CN114959500B - 一种Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢及生产的胀断连杆和控锻控冷工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种Nb‑Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢及生产的胀断连杆和控锻控冷工艺，成分C 0.40～0.50％、Si 0.40～0.90％、Mn 1.30～1.60％、P≤0.045％、S 0.040～0.070％、Cr 0.10～0.30％、Ti 0.010‑0.050％、V 0.40～0.90％、Nb 0.020‑0.050％、Al≤0.030％、[N]0.0040～0.0080％，其余为Fe和不可避免的杂质元素，通过控锻控，产品抗拉强度1150～1300MPa，屈服强度800～900MPa，断后伸长率≥10％，疲劳强度≥600MPa，布氏硬度≥340HB，满足高性能发动机胀断连杆需要。
Description
技术领域
本发明属于合金结构钢技术领域，尤其涉及一种Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢及生产的胀断连杆和控锻控冷工艺。
背景技术
连杆是汽车发动机的关键零件，其作用是将活塞上的气体作用力传递给曲轴，把活塞的往复运动转变成曲轴的旋转运动，为了保证发动机的可靠性，要求连杆应具有足够高的疲劳强度和刚度。连杆的机械加工工艺复杂，精度要求高，特别是连杆大头孔。由于机械加工精度误差而造成的连杆大头孔失圆是影响发动机性能可靠性的一个重要因素。
近年来国外开发的胀断(裂解)连杆技术解决了此问题。该技术有传统连杆加工工艺无法比拟的优越性，其加工工序少，节省精加工设备，节材节能，生产成本明显降低。用于胀断加工的连杆材料主要是粉末冶金材料、锻钢、球磨铸铁和可锻铸铁。锻钢连杆的尺寸精度高，组织结构与力学性能好，在传统连杆制造业中应用最为广泛，尤其用于负荷大、转速高的发动机，以及要求连杆具有高疲劳性能和可靠性的场合。
以C70S6钢为代表的高碳非调质钢强度较低(连杆颈位置：Rm≥950MPa，Rp0.2≥550MPa)，且经大量的生产实践后发现，C70S6的可加工性较差，刀具磨损较快，无法满足未来发动机发展需要。而以36MnVS4和46MnVS为代表的中碳钢胀断连杆各方面性能均有所提高。对于46MnVS5材料，连杆大头位置需要较低的铁素体含量(≤30％)和冲击功(KV2≤20J)，以保证材料具有较高的脆性，避免胀断加工时材料出现胀不断和断口不齐的不合格现象。而对于连杆颈位置则需要较高的铁素体含量(≥25％)和冲击功(KV2≥30J)，以保证材料具有较高的抗拉强度和疲劳强度(Rm：≤1000MPa，Rp0.2≤750MPa，σ-1≥500MPa)，以满足发动机高爆发、轻量化发展需要。
2019年12月27日公开的公开号为CN 110616363A的专利一种中碳非调质胀断连杆用钢及其制造方法，公开了一种中碳非调质胀断连杆用钢及其制造方法，该钢抗拉强度950～1200MPa，屈服强度≥750MPa，伸长率大于等于10％，断面收缩率≥20％，冲击功KV2为7～25J。
2020年6月16日公开的公开号为CN 111286670A的专利公开了“中碳非调质钢及其制造工艺和连杆及其制备工艺”，公开了一种非调质钢及其锻造方法，该钢种在传统非调质钢基础上增加P、Cu来增加钢材的脆性值，经过该专利发明方法，获得中碳非调质钢连杆，其屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥1000MPa，断后延伸率≥8％，断面收缩率≥25％。
2010年11月24日公开的公开号为CN 101892424 A的专利“一种胀断连杆用中碳非调质钢”公开了一种抗拉强度≥800MPa以上的胀断连杆用钢，添加稀土合金，成本高，生产难度大。
综上所述，现有专利所涉及的46MnVS5成分和锻造工艺所得到的的胀断连杆抗拉强度和疲劳强度低，胀断合格率低，无法满足未来高性能发动机胀断连杆发展需求。
发明内容
本发明的目的在于提供一种Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢，通过成分设计，提高钢的强韧性，满足高性能发动机胀断连杆需要。
本发明还有一个目的在于提供一种利用Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢生产的胀断连杆及生产中的控锻控冷工艺，设计的工艺与非调质钢成分配合作用，获得的胀断连杆组织为铁素体+珠光体，铁素体面积百分含量10～25％；使胀断连杆产品达到抗拉强度1150～1300MPa，屈服强度800～900MPa，断后伸长率≥10％，疲劳强度≥600MPa，布氏硬度≥340HB。
本发明具体技术方案如下：
一种Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢，包括以下质量百分比成分：
C 0.40～0.50％、Si 0.40～0.90％、Mn 1.30～1.60％、P≤0.045％、S 0.040～0.070％、Cr 0.10～0.30％、Ti 0.010-0.050％、V 0.40～0.90％、Nb 0.020-0.050％、Al≤0.030％、[N]0.0040～0.0080％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
进一步，所述Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢，包括以下质量百分比成分：C 0.45～0.50％、Si 0.50～0.90％、Mn 1.40～1.60％、P≤0.035％、S 0.040～0.055％、Cr 0.20～0.30％、Ti 0.020-0.050％、V 0.40～0.60％、Nb 0.030-0.050％、Al≤0.030％、[N]0.0040～0.0060％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
所述Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢，为了获得最佳的胀断效果，其成分关系应满足X＝16×Mn+3×V+5×Nb+10×Ti-3/C，X≥10，公式计算时，各元素所指数值为上述非调质钢的对应元素的含量×100，如上述成分中Mn含量1.30～1.60％，计算时，Mn取值1.30～1.60。
本发明提供的一种利用上述Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢生产胀断连杆的控锻控冷工艺，具体为：锻造加热温度1200～1260℃，始锻温度1180℃～1240℃，终锻温度≥950℃；锻后采用强风冷却，冷却速率9～18℃/s，冷却至≤400℃后，采用空冷工艺。
本发明提供的一种Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆，采用上述控锻控冷工艺生产得到。
所述Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆组织为铁素体+珠光体，铁素体面积百分含量10～25％。
所述Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆的抗拉强度1150～1300MPa，屈服强度800～900MPa，断后伸长率≥10％，疲劳强度≥600MPa，布氏硬度≥340HB。
本发明上述各元素设计原理如下：
C：C元素是获得高的强度、硬度所必需的，且随着C含量的提高，可显著降低钢的塑性和韧性，从而获得良好的胀断性能。过高碳含量会导致连杆颈位置韧性过差、缺口敏感性过高，导致疲劳强度偏低；过低的C含量易导致强度偏低，韧性过好，出现连杆大头位置胀不开或胀断变形量偏大问题。因此，结合本钢种合金成分体系综合考虑，C含量宜控制为0.40～0.50％。
Si：Si是钢中主要的脱氧元素，具有很强的固溶强化作用，因此Si含量≥0.40％，但Si含量过高将使钢的塑性和韧性下降，C的活性增加，促进钢在轧制和锻造加热过程中的脱碳和石墨化倾向，并且使冶炼困难和易形成夹杂物，恶化钢的抗疲劳性能，因此Si含量≤0.90％。综上所述，Si含量为0.40～0.90％。
Mn：Mn一方面可以和S结合形MnS，改善切削加工性能，另一方面还可以显著推迟珠光体-铁素体相变，降低铁素体含量、细化珠光体球团和减小珠光体片层间距，提高钢的强度。但Mn含量不易过高，过高极易导致贝氏体产生，极度恶化钢的强韧性，贝氏体、马氏体的存在容易导致连杆在胀断过程中出现掉渣现象。和传统46MnVS5相比，本发明适量提高Mn含量，控制Mn含量在1.30％～1.60％。
Cr：Cr能够有效地提高钢的淬透性和推迟珠光体-铁素体相变，以获得所需的高强度，并且通过固溶强化还能够显著屈强比，因此Cr含量≥0.10％；同时Cr还可降低C的活度，可降低加热、轧制、锻造过程中的钢材表面脱碳倾向，有利用获得高的抗疲劳性能，并且Cr含量过高会恶化钢的韧性和表面脱碳现象，从而导致连杆在胀断时出现断口不齐现象，因此Cr含量≤0.30％。综上所述Cr含量为0.10～0.30％。
P：在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而使钢的塑韧性降低，虽然可显著改善胀断连杆胀断性能，但也带来疲劳尤其缺口疲劳性能下降。本发明中主要通过高碳及锻造与冷却工艺控制，在连杆大头位置获得高强度及粗晶粒来降低韧性，提高胀断性能，若P含量过高，会导致连杆颈位置韧性偏低，疲劳性能下降。因此，P含量应控制在0.045％以下。
S：S与Mn形成MnS，显著改善钢的切削加工性能。本发明钢由于强度相对较高，为改善切削加工性能，S含量应控制在S 0.040-0.070％。
V：V是钢中的强化元素，V与C、N都有极强的亲和力，在钢中主要以碳化物的形态存在，主要是由于VC、V(CN)的沉淀强化，V在钢中通过细化组织和晶粒度，实现材料强度与韧性的提升，因此V含量应≥0.40；但是V含量过高时会导致钢材韧性恶化，并且在连铸冷却过程中容易出现表面裂纹，因此V含量应≤0.90％，综上所述V含量控制为0.40-0.90％。
Ti、N：Ti与钢中N、C元素形成Ti(C,N)析出相具有强烈抑制加热过程和锻造过程中晶粒长大的效果，起到细化晶粒的效果，在相变过程中及相变之后铁素体中析出，具有较强的析出强化效果。同时Ti还易在钢凝固过程中液析形成Ti(C,N)夹杂物，严重恶化钢的疲劳性能。本发明中，通过充分利用Ti(C,N)强烈的析出强化作用及固溶Ti强烈推迟珠光体-铁素体相变作用，从而使大头位置具有较高的强度及屈强比和低的塑韧性，小头位置充分利用锻造过程中析出的Ti(C,N)细化晶粒作用保持较细小的晶粒，改善钢的强韧性。因此，Ti含量应控制在0.010-0.050％，N含量应控制在40-80ppm。
Al：由于本发明钢中S含量较高，添加Al会恶化钢的可浇注性，因此，Al含量应控制在≤0.030％。
Nb：Nb与钢中N、C元素形成Nb(C,N)析出相可起到细化晶粒和析出强化作用，固溶Nb还可显著推迟珠光体-铁素体相变。由于连杆大头尺寸大，相同条件下，冷却速度较慢，锻造温度较高，避免Nb在奥氏体中析出，抑制Nb的晶粒细化作用，主要通过Nb在珠光体-铁素体相变过程中的析出强化作用和固溶Nb抑制珠光体-铁素体相变，提高大头位置强度的同时，显著降低韧性；对于连杆工字颈及小头位置，由于尺寸较小，冷却速度快，使锻造温度较低，促进Nb在奥氏体中析出，主要通过细晶强化和部分的析出强化，提高工字颈位置的强度及屈强比的同时改善韧性。因此，从提高强度和改善胀断性能两个方面考虑，Nb含量控制在0.020-0.050％。
本发明合金设计思路为1)适当提高Mn含量，推迟珠光体-铁素体转变温度，细化珠光体球团和珠光体片层直径，提高胀断连杆的强度；2)采用Nb-Ti微合金化的纳米析出相对晶界的钉扎作用来细化晶粒尺寸，进一步提高强度和屈强比，从而降低胀断变形量，提高胀断合格率，为了满足胀断连杆的胀断加工性能，连杆成分应满足公式X＝16×Mn+3×V+5×Nb+10×Ti-3/C，X≥10的要求。
为了满足保证连杆胀断合格率需对锻造工艺进行限定，较高的锻造温度有利于Nb、V、Ti元素的溶解，从而提高连杆大头位置铁素体与珠光体的硬度差，从而降低连杆大头位置的韧性，提高连杆的胀断合格率，而较高的冷却速度有利于珠光体片层间距的细化，进一步降低连杆大头位置的韧性，较低的下冷线温度可以避免由于自回火导致珠光体组织球化，避免大头位置韧性的提高。因此连杆锻造工艺为：锻造加热温度1200～1260℃，始锻温度1180℃～1240℃，终锻温度≥950℃；锻后采用强风冷却，冷却速率9～18℃/s，冷却至400℃以下后采用空冷工艺。
与现有技术相比，通过本发明配方的非调质钢经过以上控锻控冷工艺，获得的组织为铁素体+珠光体，铁素体面积百分含量10～25％；产品达到抗拉强度1150～1300MPa，屈服强度800～900MPa，断后伸长率≥10％，疲劳强度≥600MPa，布氏硬度≥340HB；本发明能够降低连杆大头位置的韧性，提高连杆的胀断合格率，提高抗拉强度、疲劳强度、胀断合格率，满足未来高性能发动机胀断连杆发展需求。
附图说明
图1为实施例1钢的微观组织形貌；
图2为实施例2钢的微观组织形貌；
图3为实施例3钢的微观组织形貌；
图4为对比例1钢的微观组织形貌；
图5为对比例2钢的微观组织形貌；
图6为对比例3钢的微观组织形貌；
图7为46MnVS6钢的微观组织形貌。
具体实施方式
结合附图及实施例1-3、对比例1-3和传统钢46MnVS6对本发明做详细的说明，其中，对比例1-3为采用实施例1钢，但未采用本发明控锻控冷工艺，对比例4为传统钢46MnVS6。实施例1-3的非调质钢及传统46MnVS5非调质钢的化学成分重量百分比如表1所示，表1没有显示的余量为Fe和不可避免的杂质。
表1实施例1-3的非调质钢及传统46MnVS5的化学成分(wt％)
实施例1-3及传统钢均采用电炉冶炼，经LF精炼+RH真空脱气后直接连铸成250×250mm的方坯，经加热轧制成
圆钢，在圆钢经下料、中频感应炉加热，滚锻、模锻、切边后上控冷线进行控制冷却，具体控锻控冷工艺为：锻造加热温度1200～1260℃，始锻温度1180℃～1240℃，终锻温度≥950℃，锻后采用强风冷却，冷却速率9～18℃/s，冷却至≤400℃后采用空冷工艺。
各实施例和对比例具体参数见表2。在零件成品上取标准拉伸和冲击试样及金相试样进行力学性能分析和微观组织分析。
表2各实施例和对比例控锻控冷工艺
表3各实施例与对比例硬度、力学性能及铁素体面积百分含量统计表
如图1-图7为实施例1-3、对比例1-3及传统非调质钢金相组织，表3为实施例1-6及力学性能及铁素体含量汇总，可见，本发明钢采用本发明提供的控锻控冷工艺完全试制的抗拉强度1150～1300MPa，屈服强度800～900MPa，断后伸长率≥10％，疲劳强度≥600MPa，布氏硬度≥340HB，连杆组织为铁素体+珠光体，铁素体面积百分含量10～25％。对比例1-3虽然采用本发明钢但未采用本发明控锻控冷工艺，产品性能明显低于本发明。而且，本发明性能也优于46MnVS5传统钢，本发明综合力学性能完全满足安全件要求。
Claims (9)
1.一种Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢，其特征在于，所述包括以下质量百分比成分：
C 0.40~0.50%、Si 0.40~0.90%、Mn 1.30~1.60%、P≤0.045%、S 0.040~0.070%、Cr 0.10~0.30%、Ti 0.010-0.050%、V 0.40~0.90%、Nb 0.020-0.050%、Al ≤0.030%、[N] 0.0040~0.0080%，其余为Fe和不可避免的杂质元素；
所述的Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢生产胀断连杆的控锻控冷工艺包括：锻造加热温度1200~1260℃，始锻温度1180℃~1240℃，终锻温度≥950℃。
2.根据权利要求1所述的Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢，其特征在于，C0.45~0.50%、Si 0.50~0.90%、Mn 1.40~1.60%、P≤0.035%、S 0.040~0.055%、Cr 0.20~0.30%、Ti 0.020-0.050%、V 0.40~0.60%、Nb 0.030-0.050%、Al ≤0.030%、[N] 0.0040~0.0060%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
3.根据权利要求1或2所述的Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢，其特征在于，成分满足：X=16×Mn+3×V+5×Nb+10×Ti-3/C， X≥10。
4.一种利用权利要求1-3任一项所述的Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆用非调质钢生产胀断连杆的控锻控冷工艺，其特征在于，所述控锻控冷工艺包括：锻造加热温度1200~1260℃，始锻温度1180℃~1240℃，终锻温度≥950℃。
5.根据权利要求4所述的控锻控冷工艺，其特征在于，锻后采用强风冷却，冷却速率9~18℃/s。
6.根据权利要求4或5所述的控锻控冷工艺，其特征在于，冷却至≤400℃后，采用空冷工艺。
7.一种Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆，其特征在于，采用权利要求4-6任一项所述的控锻控冷工艺生产得到。
8.根据权利要求7所述的Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆，其特征在于，所述胀断连杆为铁素体+珠光体，铁素体面积百分含量10~25%。
9.根据权利要求7或8所述的Nb-Ti复合强化中碳胀断连杆，其特征在于，其特征在于，所述胀断连杆的抗拉强度1150~1300MPa，屈服强度800~900MPa，断后伸长率≥10%，疲劳强度≥600MPa，布氏硬度≥340HB。
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