成析出物，从而产生沉淀强化，并可钉扎晶界，细化晶粒，提高钢材的强度。相应地，钢中V元素含量不宜过高，若钢中V元素含量过高，则会形成粗大的VC颗粒，会降低钢材的冲击韧性。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，将V元素的质量百分比控制在0.10～0.25％之间。
S：在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，S元素可以与Mn元素形成硫化物夹杂，从而改善钢材切削性能。但需要注意的是，钢中S元素含量过高时，不仅不利于热加工，而且还会降低钢材抗冲击性能。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，将S元素的质量百分含量控制在0.02～0.06％之间。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，其还含有：0＜Cu≤0.25％。
在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中还可以包括Cu，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，Cu可以提高钢材的强度，并有利于提高钢材的耐候性及耐腐蚀能力。钢中Cu元素含量不宜过高，如果钢中Cu含量过高，则在加热过程中会富集在晶界，导致晶界弱化以致开裂。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，可以优选地将Cu的质量百分比控制为0＜Cu≤0.25％。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，在不可避免的杂质中，各杂质元素含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.015％、N≤0.015％、O≤0.002％、Ti≤0.003％、Ca≤0.005％。
在上述技术方案中，P、N、O、Ti和Ca均为钢中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低钢中杂质元素的含量。
P：P容易在钢中晶界处偏聚，会降低晶界结合能，恶化钢的冲击韧性，因此在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，控制P含量为：P≤0.015％。
N：N为间隙原子，在钢中形成氮化物或碳氮化物，即MX型析出物，起到沉淀强化和细化强化的作用。但过高的N含量会形成粗大的颗粒，起不到细化晶粒的作用，作为间隙原子在晶界及缺陷处富集，会降低冲击韧性。为了避免N元素在钢中富集，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，控制N元素含量为N≤0.015％。
O：O能够与钢中的Al元素形成氧化物以及复合氧化物等，为保证钢组织均匀性和低温冲击功及疲劳性能，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，可以控制O元素含量为O≤0.0020％。
Ti：Ti在钢中可以形成细小析出相，钢中Ti元素含量过高时，会在冶炼过程中会形成粗大的带棱角的TiN颗粒，降低钢材的冲击韧性。因此，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，控制Ti元素含量为Ti≤0.003％。
Ca：Ca元素可以改善钢中硫化物夹杂的尺寸和形貌，但Ca元素容易形成粗大夹杂物而影响最终产品的疲劳性能。在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，控制Ca元素含量为Ca≤0.005％。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，淬透性临界理想直径DI的值为5.0～9.0；其中DI＝0.54×C×(5.10Mn-1.12)×(0.70Si+1)×(0.363Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3.00Mo+1)×(0.365Cu+1)×(1.73V+1)，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
在上述技术方案中，本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢在控制单一元素质量百分含量的同时，还可以优选地将临界理想直径DI的值控制在5.0～9.0之间。需要说明的是，当DI值较低时，钢材淬透性不足；而当DI值较高时，制造困难且成本较高。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，微合金元素系数rM/N的范围为1.1～9.9，其中rM/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，其碳当量Ceq为0.60～1.0％，其中Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Ni]+[Cu])/15，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
在上述技术方案中，为了满足高强韧易切削非调质圆钢的锻造场合的需求，可以将本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中的碳当量Ceq控制在0.60～1.0％之间。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，其微观组织以贝氏体为主，贝氏体的面积百分比≥85％。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，其贝氏体转变温度TB为515～565℃，TB＝830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，其微观组织还具有铁素体和/或珠光体；以及残余奥氏体。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢中，其抗拉强度Rm≥1000MPa，延伸率A≥12％，断面收缩率Z≥35％，夏比冲击功Aku≥27J。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种高强韧易切削非调质圆钢的制造方法，该制造方法生产简单，所获得的高强韧易切削非调质圆钢具有强韧性高、冲击韧性和塑性良好、易于切削和疲劳性能高等特点，其可以有效应用于汽车和工程机械等需要高强韧钢材的场合，具有良好的推广前景和应用价值。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的高强韧易切削非调质圆钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和浇铸；
(2)加热；
(3)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃；轧后或锻后冷却；
(4)精整。
在本发明所述的技术方案中，本发明所述制造方法的步骤(1)中的冶炼可以采用电炉冶炼或转炉冶炼，并经过精炼及真空处理。当然在一些其他的实施方式中，也可以采用真空感应炉进行冶炼。相应地，冶炼完成后需要进行浇铸，在本发明步骤(1)中，浇铸可以采用模铸或连铸。
此外，在本发明所述制造方法的步骤(3)中，当进行锻造时，可以直接锻造至最终成品尺寸；而当进行轧制时，既可以采用钢坯直接轧制到最终成品尺寸，也可以采用钢坯先轧制到指定的中间坯尺寸，再进行中间加热和轧制到最终成品尺寸。其中，中间坯的中间加热温度可以控制在1050～1250℃之间，保温时间可以控制在3～24h之间。轧制或锻造后的冷却为缓慢冷却，一般冷却速度≤1.5℃/s，冷却方式可以为空冷或风冷。
另外，在本发明所述制造方法的步骤(4)中，所述精整过程中可以包括圆钢剥皮和热处理以及为了保证质量所进行的无损探伤等。在步骤(4)中，根据需要所进行的剥皮工序可以包括：车削剥皮或砂轮剥皮等；根据需要所进行的热处理工序可以包括：退火及等温退火等；根据需要所进行的无损探伤可以包括：超声波探伤或磁粉探伤等。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h。
在上述技术方案中，本发明所述制造方法在步骤(2)中，控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h，可以使本发明所述高强韧非调质钢在加热过程中完全奥氏体化。
本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：
(1)本发明通过合理设计化学成分并结合优化工艺，开发出了一种具有高强韧性且切削性能优异的非调质钢，该非调质钢用于以贝氏体为主的组织，以及细小弥散的析出物，具有良好的塑性和韧性，易于切削加工。
(2)本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢的化学成分和相关工艺设计合理，工艺窗口宽松，可以在棒材产线上实现批量商业化生产，并用于汽车曲轴和轴类零部件等需要高强度棒材的场合。
(3)本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢不仅具有良好的冲击韧性和塑性，还具有良好的抗疲劳性能，易于切削，其抗拉强度Rm≥1000MPa，延伸率A≥12％，断面收缩率Z≥35％，夏比冲击功Aku≥27J，可有效应用于汽车和工程机械等需要高强韧钢材的场合，具有十分重要的现实意义。
附图说明
图1为实施例2的高强韧易切削非调质圆钢在500倍光学显微镜下的微观组织金相照片。
图2为实施例2的高强韧易切削非调质圆钢制备的曲轴在500倍光学显微镜下的微观组织金相照片。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例对本发明所述的高强韧易切削非调质圆钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6和对比例1-4
实施例1-6的高强韧易切削非调质圆钢均采用以下步骤制得：
(1)按照下述表1-1和表1-2所示的化学成分进行冶炼和浇铸：其中冶炼可以采用50kg真空感应炉或150kg真空感应炉进行冶炼，也可以采用电炉冶炼+炉外精炼+真空脱气的方式进行冶炼。
(2)加热：控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h。
(3)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃；轧后或锻后冷却，控制冷却速度≤1.5℃/s，冷却方式可以为空冷、风冷。
(4)精整，例如剥皮。
需要说明的是，在上述步骤(3)中，当进行锻造时，可以直接锻造至最终成品尺寸；而当进行轧制时，既可以采用钢坯直接轧制到最终成品尺寸，也可以采用钢坯先轧制到指定的中间坯尺寸，再进行中间加热和轧制到最终成品尺寸。
其中，实施例1-6的高强韧易切削非调质圆钢和对比例1-4的对比钢的具体工艺过程可以如下：
实施例1：按照下述表1-1和表1-2所示的化学成分在50kg真空感应炉上进行冶炼。钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯，加热温度1050℃，保温3h后进行锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成Φ60mm棒料，锻后空冷。
实施例2：按照下述表1-1和表1-2所示的化学成分在150kg真空感应炉上进行冶炼。钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯，加热温度1100℃，保温4h后进行锻造，控制终锻温度为1000℃，最终锻造成
Figure BDA0002894038240000093
棒料，而后进行风冷，风冷后车削剥皮至Φ90mm。
实施例3：按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行LF精炼和VD真空处理，而后浇铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至980℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温8h后进入均热段，均热段温度为1220℃，保温4h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为1000℃，最终轧制成
Figure BDA0002894038240000092
棒料。轧制后空冷，通过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
实施例4：按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行LF精炼和VD真空处理，而后浇铸成280mm×280mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至620℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1150℃，保温6h后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温2h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为970℃，最终轧制成
Figure BDA0002894038240000091
棒料。轧制后空冷，而后进行砂轮剥皮处理，并经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
实施例5：按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行LF精炼和VD真空处理，而后浇铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温8h后进入均热段，均热段温度为1230℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1050℃，中间坯尺寸220mm×220mm，轧后空冷。而后再将中间坯预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1200℃，保温6h后进入均热段，均热温度1220℃，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为950℃，成品棒材规格为
Figure BDA0002894038240000101
轧制后空冷，而后经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
实施例6：按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成280mm×280mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至680℃，然后在第一加热段继续加热至900℃，保温后继续在第二加热段加热至1180℃，保温6h后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1000℃，中间坯尺寸140mm×140mm。而后再将中间坯预热至700℃，第一加热段加热至1100℃，第二加热段加热至1220℃，保温5h后进入均热段，均热温度1220℃，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为920℃，成品棒材规格为
Figure BDA0002894038240000103
轧制后空冷，而后进行车削剥皮处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
对比例1：实施方式同实施例1，按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成280mm×280mm方坯，控制连铸坯首先在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至980℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1220℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为1000℃，连轧成Φ90mm的棒材。轧制后空冷，650℃退火处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
对比例2：实施方式同实施例2，按照表1-1和表1-2所示的化学成分在150kg真空感应炉上进行冶炼。钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯，加热温度1100℃，保温4h后进行锻造，控制终锻温度为1000℃，最终锻造成
Figure BDA0002894038240000102
棒料，缓冷后车削剥皮至Φ90mm。
对比例3：实施方式同实施例4，按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成280mm×280mm方坯，控制连铸坯首先在预热段加热至680℃，然后在第一加热段继续加热至900℃，保温后继续在第二加热段加热至1180℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为960℃，连轧成Φ90mm的棒材。轧制后空冷，650℃退火处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
对比例4：实施方式同实施例5，按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1230℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1050℃，中间坯尺寸220mm×220mm。而后将中间坯预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为950℃，成品棒材规格为
Figure BDA0002894038240000113
轧制后空冷，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
表1-1和表1-2列出了实施例1-6的高强韧易切削非调质圆钢和对比例1-4的对比钢的各化学元素的质量百分配比。
表1-1.(wt.％，余量为Fe和除了P、N、O、Ti以及Ca以外的其他不可避免的杂质)
Figure BDA0002894038240000111
表1-2.
Figure BDA0002894038240000112
Figure BDA0002894038240000121
注：上表中，DI＝0.54×C×(5.10Mn-1.12)×(0.70Si+1)×(0.363Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3.00Mo+1)×(0.365Cu+1)×(1.73V+1)；rM/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]，上述两式的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值；Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Ni]+[Cu])/15，上式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值；TB＝830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
表2列出了实施例1-6的高强韧易切削非调质圆钢和对比例1-4的对比钢在上述工艺步骤中的具体工艺参数。
表2.
Figure BDA0002894038240000122
Figure BDA0002894038240000131
在上表2中，实施例5、实施例6和对比例4这三种实施方式，在轧制过程中，是将钢坯先轧制到各自指定的中间坯尺寸，而后再次进行加热和轧制到最终成品尺寸。
将得到的实施例1-6的高强韧易切削非调质圆钢和对比例1-4的对比钢分别取样，并参考GB/T 2975制备试样，按照GB/T 228.1和GB/T 229分别进行拉伸试验和冲击试验，获得各实施例和对比例钢板的力学性能。
此外，对非调质圆钢采用普通车床进行切削加工，搜集切屑来评价钢材的切削性能：切屑容易破断的颗粒状评价为“好”，而连续不容易破断的螺旋状切屑则评价为“差”，介于两者之间切屑呈“C”型的评价为“中”。将所得各实施例和对比例的力学性能和切削性能的测试试验结果列于表3中。
表3列出了实施例1-6的高强韧易切削非调质圆钢和对比例1-2的对比钢的测试试验结果。
表3.
Figure BDA0002894038240000132
注：表3中各栏中的多组数据表示两次或三次的测试结果。
从表3可以看出，本发明所述实施例1-6的高强韧易切削非调质圆钢的综合性能明显优于对比例1-4的对比钢。在本发明中，实施例1-6高强韧易切削非调质圆钢的抗拉强度Rm≥1000MPa，延伸率A≥12％，断面收缩率Z≥50％，夏比冲击功Aku≥27J，其不仅具有良好的冲击韧性和塑性，还具有良好的抗疲劳性能，易于切削，可以有效应用于汽车和工程机械等需要高强韧钢材的场合，具有十分重要的现实意义。
相应地，继续参见表1-1、表1-2、表2和表3可以看出，对比例1的化学元素成分和相关工艺均符合本发明设计要求，但相较于实施例1-6，对比例1的淬透性临界理想直径DI为9.1，并不在优选的5.0～9.0之间，因此对比例1相对于实施例1-6的高强韧易切削非调质圆钢的冲击功较低.
此外，在对比例2-4中，这三个对比例在化学元素成分设计过程中均存在不符合本发明设计规范要求的参数。因此，相较于实施例1-6的高强韧易切削非调质圆钢，对比例2和对比例3的对比钢材的强度均比较低，而对比例4的对比钢材的韧性较低，对比例3和对比例4使用效果不佳，对比例3制备的曲轴冲击功低至23J，对比例4制备的曲轴在切削过程中不容易断屑，导致加工效率低，不能满足使用要求。
图1为实施例2的高强韧易切削非调质圆钢在500倍光学显微镜下的微观组织金相照片。
从图1可以看出，在本实施方式中，实施例2的高强韧易切削非调质圆钢微观组织以贝氏体为主，其中贝氏体的面积百分比≥85％。此外，在本实施方式中，微观组织中还具有残余奥氏体和少量铁素体+珠光体。
图2为实施例2的高强韧易切削非调质圆钢制备的曲轴在500倍光学显微镜下的微观组织金相照片。
从图2中可以看出，实施例2的高强韧易切削非调质圆钢制备的曲轴微观组织是贝氏体。
需要说明的是，在本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (13)

1.一种高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于，其除了Fe和不可避免的杂质以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.36～0.45％、Si：0.20～0.70％、Mn：1.25～1.85％、Cr：0.15～0.55％、Ni：0.10～0.25％、Mo：0.10～0.25％、Al：0.02～0.05％、Nb：0.001～0.040％、V：0.10～0.25％、S：0.02～0.06％。
2.如权利要求1所述的高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.36～0.45％、Si：0.20～0.70％、Mn：1.25～1.85％、Cr：0.15～0.55％、Ni：0.10～0.25％、Mo：0.10～0.25％、Al：0.02～0.05％、Nb：0.001～0.040％、V：0.10～0.25％、S：0.02～0.06％；余量为Fe和不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于，其还含有：0＜Cu≤0.25％。
4.如权利要求1或2所述的高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，各杂质元素含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.015％、N≤0.015％、O≤0.002％、Ti≤0.003％、Ca≤0.005％。
5.如权利要求1或2所述的高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于：淬透性临界理想直径DI的值为5.0～9.0；其中DI＝0.54×C×(5.10Mn-1.12)×(0.70Si+1)×(0.363Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3.00Mo+1)×(0.365Cu+1)×(1.73V+1)，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
6.如权利要求1或2所述的高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于，微合金元素系数rM/N的范围为1.1～9.9，其中rM/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
7.如权利要求1或2所述的高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于，碳当量Ceq为0.60～1.0％，其中
Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Ni]+[Cu])/15，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
8.如权利要求1或2所述的高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于，其微观组织以贝氏体为主，贝氏体的面积百分比≥85％。
9.如权利要求8所述的高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于，其贝氏体转变温度TB为515～565℃，其中TB＝830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo。
10.如权利要求1或2所述的高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于，其微观组织还具有铁素体和/或珠光体；以及残余奥氏体。
11.如权利要求1或2所述的高强韧易切削非调质圆钢，其特征在于，其抗拉强度Rm≥1000MPa，延伸率A≥12％，断面收缩率Z≥35％，夏比冲击功Aku≥27J。
12.如权利要求1-11中任意一项所述的高强韧易切削非调质圆钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：
(1)冶炼和浇铸；
(2)加热；
(3)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃；轧后或锻后冷却；
(4)精整。
13.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h。
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