CN117144266A - 一种高强韧易切削中碳微合金钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强韧易切削中碳微合金钢，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：0.26～0.36％、Si：0.20～0.70％、Mn：1.25～1.85％、Cr：0.15～0.59％、Ni：0.10～0.25％、Mo：0.16～0.30％、Cu：0.04～0.20％、Al：0.015～0.050％、Nb：0.003～0.040％、V：0.10～0.20％、S：0.015～0.045％、N：0.002～0.015％；耐大气腐蚀指数I≥3.0。相应地，本发明还公开了上述高强韧易切削中碳微合金钢的制造方法，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≥900℃，轧后或锻后控制冷却。

Description

一种高强韧易切削中碳微合金钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种中碳微合金钢及其制造方法。
背景技术
众所周知，高强度中碳钢在工业生产中的应用十分广泛，其常被用于制造高安全性机械以及结构类部件，如汽车零部件或工程机械的关键受力部件。
因此，市场要求高强度中碳钢不仅需要具有较高的强度，还应兼具高韧性、易切削以及抗氢致开裂等性能，以保证其所制备的机械零部件具有足够的安全性和可靠性。
在当前现有技术中，在制备高强度中碳合金钢时，本领域技术人员一般都是在选取适当的化学成分后，配合采用淬火+回火热处理或控制轧制+控制冷却工艺进行生产制备。其中，在采用淬火+回火工艺生产高强度钢材时，通过优化合金元素含量，可以使钢材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，而且在拉伸过程中如果出现微小缺陷如微裂纹等，会迅速断裂失效。
而在采用控轧控冷的方式生产高强度钢材时，虽然无需进行淬火+回火的调质处理工艺，即可以获得非调质钢。但在采用这种控轧控冷工艺时，由于在轧制和冷却过程中工艺控制的难度较大，其会影响钢力学性能的整体均匀性。
相应地，现有技术在研发设计中碳钢时，通过添加钒等微合金化元素，并控轧(锻)控冷，即可在铁素体+珠光体中弥散析出细小的碳氮化物，从而产生强化效果，使钢在轧后(锻后)不经调质处理即可获得与调质后相当的力学性能，其在工业领域通常被称为“非调质钢”。
发明人研究发现，贝氏体和马氏体型的新型非调质钢具有比传统非调质钢更高的强度，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重要发展方向。
近年来，在节能环保理念的推动下，国内外的研究人员相继在微合金化技术的基础上，开发出了49MnVS3、46MnVS6、C70S6、38MnVS6和30MnVS6等若干种碳微合金非调质结构钢，并取得了较为广泛的应用。
例如：公开号为CN104264040A，公开日为2015年1月7日，名称为“一种非调质钢及其制造方法以及采用该非调质钢制造的曲轴”的中国专利文献，公开了一种非调质钢及其制造方法以及采用该非调质钢制造的曲轴，其成分为C：0.37～0.43％，Si：0.55～0.65％，Mn：1.46～1.56％，V：0.07～0.13％，Nb：0.015～0.035％，N：0.012～0.017％，余量为Fe和其他不可避免的杂质，且C+Mn+V≥1.95％。该非调钢经过正火处理后，抗拉强度为900MPa左右，系铁素体+珠光体为主的微观组织。
又例如：公开号为CN106119711A，公开日为2016年11月16日，名称为“非调质钢棒材及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种非调质钢棒材及其制造方法，其化学成分为：C为0.40-0.50％，Si为0.10-0.50％，Mn为0.50-1.50％，Cr为0.10-0.50％，V为0.05-0.30％，Ti为0.01-0.06％，N为0.01-0.035％，Al为0.01-0.10％；余量为Fe及不可避免杂质。在该技术方案中，实施例所提供的非调质钢棒材的抗拉强度≥900MPa，室温(25℃)下U型冲击功≥108J。
再例如：公开号为CN112195412A，公开日为2021年1月8日，名称为“一种大功率发动机曲轴用Nb-V微合金化高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法”的中国专利文献，公开了一种高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法，其包括如下重量百分比的化学成分：C：0.30-0.40％，Si：0.60-1.50％，Mn：1.40-2.00％，Cr：0.60-0.90％，Mo：0.05-0.15％，V：0.20-0.50％，Ni：0.10-0.20％，B：0.0010-0.0035％，Nb：0.025-0.045％，Al：0.010～0.060％，P：≤0.010％，S：0.025-0.040％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：80-110ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素。在该技术方案中，其采用电弧炉/转炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-圆坯/方坯连铸-轧制-感应加热-锻造-精整-控温冷却成材的工艺流程进行生产，最终制备得到的贝氏体非调质钢的屈服强度Rp0.2≥750MPa，抗拉强度Rm：1170-1240MPa；断后伸长率A≥12％，断面收缩率Z≥40％，常温冲击KU2≥40J，旋转弯曲疲劳极限σ-1≥565MPa。在该专利技术文献中，由于含有Si、Mn、Cr、Ni、Mo、V、Nb、B、Al、S等多种合金元素，因此需要通过严格的控轧控冷工艺进行生产制造。
由此可见，在时代要求“碳达峰、碳中和”的背景下，无需调质处理的高强韧中碳微合金钢可广泛应用于汽车和工程机械等领域，是未来钢铁发展的必然趋势之一。然而，随着新能源汽车的迅猛发展，现有技术中所设计的这些中碳微合金钢已经无法有效满足市场的需求。
为此，还需进一步提升钢材的强度以实现增强减重，并要克服韧性不足的难题，以及高强钢所普遍存在的氢脆敏感性问题，从而保证钢材获得高疲劳寿命和高安全可靠性。由此，发明人期望提供一种高强韧易切削中碳微合金钢，以克服上述问题，并满足市场需求。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种高强韧易切削中碳微合金钢，该高强度中碳微合金钢在具有较高强度的同时，还具有良好的冲击韧性、延伸率及断面收缩率，其同时具备良好的切削性能、抗疲劳性能和抗氢致开裂能力，可以满足汽车和工程机械等应用场景对钢材性能的要求，以获得良好的推广应用前景。
为了实现上述目的，本发明提出了一种高强韧易切削中碳微合金钢，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：0.26～0.36％、Si：0.20～0.70％、Mn：1.25～1.85％、Cr：0.15～0.59％、Ni：0.10～0.25％、Mo：0.16～0.30％、Cu：0.04～0.20％、Al：0.015～0.050％、Nb：0.003～0.040％、V：0.10～0.20％、S：0.015～0.045％、N：0.002～0.015％；
所述高强韧易切削中碳微合金钢耐大气腐蚀指数I≥3.0，其中：
I＝26.0[Cu]+3.9[Ni]+1.2[Cr]+1.5[Si]+17.3[P]-7.3[Cu][Ni]-9.1[Ni][P]-33.4[Cu]2，
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，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.26～0.36％、Si：0.20～0.70％、Mn：1.25～1.85％、Cr：0.15～0.59％、Ni：0.10～0.25％、Mo：0.16～0.30％、Cu：0.04～0.20％、Al：0.015～0.050％、Nb：0.003～0.040％、V：0.10～0.20％、S：0.015～0.045％、N：0.002～0.015％；余量为Fe和不可避免的杂质。
在本发明的上述技术方案中，发明人通过合理的化学元素成分设计，可以获得一种具有良好的冲击韧性、塑性和抗疲劳性能，且易于切削的中碳微合金高强钢，其可以有效克服现有的中碳微合金钢所存在的韧性不足的难题，解决高强钢所普遍存在的氢脆敏感性问题，以获得高疲劳寿命和高安全可靠性。
发明人在钢中添加了钒、铌、铝等微合金元素，其利用元素复合的微合金化，来提高微合金元素的沉淀析出强化效果，并细化钢材微观组织的晶粒。另外，钢中还加入一定量的硫及铜元素，以提高本发明所制备的这种中碳微合金钢的切削性能，并控制磷、氧、氢的含量，来降低材料的氢脆敏感性。
在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，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，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将C元素的质量百分含量控制在0.26～0.36％之间。
Si：在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，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，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，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中碳微合金钢中，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，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，会导致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，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，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中碳微合金钢中，Cr元素可以显著提高钢的淬透性，其可以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，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将Cr元素的质量百分含量控制在0.15～0.59％之间。
Ni：在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，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，还会导致钢中残余奥氏体含量过高，从而降低钢材的强度。因此，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，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中碳微合金钢中，Mo元素可在钢中固溶，并能够提高钢材的淬透性，有利于控制钢材组织结构，从而提高钢材的强度和韧性。但是，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，考虑到生产成本以及添加Mo元素所带来的有益效果，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将Mo元素的质量百分含量控制在0.16～0.30％之间。
Cu：在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，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候性、耐腐蚀能力和易切削性能。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，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将Cu元素的质量百分含量控制在0.04～0.20％之间。
Al：在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，Al元素可以与N配合形成细小的析出物，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，而粗大的硬质夹杂则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中碳微合金钢中，将Al元素的质量百分含量控制在0.015～0.050％之间。
Nb：在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，Nb元素加入钢中，能够形成细小的析出相，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，在冶炼过程中会形成粗大的NbC颗粒，其不仅不能起到析出强化的作用，反而还因所形成的夹杂物破坏了材料的连续性，而导致钢材的强度降低。因此，为发挥Nb元素的有益效果，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将Nb元素的质量百分含量控制在0.003～0.040％之间。
V：在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，V是非调质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，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，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将V元素的质量百分含量控制在0.10～0.20％之间。
S：在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，S元素可以与Mn元素形成硫化物，控制其形态，并有效改善钢材的切削性能。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和疲劳性能。因此，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将S元素的质量百分含量控制在0.015～0.045％之间。
N：在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，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，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将N元素的质量百分含量控制在0.002～0.015％之间。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，在不可避免的杂质中，P≤0.010％；O≤0.0020％；H≤0.0002％；Ti≤0.003％；Ca≤0.0040％。
在上述技术方案中，P元素、O元素、H元素、Ti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，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将P元素的质量百分含量控制为：P≤0.010％。
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，为保证钢的组织均匀性并且使其低温冲击功及疲劳性能满足要求，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将O元素的质量百分含量控制为：O≤0.0020％。
H：在本发明中，H元素会在钢中缺陷处聚集，在抗拉强度级别超过1000MPa钢中，其会发生氢致延迟断裂。因此，本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将H元素的质量含量控制为：H≤0.0002％。
Ti：在本发明中，Ti元素在钢中可以形成细小析出相，当钢中Ti元素含量过高时，其在冶炼过程中会形成粗大的带棱角的TiN颗粒，并会降低钢材的冲击韧性。因此，本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将Ti元素的质量百分含量控制为：Ti≤0.003％。
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，本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，将Ca元素的质量百分含量控制为：Ca≤0.0040％。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，其淬透性临界理想直径DI的值为5.0～9.0；其中：
DI＝0.54*C*(5.10*Mn-1.12)*(0.70*Si+1)*(0.363*Ni+1)*(2.16*Cr+1)*(3.00*Mo+1)*(0.365*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。
在本发明的上述技术方案中，本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢对淬透性临界理想直径DI进行了优化控制，并将其优化控制在5.0～9.0之间。这是因为：当DI值低于5.0时，会导致钢材的淬透性不足；而当DI值高于9.0时，则会出现制造困难的问题，且成本较高。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，其微合金元素系数rM/N的范围为1.1～3.9；其中：
rM/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/40)/[N]
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。
在本发明上述技术方案中，发明人对微合金元素系数rM/N的范围进行了优化设计。须知，微合金系数rM/N与纳米尺度的析出物相关，较高的微合金系数rM/N会导致钢中存有粗大的析出物，无法起到析出强化作用，反而会导致类似夹杂物的不利影响，使得疲劳强度下降，而较低的微合金系数rM/N则会导致析出物数量较少，无法起到弥散强化的效果。因此，在本发明中，发明人将微合金元素系数rM/N的范围控制在1.1～3.9之间。
在本发明中，用微合金元素系数rM/N用来描述MX(X指C元素或N元素)析出相的细小弥散程度，Al、Nb和V均能形成MX微合金析出相，起到细化晶粒和保持晶粒尺寸稳定的作用。微合金元素系数过大，则容易在钢材制备过程中形成粗大的析出相，降低钢的冲击韧性和疲劳寿命；而微合金元素系数过小，则不会形成数量适宜的细小析出相，起不到细化晶粒的作用。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，其贝氏体转变温度TB为500～530℃；其中：
TB＝630-45*Mn-40*V-35*Si-30*Cr-25*Mo-20*Ni
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，发明人进一步对贝氏体转变温度TB的值进行了优化设计，并将其控制在500～530℃之间。在圆钢制造过程中，将钢材冷却至等于或者小于贝氏体转变温度TB，可以使钢材内形成贝氏体组织。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，其微观组织包括贝氏体，且在中碳微合金钢的任一截面上，贝氏体的面积均占截面面积的85％以上。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，其微观组织还包括铁素体、珠光体、马氏体及残留奥氏体中一种或几种。
进一步地，在本发明所述的高强韧易切削中碳微合金钢中，其性能满足下述各项的至少其中之一：
抗拉强度Rm≥1100MPa，延伸率A≥12％，断面收缩率Z≥35％，夏比冲击功Aku≥30J；
旋转弯曲疲劳强度极限σ-1≥540MPa；
氢脆敏感性指数η(Z)≤0.10，其中Z表示断面收缩率。
需要说明的是，工程领域通常采用环境条件下面缩率变化来反映应力腐蚀倾向，本发明参考挪威船级社对氢脆敏感性的要求按照GB/T 2975-2018《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》制备圆形截面试样，试样直径为10mm。按国标GB/T 228.1进行拉伸试验，应变速率≤0.0003/s，获得断面收缩率Z，以定义氢脆敏感性指数η(Z)来评价钢材的抗氢致开裂性能：
η(Z)＝(Z1-Z2)/Z1＝1-Z2/Z1
其中，Z1表示经过250℃烘烤2h去氢处理后的圆钢经拉伸试验后获得的断面收缩率；Z2表示圆钢经拉伸试验后获得的断面收缩率。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述高强韧易切削中碳微合金钢的制造方法，该制造方法生产简单，工艺设计合理，所获得的中碳微合金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，其氢脆敏感性低，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高强韧易切削中碳微合金钢的制造方法，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≥900℃，轧后或锻后控制冷却。
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非调质钢材在加热过程中完全奥氏体化。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，直接锻造或轧制至最终成品尺寸。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，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3～12h之间。
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，轧后或锻后的冷却速度≤5℃/s。
相较于现有技术，本发明所述的高强韧易切削中碳微合金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，开发出了一种具有高强韧性且切削性能优异的非调质中碳微合金钢，其可以有效克服现有的中碳微合金钢所存在的韧性不足的难题，克服现有高强钢所普遍存在的氢脆敏感性问题，从而获得高疲劳寿命和高安全可靠性。
本发明所设计的这种高强韧易切削中碳微合金钢属于非调质钢，其无需进行调质热处理工艺，该非调质钢具有以贝氏体为主的组织，并且在贝氏体基体中有弥散分布的细小析出物，使本发明所设计的这种非调质的中碳微合金钢具有良好的塑性和韧性，且易于切削加工。
相应地，本发明还对该碳微合金钢的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，并用于汽车曲轴和轴类零部件等需要高强度棒材的场合。
采用本发明所设计的这种化学成分和制造工艺制备的中碳微合金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，并易于切削加工，其抗拉强度Rm≥1100MPa，延伸率A≥12％，断面收缩率Z≥35％，夏比冲击功Aku≥30J，旋转弯曲疲劳强度极限σ-1≥540MPa，耐大气腐蚀指数I≥3.0，抗氢脆敏感性指数η(Z)≤0.10。该中碳微合金钢能够满足汽车和工程机械等需要高强韧钢材的场合的使用需求，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高强韧易切削中碳微合金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的高强韧易切削中碳微合金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，冶炼可以采用50kg真空感应炉、150kg真空感应炉或500kg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，还可以采用转炉+炉外精炼+真空处理的方式进行冶炼。
(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，并控制铸锭加热温度为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≥900℃，轧后或锻后冷却，冷却方式可以为空冷或风冷，并控制轧后或锻后的冷却速度≤5℃/s；
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3～12h之间。
在本发明中，实施例1-8的高强韧易切削中碳微合金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。相应地，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的高强韧易切削中碳微合金钢和对比例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、O、H、Ti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的高强韧易切削中碳微合金钢和对比例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淬透性临界理想直径DI值、微合金元素系数rM/N、贝氏体转变温度TB和耐大气腐蚀指数I。
表1-2.
注：上表中，DI＝0.54*C*(5.10*Mn-1.12)*(0.70*Si+1)*(0.363*Ni+1)*(2.16*Cr+1)*(3.00*Mo+1)*(0.365*Cu+1)*(1.73*V+1)；
rM/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/40)/[N]；
TB＝630-45*Mn-40*V-35*Si-30*Cr-25*Mo-20*Ni；
I＝26.0[Cu]+3.9[Ni]+1.2[Cr]+1.5[Si]+17.3[P]-7.3[Cu][Ni]-9.1[Ni][P]-33.4[Cu]2；
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的高强韧易切削中碳微合金钢和对比例1-4的对比钢材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，冶炼获得的钢水经模铸制成铸锭，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Φ60mm的棒料，锻后空冷，并控制冷速为3℃/s。
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，冶炼获得的钢水经模铸制成铸锭，并对铸锭进行加热，而后锻造开坯。其中，控制加热温度1100℃，保温22h后进行锻造，控制终锻温度为1000℃，最终锻造成Φ92mm的棒料，而后进行风冷，并控制冷速为3℃/s。
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。控制连铸坯预热后逐步加热至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2℃/s，通过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
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16h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Φ80mm棒料。轧制后空冷，并控制冷速为2℃/s，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。控制连铸坯经预热后加热至1230℃，保温5h后进行轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞，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。而后再将中间坯缓慢加热至1200℃，保温6h后进入均热段，出炉经高压水除鳞后开始轧制，并进一步控制中间坯终轧温度为950℃，成品棒材规格为Φ60mm。轧制后空冷，并控制冷速为3℃/s，而后经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
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后开始轧制。经高压水除鳞，轧制成中间坯，控制终轧温度为1000℃，获得的中间坯尺寸为140mm×140mm。而后再将中间坯加热至1220℃，保温3h出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制中间坯终轧温度为920℃，成品棒材规格为Φ30mm。轧制后空冷，并控制冷速为5℃/s，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
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，控制铸坯缓慢加热至1200℃，保温9h后进行轧制，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3℃/s，砂轮剥皮处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
实施例8
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行转炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后模铸获得铸坯，控制铸坯缓慢加热至1180℃，保温12h后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950℃，获得的中间坯尺寸为260mm×260mm。而后再将中间坯经预热后加热至1080℃，保温12后出炉经高压水除鳞后开始轧制，并进一步控制中间坯终轧温度为900℃，成品棒材规格为Φ50mm。轧制后空冷，并控制冷速为4℃/s，而后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，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Φ60mm的棒料，锻后空冷，并控制冷速为3℃/s。
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Φ92mm棒料，风冷后车剥，并控制冷速为3℃/s。
对比例3：选自市售商品钢材，其制备过程此处不再赘述。
对比例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，而后浇铸成320mm×425mm的连铸坯，控制连铸坯缓慢加热至1230℃，保温8h后出加热炉经高压水除鳞开始轧制，形成中间坯，控制终轧温度为1050℃，获得中间坯尺寸为220mm×220mm。而后将中间坯预热后加热至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Φ＝60mm。轧制后空冷，并控制冷速为3℃/s，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
表2-1和表2-2列出了实施例1-8的高强韧易切削中碳微合金钢和对比例1-4的对比钢材在上述工艺步骤(1)-(4)中的具体工艺参数。
表2-1.
表2-2.
在本发明中，实施例5、实施例6、实施例8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。
将获得的成品实施例1-8的高强韧易切削中碳微合金钢和对比例1-4的对比钢材分别取样，并参考GB/T 2975制备试样，而后参考GB/T 13299进行金相检验，分析金相组织，并用截线法计算在中碳微合金钢的任一截面上的贝氏体的面积比。
表3列出了实施例1-8的高强韧易切削中碳微合金钢和对比例1-4的对比钢材的金相组织分析结果。
表3.
由上述表3可以看出，在本发明中，实施例1-8的高强韧易切削中碳微合金钢中的微观组织均包括贝氏体，且在中碳微合金钢的任一截面上，其贝氏体的面积均占截面面积的85％以上，且具体在90-100％之间。
此外，在本发明的实施例1-8的高强韧易切削中碳微合金钢中，微观组织中除贝氏体外，可存有铁素体、珠光体、残留奥氏体或马氏体中的一种或几种。对比例1-4的微观组织也是贝氏体及铁素体+珠光体或马氏体及少量残留奥氏体，但对比例1-4的贝氏体含量相对较低，特别是对比例1的贝氏体含量仅有50％，对比例2的贝氏体含量为80％。
在完成上述对于金相组织的观察和分析后，为了进一步说明本法买那个所制备的中碳微合金钢材的性能。发明人进一步将制备的成品实施例1-8的高强韧易切削中碳微合金钢和对比例1-4的对比钢材分别取样，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的力学性能，相关力学性能检测结果列于下述表4之中。按GB/T 231.1检测布氏硬度(HBW)，结果也列于表4中。
需要说明的是，工程领域通常采用环境条件下面缩率变化来反映应力腐蚀倾向，本发明参考挪威船级社对氢脆敏感性的要求按照GB/T 2975-2018《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》制备圆形截面试样，控制试样直径为10mm。并按国标GB/T 228.1进行拉伸试验，控制应变速率≤0.0003/s，以获得断面收缩率Z，并定义氢脆敏感性指数η(Z)来评价钢材的抗氢致开裂性能，当氢脆敏感性指数η(Z)越小，则说明氢脆敏感性越小。
η(Z)＝(Z1-Z2)/Z1＝1-Z2/Z1
其中，Z1表示经过250℃烘烤2h去氢处理后的各实施例和对比例的圆钢经拉伸试验所得的断面收缩率Z；Z2表示普通各实施例和对比例的圆钢经拉伸试验所得的断面收缩率。
相应地，为了检测各实施例和对比例钢材的疲劳寿命，发明人还按照GB/T15248的要求制备了各实施例和对比例的样品，并在旋转弯曲疲劳实验机上进行旋转弯曲疲劳试验。采用升降法探索疲劳极限值，即在一实验应力范围内反复进行旋转弯曲疲劳实验，微量增加实验应力，试样从107循环未断状态变为断裂状态，试样未断状态下最大实验应力值为该材料的旋转弯曲疲劳极限值。
此外，为了检测各实施例和对比例钢材的切削性能，发明人还对各实施例和对比例的钢材采用普通车床进行切削加工，并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下述表4之中。
表4列出了实施例1-6的高强韧易切削中碳微合金钢和对比例1-4的对比钢材的力学性能、疲劳性能和切削性能的试验结果。
表4.
注：在上述表3之中，单栏中存在2组数据表示进行了两次测试所得的结果。
从上述表4可以看出，本发明所述的实施例1-8的高强韧易切削中碳微合金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1-8高强韧易切削中碳微合金钢的屈服强度在705-1040MPa之间，抗拉强度Rm在1105-1250MPa之间，延伸率A在14.5-21％之间，其断面收缩率Z在38-52％之间，夏比冲击功Aku在31-88J之间，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(旋转弯曲疲劳极限应力在540-575MPa之间)和优异的抗氢致开裂能力(耐大气腐蚀指数I在3.09-4.89之间，氢脆敏感性指数η(Z)在0.03-0.07之间)，其硬度在298-345HBW之间，易于切削(切屑均为颗粒状)，可以满足汽车和工程机械等需要高强韧钢材的场合的使用需求。
继续参见表1-1、表1-2、表2-1、表2-2、表3和表4，可以看出，在对比例1、对比例3和对比例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1-8的高强韧易切削中碳微合金钢，对比例1和对比例3的对比钢材以贝氏体为主，含有少量珠光体组织，钢材强度均比较低；而对比例4的金相组织以贝氏体为主，含有少量马氏体，对比钢材的韧性较低，冲击功低至24J，且在切削过程中不容易断屑，导致加工效率低，难以满足使用要求。
对比例2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1-8，对比例2的耐大气腐蚀系数I仅有2.79，氢脆敏感性指数达到了0.16，抗氢致开裂能力不足；且切削过程不容易断屑，加工性能较差。对比例1和对比例3的耐大气腐蚀系数也较低，抗氢致开裂能力不足，难以满足使用要求。
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 (13)

1.一种高强韧易切削中碳微合金钢，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：0.26～0.36％、Si：0.20～0.70％、Mn：1.25～1.85％、Cr：0.15～0.59％、Ni：0.10～0.25％、Mo：0.16～0.30％、Cu：0.04～0.20％、Al：0.015～0.050％、Nb：0.003～0.040％、V：0.10～0.20％、S：0.015～0.045％、N：0.002～0.015％；
所述高强韧易切削中碳微合金钢耐大气腐蚀指数I≥3.0，其中：I＝26.0[Cu]+3.9[Ni]+1.2[Cr]+1.5[Si]+17.3[P]-7.3[Cu][Ni]-9.1[Ni][P]-33.4[Cu]2；
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所述的高强韧易切削中碳微合金钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.26～0.36％、Si：0.20～0.70％、Mn：1.25～1.85％、Cr：0.15～0.59％、Ni：0.10～0.25％、Mo：0.16～0.30％、Cu：0.04～0.20％、Al：0.015～0.050％、Nb：0.003～0.040％、V：0.10～0.20％、S：0.015～0.045％、N：0.002～0.015％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的高强韧易切削中碳微合金钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.010％；O≤0.0020％；H≤0.0002％；Ti≤0.003％；Ca≤0.0040％。
4.如权利要求1或2所述的高强韧易切削中碳微合金钢，其特征在于，其淬透性临界理想直径DI的值为5.0～9.0；其中：
DI＝0.54*C*(5.10*Mn-1.12)*(0.70*Si+1)*(0.363*Ni+1)*(2.16*Cr+1)*(3.00*Mo+1)*(0.365*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。
5.如权利要求1或2所述的高强韧易切削中碳微合金钢，其特征在于，其微合金元素系数rM/N的范围为1.1～3.9；其中：
rM/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/40)/[N]
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所述的高强韧易切削中碳微合金钢，其特征在于，其贝氏体转变温度TB为500～530℃；其中：
TB＝630-45*Mn-40*V-35*Si-30*Cr-25*Mo-20*Ni
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。
7.如权利要求1或2所述的高强韧易切削中碳微合金钢，其特征在于，其微观组织包括贝氏体，且在中碳微合金钢的任一截面上，贝氏体的面积均占截面面积的85％以上。
8.如权利要求7所述的高强韧易切削中碳微合金钢，其特征在于，其微观组织还具有铁素体、珠光体、马氏体及残留奥氏体中一种或几种。
9.如权利要求1或2所述的高强韧易切削中碳微合金钢，其特征在于，其性能满足下述各项的至少其中之一：
抗拉强度Rm≥1100MPa，延伸率A≥12％，断面收缩率Z≥35％，夏比冲击功Aku≥30J；
旋转弯曲疲劳强度极限σ-1≥540MPa；
氢脆敏感性指数η(Z)≤0.10，其中Z表示断面收缩率。
10.如权利要求1-9中任意一项所述的高强韧易切削中碳微合金钢的制造方法，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≥900℃，轧后或锻后控制冷却。
11.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，直接锻造或轧制至最终成品尺寸。
12.如权利要求11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3～12h之间。
13.如权利要求11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。
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