CN109666856A

CN109666856A - 一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法

Info

Publication number: CN109666856A
Application number: CN201811630497.XA
Authority: CN
Inventors: 吉光; 翟万里; 谭利; 肖波; 郑力宁
Original assignee: Jiangsu Lihuai Iron And Steel Co Ltd; Jiangsu Shagang Group Huaigang Special Steel Co Ltd
Current assignee: Jiangsu Lihuai Iron And Steel Co Ltd; Jiangsu Shagang Group Huaigang Special Steel Co Ltd
Priority date: 2018-12-29
Filing date: 2018-12-29
Publication date: 2019-04-23

Abstract

本发明公开了一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，其按照重量百分比（%）包括以下成分：C：0.40~0.50、Si：0.30~1.00、Mn：1.30~1.60、P：≤0.025、S：≤0.025、Cu：≤0.20、Cr：≤0.30、Mo：≤0.30、Al：≤0.050、V：0.10~0.25、Nb：≤0.035、Ti：≤0.035、N：≤0.020，其余原来Fe。由本发明的组分配比和生产方法可知，通过化学成分的优化设计和控轧控冷工艺技术（轧制参数）的完美结合，严格控制该配方的冶炼工艺及开、终轧温度及冷却方式，实现高强韧性半轴用非调质钢的生产。

Description

一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种高强韧性半轴用非调质钢生产的领域，具体涉及一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法。

背景技术

近年来随着汽车产量和汽车保有量的增加，市场竞争愈加激烈，汽车制造能耗也迅速增大，而汽车用非调质钢的应用可以有效的节能减排，并降低成本，应用非调质钢可节约零件制造能耗的30~40%，还可以降低成本的10~20%，同时还可以减少调质过程中淬火引起的变形开裂，从而简化校直工序，提高效率10%以上。

目前国外非调质钢的品种和用量远高于中国汽车工业，因此开发高强韧性，高切削加工性，低成本的非调质钢，扩大非调质钢在我国汽车工业中的应用，以满足我国汽车工业节能减排和设计轻量化需求势在必行。国内非调质钢品种和用量相对较少。然而在重型汽车高负荷模锻件产品应用领域更少，国外在重型汽车锻件零部件产品非调质化比例达20%以上。

因此，开发一种国产化高性能非调质钢45MnSiVNb（Rm=950~1100Mpa，Rel≥650MPa），用于重型汽车半轴非调化是一项重要的降本增效举措，也符合重型汽车发展的要求。

发明内容

本发明的目的在于：克服现有技术的不足，提供一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，通过化学成分的优化设计和控轧控冷工艺技术（轧制及轧后冷却参数）的完美结合，严格控制该配方的冶炼工艺及开、终轧温度及冷却方式，实现高强韧性半轴用非调质钢的生产。

采用非调质钢生产工艺制造，可以有效的避开调质热处理，从而省去了调质后的矫直、应力消除等工序，依靠微合金化技术以及控锻（轧）控冷来确保零件组织性能，因此非调质钢半轴具有经济、节能和环保等优点，能很好的克服传统调质半轴的缺点，且降本增效，提高成材率和缩短加工周期。

通过该方法生产出的工件性能更均匀、整体承受载荷能力更强越来越受到重型汽车生产企业的青睐；因此在中国重型汽车市场的应用前景是十分广阔的。

控制细小微合金化元素碳氮化物相的析出而强化铁素体软相。

控制细小微合金化元素铌、钒、钛碳氮化物相的析出并强化铁素体软相。

增加Si元素含量，使铁素体相固溶强化，同时提高钢材屈强比。

钢中高氮促进钢中碳氮化钒的大量析出，显著发挥V的析出强化作用；以及碳氮化铌能有效抑制高温奥氏体长大，细化奥氏体晶粒，有益于提高非调质钢的冲击韧性。

V-Nb-Ti复合微合金化技术的应用，使其可以实现再结晶+未再结晶区进行控轧控冷，显著提高非调质钢的强韧性。

通过各成分的合理配比，实现了钢的物理指标以及各性能指标均达到并超过设计要求的前提下，尽可能降低了钢的生产成本，提高了市场竞争力。

本发明所采取的技术方案是：

一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢，其按照重量百分比（%）包括以下成分：C：0.40~0.50、Si：0.30~1.00、Mn：1.30~1.60、P：≤0.025、S：≤0.025、Cu：≤0.20、Cr：≤0.30、Mo：≤0.30、Al：≤0.050、V：0.10-0.25、Nb：≤0.035、Ti：≤0.035、N：≤0.020，其余原来Fe。

本发明进一步改进方案是，所述一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢，其成分还包括H和O，并且根据重量百分比，保证[H]≤2.0ppm、[O]≤15ppm。

C：0.40%~0.50%；

C：决定钢强度的重要元素。C与其它合金元素相比，成本廉价，如果能够大量添加C则能够降低钢材的合金成本，而且能够与强碳化物形成元素V、Ti、Mo等结合形成碳化物，这些碳化物起到沉淀强化和细晶强化作用，一方面有利于强度增加，另一方面能够拖拽基体晶界而阻止再结晶，提高再结晶温度；但是，如果添加大量的C，则会导致珠光体的片层化明显，而珠光体的片层具有一定的方向性，会导致工件对于不同方向的抗拉抗压能力差异较大，还会导致韧性下降；因此综合考虑成本和工件的性能，从而将C的含量限定在0.40%~0.50%的范围内。

Si：0.30%~1.00%；

Si：显著强化铁素体，具有较强的固溶强化效果，又可增加铁素体的体积分数，有利于提高韧性，另外Si与其它合金元素相比，成本廉价，如果能够大量添加Si则能够降低钢材的合金成本；但Si 含量过高，将降低钢的抗疲劳强度和耐久度会降低，对于应用于半轴这种受力频繁并且受力方向不同的工件而言，对于抗疲劳强度和耐久度的要求比普通的钢要求更高；所以综合考虑成本和工件的性能，从而将Si的含量限定在0.30%~1.00%。

Mn：1.30%~1.60%；

Mn：是提高非调质钢强度，改善韧性的重要合金元素。Mn 元素还可以提高VC 和VN在奥氏体中的溶解度，有助于其在铁素体中析出，一般Mn 含量低于1.0%时，其强韧化效果不明显，增加Mn的含量，有利于珠光体团变细小，并减小珠光体片层间距，还使珠光体中渗碳体片的厚度减薄；但是当Mn的含量过高的时候，尤其是大于等于2.0%的时候，将提高珠光体的体积分数，降低工件的韧性，这对于应用于半轴这种受力频繁并且受力方向不同的工件而言是不利的；另外Mn具有与S结合形成硫化物、提高切削性的效果，但Mn与其它合金元素相比，成本相对而言较高；因此综合考虑成本和工件的性能，从而将Mn的含量限定在1.30%~1.60%。

P：≤0.025%；

P：能够提高基体强度。P与其它合金元素相比，虽然成本廉价，但P在锻造时对变形有明显的抑制作用；但是与Cu联合使用，提高低合金高强度钢的耐大气腐蚀性能。所以综合考虑到工件的性能，从而将P的含量限定在≤0.025%。

S：≤0.025%；

S：由于会降低工件的韧性，属于钢中杂质元素，应当尽量减少，严格控制在≤0.025%。

Cu：≤0.20%；

Cu：可以改善工件的耐蚀能力，Cu可以借助沉淀硬化来提高工件的抗拉强度，而在那些不发生沉淀硬化的钢中Cu能够提高屈服强度；但是当Cu>0.2%时，就会产生“铜脆”。当Cu>0.2%时，加热过程由于表面发生选择性氧化，使Fe先Cu而发生氧化，而表层Cu含量即相对增加形成一层薄膜，然后向扩散形成含Cu网络，在1030℃即容易锻裂；另外，Cu与其它合金元素相比，成本相对而言较高；因此综合考虑成本和工件的性能，从而将Cu的含量限定在≤0.20%。

Cr：≤0.30%；

Cr：是有助于珠光体形成的重要元素，可以提高工件的强度以及韧性。Cr会形成安定而硬的碳化物，而且具抗蚀性、高硬度、高强度、屈服点、高耐磨性，同时对塑性、韧性影响又不大；另外，通过添加V、Nb与Cr反应可得极细弥散相，对抗蠕强（耐热性）改善极为有利。当Cr的含量小于0.20％时，得到上述效果相对较不明显，甚至得不到上述效果，但是由于我国的Cr资源十分紧缺，应尽量少用Cr；所以综合考虑成本和工件的性能，从而将Cr的含量限定在≤0.30%。

Mo：≤0.30%；

Mo：细化晶粒的作用比W更强，所以可降低钢的过热倾向性，提高强度、硬度、热稳定性；Mo在钢中会使锻件的抗拉强度、屈服强度、硬度有效提升；Mo与Cr结合可大大提高淬透性，可细化晶粒，提高韧性，使锻造加工容易；同时，Mo还可以提高钢的冲击韧性，非常适合于受力复杂、频繁受到冲击的半轴；而且Mo可以提高珠光体的热强性。但是，Mo是铁素体形成元素，所以为了得到奥氏体，应相应多加Mn等奥氏体形成元素，否则当Mo含量较多时就易出现铁素体δ相或其它脆性相而使韧性降低。另外，Mo与其它合金元素相比，成本非常昂贵。因此综合考虑成本和工件的性能，从而将Mo的含量限定在≤0.30%。

Al：≤0.050%；

Al：当钢中其含量小于3~5%时，可以提高钢的抗氧化性。作为强烈脱氧剂加进的Al，可生成高度细碎的、超显微的氧化物，分散于钢体积中；作为强烈脱氧剂加进的Al，可生成高度细碎的、超显微的氧化物，分散于钢体积中；在改善钢的抗氧化性的时候，铝作为终脱氧剂，Al的含量一般限定在≤0.050%，由于Al与其它合金元素相比，成本廉价，而且还会与Cr反应，所以综合考虑成本和工件的性能，从而将Al的含量限定在≤0.050%。

V：0.10%~0.25%；

V：能细化钢的晶粒组织，提高钢的强度，韧性和耐磨性，V还是钢的优良脱氧剂。V与O、N都有很大的亲和力，亦是强碳化物元素。一般VC的弥散度很高，且极稳定。所以它既利脱氧、脱气得到致密细晶组织，提高塑性、韧性及高强度，其冲击性能和疲劳强度都较无V钢高，在高温及低温(＜0℃)均有高强度、韧性。由于VC的高度分散阻止焊缝晶粒粗大，所以可改善钢的可焊性能。但是当V＞0.3%时，将使回火脆性凸突显；并且V与其它合金元素相比，成本昂贵，因此综合考虑成本和工件的性能，从而将V的含量限定在0.10%~0.25%。

Nb：≤0.035%；

Nb：能细化晶粒和降低钢的过热敏感性及回火脆性，提高强度；并且Nb的固溶强化作用很明显，提高钢的淬透性(溶于奥氏体时)，增加回火稳定性，有二次硬化作用，提高钢的强度、冲击韧性。但是，钢的硬度将随着Nb含量的增加而降低，同时Nb虽可细化晶粒而提高钢的韧性，但含量过高时，亦将生成铁素体δ相或其它脆性相，而使其韧性降低，热加工性能变坏。另外，Nb的作用与V相近，并且相比于V而言，Nb与V相近作用的效果远优于V，但是Nb与其它合金元素相比，成本昂贵，相比于V的价格高出很多，所以综合考虑成本和工件的性能，从而将Nb的含量限定在≤0.035%。

Ti：≤0.035%；

Ti：能细化钢的晶粒组织，从而提高钢的强度和韧性，钛是钢中强脱氧剂。它能使钢的内部组织致密，细化晶粒力；降低时效敏感性和冷脆性；钛在钢中易与碳形成碳化物TiC，TiC可以降低钢的过热倾向性；Ti是强烈的铁素体形成元素，Ti能与S作用，降低硫的热脆作用；但是，含Ti钢，特别是低碳之Ti钢，往往因其钢液粘度较大，而使其中非金属加杂，不易分离浮出；钢是硬度随Ti含量的增加而降低；Ti与N、O有很大的亲和力而极易成形TiN和TiO₂，钢在较低温度时，就形成了较多的非金属夹杂和皮下多孔等缺陷；与V一样，Ti含量达到0.05%的时就将使钢的矫顽力降低。而且，Ti与其它合金元素相比，成本昂贵。因此，综合考虑成本和工件的性能，从而将Ti含量限定在≤0.035%。

N：≤0.020%；

N：N能提高钢的强度，低温韧性和焊接性，增加时效敏感性。N亦是强烈的奥氏体形成元素，在这点上它与Ni相似，稳定奥氏体效果更好，比Ni作用强27倍，所以N有可能是代替Ni的重要元素之一；N还可在复杂的奥氏体钢中借氮化物的析出而产生弥散硬化；N能提高高铬钢，特别是含V的的高铬钢的热硬性。但是，它与合金元素生成氮化物是非金属夹杂，更重要的是降低了合金元素的作用。钢中氮含量高时，在250℃~450℃温度范围，其表面发蓝，钢的强度升高，冲击韧性降低，称之为“蓝脆”；含N钢在退火过程中因氮化物析出而会显著降低它的塑性。钢中加入适量的铝，可生成稳定的AlN，能够压抑Fe₄N生成和析出，不仅改善钢的时效性，还可以阻止奥氏体晶粒的长大。氮可以作为合金元素起到细化晶粒的作用。在冶炼铬钢，镍铬系钢或铬锰系等高合金钢时，加入适量的氮，能够改善塑性和高温加工性能；在一定含量的Cr、N钢中，必有一与其相适应的最小Mn含量，如低于这一Mn含量，钢在凝固时N就会逸出，而成气孔。另外，铁素体溶解氮的能力很低，在高压高温下将空气中的N₂加入铁水，难度非常大、并且有一定的危险性。当钢中溶有过饱和的N，在放置较长一段时间后或随后在200℃~300℃加热就会发生N以氮化物形式的析出，并使钢的硬度、强度提高，塑性下降。钢液中加入Al、Ti或V进行固N处理，使N固定在AlN、TiN或VN中。所以，综合考虑成本和工件的性能，从而将N的含量限定在≤0.020%。

生产一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢的方法包括以下步骤：铁水脱硫→LD→LF→RH→连铸→切割→冷却→检验→判定→加热炉加热→控轧→控冷→超声+漏磁探伤→判定→包装→称重→入库。

本发明更进一步改进方案是，选用优质废钢,严禁采用含有较高Cu、Pb等有害残余元素的废钢,控制Cu≤0.20%。

本发明更进一步改进方案是，出钢前, 合金加入钢包中预烘烤。

本发明更进一步改进方案是，严格控制出钢成分,严禁出钢下渣。

本发明更进一步改进方案是，控制好出钢温度,严禁低温出钢。

本发明更进一步改进方案是，严格按照工艺要求控制终点成分，防止钢水过氧化。

本发明更进一步改进方案是，经过LD的高纯净度钢进行LF冶炼时，控制LF吊包时的Mn含量为1.10%~1.40%，同时精炼中期分别加入钒铁、铌铁、钼铁以及镍板、精炼后期加入钛铁。

本发明更进一步改进方案是，RH的真空度≤100Pa且真空保持时间≥20分钟；RH破空后定氢：[H]≤2.0ppm；然后取样测温，破空后喂入氮化锰丝线；软吹前根据光谱成分中Al含量来确定加入硅钙线的含量，对Al₂O₃夹杂物进行变性处理。

本发明更进一步改进方案是，软吹氩15分钟以上待成分均匀后吊包。

本发明更进一步改进方案是，中间包烘烤、大包长水口、浸入式水口烘烤到位，防止钢水降温过多。

本发明更进一步改进方案是，大包长水口吹氩保护，减少钢水二次氧化现象。

本发明更进一步改进方案是，中包使用挡渣墙，严格控制钢水过热度25～35℃和拉坯速度，采用恒过热度恒拉速，确保液位的稳定。

本发明更进一步改进方案是，各流正常使用结晶器电磁搅拌和末端电磁搅拌装置,改善铸坯内在质量。

本发明更进一步改进方案是，保证浸入式水口插入结晶器液面深度为120mm,并稳定控制结晶器液面，防止结晶器液面卷渣。

本发明更进一步改进方案是，控制中间包高液位浇注。

本发明更进一步改进方案是，严格按照工艺二冷水配水制度进行配水，确保二冷水水嘴不堵塞，冷却均匀稳定，避免铸坯出现内部缺陷。

本发明更进一步改进方案是，尾坯切割量切足，避免缩孔残余等缺陷坯流入下道工序。

本发明更进一步改进方案是，钢料轧制前加热的炉温如图1所示。

本发明更进一步改进方案是，开轧温度：950~1020℃、终轧温度：≤920℃、工件表面温度的温差≤30℃。

本发明更进一步改进方案是，

在冷床入口侧布置强冷风机，尽快将棒材表面温度冷却至400~500℃。下冷床后入坑缓冷（入坑温度：370~420℃），出坑温度≤200℃。

本发明更进一步改进方案是，控轧为正公差轧制，轧制后的工件有粗磨余量。

本发明更进一步改进方案是，所述工件完成轧制并冷却后，先进行粗磨然后再对工件进行超声和漏磁探伤。

本发明更进一步改进方案是，工件经过涡流/漏磁、超声波探伤之后的精整步骤为：通过检查短尺、单倍尺及定尺。

本发明的有益效果在于：

第一、本发明的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，通过化学成分的优化设计和控轧控冷工艺技术（轧制参数）的完美结合，严格控制该配方的冶炼工艺及开轧温度、终轧温度及冷却方式，实现高强韧性半轴用非调质钢的生产。

第二、本发明的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，采用非调质钢生产工艺制造，可以有效的避开调质热处理，从而省去了调质后的矫直、应力消除等工序，依靠微合金化技术以及控锻（轧）控冷来确保零件组织性能，因此非调质钢半轴具有经济、节能和环保等优点，能很好的克服传统半轴制造的缺点，且降本增效，提高成材率和缩短加工周期。

第三、本发明的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，通过该方法生产出的工件的截面性能更均匀、整体承受载荷能力更强越来越受到汽车配套企业的青睐；因此在重型汽车市场的应用前景是十分广阔的。

第四、本发明的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，控制细小微合金化元素碳氮化物相的析出而强化铁素体软相。

第五、本发明的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，控制细小微合金化元素铌、钒碳氮化物相的析出并强化铁素体软相。

第六、本发明的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，增加Si元素含量，使铁素体相固溶强化，同时提高钢材屈强比。

第七、本发明的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，钢中高氮促进VN粒子大量析出，VN能有效细化奥氏体晶粒，促进晶内铁素体的析出，有效的分割粗大的珠光体团，提高非调质钢的冲击韧性，并且钢中增氮还能进一步促进钢中碳氮化钒的析出，显著发挥V的析出强化作用。

第八、本发明的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，V-Nb-Ti微合金化技术的应用，使其可以实现再结晶+未再结晶区进行控轧控冷，显著提高非调质钢的强韧性。

第九、本发明的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢及其生产方法，通过各成分的合理配比，钢材的物理指标以及各项性能指标均达到并超过设计要求的前提下，尽可能降低了钢的生产成本，提高了市场竞争力。

附图说明

图1为钢料轧制前加热的炉温。

图2为本发明实施例1的金相结构放大图。

图3为本发明实施例2的珠光体结构放大图。

图4为本发明实施例3的铁素体晶粒度。

具体实施方式：

实施例1

选用优质废钢，严禁采用含有较高Cu、Pb等有害残余元素的废钢，控制Cu≤0.20%。

出钢前, 合金加入钢包中预烘烤。

严格控制出钢成分，严禁出钢下渣。

控制好出钢温度，严禁低温出钢。

严格按照工艺要求控制终点成分，防止钢水过氧化。

经过LD的高纯净度钢进行LF冶炼时，控制LF吊包时的Mn含量为1.20%，同时精炼中期分别加入钒铁、铌铁、钼铁以及镍板、精炼后期加入钛铁。

本发明更进一步改进方案是，RH的真空度80Pa且真空保持时间20分钟；RH破空后定氢：[H]≤2.0ppm；然后取样测温，破空后喂入氮化锰丝线；软吹前根据光谱成分中Al含量来确定加入硅钙线的含量，对Al₂O₃夹杂物进行变性处理。

软吹氩30分钟待成分均匀后吊包。

中间包烘烤、大包长水口、浸入式水口烘烤到位，防止钢水降温过多。

大包长水口吹氩保护，减少钢水二次氧化现象。

中包使用挡渣墙，严格控制钢水过热度30℃和拉坯速度，采用恒过热度恒拉速，确保液位的稳定。

各流正常使用结晶器电磁搅拌和末端电磁搅拌装置，改善铸坯内在质量。

保证浸入式水口插入结晶器液面深度为120mm,并稳定控制结晶器液面，防止结晶器液面卷渣。

控制中间包高液位浇注。

严格按照工艺二冷水配水制度进行配水，确保二冷水水嘴不堵塞，冷却均匀稳定，避免铸坯出现内部缺陷。

尾坯切割量切足，避免缩孔残余等缺陷坯流入下道工序。

钢料轧制前加热的炉温如图1所示。

开轧温度：1000℃、终轧温度： 900℃、工件表面温度的温差20℃。

在冷床入口侧布置强冷风机，尽快将棒材表面温度冷却至480℃。下冷床后入坑缓冷（入坑温度： 400℃），出坑温度150℃。

控轧为正公差轧制，轧制后的工件有粗磨余量。

所述工件完成轧制并冷却后，先进行粗磨然后再对工件进行超声和漏磁探伤。

工件经过涡流/漏磁、超声波探伤之后的精整步骤为：通过检查短尺、单倍尺及定尺。

测得按照实施例1所制备得到的钢，按照重量百分比（%）包括以下成分：C：0.43、Si：0.51、Mn：1.42、P：0.021、S：0.018、Cu：0.18、Cr：0.24、Mo：0.29、Al：0.042、V：0.17、Nb：0.031、Ti：0.033、N：0.013、[H]：1.5ppm、[O]：10ppm；其余原来Fe。

实施例2

本发明更进一步改进方案是，选用优质废钢,严禁采用含有较高Cu、Pb等有害残余元素的废钢，控制Cu≤0.20%。

出钢前, 合金加入钢包中预烘烤。

严格控制出钢成分,严禁出钢下渣。

控制好出钢温度,严禁低温出钢。

严格按照工艺要求控制终点成分，防止钢水过氧化。

经过LD的高纯净度钢进行LF冶炼时，控制LF吊包时的Mn含量为1.18%，同时精炼中期分别加入钒铁、铌铁、钼铁以及镍板、精炼后期加入钛铁。

RH的真空度100Pa且真空保持时间30分钟；RH破空后定氢：[H]≤2.0ppm；然后取样测温，破空后喂入氮化锰丝线；软吹前根据光谱成分中Al含量来确定加入硅钙线的含量，对Al₂O₃夹杂物进行变性处理。

软吹氩25分钟待成分均匀后吊包。

大包长水口吹氩保护，减少钢水二次氧化现象。

中包使用挡渣墙，严格控制钢水过热度35℃和拉坯速度，采用恒过热度恒拉速，确保液位的稳定。

各流正常使用结晶器电磁搅拌和末端电磁搅拌装置,改善铸坯内在质量。

控制中间包高液位浇注。

尾坯切割量切足，避免缩孔残余等缺陷坯流入下道工序。

钢料轧制前加热的炉温如图1所示。

开轧温度：980℃、终轧温度：860℃、工件表面温度的温差20℃。

在冷床入口侧布置强冷风机，尽快将棒材表面温度冷却至420℃。下冷床后入坑缓冷（入坑温度：380℃），出坑温度180℃。

控轧为正公差轧制，轧制后的工件有粗磨余量。

测得按照实施例2所制备得到的钢，按照重量百分比（%）包括以下成分：C：0.46、Si：0.37、Mn：1.43、P：0.014、S：0.012、Cu：0.15、Cr：0.26、Mo：0.26、Al：0.037、V：0.23、Nb：0.027、Ti：0.032、N：0.013、[H]：1.3ppm、[O]：13ppm；其余原来Fe。

实施例3

选用优质废钢,严禁采用含有较高Cu、Pb等有害残余元素的废钢,控制Cu≤0.20%。

出钢前, 合金加入钢包中预烘烤。

严格控制出钢成分,严禁出钢下渣。

控制好出钢温度,严禁低温出钢。

严格按照工艺要求控制终点成分，防止钢水过氧化。

经过LD的高纯净度钢进行LF冶炼时，控制LF吊包时的Mn含量为1.23%，同时精炼中期分别加入钒铁、铌铁、钼铁以及镍板、精炼后期加入钛铁。

本发明更进一步改进方案是，RH的真空度100Pa且真空保持时间20分钟；RH破空后定氢：[H]≤2.0ppm；然后取样测温，破空后喂入氮化锰丝线；软吹前根据光谱成分中Al含量来确定加入硅钙线的含量，对Al₂O₃夹杂物进行变性处理。

软吹氩20分钟待成分均匀后吊包。

大包长水口吹氩保护，减少钢水二次氧化现象。

控制中间包高液位浇注。

尾坯切割量切足，避免缩孔残余等缺陷坯流入下道工序。

钢料轧制前加热的炉温如图1所示。

开轧温度：980℃、终轧温度：850℃、工件表面温度的温差30℃。

在冷床入口侧布置强冷风机，尽快将棒材表面温度冷却至480℃。下冷床后入坑缓冷（入坑温度：400℃），出坑温度180℃。

控轧为正公差轧制，轧制后的工件有粗磨余量。

测得按照实施例3所制备得到的钢，按照重量百分比（%）包括以下成分：C：0.42、Si：0.37、Mn：1.53、P：0.016、S：0.012、Cu：0.14、Cr：0.28、Mo：0.27、Al：0.038、V：0.24、Nb：0.032、Ti：0.031、N：0.017、[H]：1.4ppm、[O]：12ppm；其余原来Fe。

Claims

1.一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢，其特征在于：所述代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢按照重量百分比（%）包括以下成分：C：0.40~0.50、Si：0.30~1.00、Mn：1.30~1.60、P：≤0.025、S：≤0.025、Cu：≤0.20、Cr：≤0.30、Mo：≤0.30、Al：≤0.050、V：0.10-0.25、Nb：≤0.035、Ti：≤0.035、N：≤0.020，其余原来Fe。

2.如权利要求1所述的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢，其特征在于：所述代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢的成分还包括H和O，并且根据重量百分比，[H]≤2.0ppm、[O]≤15ppm。

3.生产一种如权利要求1或2其中任意一条所述的代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢的方法，其特征在于包括以下步骤：铁水脱硫→LD→LF→RH→连铸→切割→冷却→检验→判定→加热炉加热→控轧→控冷→超声+漏磁探伤→判定→包装→称重→入库。

4.如权利要求3所述的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢的生产方法，其特征在于：经过LD的高纯净度钢进行LF冶炼时，控制LF吊包时的Mn含量为1.10%~1.40%，同时精炼中期分别加入钒铁、铌铁、钼铁以及镍板、精炼后期加入钛铁。

5.如权利要求3所述的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢的生产方法，其特征在于：RH的真空度≤100Pa且真空保持时间≥20分钟；RH破空后定氢：[H]≤2.0ppm；然后取样测温，破空后喂入氮化锰丝线；软吹前根据光谱成分中Al含量来确定加入硅钙线的含量，对Al₂O₃夹杂物进行变性处理。

6.如权利要求5所述的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢的生产方法，其特征在于：软吹氩15分钟以上待成分均匀后吊包。

7.如权利要求3所述的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢的生产方法，其特征在于：控轧时候的开轧温度：≤1000℃、终轧温度：≤900℃、控冷采取风冷工艺；轧制时，工件表面温度的温差≤30℃。

8.如权利要求3所述的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢的生产方法，其特征在于：控轧为正公差轧制，轧制后的工件有粗磨余量。

9.如权利要求3所述的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢的生产方法，其特征在于：所述工件完成轧制并冷却后，先进行粗磨然后再对工件进行超声和漏磁探伤。

10.如权利要求3所述的一种代替42CrMo调质钢的高强韧性半轴用非调质钢的生产方法，其特征在于：工件经过漏磁、超声波探伤之后的精整步骤为：检查短尺、单倍尺及定尺。