CN102808073B - 具有超细晶珠光体组织的非调质钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及具有超细晶珠光体组织的非调质钢的制造方法，包括热锻钢材料以使其高温压缩变形，由此获得热锻体；将热锻体迅速冷却至低温珠光体转变区间，由此获得过冷的热锻体；在低温珠光体转变区间等温保持过冷的热锻体以等温转变；和空气冷却热锻体；且涉及由此制造的非调质钢。

Description

具有超细晶珠光体组织的非调质钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及，通过在热锻之后的连续冷却过程中抑制先共析铁素体和珠光体的形成的同时诱导珠光体低温等温转变，具有超细晶珠光体组织的非调质(非-QT)钢，及其制造方法。

背景技术

使用中碳钢经热锻制造汽车部件。典型的锻造部件制造方法包括在奥氏体区间中热锻作为锻造材料的中碳钢(或合金钢)，随后淬火并回火。热锻钢在淬火过程中转变成马氏体，然后在回火过程中分解成铁素体和碳化物，由此获得具有高强度和高韧性的马氏体组织的锻钢(其被称作调质(QT)钢)。然而，热锻钢的典型制造是有问题的，这是因为淬火和回火须在热锻之后另外进行，其使锻造之后的后热处理操作变得不期望地复杂且增加制造成本。

为解决该问题，已研发出微合金(MA)锻钢(其被称作非-QT钢)。MA-锻钢具有与QT钢相似的机械特性，且通过在锻造过程之后仅进行控制的冷却操作(无需进行QT操作)而形成。当前，MA-锻钢在许多用于汽车的热锻部件的制造中代替典型的QT-锻钢使用。从物理冶金观点设计的MA-锻钢主要由中碳钢组成，且另外包括少量的微合金元素，例如V、Nb、Ti等，由此沉积碳氮化物。由此，热锻过程中的粗糙奥氏体晶粒的形成受到抑制，由此形成精细的珠光体-铁素体组织。而且，基于奥氏体-铁素体转变，在铁素体中诱导精细碳氮化物的沉积，由此强化珠光体-铁素体，且提高锻钢的强度和韧性。

因为仅使用控制的冷却而无需复杂的后热处理来制造非-QTMA-锻钢，由此在提供与QT钢相似的强度和优异的疲劳特性的同时仍保证制造成本低，所以它是有优势的。然而，因为非-QTMA-锻钢的韧性不如QT-钢，所以它是有缺陷的。为解决该问题，过去的20年在世界范围内已经进行了热锻钢研发的深入研究，而且在继续进行。

非-QTMA-锻钢要由中碳钢组成，且具有基本的珠光体-铁素体组织。珠光体-铁素体组织的机械特性由珠光体数量(fraction)、晶团(colonies)的大小、薄片状间隔决定。在常规的热锻方法中，为控制精细的珠光体-铁素体组织，在热锻之后的控制的冷却操作中控制冷却速率。

在控制的冷却操作中，当冷却速率慢时，先共析铁素体数量增加且珠光体数量降低。最后，强度减小但韧性提高。反之，当冷却速率快时，先共析铁素体数量降低且珠光体数量增加，因此强度增加但韧性减小。在后一种情况中，强度增加但韧性降低，这是因为(1)铁素体数量降低，且(2)形成的珠光体组织即珠光体团和片状组织是粗糙的。珠光体组织粗糙的原因是珠光体是在连续冷却的过程中形成的。具体地，当在连续冷却的过程中首先形成先共析铁素体时，碳浓度积聚并在奥氏体/铁素体的界面处增加，因此容易在高温形成珠光体。在高温形成的珠光体具有小程度的过冷现象，因此具有低成核率。因此，形成小量核，且形成的高温珠光体在进行连续冷却时容易变得粗糙。结果，形成粗糙的珠光体团组织。虽然强度可以维持在珠光体的基本强度水平，但是珠光体的韧性未充分保证且铁素体数量也低，因而大幅减小锻钢的韧性。

因而，使用控制的冷却提高常规珠光体-铁素体钢的强度和韧性存在限制。试图解决该问题，常规技术已经主要关注通过使用新合金设计的技术。然而，为制备新合金添加元素是昂贵的，且尽管加入这些合金元素，性能的提高也不明显。例如，为使铁素体数量和珠光体团组织最优化，通过在锻造之后控制冷却过程，改进非-QT钢的常规热锻方法，其具有预期的增加强度和韧性的结果。然而，在这种珠光体-铁素体锻钢中，当冷却速率降低，铁素体数量增加且珠光体数量降低。结果，韧性提高但强度减小。反之，当冷却速率增加时，铁素体数量降低且珠光体数量增加，结果，强度提高但韧性减小。因此，在常规的珠光体-铁素体锻钢中，通过仅控制冷却速率制造具有优异强度和韧性的锻钢受到限制。

该相关技术仅用于增强对本发明背景技术的理解，且不被视为本领域具有普通知识的技术人员已经知晓的常规技术。

发明内容

因而，考虑到相关技术中遇到的上述问题作出本发明，且本发明的目标是提供一种新概念的高强度且高韧性的非-QT钢，且具体是一种包括超细晶珠光体(伪珠光体)组织的钢，其不包括铁素体。本发明进一步的目标是通过应用新的控制的冷却方法来提供这种材料，其中不需要改变合金组成。

本发明的一方面提供具有超细晶珠光体组织的非-QT钢的制造方法，所述非-QT钢主要由Fe、以及约0.43～0.47wt％的C、约0.15～0.35wt％的Si、约1.1～1.3wt％的Mn、约0.03wt％或更少的P、约0.04wt％或更少的S、约0.3wt％或更少的Cu、约0.2wt％或更少的Ni、约0.1～0.2wt％的Cr、约0.05wt％或更少的Mo、约0.08～0.15wt％的V、约0.02wt％或更少的Al、和其它杂质组成，其中“或更少”是指低于所述值且大于0wt％的任何量。根据该方面，该方法包括热锻钢材料以使其高温压缩变形，由此获得热锻体；将热锻体迅速冷却至低温珠光体转变区间，由此获得过冷的热锻体；将过冷的热锻体等温保持在低温珠光体转变区间，由此将其等温转变；和空气冷却热锻体。

在该方面，热锻可以在导致材料高温压缩变形的适当温度进行，例如约1000～1250℃。可以通过将热锻体以例如约10℃/s或更大的适当的冷却速率冷却至例如约500～600℃的适当的低温珠光体转变区间进行迅速冷却。可以通过将过冷热锻体在例如约500～600℃的低温珠光体转变区间等温保持例如约5～30分钟的适当时间，进行等温转变。

在示例性的实施方式中，将热锻体以10℃/s或更大的速率迅速冷却至500～600℃，然后通过将过冷热锻体在500～600℃等温保持5～30分钟而将其等温转变。

本发明的另一方面提供具有超细晶珠光体组织的非-QT钢，其通过使约1000～1250℃的热锻钢材料迅速冷却至约500～600℃的珠光体转变区间，然后在相应温度等温保持5～30分钟，然后空气冷却而制造。

在该方面，热锻钢材料可以以约10℃/s或更大的速率迅速冷却至约500～600℃的珠光体转变区间。

在该方面，空气冷却之后形成的非-QT钢可以具有约5vol％或更少的先共析铁素体数量和大小约5～10μm的珠光体团。

附图说明

图1A和图1B显示在1150℃热锻的非-QT钢的微观组织，且图1C和图1D显示在1050℃热锻的非-QT钢的微观组织；

图2A显示通过将热锻钢以2℃/s冷却至600℃然后空气冷却而获得的微观组织，且图2B显示通过将热锻钢以10℃/s冷却至600℃然后空气冷却而获得的微观组织；

图3A显示通过将热锻钢以10℃/s冷却至600℃、等温保持10分钟然后空气冷却而获得的微观组织，图3B和图3C显示通过将热锻钢以10℃/s冷却至550℃、等温保持10分钟然后空气冷却而获得的微观组织，且图3D显示通过将热锻钢以10℃/s冷却至500℃、等温保持10分钟然后空气冷却而获得的微观组织。

图4是显示等温保持温度对维氏显微硬度的作用的图；

图5A和图5B分别显示空气冷却和多阶段快速冷却在1100℃热锻的钢之后的微观组织；且

图6A和图6B显示图5A和图5B的其它比较结果。

具体实施方式

下面将参考所附附图详细描述关于具有超细晶珠光体组织的非-QT钢及其制造方法的本发明的实施方式。

根据本发明，具有超细晶珠光体组织的非-QT钢的制造方法包括热锻钢材料以使其高温压缩变形，由此获得热锻体；将热锻体迅速冷却至低温珠光体转变区间，由此获得过冷的热锻体；将过冷的热锻体在低温珠光体转变区间等温保持以使其等温转变；和空气冷却热锻体。

钢材料主要由Fe组成，且可以含有另外的组分，例如一种或多种C、Si、Mn、P、S、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Al和其它杂质。例如，钢材料可以以下述范围含有一种或多种这些组分：约0.43～0.47wt％的C、约0.15～0.35wt％的Si、约1.1～1.3wt％的Mn、约0.03wt％或更少的P、约0.04wt％或更少的S、约0.3wt％或更少的Cu、约0.2wt％或更少的Ni、约0.1～0.2wt％的Cr、约0.05wt％或更少的Mo、约0.08～0.15wt％的V、约0.02wt％或更少的Al、和其它常见杂质，其在下表1中显示。应注意，当提到这些另外的材料时，当该组分存在时，术语“或更少”可以包括大于0wt％的任何值。

表1

C

Si

Mn

P

S

Cu

Ni

Cr

Mo

V

Al

0.43～0.47

0.15～0.35

1.10～1.30

～0.03

～0.04

～0.3

～0.2

0.10～0.20

～0.05

0.08～0.15

～0.02

在各种实施方式中，在约1000～1250℃进行热锻操作，并进行迅速冷却操作以使热锻体以约10℃/s或更大的速率冷却至约500～600℃。而且，进行等温转变操作以使过冷的热锻体在约500～600℃等温保持约5～30分钟。可以进行迅速冷却操作以使热锻体以约10℃/s或更大的速率冷却至约500～600℃，且可以进行等温转变操作以使过冷的热锻体随后在约500～600℃等温保持约5～30分钟。

根据上述方法制造的具有超细晶珠光体组织的非-QT钢的特征可以在于，将热锻(例如在约1000～1250℃)的钢材料迅速冷却至珠光体转变区间(例如约500～600℃)，在相应温度(即珠光体转变区间)保持约5～30分钟，然后空气冷却。

根据本发明，通过使热锻钢材料迅速冷却至珠光体转变区间(例如以约10℃/s或更大的速率冷却至约500～600℃)然后空气冷却而制造的非-QT钢可以提供抑制至约5vol％或更少的先共析铁素体数量和大小限制至约5～10μm的珠光体团。

本发明涉及制造非-QTV-MA中碳锻钢的多阶段迅速冷却方法，其提供与常规珠光体-铁素体组织大不相同的新型组织。具体地，本发明提供通过如下方法形成的超细晶珠光体(伪珠光体)组织：第一阶段在热锻之后即刻将热锻体以快冷却速率(例如约10℃/s或更大)迅速冷却至低温珠光体等温转变区间，第二阶段将过冷的热锻体在低珠光体等温转变温度等温保持短暂时间以由此形成超细晶珠光体团组织，和第三阶段空气冷却使用等温转变形成的超细晶珠光体(伪珠光体)组织。

根据本发明，在第一阶段，在热锻之后即刻将热锻体迅速冷却至低温珠光体等温转变区间，使得最大限度地抑制连续冷却过程中形成的先共析铁素体的转变，且进一步使得最大限度地抑制连续冷却过程中形成的珠光体的转变。

当以这种方式抑制连续冷却过程中出现的相转变时，获得极度过冷至低温珠光体等温转变区间的奥氏体热锻体。

在第二阶段，将极度过冷的奥氏体锻体在低珠光体转变温度等温保持短暂时间，由此珠光体团的成核率大大增加，从而获得超细晶珠光体团组织。

使得基于等温转变的珠光体团组织的尺寸比基于连续冷却转变的珠光体团组织的尺寸更小。在连续冷却转变的情况中，因为珠光体成核现象在相对高温出现，所以成核率低且晶团在冷却过程中也变得粗糙。另一方面，在低温等温转变的情况中，晶团的成核现象在低温出现，因此驱动力非常大，使得成核率大大增加。而且，使用低温等温转变，使粗糙晶团的形成最小化，从而获得超细晶团组织。基于第三阶段中的空气冷却，在珠光体中的铁素体上沉积V-碳氮化物，由此进一步强化珠光体。

由此形成的超细晶珠光体(伪珠光体)组织具有非常有限的先共析铁素体数量(5％或更少)和超细晶珠光体团，由此相比于常规的珠光体-铁素体锻钢显著地提高其强度。该组织还显示与常规QT钢相当程度的非常好的韧性。

下面参考附图更加详细地描述本发明。

首先，根据本发明，使用高温变形模拟器(Gleeble-1500)实验性地模拟高温变形操作，即热锻操作，随后进行多阶段快速冷却操作。使用Gleeble-1500，使测试钢(直径10mm×高度15mm)在1200℃均质3分钟，且在1150℃热变形。由此，为模拟热锻条件，在如下条件进行热变形：以预定变形速率(5℃/s)以0.4和0.8的形变两步压缩。在热变形之后，即刻将高温压缩变形测试样品以10℃/s的快速率迅速冷却至低温等温珠光体转变区间(500～600℃)。将快速冷却的热变形体在500～600℃的温度范围进行等温珠光体转变短暂时间(30分钟或更少)，然后空气冷却。

其次，使用从Gleeble测试中演绎的多阶段迅速冷却，制造简单的热锻产品且评价其抗张特性。为此，使用热压机进行热镦锻试验(压低速率(depressionrate)：6mm/s；形变：1.0～1.2)，然后在低温等温珠光体转变区间(500～600℃)中进行迅速冷却。根据本发明的实施方式，为实现迅速冷却和珠光体等温转变，使用Pb-浴等温保持(500～600℃)。热镦锻试验的测试样品具有直径30mm×高度40mm。在镦锻之后的迅速冷却过程中获得的冷却速率(基于测试样品的中心部分)在500～950℃范围内为15℃/s或更大。从热镦锻产品中获得的抗张样品的大小(计量部分(gaugeportion))为直径4.1mm×长度16.3mm。

图1A和图1B(其为图1A的放大视图)显示在1150℃热锻之后的非-QT钢的微观组织，且图1C和图1D(其为图1C的放大视图)显示在1050℃热锻之后的非-QT钢的微观组织。图1A至图1D显示在迅速冷却(等温保持)温度设定为600℃的条件下将热变形温度从1150℃降低至1050℃的结果。当热变形温度这样降低时，珠光体结的大小减小，因此铁素体数量增加。然而，如在图1B和图1D的放大视图中所观察，珠光体团和片状组织变得粗糙。不被理论束缚，认为出现这种情况是因为用于珠光体转变的过冷程度在降低的热锻温度降低，由此减少用于珠光体等温转变的驱动力。用于珠光体转变的驱动力的增加与热锻温度的增加成比例。然而，如果热锻温度过高，在迅速冷却过程中产生先共析铁素体或连续冷却珠光体转变的可能性可能增加。而且，不期望地容易使得热锻组织粗糙。因而，在本发明的实施方式中，优选将热锻温度设定为1150℃，其落入1000～1200℃的范围内。

图2A显示通过将热锻钢以2℃/s冷却至600℃然后空气冷却而获得的微观组织，且图2B显示通过将热锻钢以10℃/s冷却至600℃然后空气冷却而获得的微观组织。将使用Gleeble高温压缩变形的测试样品在两个不同的单一冷却操作中以2℃/s和10℃/s冷却至600℃，然后空气冷却至室温以提供使用SEM观察的微观组织。

在冷却速率相对慢(2℃/s)的情况中，看到典型的珠光体-铁素体组织和比较粗糙的珠光体结组织(由晶界铁素体包围的珠光体)。另一方面，在冷却速率快(10℃/s)的情况中，观察到相对精细的珠光体结。然而，延奥氏体晶界形成的先共析铁素体具有低量且非连续形成，因此并未明显区分珠光体结。而且，如图示，之后形成的珠光体组织是很不规则的片状组织。这是因为以快冷却速率均不完全地形成先共析铁素体和珠光体。

上述结果证实铁素体转变的抑制与冷却速度的增加成比例，且还发生珠光体转变，其根据常规技术(单一的控制的冷却操作)提供结果。如进一步证实，当冷却速率快(例如约10℃/s或更大的水平)时，冷却过程中的先共析铁素体的形成可受到相当大的抑制，因此可以将奥氏体热变形组织过冷至低温珠光体等温转变区间。发明的钢的高温铁素体转变在10℃/s或更大的快冷却速率受到抑制的原因是本发明的钢含有相当大量(1.2wt％)的Mn。已知Mn可使奥氏体-铁素体CCT图向右移动。

图3A显示通过将热锻钢以10℃/s冷却至600℃、等温保持10分钟然后空气冷却而获得的微观组织，图3B和图3C显示通过将热锻钢以10℃/s冷却至550℃、等温保持10分钟然后空气冷却而获得的微观组织，且图3D显示通过将热锻钢以10℃/s冷却至500℃、等温保持10分钟然后空气冷却而获得的微观组织。观察使用Gleeble压缩变形、然后根据本发明的实施方式多阶段迅速冷却之后获得的测试样品的微观组织。

在根据本发明的多阶段迅速冷却的第一阶段中，将高温压缩变形的奥氏体组织以10℃/s的快冷却速率迅速冷却至600℃或更低。由此获得珠光体转变区间中的过冷的奥氏体变形组织。根据本发明，进行该迅速冷却，以在连续冷却过程中最大限度地抑制先共析铁素体的形成，且进一步最大限度地防止珠光体的连续冷却转变。通过将过冷的奥氏体变形组织在600～500℃保持短暂时间(5～30分钟)，进行第二阶段以在低温诱导珠光体等温转变。基于珠光体等温转变，不同于连续转变，过冷程度非常高且晶团的成核率大大增加，由此获得超细晶珠光体团组织。此外，片状间隔变细。在第三阶段中，空气冷却超细晶珠光体团组织。在该阶段中，在珠光体中的铁素体上沉积V-碳氮化物。

在迅速冷却温度即600℃的等温保持温度(持续10分钟)处理之后获得的钢显示典型的珠光体-铁素体组织，其不同于空气冷却而未等温保持的钢。在这种情况下，在奥氏体晶粒周围形成相当大量的先共析铁素体。因而，之后形成的珠光体组织是非常精细且规则的片状组织。然而，这时形成的珠光体结的尺寸比在600℃空气冷却时形成的珠光体结的尺寸更大。

不被理论束缚，认为出现这种情况是因为在等温保持的过程中珠光体结变得粗糙。为进一步抑制先共析铁素体的形成，将迅速冷却温度即等温保持温度进一步降低至550℃(持续10分钟)。如附图所示，先共析铁素体的形成受到高度抑制(低于5％)，由此形成超细晶珠光体(伪珠光体)组织。由此，可以观察到珠光体组织具有非常精细的片状间隔和超细晶团组织(其中片状方向不同)。当将迅速冷却温度即等温保持温度进一步降低至500℃时，珠光体组织消失，且形成接近贝氏体的组织。

由上述结果显而易见的是，在冷却速率为10℃/s的情况中，当将迅速冷却温度降低至550℃时，先共析铁素体的形成可以首次最大限度地受到抑制。此外，当在550℃的低温出现珠光体等温转变时，珠光体团和片状组织变得非常精细。这是因为在550℃的迅速冷却温度首次最大限度地抑制连续冷却珠光体的形成，且可以获得用于珠光体等温转变的很大程度的过冷现象。

当将迅速冷却温度进一步降低至500℃时，不形成珠光体组织，但是形成接近于贝氏体的组织。因此，优选将珠光体等温转变温度设定为约500～600℃。由此，等温保持时间优选为在约5～30分钟的范围内。如果时间短于约5分钟，不充分发生珠光体等温转变。反之，如果时间长于约30分钟，珠光体团组织变得过度粗糙。

图4是显示等温保持温度对维氏显微硬度的作用的图。根据本发明的以10℃/s的速率迅速冷却至600℃、在600℃等温保持10分钟然后空气冷却的钢的硬度，与迅速冷却至600℃然后空气冷却之后获得的比较钢的硬度相似。然而，根据本发明的迅速冷却至550℃并在550℃等温保持10分钟的钢的硬度显著增加。

而且，在将迅速冷却温度降低至500℃的情况中，硬度大量降低。该硬度分布与在图3A至图3D中显示的微观组织分布一致。硬度峰在550℃的迅速冷却温度显示的原因是先共析铁素体和连续冷却珠光体的转变在该温度最大限度地受到抑制，由此形成超细晶珠光体团组织(图3A至图3D)。预先假定该超细晶珠光体团组织具有优异的韧性以及高强度。为证实这个预想，使用热压机进行热镦锻试验。

图5A和图5B显示在1100℃热锻并空气冷却的钢的微观组织，和在1100℃热锻并进行多阶段迅速冷却的钢的微观组织。图6A和图6B显示图5A和图5B的其它比较结果。使用光学显微镜，图5A和图5B说明在1150℃热镦锻至1.2的形变然后空气冷却的钢的组织、和在相同形变条件下热镦锻然后进行根据本发明的多阶段迅速冷却的钢(其为根据本发明的非-QT钢)的组织的观察结果，所述多阶段迅速冷却中珠光体等温转变温度为550℃。

比较钢显示典型的珠光体-铁素体组织。由延晶粒界面形成的铁素体包围的珠光体结很明显。珠光体结由类似精细晶粒的晶团束组成。另一方面，根据本发明的非-QT钢显示主要由珠光体组成且先共析铁素体的形成最大限度地受到抑制的伪珠光体组织。而且，根据本发明的非-QT钢的珠光体组织表明只有超细晶团组织而不形成珠光体结。

图6A和图6B显示如使用SEM观察的比较钢和发明钢的微观组织。在发明钢中，晶团的大小大幅降低，且片状间隔变细。

如所表明，通过应用根据本发明的多阶段迅速冷却操作，制造超细晶珠光体(伪珠光体)锻钢，其中先共析铁素体数量高度抑制至5％或更低且晶团的大小为5～10μm且不形成珠光体结。

下表显示对热镦锻和空气冷却之后获得的比较钢以及镦锻、迅速冷却至550℃且等温保持之后获得的发明钢进行抗张测试的结果。在根据本发明的超细晶珠光体(伪珠光体)锻钢的情况中，强度大幅增加(屈服强度(YS)增加13％；抗张强度(TS)增加8％)且伸长率等于或大于作为比较钢的珠光体-铁素体锻钢。根据本发明，可以制造伸长率为18％且抗张强度为970MPa的高强度且高韧性的V-MA珠光体中碳锻钢。这是可能的，因为铁素体相从常规的珠光体-铁素体锻钢中排除，且因应用根据本发明的多阶段迅速冷却，连续冷却珠光体转变受到抑制，从而形成超细晶珠光体团组织。

表2

	常规	发明
			YS(MPa)	623	704
TS(MPa)	901	971
			伸长率(％)	17％	18％

如上文所述，本发明提供具有超细晶珠光体组织的非-QT钢及其制造方法。根据本发明，可以确保新概念的超细晶珠光体(伪珠光体)非-QT钢，其中珠光体-铁素体锻钢的限制得到克服且强度和韧性显著提高。

在根据本发明的具有超细晶珠光体组织的非-QT钢中，抑制铁素体转变，最大限度地抑制连续冷却珠光体转变，且诱导低温珠光体等温转变，从而使用于珠光体转变的驱动力最大化。因此，珠光体团的成核率大大增加，由此获得超细晶团和片状组织。

超细晶珠光体(伪珠光体)锻钢的伸长率等于或大于常规珠光体-铁素体锻钢(例如，约18％的伸长率)，且屈服强度增加13％或甚至更大且抗张强度增加8％或甚至更大，导致非-QT钢具有高强度(例如约970MPa)和高韧性。

尽管公开本发明的优选实施方式用于举例说明的目的，但本领域的技术人员应当理解，可以在不偏离如所附权利要求中公开的本发明的范围和精神的情况下进行各种改变、增加和替换。

Claims (7)

1.一种具有超细晶珠光体组织的非调质钢的制造方法，所述具有超细晶珠光体组织的非调质钢主要由Fe、以及0.43～0.47wt％的C、0.15～0.35wt％的Si、1.1～1.3wt％的Mn、大于0wt％且至多0.03wt％的P、大于0wt％且至多0.04wt％的S、大于0wt％且至多0.3wt％的Cu、大于0wt％且至多0.2wt％的Ni、0.1～0.2wt％的Cr、大于0wt％且至多0.05wt％的Mo、0.08～0.15wt％的V、大于0wt％且至多0.02wt％的Al组成，所述方法包括：

热锻钢材料以使其高温压缩变形，由此获得热锻体；

将所述热锻体迅速冷却至低温珠光体转变区间，由此获得过冷的热锻体；

在低温珠光体转变区间等温保持所述过冷的热锻体，由此将其等温转变；和

空气冷却所述热锻体，形成的所述非调质钢具有5vol％或更低的先共析铁素体数量和大小为5～10μm的珠光体团。

2.如权利要求1所述的方法，其中所述热锻在1000～1250℃进行。

3.如权利要求1所述的方法，其中通过将所述热锻体以10℃/s或更大的速率冷却至500～600℃进行所述迅速冷却。

4.如权利要求1所述的方法，其中通过将所述过冷的热锻体在500～600℃等温保持5～30分钟进行所述等温转变。

5.如权利要求1所述的方法，其中通过将所述热锻体以10℃/s或更大的速率冷却至500～600℃进行所述迅速冷却，且通过将所述过冷的热锻体在500～600℃等温保持5～30分钟进行所述等温转变。

6.一种具有超细晶珠光体组织的非调质钢，其通过使1000～1250℃的热锻钢材料迅速冷却至500～600℃的珠光体转变区间，在相应温度等温保持5～30分钟，然后空气冷却而制造，所述具有超细晶珠光体组织的非调质钢主要由Fe、以及0.43～0.47wt％的C、0.15～0.35wt％的Si、1.1～1.3wt％的Mn、大于0wt％且至多0.03wt％的P、大于0wt％且至多0.04wt％的S、大于0wt％且至多0.3wt％的Cu、大于0wt％且至多0.2wt％的Ni、0.1～0.2wt％的Cr、大于0wt％且至多0.05wt％的Mo、0.08～0.15wt％的V、大于0wt％且至多0.02wt％的Al组成，且形成的所述非调质钢具有5vol％或更低的先共析铁素体数量和大小为5～10μm的珠光体团。

7.如权利要求6所述的非调质钢，其中将所述热锻钢材料以10℃/s或更大的速率迅速冷却至500～600℃的珠光体转变区间。