一种大功率发动机曲轴用高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法与流程

90ppm，200≤x≤260，其余为fe和不可避免的杂质元素；其中，
[0009]
x＝[25.4(0.003+0.53c)
×
(1+0.7si)
×
(-1.12+5.1mn)
×
(1+2.16cr)
×
(1+1.74v)
×
(1+0.364ni)
×
(1+3mo)]，式中各元素所指数值＝该元素在钢中含量
×
100。
[0010]
进一步地，所述大功率发动机曲轴用高强韧性贝氏体非调质钢优选为包括如下重量百分比的化学成分：c：0.32-0.38％，si：0.63-1.25％，mn：1.60-1.90％，cr：0.65-0.85％，mo：0.08-0.12％，v：0.07-0.15％，ni：0.10-0.18％，ti：0.022-0.029％，b：0.0020-0.0030％，al：0.020-0.030％，p：≤0.010％，s：0.027-0.035％，t.o：≤10ppm，[h]：≤1.0ppm，[n]：65-85ppm，205≤x≤245，其余为fe和不可避免的杂质元素。
[0011]
本发明提供的所述的大功率发动机曲轴用高强韧性贝氏体非调质钢的制备方法，包括以下步骤：冶炼
--
lf精炼
--
rh真空处理
--
连铸
--
轧制
--
缓冷
--
感应加热
--
锻造
--
精整
--
控温冷却成材。
[0012]
进一步地，所述轧制步骤中，为了促进硫化物溶解、降低成分偏析等，适当的提高钢坯的加热温度及时间，钢坯在加热炉的均热温度控制在1210～1250℃、预热、加热和均热总时间控制6.0h-12.0h；开轧温度1090～1130℃、终轧温度900-950℃。
[0013]
更进一步地，加热炉的均热温度优选为1235～1250℃，预热、加热和均热总时间优选为7.0-8.0h；开轧温度优选为1100～1125℃、终轧温度优选为920-935℃。
[0014]
进一步地，所述轧制步骤后还包括精整的步骤。
[0015]
进一步地，为了保证贝氏体非调质钢的组织性能以及适当的降低硬度，所述缓冷步骤中，轧后经过冷床冷却至480-560℃下线入坑缓冷，缓冷时间≥48h，出坑后进行修磨扒皮。
[0016]
更进一步地，轧后经过冷床冷却至500-525℃下线入坑缓冷，缓冷时间45-50h。
[0017]
进一步地，在保证材料晶粒度的前提下，为促进硫化物溶解、提升金属流动性能以及曲轴整体组织均匀性，所述感应加热步骤中，在中频感应加热时温度控制在1240-1260℃，优选为1245-1257℃。
[0018]
进一步地，所述锻造步骤中，始锻温度1150-1200℃，终锻温度850-950℃。
[0019]
更进一步地，始锻温度优选为1160-1175℃，终锻温度优选为910-920℃
[0020]
进一步地，为保证曲轴组织及性能，所述控温冷却成材步骤中，锻后风冷至420-450℃后空冷，优选为锻后风冷至425-448℃后空冷。
[0021]
本发明提供的大功率发动机曲轴用高强韧性贝氏体非调质钢的成分中，各元素作用及控制如下：
[0022]
c：c是钢中最基本有效的强化元素，是影响强度、硬度及淬透性最有效的元素，为了保证材料足够的强度、硬度和淬透性，由于曲轴表面需要进行感应淬火强化，为保证感应淬火后表面硬度，c含量不能低于0.30％，但碳含量过高，会导致钢的韧、塑性过低，因此，c含量不能高于0.40％，故确定c含量为0.30-0.40％，优选为0.32-0.38％。
[0023]
si：si是脱氧剂，具有较强的固溶强化效果，提高钢的硬度和强度，同时si在钢中可以在冷却过程中抑制贝氏体转变时脆性碳化物析出，使钢中保留一定的残余奥氏体，有利于提高钢的韧性，同时，还可以提高钢的弹性模量，改善曲轴刚度，因此，si的含量不能低于0.60％，但过量的硅使c的活性增加，促进钢在轧制和热处理过程中的脱碳和石墨化倾向，恶化钢的韧性，故si的含量不能高于1.50％。si含量控制在0.60％-1.50％，优选为
0.63-1.25％。
[0024]
mn：mn是脱氧和脱硫的有效元素，提高钢的硬度和强度，mn可以提高奥氏体组织的稳定性，显著提高钢的淬透性，同时还可以促进贝氏体相变，含量小于1.40％时，难以起到上述作用。但mn含量过高，降低钢的塑性，钢在热轧时韧性变坏，并导致相变后残余奥氏体含量过高，贝氏体相变温度过低，导致钢的屈服强度及屈强比过低，内应力过大，恶化贝氏体非调质钢疲劳性能。因而控制mn含量在1.40％-2.00％，优选为1.60-1.90％。
[0025]
cr：cr能够有效地提高钢的淬透性和推迟贝氏体相变，以获得所需的高强度，并且通过固溶强化还能够显著提升贝氏体铁素体硬度；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。过高的cr会降低钢的韧性，cr是强碳化物析出元素，会在感应淬火层组织中出现大量的碳化物，影响感应淬火层性能，故cr的含量不能高于0.90％。cr含量控制在0.60-0.90％，优选为0.65-0.85％。
[0026]
mo：mo能明显提高钢的淬透性，促进贝氏体转变。mo能够形成强碳化物，阻碍原子的扩散、位错的运动和晶界迁移，有效阻止形变奥氏体再结晶。mo主要是通过碳化物的析出强化和固溶强化形式来提供钢的强度。mo的碳化物颗粒细小而不会造成微观组织结构的应力集中，有利于提高钢的冲击韧性。但mo成本较高，满足性能的要求下，尽量少用。因此，控制mo含量为0.05-0.15％，优选为0.08-0.12％。
[0027]
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在钢中主要的起的作用是细化组织晶粒，由于贝氏体相变温度较低，固溶的v可显著抑制贝氏体相变过程中c的扩散，可起到细化贝氏体铁素体作用，可提高钢的强度和韧性，由于材料晶粒的细化，细化后材料的晶界比重加大，钢的强度增加，材料对裂纹的敏感性大大降低。但v含量较高时，成本较高。因此，v含量控制为0.05～0.20％，优选为0.07-0.15％。
[0028]
ni：ni能有效提高钢的心部韧性，降低韧脆转变温度，提高低温冲击性能，具有提高钢材料疲劳强度的效果，而ni成本较高，且ni含量过高会降低热加工后的切削性。故ni含量控制在0.10-0.20％，优选为0.10-0.18％。
[0029]
ti：ti与c、o、n都有极强的亲和力，在热轧/锻温度范围内，其与c、n结合析出的tin、tic相有效的阻碍奥氏体晶粒度长大，起到细化晶粒的作用，而v-ti复合加入时，对组织的细化效果更好。同时，固溶ti具有强烈抑制贝氏体相变过程中c的扩散，可起到细化贝氏体铁素体和m-a岛作用，可有效的改善贝氏体非调质钢强韧性。钛同样可以提高材料的屈服点。ti含量过高容易液析tin点状夹杂，降低材料的冲击韧性和疲劳寿命，锻造时易产生锻造裂纹。因此，本发明将ti含量控制在0.020-0.030％，优选为0.022-0.029％。
[0030]
b：b能提高钢的高温塑性和淬透性，促进贝氏体转变。b含量低于0.0010％作用不明显，而高于0.0035％时，接近饱和，作用增加的不明显。因此，b含量应控制在0.0010-0.0035％，优选为0.0020-0.0030％。
[0031]
al：al是有效的脱氧剂，且能形成aln细化晶粒，al含量低于0.010％时，作用不明显，高于0.060％时易形成粗大的夹杂物同时降低vn的含量，恶化钢的性能。因此，al含量应控制在0.010-0.060％，优选为0.020-0.030％。
[0032]
[n]：能与v、b、ti和al等形成化合物，细化晶粒，n可促进v的析出，减少v的用量，降低成本。而过高的[n]会形成气泡等连铸缺陷，同时易与ti结合形成液析tin夹杂，降低钢的
性能，本发明钢中含有一定量的ti。因此，n含量应控制在60-90ppm，优选为65-85ppm。
[0033]
p和s：硫容易在钢中与锰形成mns夹杂，使钢产生热脆，但是添加少量的s，在不影响产品性能的同时，会明显改善非调质钢的切削性能，而mns同时具有细化晶粒的效果；p是具有强烈偏析倾向的元素，增加钢的冷脆，降低塑性，对产品组织和性能的均匀性有害。控制p≤0.010％，s：0.025-0.035％，s优选为0.027-0.035％。
[0034]
t.o和[h]：t.o在钢中形成氧化物夹杂，控制t.o≤10ppm；[h]在钢中形成白点，严重影响产品性能，控制[h]≤1.0ppm。
[0035]
x：x反应的是该钢种生产过程中淬透性的控制，c、si、mn、cr、v、ni、以及mo元素对钢的硬度、塑韧性及末端淬透性等性能存在不同的影响，为了保证发明钢符合设计要求，经过理论计算及试验测定，贝氏体非调质钢需要在控制冷却工艺下形成贝氏体组织，故要保证其淬透性达成一定数值，但过高的淬透性在加热及冷却时产生的组织应力及热应力较大，尤其是在感应淬火阶段。故x应控制在200-260，优选为205≤x≤245。
[0036]
本发明采用特定成分及合理的制备方法生产的一种大功率发动机曲轴用高强韧性贝氏体非调质钢及曲轴毛坯，按gb/t 228.1及gb/t 229进行力学性能检验，其屈服强度r
p0.2
≥750mpa，抗拉强度r
m
：1100-1160mpa；断后伸长率a≥12％，断面收缩率z≥40％，常温冲击ku2≥35j。按gb/t 4337进行旋转弯曲疲劳检验，可保证锻造后曲轴材料旋转弯曲疲劳极限σ-1
≥550mpa。
附图说明
[0037]
图1为实施例1中的钢的金相组织图；
[0038]
图2为实施例2中的钢的金相组织图；
[0039]
图3为实施例3中的钢的金相组织图；
[0040]
图4为实施例4中的钢的金相组织图
[0041]
图5为对比例1中的钢的金相组织图；
[0042]
图6为对比例2中的钢的金相组织图；
[0043]
图7为对比例3中的钢的金相组织图。
具体实施方式
[0044]
下面结合实施例对本发明进行详细说明。
[0045]
本发明采用如表1所示的特定成分的非调质钢，共生产4炉本发明钢(实施例1-4)，并采用电弧炉冶炼-lf精炼-rh真空处理-连铸-轧制(精整)成材-感应加热-锻造-精整-控温冷却的工艺进行生产，具体为：连铸坯经过1210～1250℃加热，总加热时间≥6h后进行圆钢轧制，开轧温度：1090～1130℃，终轧温度900-950℃，轧后经过冷床冷却至480-560℃下线入坑缓冷，缓冷时间≥48h，圆钢经过中频感应加热1240-1260℃，始锻温度1150-1200，终锻温度850-950℃，锻后风冷至420-450℃后空冷。
[0046]
并参考gb/t 15712中的要求生产1炉f38mnvs钢(低硫中线)作为对比钢(对比例1)，并采用电弧炉冶炼-lf精炼-rh真空处理-连铸-轧制(精整)成材-感应加热-锻造-精整-控温冷却的工艺进行生产，具体为：rh真空处理步骤中，真空时间为22min；连铸坯经过1200-1250℃加热保温≥4h后进行圆钢轧制，开轧温度：1100-1150℃，终轧温度900-950℃，
轧后经过冷床冷却至600-650℃入坑缓冷，缓冷时间≥48h，圆钢经过中频感应加热1220-1240℃，始锻温度1150-1200℃，终锻温度850-950℃，锻后空冷。
[0047]
下面为本发明大功率发动机曲轴用高强韧性贝氏体非调质钢的具体实施例。
[0048]
表1实施例和对比例化学成分(t.o、[n]：ppm，其他：％)
[0049][0050][0051]
表2各实施例和对比例中的x数值
[0052] x：25.4(0.003+0.53c)
×
(1+0.7si)
×
(-1.12+5.1mn)
×
(1+2.16cr)
×
(1+1.74v)
×
(1+0.364ni)
×
(1+3mo)实施例1207.3实施例2226.3实施例3240.0实施例4221.4对比例174.8对比例2175.9对比例3274.1
[0053]
表3真空及轧钢生产工艺参数
[0054][0055]
表4锻造生产工艺参数
[0056]
[0057][0058]
表4为各实施例和对比例的力学性能，由表4能够看出，本发明实施例1-4所述非调质钢曲轴力学性能兼具高强度高韧性，性能远超过对比例1性能水平。对比例2由于x值较低，组织中存在较多铁素体，导致塑韧性较好而强度不足；反之对比例3中x值较高，强度较好而塑韧性不足。
[0059]
表5本发明实施例力学性能
[0060]
实施例r
p0.2
/mpar
m
/mpaa/％z/％常温ku2/jf38mnvs要求≥550≥850≥12≥25≥25发明钢要求≥7501100-1160≥12≥40≥35实施例17701124144643实施例27881139134440实施例37931151134337实施例48011150144739对比例1595910134232对比例27571088175150对比例38101170103831
[0061]
表5为实施例和对比例旋转弯曲疲劳性能，循环特征r＝-1，试验一直进行到试样断裂或107为止。由表5能够看出，本发明实施例1-4所述非调质钢曲轴选择弯曲疲劳极限均≥575mpa，疲劳性能超过对比例性能水平。
[0062]
表6本发明实施例旋转弯曲疲劳性能
[0063]
实施例疲劳极限/mpa实施例1554实施例2561实施例3569实施例4575对比例1510对比例2520对比例3559
[0064]
由表1-表6可知，本发明钢通过合金成分设计，合理的生产工艺控制，提出了大功率发动机曲轴用高强韧性贝氏体非调质钢，经过锻造成曲轴后，其力学性能满足屈服强度r
p0.2
≥750mpa，抗拉强度r
m
：1100-1160mpa；断后伸长率a≥12％，断面收缩率z≥40％，常温冲击ku2≥35j，旋转弯曲疲劳极限σ-1
≥550mpa，同时并无大幅度增加成本，在曲轴用非调质
钢领域具有很大的成本及性能等综合优势。
[0065]
上述参照实施例对一种大功率发动机曲轴用高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。

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