CN115537646A

CN115537646A - 一种非调质钢及其制造方法

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Publication number: CN115537646A
Application number: CN202110727413.XA
Authority: CN
Inventors: 赵四新; 高加强; 黄宗泽
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-06-29
Filing date: 2021-06-29
Publication date: 2022-12-30

Abstract

一种非调质钢及其制造方法，其成分质量百分比为：C：0.42～0.48％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.70～1.00％、P≤0.015％、S：0.010～0.035％、Cr：0.03～0.25％、Ni：0.02～0.25％、Cu：0.01～0.25％、Al：0.02～0.05％、Nb：0.001～0.030％、Mo≤0.10％、V≤0.02％、Ti≤0.01％、N：0.006‑0.015％、Fe≥90％。制造方法包括冶炼、浇铸、加热、锻造或轧制。本发明所述非调质钢具有较高的强度和良好的延伸率及断面收缩率，并有优异的切削性能和冷加工性能，可用于汽车及工程机械等需要高疲劳性能钢材的场合。

Description

一种非调质钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度钢材，具体涉及一种易加工细晶粒非调质钢及其制造方法。

背景技术

高强度钢棒材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，不但应具有高强度，还应具有良好的塑性，并且易于切削加工，具有高抗疲劳性能等。

国内外对高强度钢材有较多的研究，通常选取适当的化学成分，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。采用淬火+回火工艺生产高强度钢材，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。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。采用控轧控冷方式生产高强度钢材，无需进行淬火+回火等调质处理，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，会影响钢力学性能的整体均匀性。

自20世纪70年代石油危机以来，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/T 15712《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，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。

非调质钢因具有良好的经济性，且节能环保，广泛应用于汽车和工程机械等领域，故非调质钢的个性化是未来发展的趋势之一。

发明内容

现有技术中多采用V和Ti等微合金元素来细化晶粒尺寸及提供强度等，以此获得高性能的非调质钢。但是添加V和Ti增加成本，并且V含量过高，会形成粗大的VC颗粒，降低钢材的冲击韧性；Ti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。

本发明的目的在于提供一种易加工非调质细晶粒钢及其制造方法，选用Al和Nb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、Cr、Ni和Mo，以提高钢的淬透性，并且具有细小弥散的析出物，使非调质钢材具有良好的强度、塑性以及抗疲劳性能，最终获得了一种易于切削加工和冷变形，且具有高强塑性的细晶粒非调质钢。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种非调质钢，其成分质量百分比为：C：0.42～0.48％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.70～1.00％、P≤0.020％、S：0.010～0.035％、Cr：0.03～0.25％、Ni：0.02～0.25％、Cu：0.01～0.25％、Al：0.02～0.05％、Nb：0.001～0.030％、Mo≤0.10％、V≤0.02％、Ti≤0.01％、N：0.006-0.015％，Fe≥90％，且，

微合金元素总量与氮元素的原子比超过1，微合金元素系数r_M/N的范围为：1.1～3.9，

r_M/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。

本发明中，通过选用Al和Nb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、Cr、Ni和Mo，使该非调质钢材具有良好的强塑性，易于切削和冷变形并有良好的抗疲劳性能，可用于汽车和工程机械等需要高强塑钢材的场合。

进一步地，本发明公开了一种非调质钢，其成分质量百分比为：C：0.42～0.48％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.70～1.00％、P≤0.020％、S：0.010～0.035％、Cr：0.03～0.25％、Ni：0.02～0.25％、Cu：0.01～0.25％、Al：0.02～0.05％、Nb：0.001～0.030％、Mo≤0.10％、V≤0.02％、Ti≤0.01％、N：0.006-0.015％，余量为Fe和不可避免的杂质；

微合金元素总量与氮元素的原子比超过1，微合金元素系数r_M/N的范围为：1.1～3.9。

进一步地，为了保证非调质钢的强度，少量添加合金元素Cr、Ni、Mo等元素，但是为了避免钢的硬度过高，从而影响其切削性、冷变形能力和塑性，控制合金元素Cr、Ni、Mo等元素的总和不超过0.35％，

即：Cr+Ni+Mo≤0.35％；

本发明所述易加工细晶粒非调质钢的显微组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度≥9级，和/或在制备非调质钢的过程中，当所述非调质钢奥氏体化时，奥氏体晶粒度≥7级。

本发明所述易加工细晶粒非调质钢的屈服强度R_p0.2＝440～620MPa，抗拉强度R_m＝650～760MPa，延伸率A≥20％，断面收缩率Z≥45％，而硬度≤223HB。切削性能和冷变形能力优异，满足汽车及工程机械用途。

在本发明所述非调质钢的成分设计中：

C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。C含量提高，则会提高硬质相比例，提高钢材的硬度，但会导致韧性下降。C含量太低，会导致相变组织如贝氏体含量低，无法获得足够的抗拉强度。本发明中，设定C含量为0.42～0.48％。

Si在钢中有益于强度提升。适量的Si在回火时可避免形成粗大的碳化物，但较高的Si含量会降低钢材的冲击韧性。本发明中，设定Si含量为：0.15～0.35％。

Mn在钢中主要以固溶形式存在。可提高钢的淬透性，淬火时形成高强度的低温相变组织，所得钢材具有良好的强韧性。Mn含量过高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。本发明中，设定Mn含量为：0.70～1.00％，更优选为0.72～0.92％。

P在钢中晶界处偏聚，会降低晶界结合能，恶化钢的冲击韧性。本发明中，设定P含量为：≤0.015％。S在钢中可与Mn形成硫化物夹杂，而改善钢材切削性能。但过高的硫含量，不利于热加工，且会降低钢材抗冲击性能。本发明中，设定S含量为：0.010～0.035％，更优选为0.011～0.032％。

Cr可以提高钢的淬透性，提高钢材强度。Cr含量过高，会形成粗大的碳化物，降低冲击性能。本发明中，设定Cr含量为：0.03～0.25％。

Ni在钢中以固溶形式存在，可提高钢的低温冲击性能。但过高的Ni含量会导致钢材中的残留奥氏体含量过高，而降低钢的强度，本发明中，设定Ni含量为：0.02～0.25％。

Cu可以提高钢材的强度，并有利于提高钢材的耐腐蚀能力。如果Cu含量过高，在加热过程中会富集在晶界，导致晶界弱化以致开裂。本发明中，设定Cu含量为：0.01～0.25％。

Al在钢中形成细小的析出物，钉扎晶界，可抑制奥氏体晶粒长大。Al含量过高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。本发明中，设定Al含量为：0.02～0.05％，更优选为0.021～0.045％。

Nb加入钢中，形成细小析出相，起到对钢再结晶的抑制作用，可以细化晶粒。Nb含量过高则在冶炼过程中会形成粗大的NbC颗粒，反而降低冲击韧性。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，还有助于降低钢的氢脆敏感性。本发明中，设定Nb含量为：0.001～0.030％，更优选为0.009～0.030％。

Mo可在钢中固溶，并有利于提高钢的淬透性，提高钢材强度。在较高的温度回火，会形成细小的碳化物进一步提高钢的强度。考虑贵重合金Mo元素的成本，本发明中，设定Mo含量为：≤0.10％，更优选为≤0.05％。

V是非调质钢强化的重要合金元素，在钢中可与C或N形成析出物，产生沉淀强化，并可钉扎晶界，细化晶粒，提高钢的强度。如果V含量过高，则会形成粗大的VC颗粒，降低钢材的冲击韧性。本发明中，主要是采用Al和Nb来细化晶粒，提高钢的强度，因此，可以选择是否添加V，且设定V含量为：≤0.02％。

Ti在钢中可以形成细小析出相，但Ti含量过高则在冶炼过程中会形成粗大的带棱角的TiN颗粒，降低冲击韧性。本发明中，设定Ti含量为：≤0.01％，更优选为：≤0.005％，最优选为≤0.004％。

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，会降低钢的冲击韧性。为了避免N元素在钢中富集，需要本发明成分设计中，设定N含量为：0.006～0.015％。

并控制微合金元素Al、Nb、V的含量与N含量比例关系，要求微合金元素总量与氮元素的原子比超过1，定义微合金元素系数r_M/N：1.1～3.9；

r_M/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]

进一步地，不可避免的杂质中，O≤0.002％、Ca≤0.004％。

O与钢中的Al形成氧化物以及复合氧化物等，为保证钢组织均匀性、低温冲击功和疲劳性能，本发明中，O含量控制为：≤0.0020％。

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，本发明中，控制Ca含量为：≤0.004％。

本发明所述的易加工细晶粒非调质钢的制造方法，其包括冶炼、浇铸、加热、锻造或轧制步骤。

优选地，冶炼步骤中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。

优选地，浇铸步骤中采用模铸或连铸。

优选地，加热步骤中包括以下加热过程，加热温度为1050～1250℃，保温时间3～24h。在加热步骤中，本发明制造的非调质钢在1050℃～1250℃加热完全奥氏体化。Al、Nb、V的碳化物和氮化物及碳氮化物、Cr和Mo的碳化物部分或全部溶解于奥氏体中。

在该加热步骤中，可以是直接升温至加热温度，也可以是逐步或阶梯式升温至加热温度，举例来说，通过箱式炉或台车炉直接升温至1050～1250℃；又比如，通过步进梁式加热炉，逐步或阶梯式升温至1050～1250℃。

优选地，在锻造或轧制步骤中，终轧温度或终锻温度≥800℃，更优选为800～950℃，轧后控制冷却。

优选地，所述锻造过程中，直接锻造至最终成品尺寸；所述轧制过程中，采用钢坯直接轧制到最终成品尺寸；或者采用钢坯轧制到指定的中间坯尺寸，再进行加热和轧制到最终成品尺寸，中间坯加热温度为1050～1250℃，更优选为1100～1200℃，保温时间3～24h。

优选地，所述轧制过程中，钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制后控制冷却，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。冷却方法包括，采用空冷、风冷或缓冷。比如，如采用不同强度的风冷，轧后高温段冷速≥5℃/s。

加热过程中，本发明所述易加工细晶粒非调质钢在1050℃～1250℃加热完全奥氏体化。Al、Nb、V的碳化物和氮化物及碳氮化物、Cr和Mo的碳化物部分或全部溶解于奥氏体中，在随后的轧制/锻造和冷却过程中，Al、Nb、V形成细小的析出物。固溶在奥氏体中的Mn、Cr、Ni和Mo可以提高钢的淬透性，并提高硬度和强度。在终轧或终锻温度≥800℃的条件下，形成具有细化的复相基体组织，且有细小弥散的析出物。

进一步地，还可以进行必要的精整步骤，比如正火和退火等，在精整过程中，采用正火或退火热处理，正火温度范围为860～940℃，退火温度620～720℃，控制材料的组织结构及其硬度，改善钢的均匀性。

本发明所述易加工细晶粒非调质圆钢的屈服强度R_p0.2＝440～620MPa，抗拉强度R_m＝650～765MPa，延伸率A≥20％，断面收缩率Z≥45％，硬度≤223HBW。此类非调质钢材具有良好的强度、塑性以及抗疲劳性能，且易于切削加工和冷变形。

本发明所述易加工非调质钢可以为圆钢，可以用于汽车曲轴和轴类零部件等需要高疲劳寿命圆钢的场合，圆钢的尺寸规格范围为Φ15～50mm。

本发明与现有专利对比：

欧洲专利EP1471159A1公开的“Bainite type non-refined steel fornitriding,method for production thereof and nitrided product”，其成分为：C：0.05～0.8％，Si：0.01～2.5％，Mn：0.1～3.5％，P：0.001～0.2％，S：0.01～2.5％，Cr：1.0～3.5％，V：0.1～0.5％，Al：0.001～0.020％，Ca：0.0005～0.02％，O：0.0005～0.01％，余量为Fe和不可避免杂质，系贝氏体型非调质钢，具有综合的强韧性，易于钻削，经过加工及渗氮后可作为摇臂使用。

本发明与该专利相比：成分中Cr含量不同，且本发明优化了合金元素如Cr、Ni、Mo、Cu及微合金元素Al、V、Nb等元素含量，形成了铁素体+珠光体的微观组织，具有适宜的强塑性和硬度，可应用于汽车及工程机械轴类零部件。

专利CN 102808073 B公开了一种具有超细晶珠光体组织的非调质钢的制造方法，所述非调质钢主要由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，制造方法为锻造。

本发明与该专利相比：成分中Mn和V、Al及Nb含量不同，且限定了N含量。本专利不但可以通过锻造成材，也可以通过轧制获得圆钢。采用本发明所述的合金元素范围，形成以铁素体+珠光体的微观组织，所得钢材具有适宜的力学性能和冷变形能力。

中国专利公开号CN 100374604 C公开了“软氮化用非调钢”，其成分为：C：0.30～0.45％，Mn：0.6～1.0％，Si：0.1～0.5％，Ti：0.005～0.1％，N：0.015～0.030％，余量为Fe及不可避免的杂质，具有贝氏体及铁素体组成的混合组织或贝氏体、铁素体及珠光体组成的混合组织。也可以含Nb、Mo、Cu、Ni、B、S和Ca之中的1种以上，具有良好的抗疲劳性能和切削性能。

本发明与该专利相比：成分中Si、Cr、Cu、Al、Nb、V含量不同，不含主动添加Ti，且限定了N含量。采用本发明所述的合金元素范围，形成以铁素体+珠光体的微观组织，具有适宜的力学性能和冷变形能力。

专利CN 109763061 A公开了一种非调质钢，其特征在于，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。获得了一种高强钢，适于表面淬火硬化。

本发明与该专利相比：成分中Mn及V含量不同，且本发明优化了C、Si、Cr、Ni、Cu、Al及N等成分范围，不添加Ti及B元素。采用本发明所述的合金元素范围，形成铁素体+珠光体的微观组织，通过细晶强化，具有适宜的力学性能和冷变形能力。

发明CN 109207840 A公开了一种易切削非调质钢，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非调质钢的制造方法，包括冶炼和精炼、浇铸、轧制、锻造和两段式冷却。所述的易切削非调质钢在保证塑韧性的基础上，提高了材料的强度。

本发明与该专利相比：成分中Si、Mn、V及Nb含量不同，且本发明优化了C、Cr、Ni、Cu、Al及N等成分范围，不添加Ti元素。采用本发明所述的合金元素范围，形成铁素体+珠光体的微观组织，通过细晶强化，具有适宜的力学性能和冷变形能力。

本发明的有益效果：

1、本发明通过合理设计化学成分并结合优化工艺，开发出高强度钢材，轧制或锻造好的棒材，形成铁素体+珠光体的微观组织，晶粒细小，还具有细小弥散的析出物。使非调质钢具有良好的塑性，且易于切削加工和冷变形。

2、钢材的成分和工艺设计合理，工艺窗口宽松，可以在棒材产线上实现批量商业化生产。

3、本发明生产的钢材屈服强度R_p0.2＝440～620MPa，抗拉强度R_m＝650～765MPa，延伸率A≥20％，断面收缩率Z≥45％，硬度≤223HBW。

附图说明

图1为本发明实施例2圆钢的微观组织金相图(放大100倍)；

图2为本发明实施例2制备轴类零部件的微观组织金相图(放大500倍)。

具体实施方式

以下用实施例结合附图对本发明作更详细的描述。这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。

本发明所述非调质圆钢实施例及对比例的成分及微合金成分系数见表1。本发明实施例1～6的易加工细晶粒非调质钢及对比例1～4，实施例微合金元素Al、Nb、V的含量与N含量比值系数r_M/N的范围在1.1～3.9。

本发明实施例的制造方法见表2。

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，获得力学性能。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”，实施例和对比例的测试结果见表3。

实施例1：按照表1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，箱式炉内加热并经锻造开坯，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Φ30mm棒料，锻后缓冷，之后经正火处理。

实施例2：按照表1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，台车炉内加热并经锻造开坯，加热温度1100℃，保温4h后进行锻造，控制终锻温度为950℃，最终锻造成Φ45mm棒料，风冷后车削剥皮。

实施例3：按照表1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，连铸坯置于步进梁式加热炉中，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1150℃，之后进入均热段，均热段加热温度为1150℃，保温8h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140mm×140mm。而后再将中间坯置于步进梁式加热炉中，预热至700℃，第一加热段加热至1100℃，第二加热段加热至1200℃，之后进入均热段，加热温度1200℃，保温6h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为840℃，成品棒材规格为Φ15mm。轧制后空冷，正火后车削剥皮处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。

实施例4：按照表1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，控制连铸坯加热，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1180℃，之后进入均热段，均热段加热温度为1230℃，保温6h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220mm×220mm，轧后缓冷。而后再将中间坯在预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1100℃，之后进入均热段，加热温度1120℃，保温5h，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Φ50mm。轧制后风冷，正火处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。

实施例5：按照表1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℃，之后进入均热段，均热段加热温度为1200℃，保温6h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1020℃，最终轧制成Φ50mm棒料。轧制后空冷，退火后砂轮剥皮处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。

实施例6：按照表1所示的化学成分转炉冶炼，并进行LF精炼和RH真空处理，而后模铸，控制连铸坯加热，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1180℃，之后进入均热段，均热段加热温度为1180℃，保温8h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220mm×220mm，轧后缓冷。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1100℃，之后进入均热段，均热段加热温度1100℃，保温6h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为910℃，成品棒材规格为Φ40mm。轧制后风冷，退火后，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，按照表1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，箱式炉内加热并经锻造开坯，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Φ35mm棒料，锻后空冷，920℃正火处理。

对比例2：实施方式同实施例2，按照表1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，台车炉内加热并经锻造开坯，加热温度1100℃，保温4h后进行锻造，控制终锻温度为950℃，最终锻造成Φ50mm棒料，风冷后车削剥皮至Φ45mm。

对比例3：为商品材，系电炉冶炼+连铸后的热轧圆钢，规格Φ45mm。

对比例4：实施方式同实施例3，按照表1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，将连铸坯置于步进梁式加热炉内，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℃，之后进入均热段，均热段加热温度为1230℃，保温8h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140mm×140mm。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℃，之后进入均热段，均热段加热温度1200℃，保温6h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为870℃，成品棒材规格为Φ20mm。轧制后空冷，退火后，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。

从表3可以看出，本发明涉及的易加工非调质钢材的屈服强度R_p0.2＝440～620MPa，抗拉强度R_m＝650～765MPa，延伸率A≥20％，断面收缩率Z≥45％，硬度≤223HBW。对比例1的强度高但塑性低、硬度较高冷挤压成形能力较差，对比例2含有少量魏氏组织，圆钢的强度和硬度较高切削性能较差；对比例3的强度较低，不能满足零部件轻量化需求；对比例4晶粒度较粗，塑性较差，冷加工使用效果不佳，不能满足使用要求。

对实施例2制备的圆钢和以实施例2作为原料制备的典型零件(丝杠轴)进行微观组织研究，光学显微镜照片见图1、图2。从图中可以看出，钢棒的微观组织为铁素体+珠光体，而经冷加工制备的轴类零部件的微观组织仍是铁素体+珠光体。

Claims

1.一种非调质钢，其特征在于，其成分质量百分比为：C：0.42～0.48％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.70～1.00％、P≤0.015％、S：0.010～0.035％、Cr：0.03～0.25％、Ni：0.02～0.25％、Cu：0.01～0.25％、Al：0.02～0.05％、Nb：0.001～0.030％、Mo≤0.10％、V≤0.02％、Ti≤0.01％、N：0.006-0.015％、Fe≥90％，且，

微合金元素系数r_M/N的范围为：1.1～3.9，

r_M/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]；

2.如权利要求1所述的非调质钢，其特征在于，其成分质量百分比为：C：0.42～0.48％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.70～1.00％、P≤0.015％、S：0.010～0.035％、Cr：0.03～0.25％、Ni：0.02～0.25％、Cu:0.01～0.25％、Al：0.02～0.05％、Nb：0.001～0.030％、Mo≤0.10％、V≤0.02％、Ti≤0.01％、N:0.006-0.015％，余量为Fe和不可避免的杂质，且，

微合金元素系数r_M/N的范围为：1.1～3.9，

r_M/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]；

3.如权利要求2所述的非调质钢，其特征在于，所述不可避免的杂质中，O≤0.002％、Ca≤0.004％。

4.如权利要求1所述的非调质钢，其特征在于，合金元素Cr+Ni+Mo≤0.35％。

5.如权利要求1-4中任一项所述的非调质刚，其特征在于，所述非调质钢的显微组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度≥9级，和/或在制备所述非调质钢的过程中，当所述非调质钢奥氏体化时，奥氏体晶粒度≥7级。

6.如权利要求1-4中任一项所述的非调质钢，其特征在于，所述非调质钢的屈服强度R_p0.2＝440～620MPa，抗拉强度R_m＝650～765MPa，延伸率A≥20％，断面收缩率Z≥45％，硬度≤223HBW。

7.一种权利要求1～6任何一项所述的非调质钢的制造方法，其特征是，包括冶炼、浇铸、加热及锻造或轧制。

8.如权利要求7所述的非调质钢的制备方法，其特征在于，还包括精整步骤，所述精整步骤采用正火或退火热处理，正火温度范围为860～940℃，退火温度620～720℃。

9.如权利要求7所述的非调质钢的制造方法，其特征是，所述加热步骤中包括以下加热过程，加热温度为1050～1250℃，保温时间3～24h。

10.如权利要求7所述的非调质钢的制备方法，其特征在于，所述锻造或轧制步骤中，终轧温度或终锻温度≥800℃，轧后控制冷却。

11.如权利要求7所述的非调质钢的制造方法，其特征是，所述锻造过程中，直接锻造至最终成品尺寸；所述轧制过程中，采用钢坯直接轧制到最终成品尺寸；或者采用钢坯轧制到指定的中间坯尺寸，再进行加热和轧制到最终成品尺寸，中间坯加热温度为1050～1250℃，保温时间3～24h。

12.如权利要求7所述的非调质钢的制造方法，其特征是，所述轧制过程中，钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制后采用空冷、风冷或堆冷。