CN117344216A - 一种具有良好强韧性的中碳钢、圆钢及其制造方法 - Google Patents

一种具有良好强韧性的中碳钢、圆钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种具有良好强韧性的中碳钢，其含有Fe和不可避免的杂质，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.30～0.39％，Si：0.05～0.40％，Mn：0.50～0.90％，Al：0.01～0.05％，N：0.002‑0.015％，Cr≤0.40％、Ni≤0.40％、Mo≤0.10％的至少其中之一，V≤0.02％，Cu≤0.30％，Nb≤0.09％；其中各元素还满足：1.1≤(Al/2+Nb/7+V/4)/N≤4.9，0.02％≤Cr+Ni+Mo≤0.65％，式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。相应地，本发明还公开了上述中碳钢所对应制备的圆钢，以及这种圆钢所对应的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼；(2)铸造；(3)加热：控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h；(4)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃，轧后或锻后冷却；(5)精整。

Description

一种具有良好强韧性的中碳钢、圆钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材、圆钢及其制造方法，尤其涉及一种中碳钢、圆钢及其制造方法。
背景技术
众所周知，高强度钢棒材在工业生产中的应用十分广泛，其通常应用于高安全性机械及结构类部件，如汽车零部件或工程机械的关键受力部件。因此，在制备这种高强度钢时，不仅要求具有较高的强度，还应具有良好的塑性和优异的冲击韧性，其不仅易于切削加工，还需具备较高的抗疲劳性能。
在当前现有技术中，国内外研究人员对于高强度钢材已有较多的研究，其通常选取适当的化学成分，并采用淬火+回火热处理或控制轧制+控制冷却工艺，生产高强度钢材。
当采用淬火+回火工艺生产高强度钢材，本领域研究人员一般通过优化合金元素和碳元素的含量，来提高钢材的淬透性，使钢在冷却过程中形成马氏体组织，以马氏体为主的高强度钢材位错密度大，导致冲击韧性较差，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。而采用控轧控冷方式生产高强度钢材时，则无需进行淬火+回火的调质处理，即可获得中碳钢，但由于轧制和冷却过程中控制难度较大，这种工艺方案会影响钢材力学性能的整体均匀性。
在传统现有技术中，中碳钢通常是指在中低碳钢基础上添加钒等微合金化元素，并通过控轧(锻)控冷，以在铁素体+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。因其具有良好的经济性，且节能环保，中碳钢已经逐步地广泛应用于汽车和工程机械等领域中，故适用于新能源汽车传动轴用中碳钢的综合强韧性是未来发展的趋势之一。
例如：公开号为CN102808073A，公开日为2012年12月5日，名称为“具有超细晶珠光体组织的非调质钢及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种具有超细晶珠光体组织的中碳钢的制造方法，所述中碳钢主要由Fe、以及0.43～0.47％的C、0.15～0.35％的Si、1.1～1.3％的Mn、大于0且至多0.03％的P、大于0且至多0.04％的S、大于0且至多0.3％的Cu、大于0且至多0.2％的Ni、0.1～0.2的Cr、大于0且至多0.05％的Mo、0.08～0.15的V、大于0 且至多0.02％的Al组成，其所采用的制造方法为锻造。
再例如：公开号为CN109763061A，公开日为2019年5月17日，名称为“一种非调质钢及其制备方法”的中国专利文献，公开了一种中碳钢，其按重量百分比计含有以下成分：碳：0.46-0.55％，硅：0.20-0.60％，锰： 1.20-1.60％，铬：0.00-0.30％，铝：0.010-0.030％，镍：0.10-0.30％，铜： 0.00-0.20％，磷：0.000-0.030％，硫：0.020-0.050％，钒：0.050-0.250％，铌： 0.020-0.050％，钛：0.010-0.030％，硼：0.0005-0.0030％，氮0.012-0.020％，余量为铁。该技术方案获得了一种高强钢，适于表面淬火硬化。
又例如：公开号为CN109207840A，公开日为2019年1月15日，名称为“一种易切削非调质钢及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种易切削中碳钢，其化学元素质量百分比为：C：0.35-0.45％；Si：0.45-0.65％； Mn：1.35-1.65％；S：0.025-0.065％；V：0.07-0.15％；Ti：0.01-0.018％；N： 0.012-0.017％；Al：0.015-0.035％；Ca：0.0008-0.0025％；余量为铁和其他不可避免的杂质；且满足S/Ca为20-60。此外，本发明还提出了一种上述的易切削中碳钢的制造方法，包括冶炼和精炼、浇铸、轧制、锻造和两段式冷却。所述的易切削中碳钢保证塑韧性的基础上，提高了材料的强度。
从上述现有技术可以看出，在当前现有技术中，为了获得高性能的中碳钢，本领域技术人员大多都采用V和Ti等微合金元素来细化晶粒尺寸，并提高钢材的强度。但是这种添加V和Ti元素的设计方案，很容易增加制造成本，并且钢中V元素含量过高时，会形成粗大的VC颗粒，并降低钢材的冲击韧性；同时，Ti元素容易形成夹杂物，如果与其他微合金元素合用时，会发生耦合效应，不利于其他微合金元素的细化效果。
由此，为了解决上述现有技术所存在的问题，发明人期望提供一种新的可以不添加V、Ti等微合金元素，便具有良好强韧性的中碳钢，以有效满足市场需求。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种具有良好强韧性的中碳钢，该中碳钢不添加V、Ti等微合金元素，便具有良好强韧性，其不仅具有良好的强度、冲击韧性和塑性，还具有良好的抗疲劳性能，以及较高的淬透性。该中碳钢易于切削加工和冷变形，可以满足汽车和工程机械等应用场景对钢材性能的要求，其具有十分良好的推广应用前景。
为了实现上述目的，本发明提出了一种具有良好强韧性的中碳钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.30～0.39％，Si：0.05～0.40％，Mn：0.50～0.90％，Al：0.01～0.05％， N：0.002-0.015％，Cr≤0.40％、Ni≤0.40％、Mo≤0.10％的至少其中之一，V ≤0.02％，Cu≤0.30％，Nb≤0.09％；
其中各元素还满足：1.1≤(Al/2+Nb/7+V/4)/N≤4.9，0.02％≤Cr+Ni+Mo ≤0.65％，式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.30～0.39％，Si：0.05～0.40％，Mn：0.50～0.90％，Al：0.01～0.05％， N：0.002-0.015％，Cr≤0.40％、Ni≤0.40％、Mo≤0.10％的至少其中之一，V ≤0.02％，Cu≤0.30％，Nb≤0.09％；余量为Fe和其他不可避免的杂质；
其中各元素还满足：1.1≤(Al/2+Nb/7+V/4)/N≤4.9，0.02％≤Cr+Ni+Mo ≤0.65％，式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
在本发明的上述技术方案中，发明人基于合理的化学元素成分设计，通过选用Al、Nb、V的配合体系，控制Al、Nb、V和N的相对含量，同时配合适量的Mn及Cr、Ni、Mo、Cu等元素，可以有效提高钢的淬透性，并获得细小弥散的析出物，以使中碳钢材得到良好的强度、塑性、韧性以及抗疲劳性能。
在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，C元素可以提高钢材的淬透性，其可以使钢材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。同时，钢中C元素含量也不宜过高，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，并且也会导致钢材的韧性下降。因此，考虑到C元素含量对钢材性能的影响，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，将C元素的质量百分含量控制在0.30～0.39％之间。
Si：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，Si元素有益于提升钢材的强度，添加适量的Si可以避免形成粗大的碳化物。但需要注意的是，钢中Si元素含量也不宜过高，当钢中Si元素含量过高时，会降低钢材的冲击韧性。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，将Si元素的质量百分含量控制在0.05～0.40％之间。
Mn：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，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，并在淬火时形成高强度的低温相变组织，使得钢材获得良好的强韧性。但需要注意的是，钢中Mn元素含量也不宜过高，当钢中Mn元素含量过高时，会形成较多的残余奥氏体，降低钢的屈服强度，并容易导致中心偏析。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，将Mn元素的质量百分含量控制在0.50～0.90％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，可以进一步优选地将Mn元素的质量百分含量控制在0.60～0.90％之间。
Al：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，Al是重要的脱氧剂元素，其在钢中能够形成细小的析出物，并钉扎晶界，可以抑制奥氏体晶粒长大。但需要注意的是，钢中Al元素含量也不宜过高，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，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，将Al元素的质量百分含量控制在0.01～0.05％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，可以进一步优选地将Al元素的质量百分含量控制在0.02～0.045％之间。
N：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，N为间隙原子，其可以在钢中形成氮化物或碳氮化物，即MX型析出物，并起到沉淀强化和细化强化的作用。但需要注意的是，钢中N元素含量也不宜过高，当钢中N元素含量过高时会形成粗大的颗粒，其无法起到细化晶粒的作用，这是因为N作为间隙原子会在晶界及缺陷处富集，并导致钢材的冲击韧性降低。因此，为了避免N元素在钢中富集，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，将 N元素的质量百分含量控制在0.002-0.015％之间。
V：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，V是中碳钢强化的重要合金元素。V元素在钢中可以与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元素的含量同样也不宜过高，若钢中V元素含量过高，则会形成粗大的VC颗粒，降低钢材的冲击韧性。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，可以选择是否需要添加V元素，并将V元素的质量百分含量控制为V≤0.02％。
Cr：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，Cr元素可以显著提高钢的淬透性，并提高钢材的强度。相应地，钢中Cr元素含量同样也不宜过高，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，考虑到Cr元素含量对钢材性能的影响，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，可以选择是否需要添加Cr元素，并将Cr元素的质量百分含量控制为Cr≤0.40％。
Ni：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，Ni元素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元素含量同样也不宜过高，过高含量的Ni不但会增加成本，还会导致钢材中的残余奥氏体含量过高，从而降低钢材的强度。因此，考虑到钢材经济性，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，可以选择是否需要添加 Ni元素，并将Ni元素的质量百分含量控制为Ni≤0.40％。
Mo：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，Mo元素可在钢中固溶，并能够提高钢材的淬透性，提高钢材的强度。同时，在较高的温度回火下，Mo元素会配合形成细小的碳化物，以进一步提高钢的强度。但考虑到 Mo元素为贵金属元素，为有效控制合金的成本，钢中Mo元素含量不宜过高。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，可以选择是否需要添加Mo元素，并将Mo元素的质量百分含量控制为Mo≤0.10％。
Cu：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，添加适量的Cu元素不仅可以提高钢材的强度，还有利于提高钢材的耐腐蚀能力。但需要注意的是，钢中Cu元素含量同样也不宜过高，如果钢中Cu含量过高，则在加热过程中会富集在晶界，并导致晶界弱化以致开裂。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，可以选择是否需要添加Cu元素，并将Cu元素的质量百分含量控制为Cu≤0.30％。
Nb：在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，Nb元素加入钢中，能够与氮或碳元素形成细小的析出相，其可以对钢材的再结晶起到抑制作用，并有效细化晶粒。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元素含量同样不宜过高，当钢中Nb元素含量过高时，则在冶炼过程中会形成粗大的NbC颗粒，其反而会降低钢材的冲击韧性。因此，为发挥Nb元素的有益效果，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，可以选择是否需要添加Nb元素，并将Nb元素的质量百分含量控制为Nb≤0.09％。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更好实施效果，可以进一步优选地将Nb元素的质量百分含量控制在0.003～0.030％之间。
需要注意的是，在本发明中，在控制单一化学元素质量百分含量的同时，发明人还设计并进一步控制了微合金元素Al、Nb、V的含量与N含量比例关系，其要求微合金元素总量与氮元素的原子比超过1，并定义微合金元素系数rM/N：1.1～4.9，将rM/N控制在1.1-4.9之间，可以实现抑制奥氏体晶粒长大和析出强化的作用。在本发明中，rM/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]，且式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
此外，在发明所设计的这种中碳钢中，为了保证中碳钢的强度，还可以少量添加合金元素Cr、Ni、Mo等元素中的一种或几种，但是为了兼顾成本经济性，避免钢材的硬度过高，从而影响易切削性、冷变形和塑性，本发明在控制单一化学元素质量百分含量的同时，还进一步地控制合金元素Cr、Ni、 Mo等元素的总范围为：0.02～0.65％，即：0.02％≤Cr+Ni+Mo≤0.65％。
进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，在不可避免的杂质中，P≤0.020％、S≤0.040％、O≤0.002％、Ca≤0.004％。
在上述技术方案中，P元素、S元素、O元素和Ca元素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，应尽可能降低材料中杂质元素的含量。
P：在本发明中，P元素容易在钢中晶界处偏聚，其会降低晶界结合能，恶化钢的冲击韧性。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，将 P元素的质量百分含量控制为：P≤0.020％。
S：在本发明中，S元素在钢中可与Mn形成硫化物夹杂，改善钢材切削性能。但过高的S含量，不利于热加工，且会降低钢材抗冲击性能。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，将S元素的质量百分含量控制为：S≤0.040％。当然，在一些优选的实施方式中，可以进一步将S元素的质量百分含量控制为S≤0.035％。
O：在本发明中，O元素能够与钢中的Al元素形成氧化物以及复合氧化物等，为保证钢材的组织均匀性、低温冲击功和疲劳性能，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，将O元素的质量百分含量控制为：O≤0.002％。
Ca：在本发明中，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。因此，本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，将Ca元素的质量百分含量控制为：Ca≤ 0.004％。
进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，各化学元素质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：
Mn：0.60～0.90％；
Al：0.02～0.045％；
Nb：0.003～0.030％；
S≤0.035％。
进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，其淬透性临界理想直径Di值为25～50mm；其中：
Di＝13.72[C]×(3.33[Mn]+1)×(0.70[Si]+1)×(0.36[Ni]+1) ×(2.16[Cr]+1)×(3.00[Mo]+1)×(0.36[Cu]+1)×(1.73[V]+1)
式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
在上述技术方案中，发明人进一步对淬透性临界理想直径Di值进行了优化设计，并将其控制在25～50mm之间。将淬透性临界理想直径Di控制在25～50mm之间，可以较低的合金成本确保钢材具有足够的淬透性。
进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，其微观组织为铁素体+珠光体。
进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，其中铁素体晶粒度≥8.5级
进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，在制备所述中碳钢的过程中，当所述中碳钢奥氏体化时，奥氏体晶粒度≥6级。
进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢中，其淬火+回火热处理后的屈服强度Rp0.2≥400MPa，抗拉强度Rm＝600～800MPa，延伸率 A≥20％，断面收缩率Z≥45％，夏比冲击功Akv≥30J。
此外，本发明的另一目的在于提供一种圆钢，其具有良好的强度、塑性、韧性、淬透性以及抗疲劳性能，且易于切削加工，其可以用于汽车，特别是新能源汽车轴类零部件等需要高强韧圆钢的场合。
为了上限上述目的，本发明提出了一种圆钢，其采用本发明上述的具有良好强韧性的中碳钢制得。
在本发明中，本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢可以具体制备成圆钢，其可以用于汽车领域，特别是新能源汽车轴类零部件等需要高强韧圆钢的场合，其圆钢的尺寸规格直径范围可以具体控制在Φ16～100mm之间。
进一步地，在本发明所述的圆钢中，其直径为Φ16～100mm。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述圆钢的制造方法，该制造方法生产简单，工艺设计合理，所获得的圆钢不仅具有良好的强韧性和塑性，还具有良好的抗疲劳性能，其淬透性优异，且易于切削加工，具有良好的应用前景。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的圆钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)加热：控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h；
(4)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃，轧后或锻后冷却；
(5)精整。
在本发明的上述技术方案中，在步骤(1)的冶炼工艺中，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，操作人员也可以采用真空感应炉进行冶炼。
相应地，在本发明中，冶炼完成后需要进行铸造，在上述步骤(2)的铸造工艺中，铸造工艺可以具体采用模铸或连铸。连铸得到的铸锭可以输入到加热炉进行加热，并控制铸锭加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h，以确保本发明的这种中碳钢材在加热过程中完全奥氏体化。
需要说明的是，在本发明步骤(3)的加热过程中，本发明所述的中碳钢会在1050℃～1250℃加热完全奥氏体化。同时，Al、Nb、V的碳化物和氮化物及碳氮化物、Cr和Mo的碳化物能够部分或全部溶解于奥氏体中，在随后的轧制或锻造以及后续冷却过程中，Al、Nb、V能够形成细小的析出物。固溶在奥氏体中的Mn、Cr、Ni、Mo及Cu可以提高钢的淬透性，并提高硬度和强度。在后续步骤(4)的终轧或终锻温度≥800℃的条件下，可以形成具有细化的复相基体组织，且具有细小弥散的析出物。
此外，需要注意的是，在本发明所述的步骤(3)中，在实际操作时，可以直接升温至加热温度，也可以阶梯式升温至加热温度。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，控制终轧温度或终锻温度为800～950℃。
在本发明上述技术方案中，在步骤(4)的锻造或轧制工艺中，当采用锻造工艺时，可以直接锻造至最终成品尺寸；而当采用轧制工艺时，既可以将钢坯直接轧制到最终成品尺寸，也可以将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。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，直接轧制或锻造至成品尺寸。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，先轧制到中间坯尺寸，再进行中间加热，然后轧制到最终成品尺寸；其中，中间加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h。
在本发明上述技术方案中，轧制过程可以选取分段式轧制，先轧制到中间坯尺寸，再进行中间加热，然后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，当然也可以更优选地控制在 1100～1200℃之间。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，轧后或锻后的冷却速度≥5℃/s。
需要注意的是，在步骤(4)的轧制过程中，钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制或锻造，轧制或锻造后控制冷却，通过具体的用途和性能需要控制轧制速度并调整冷却方法，通过控制相变过程，获得理想的组织结构。冷却方法可以采用空冷、风冷或缓冷，并可以具体控制轧后或锻后的冷却速度≥5℃/s。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，精整包括表面处理、无损探伤和热处理的至少其中之一，其中所述热处理包括正火或退火热处理，其中正火温度为860～910℃，退火温度为630～720℃。
在本发明所述的步骤(5)，针对制备的板材，还需要进行必要的精整步骤，比如正火和退火等热处理工艺，在精整过程中，采用正火或退火热处理时，可以具体控制正火温度范围为860～910℃，控制退火温度630～720℃，以控制材料的组织结构及其硬度，改善钢的均匀性。
相应地，在精整过程中，除上述正火或退火的热处理工艺外，还可以包括表面处理和无损探伤工艺。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，步骤(5)后还可以具有步骤(6) 淬火+回火，其中淬火温度范围为840～910℃，回火温度范围为550～660℃。
相较于现有技术，本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢、圆钢及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：
本发明通过合理设计化学成分并结合优化工艺，开发出了一种具有强韧性且切削性能优异的中碳钢，其可以最终轧制或锻造成棒材，并形成铁素体 +珠光体的微观组织，其晶粒细小，还具有细小弥散的析出物，这使得中碳钢在获得良好塑性的同时，还易于切削加工和冷变形。
本发明所述的中碳钢晶粒细小，其具有较高的强度和良好的延伸率、断面收缩率，并有优异的冲击韧性和较高的淬透性，其可以有效用于新能源汽车及工程机械等需要高疲劳性能钢材的场合。
在实际制备时，本发明还对制造工艺进行了优化设计，其制造工艺设计合理，工艺窗口宽松，可以在棒材产线上实现批量商业化生产。
采用本发明所设计的这种中碳钢在淬火+回火热处理后的屈服强度Rp0.2≥400MPa，抗拉强度Rm＝600～800MPa，延伸率A≥20％，断面收缩率Z≥45％，夏比冲击功Akv≥30J，其淬透性较高且带宽较窄，可满足汽车及工程机械用途，特别是需要表面硬化处理的场合，具有十分良好的推广应用前景。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例对本发明所述的具有良好强韧性的中碳钢、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1-8和对比例1-4
实施例1-8的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：在实际操作时，可以采用真空感应炉冶炼、电炉冶炼或转炉冶炼，并经过精炼及真空处理。
(2)铸造：采用模铸或连铸进行铸造，以获得铸锭。
(3)加热：将铸锭放到加热炉内加热，并控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h；其中，在加热时，可以直接升温至加热温度，也可以采用阶梯式升温至加热温度。
(4)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃，优选地可以控制在800～950℃之间，并在轧后或锻后进行冷却，冷却方式可以为空冷、风冷或缓冷，并控制轧后或锻后的冷却速度≥5℃/s；
当进行锻造或锻造时，可以直接轧制或锻造至成品尺寸，也可以先轧制到中间坯尺寸，再进行中间加热，然后轧制到最终成品尺寸；当采用上述分段式轧制时，中间坯的中间加热温度可以控制在1050～1250℃之间，更优选地可以控制在1100～1200℃之间，保温时间可以控制在为3～24h之间。
(5)精整：精整包括表面处理、无损探伤和热处理，其中热处理具体包括正火或退火热处理，其中控制正火温度为860～910℃，控制退火温度为 630～720℃。
需要说明的是，在本发明中，经过上述步骤(1)-(5)所述的制造工艺后，可以有效制备各实施例和对比例对应的中碳钢，通常我们检测的是中碳钢在淬火+回火热处理后的性能。因此，在获得上述实施例和对比例的中碳钢后，还可以进一步进行步骤(6)，即淬火+回火热处理工艺，并将淬火温度控制在840～910℃之间，将回火温度控制在550～660℃之间。
在本发明中，上述所制备的实施例1-8的圆钢实际上是由其各自对应的中碳钢对应制备的，该实施例1-8的具有良好强韧性的中碳钢的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明设计规范要求。而对比例1-4的化学成分设计以及相关工艺均存在不满足本发明设计规范要求的参数。
表1-1列出了实施例1-8的具有良好强韧性的中碳钢和对比例1-4的对比钢材的各化学元素的质量百分配比。
表1-1.(wt.％，余量为Fe和除P、S、O和Ca以外的其他不可避免的杂质)
表1-2列出了由实施例1-8的具有良好强韧性的中碳钢和对比例1-4的对比钢材的各化学元素的质量百分含量计算得到的典型合金元素Cr+Ni+Mo、淬透性临界理想直径Di值、微合金元素系数rM/N。
表1-2.
注：上表中，
rM/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]；
“Cr+Ni+Mo”、“Di”和“rM/N”的式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
在本发明中，实施例1-8的具有良好强韧性的中碳钢所对应制备的圆钢和对比例1-4的对比钢材所制备的圆钢的具体生产工艺操作如下所述：
实施例1
按表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，冶炼获得的钢水经浇铸成钢锭，并对铸锭进行加热，而后锻造开坯。其中，控制加热为温度1050℃，保温3h后进行锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成直径为Φ55mm的棒料，锻后空冷，并控制冷速为6℃/s。锻后需进行精整，精整包括880℃正火处理。
实施例2
按表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，冶炼获得的钢水经浇铸制成钢锭，并对钢锭进行加热，而后锻造开坯。其中，控制加热温度1100℃，保温4h后进行锻造，控制终锻温度为1000℃，最终锻造成Φ80mm的棒料，而后进行风冷，并控制冷速为8℃/s。锻后需进行精整，精整包括900℃正火处理。
实施例3
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，并进行LF精炼和VD 真空处理，而后连铸成320mm×425mm连铸坯。控制连铸坯缓加热到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Φ100mm的棒料。轧制后空冷，并控制冷速为5℃ /s。锻后需进行精整，精整包括无损探伤，其具体通过超声波探伤和磁粉探伤进行了无损检验。
实施例4
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成280mm×280mm连铸坯。控制连铸坯缓慢加热至1180℃，保温6h 后轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制终轧温度为1000℃，中间坯尺寸140mm×140mm。而后再将中间坯预热后加热至 1220℃，保温5h后出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制中间坯终轧温度为 820℃，最终轧制成Φ20mm棒料。轧制后空冷，并控制冷速为6℃/s。而后进一步进行精整，精整具体包括热处理、表面处理和无损探伤，其在880℃正火处理(热处理)后车削剥皮(表面处理)，并经过超声波探伤和磁粉探伤(无损探伤)等进行检验。
实施例5
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，并进行LF精炼和VD 真空处理，而后浇铸成320mm×425mm连铸坯。控制连铸坯阶梯式加热至 1230℃，保温3h后进行轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制终轧温度为1050℃，获得中间坯尺寸为220mm×220mm，轧后空冷。而后再将中间坯预热后阶梯式加热至1200℃，保温6h后出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制中间坯终轧温度为950℃，成品棒材规格为Φ55mm。轧制后空冷，并控制冷速为5℃/s。轧后需进行精整，精整包括无损探伤，其具体通过超声波探伤和磁粉探伤进行了无损检验。
实施例6
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，并进行LF精炼和VD 真空处理，而后连铸成280mm×280mm连铸坯。控制连铸坯缓慢加热至1150℃，保温6h后轧制。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℃，成品棒材规格为Φ80mm。轧制后空冷，并控制冷速为6℃/s。而后进一步进行精整，精整具体包括热处理、表面处理和无损探伤，其在680℃退火处理(热处理)后进行砂轮剥皮(表面处理)，并经过超声波探伤和磁粉探伤 (无损探伤)等检验。
实施例7
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行进行转炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后模铸获得铸坯，控制铸坯预热后阶梯式加热至1200℃，保温9h后进行轧制。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Φ90mm棒料。轧制后空冷，并控制冷速为5℃/s。而后进一步进行精整，精整需进行表面处理和无损探伤，其具体采用砂轮剥皮处理，而后再采用超声波探伤和磁粉探伤等进行无损检验。
实施例8
按表1-1和表1-2所示的化学成分在500kg真空感应炉上进行冶炼，而后浇铸获得钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢锭的加热温度为1150℃，保温21h 后进行后续锻造，控制终锻温度为920℃，最终锻造成Φ80mm棒料，锻后堆积缓冷，并控制冷速为5℃/s。此外，锻后还需进行精整，精整包括900℃正火处理，车削剥皮。
对比例1
实施方式同实施例1，在对比例1中，按表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。钢水经模铸制成钢锭，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℃，最终锻造成直径为Φ55mm的棒料，锻后空冷，并控制冷速为6℃/s。此外，锻后还需进行精整，精整包括880℃正火处理。
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。钢水连铸成钢锭，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Φ80mm棒料，而后进行风冷，并控制冷速为8℃/s。此外，锻后还需进行精整，精整包括900℃正火处理。
对比例3：选自市售商品圆钢，其制备过程此处不再赘述。当需要对该市售圆钢在正火+回火热处理后的性能进行检测时，其可以具体经过860℃淬火、 610℃回火后，方可对其力学性能进行检测。
对比例4
实施方式同实施例8，按照表1-1和表1-2所示的化学成分在500kg真空感应炉上进行冶炼。钢水经浇铸制成钢锭，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Φ80mm 棒料，而后进行缓冷，并控制冷速为5℃/s。此外，还需进行精整，900℃正火处理，之后进一步进行车削剥皮处理。
需要说明的是，可以将获得的成品实施例1-8的圆钢和对比例1-4的对比圆钢分别取样，并按照GB/T 13298制备金相试样，参考GB/T 13299采用金相显微镜分析显微组织，并采用截线法测试铁素体晶粒尺寸，并参照ASTM E112换算为晶粒度。
在分析奥氏体晶粒度时，将各实施例和对比例钢材样品完全奥氏体化后水淬，制备金相试样，采用苦味酸酒精溶液侵蚀显示奥氏体晶界，依据ASTM E112采用金相显微镜分析奥氏体晶粒度。
表2列出了实施例1-8的圆钢和对比例1-4的圆钢的金相组织分析结果。
表2.
由上述表2可以看出，在本发明中，实施例1-8的圆钢中的微观组织均包括铁素体+珠光体，且该中碳钢晶粒细小，其铁素体晶粒度在8.5-10级之间。而当这些实施例1-8的中碳钢奥氏体化是，其奥氏体晶粒度在6.5-8级之间。
相应地，在完成上述对于金相组织的观察和分析后，为了进一步说明本发明所制备的圆钢在淬火+回火热处理工艺后仍然具有十分优异的力学性能。基于获得的实施例1-8和对比例1-4的成品圆钢，发明人对这些实施例和对比例钢材分别进行了取样，并对应进行了步骤(6)的淬火+回火热处理工艺，同时在完成步骤(6)的淬火+回火热处理后，还对钢材的力学性能、冲击性能和淬透性进行进一步的检测，并将检测结果列于下述表3之中。
在本发明中，各实施例的淬火+回火热处理工艺过程参数如下所述：
实施例1：圆钢在860℃淬火、610℃回火后检测力学性能。
实施例2：圆钢在840℃淬火、580℃回火后检测力学性能。
实施例3：圆钢在860℃淬火、640℃回火后检测力学性能。
实施例4：圆钢在900℃淬火、560℃回火后检测力学性能。
实施例5：圆钢在850℃淬火、600℃回火后检测力学性能。
实施例6：圆钢在890℃淬火、660℃回火后检测力学性能。
实施例7：圆钢在880℃淬火、650℃回火后检测力学性能。
实施例8：圆钢在850℃淬火、620℃回火后检测力学性能。
对比例1：圆钢在860℃淬火、610℃回火后检测力学性能。
对比例2：圆钢在840℃淬火、580℃回火后检测力学性能。
对比例3：圆钢在860℃淬火、610℃回火后检测力学性能。
对比例4：圆钢在850℃淬火、620℃回火后检测力学性能。
在本发明中，为了说明本发明所制备的各实施例和对比例的圆钢在淬火 +回火热处理后的性能。发明人将淬火+回火热处理后的成品实施例1-8的圆钢和对比例1-4的对比圆钢分别取样，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，以获得各实施例和对比例钢经淬火+回火热处理后的力学性能，相关力学性能检测结果列于下述表3 之中。
为了检测各实施例和对比例成品圆钢的淬透性，发明人将淬火+回火热处理后的各实施例和对比例圆钢按照国家标准GB/T 225从热轧圆钢上取样、制样，参考GB/T 5216进行末端淬透性测试(Jominy试验)，控制正火温度 880±20℃，淬火温度870±5℃，根据GB/T230.2进行洛氏硬度测试，得到特定位置的硬度值(HRC)，比如离开淬火端的距离3mm和9mm处的硬度，即J3mm和J9mm。
表3列出了完成淬火+回火热处理后所得实施例1-8的圆钢和对比例1-4 的对比圆钢的力学性能、疲劳性能和切削性能的试验结果。
表3.
注：在上述表3之中，单栏中存在2组或3组数据的表示两次或三次测试结果。
从上述表3可以看出，在完成淬火+回火热处理后，本发明所述的实施例1-8的具有良好强韧性的中碳钢所制备的圆钢的综合性能仍然明显优于对比例1-4的对比圆钢。
在本发明中，在完成淬火+回火热处理后，实施例1-8的圆钢的屈服强度 Rp0.2在404-630MPa之间，抗拉强度Rm在605-798MPa之间，延伸率A在20-26％之间，其断面收缩率Z在49-63％之间，夏比冲击功Akv在32-93J之间，其不仅具有良好的强度、冲击韧性和塑性，还具有良好的抗疲劳性能和优异的切削性能。
此外，在完成淬火+回火热处理后，该实施例1-8所制备的圆钢还具有十分优异淬透性，其淬透性临界理想直径Di值在25～50mm之间，并且实测离开淬火端的距离J3mm的硬度在45-53HRC之间，离开淬火端的距离J9mm 的硬度在19-28HRC之间。
继续参见表1-1、表1-2、表2和表3，可以看出，在对比例1-4中，这四个对比例在化学元素成分的设计过程中均存在不符合本发明设计规范要求的参数。在本发明中，对比例1的微合金系数rM/N不满足设计要求，其圆钢晶粒较为粗大，钢材在经过淬火+回火热处理后虽然能够获得较高的强度，但冲击韧性较差；对比例2的“Cr+Ni+Mo”含量设计不满足要求，其所获的钢材淬透性偏低，在经过淬火+回火热处理后的强度偏低，制备的零部件表面硬化的硬度不足，旋转弯曲疲劳性能不能满足使用要求；对比例3的Mn元素含量不满足设计要求，其最终淬火+回火热处理后的钢材具有较高的强度，但塑性较差，不能满足零部件轻量化需求；对比例4的C元素含量不满足设计要求，其在淬火+回火热处理后所获得的钢材夏比冲击功较低，韧性不能满足使用要求。
需要说明的是，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 (18)

1.一种具有良好强韧性的中碳钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其特征在于，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.30～0.39％，Si：0.05～0.40％，Mn：0.50～0.90％，Al：0.01～0.05％，N：0.002-0.015％，Cr≤0.40％、Ni≤0.40％、Mo≤0.10％的至少其中之一，V≤0.02％，Cu≤0.30％，Nb≤0.09％；
其中各元素还满足：1.1≤(Al/2+Nb/7+V/4)/N≤4.9，0.02％≤Cr+Ni+Mo≤0.65％，式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
2.如权利要求1所述的具有良好强韧性的中碳钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.30～0.39％，Si：0.05～0.40％，Mn：0.50～0.90％，Al：0.01～0.05％，N：0.002-0.015％，Cr≤0.40％、Ni≤0.40％、Mo≤0.10％的至少其中之一，V≤0.02％，Cu≤0.30％，Nb≤0.09％；余量为Fe和其他不可避免的杂质；
其中各元素还满足：1.1≤(Al/2+Nb/7+V/4)/N≤4.9，0.02％≤Cr+Ni+Mo≤0.65％，式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
3.如权利要求1或2所述的具有良好强韧性的中碳钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.020％、S≤0.040％、O≤0.002％、Ca≤0.004％。
4.如权利要求3所述的具有良好强韧性的中碳钢，其特征在于，各化学元素质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：
Mn：0.60～0.90％；
Al：0.02～0.045％；
Nb：0.003～0.030％；
S≤0.035％。
5.如权利要求1或2所述的具有良好强韧性的中碳钢，其特征在于，其淬透性临界理想直径Di值为25～50mm；其中：
Di＝13.72[C]×(3.33[Mn]+1)×(0.70[Si]+1)×(0.36[Ni]+1)×(2.16[Cr]+1)×(3.00[Mo]+1)×(0.36[Cu]+1)×(1.73[V]+1)
式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
6.如权利要求1或2所述的具有良好强韧性的中碳钢，其特征在于，其微观组织为铁素体+珠光体。
7.如权利要求6所述的具有良好强韧性的中碳钢，其特征在于，其中铁素体晶粒度≥8.5级。
8.如权利要求1或2所述的具有良好强韧性的中碳钢，其特征在于，在制备所述中碳钢的过程中，当所述中碳钢奥氏体化时，奥氏体晶粒度≥6级。
9.如权利要求1或2所述的具有良好强韧性的中碳钢，其特征在于，其淬火+回火热处理后的屈服强度Rp0.2≥400MPa，抗拉强度Rm＝600～800MPa，延伸率A≥20％，断面收缩率Z≥45％，夏比冲击功Akv≥30J。
10.一种圆钢，其特征在于，其采用如权利要求1-9中任意一项所述的良好强韧性的中碳钢制得。
11.如权利要求10所述的圆钢，其特征在于，其直径为Φ16～100mm。
12.如权利要求10或11所述的圆钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)加热：控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h；
(4)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃，轧后或锻后冷却；
(5)精整。
13.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，控制终轧温度或终锻温度为800～950℃。
14.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，直接轧制或锻造至成品尺寸。
15.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，先轧制到中间坯尺寸，再进行中间加热，然后轧制到最终成品尺寸；其中，中间加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h。
16.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，轧后或锻后的冷却速度≥5℃/s。
17.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(5)中，精整包括表面处理、无损探伤和热处理的至少其中之一，其中所述热处理包括正火或退火热处理。
18.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(5)后还具有步骤(6)淬火+回火，其中淬火温度范围为840～910℃，回火温度范围为550～660℃。
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