代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢及其生产方法与流程

本发明涉及一种高强韧性转向节用非调质钢的领域，具体涉及一种代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢及其生产方法。
背景技术：
：转向节（SteeringKnuckle）又称“羊角”，是汽车转向桥中的重要零件之一，能够使汽车稳定行驶并灵敏传递行驶方向。它的功用是传递并承受汽车前部载荷，支承并带动前轮绕主销转动而使汽车转向。在汽车行驶状态下，它承受着多变的冲击载荷，因此，要求其具有很高的强度。转向节是汽车车轮与车轴之间的关键连接件，它既要承受汽车在行驶中颠簸的弯曲应力，转向时的扭曲力，还要保证汽车在刹车时有足够的冲击韧性，同时还得具有良好的切削加工性，便于制造生产。因此要求生产转向节的材料在机械性能、组织结构和切削加工性等方面有较高的技术要求。球墨铸铁和调质40Cr是目前我国汽车通用转向节材料，然后伴随汽车轻量化、发动机小型化和高功率大马力的涡轮增压技术的发展，对转向节的高强韧性、耐扭曲、抗弯曲应力及尺寸截面性能的均匀性的要求越来越高，然而在机械加工过程中又对长细、截面复杂的转向节的车削加工和配合面的精度要求也更加苛刻。传统转向节：球墨铸铁和调质40Cr的缺点：球墨铸铁转向节：铸铁件零件材质疏松且抗拉强度和屈服强度低，易脆性断裂，福特翼虎“羊角”断轴事件就是因为采用球墨铸铁转向节制造，在行驶过程中颠簸的弯曲应力，转向时的高扭曲力承载不足而导致转向节断轴，因此球墨铸铁转向节越来越不适应今天汽车工业发展的需求。40Cr转向节：调质锻钢转向节抗拉强度和屈服强度相比球墨铸铁要大大提高，且抗冲击载荷和疲劳强度也要高出二个档次。使用40Cr制造的转向节应用于中低端工程机械、乘用车、商用车、皮卡车还是比较满足使用要求的。但是调质40Cr淬火开裂、弯曲变形需矫直等缺点是与生俱来不可避免的，因此零件的加工精度和装配精度得不到强有力的保证。调质结构钢还有一个显著的缺陷就是其机械性能是由调质热处理来保证，但是转向节形状复杂、厚薄不均导致调质后的零件的截面性能不均匀，往往使其在服役过程中在薄弱环节部位发生失效。技术实现要素：本发明的目的在于：克服现有技术的不足，提供一种代替40Cr调质钢的转向节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、终轧温度及冷却方式，实现易车削高强韧性转向节用非调质钢的生产；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，因此非调质钢转向节具有经济、节能和环保等优点，能很好的克服传统转向节的缺点，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的截面性能更均匀、整体承受载荷能力更强、优良的切削加工性能和装配精度越来越受到汽车配套企业的青睐；因此在中国工程机械及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；为了进一步改善切削加工性，还增加钢中S元素含量；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；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：代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢，其按照重量百分比（%）包括以下成分：C：0.35-0.42、Si：0.50-0.80、Mn：1.20-1.40、P：≤0.013、S：0.030-0.050、Cu：≤0.20、Cr：0.20-0.35、Mo：≤0.05、Al：0.010-0.035、V：0.12-0.20、Nb：≤0.035、Ti：0.007-0.020、N：0.014-0.02，其余原来Fe。本发明进一步改进方案是，所述代替40Cr调质钢的高强韧性转向节用非调质钢，其成分还包括H和O，并且根据重量百分比，保证[H]≤2.5ppm、[O]≤20ppm。C：0.35%-0.42%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，当C含量高于0.40%，工件的（低温）韧性降低，导致不适用于转向节；因此综合考虑成本和工件的性能，从而将C的含量限定在0.35%-0.42%的范围内。Si：0.50%-0.80%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，对于应用于转向节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0.50%-0.80%。Mn：1.20%-1.40%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，这对于应用于转向节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1.20%-1.40%。P：≤0.013%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≤0.013%。S：0.030%-0.050%S：由于会降低工件的韧性，原本属于钢中杂质元素，应当尽量减少，一般应严格控制在≤0.03%-0.05%。但是S由于其切屑发脆而可得到非常光泽的表面，尤其是S与Mn结合成的硫化物具有显著提高切削性能的效果，而且S与Mn结合成的硫化物呈晶粒状分布在晶粒内，且在在锻造的高温环境中有一定的塑性，从而避免热脆，有利于钢的锻造；另外，工件在切削时工件微观上不同的组织成分形成了韧窝结构，对于切削作用力的承受能力也不同，由于S的作用，使工件的切削时，切削刀具切削到S含量较多部位处，便会由于受力不均而使切削屑断落，产生的切削屑呈较短的“C”形结构，这样就避免切削屑缠绕在切削刀上而导致切削刀的磨损；另外S与其它合金元素相比，成本廉价，如果能够大量添加S则能够降低钢材的合金成本。因此综合考虑到工件的性能和成本，从而将S的含量限定在0.030%-0.050%。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：0.20%-0.35%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0.20%-0.35%。Mo：≤0.05%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、频繁受到冲击的转向节；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≤0.05%。Al：0.010%-0.035%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0.01%-0.03%，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0.010%-0.035%。V：0.12%-0.20%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0.12%-0.20%。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：0.007%-0.020%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的含量限定在0.007%-0.020%。N：0.014%-0.02%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0.014%-0.02%。生产一种上述的代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢的方法，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→冷却→超声+漏磁探伤→判定→包装→称重→入库。本发明进一步改进方案是，铁水脱硫→LD→LF→RH→连铸→切割→冷却→检验→判定→加热炉加热→控轧→冷却→超声+漏磁探伤→精整→判定→包装→称重→入库。本发明更进一步改进方案是，经过LD的高纯净度钢精炼时，LF冶炼时将Mn范围控制在1.10%-1.35%，RH吊包时将S线一次性性补喂到目标值，RH破空后定氢：[H]≤2.5ppm，然后取样测温，根据氧氮仪分析结果进行N-Mn线的补喂，冶炼过程中不允许补喂Al线，LF冶炼结束后根据光谱成分中Al含量来确定加入硅钙线的含量，在RH真空过程中对Al2O3充分进行变性处理；所述目标值是指正常40Cr钢生产工艺中RH吊包时S线补喂的目标值。本发明更进一步改进方案是，破空后立即喂入钛线、氮化锰包心线、硫线调整Ti、N、S的含量。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，钢料轧制前加热的炉温如表1所示：表1各段炉温控制本发明更进一步改进方案是，控轧时候的开轧温度：≤1000℃、终轧温度：≤900℃、钢材冷却；轧制时，工件表面温度的温差≤30℃。本发明更进一步改进方案是，所述开轧温度在930℃-980℃的范围内。本发明更进一步改进方案是，在终轧的时候，如果温度高于900℃，可以在执行终轧的轧机处等待工件温度≤900℃之后再进行轧制。本发明更进一步改进方案是，成品钢快速下冷床后进坑冷却，轧钢厂加强入坑平直摆放控制，防止压弯。本发明更进一步改进方案是，成品钢快速下冷床后进坑缓冷，入坑温度在300℃-400℃的范围内，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、本发明的代替40Cr调质钢的转向节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、终轧温度及冷却方式，实现易车削高强韧性转向节用非调质钢的生产。第二、本发明的代替40Cr调质钢的转向节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，因此非调质钢转向节具有经济、节能和环保等优点，能很好的克服传统转向节的缺点，且降本增效，提高成材率和缩短加工周期。第三、本发明的代替40Cr调质钢的转向节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、优良的切削加工性能和装配精度越来越受到汽车配套企业的青睐；因此在中国工程机械及汽车市场的应用前景是十分广阔的。第四、本发明的代替40Cr调质钢的转向节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、本发明的代替40Cr调质钢的转向节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、本发明的代替40Cr调质钢的转向节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、本发明的代替40Cr调质钢的转向节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、本发明的代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢及其生产方法，为了进一步改善切削加工性，还增加钢中S元素含量。第九、本发明的代替40Cr调质钢的转向节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。第十、本发明的代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢及其生产方法，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。附图说明图1为本发明的金相结构放大图。图2为本发明的珠光体结构放大图。图3为本发明的冲击断口结构放大图。图4为本发明的流线图。图5为本发明进行切削加工后的切削屑图。图6为40Cr钢调质处理后工件进行切削加工后的切削屑图。具体实施方式实施例1代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢，其按照重量百分比（%）包括以下成分：C：0.38、Si：0.60、Mn：1.25、P：0.010、S：0.040、Cu：≤0.20、Cr：0.25、Mo：0.02、Al：0.010、V：0.15、Nb：0.015、Ti：0.010、N：0.017，另外，[H]为1.2ppm、[O]为9ppm，其余原来Fe。生产一种上述的代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢的方法，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→冷却→超声+漏磁探伤→判定→包装→称重→入库。经过LD的高纯净度钢精炼时，LF冶炼时Mn的含量以1.25%为目标，并且控制在1.20%-1.30%的范围内，RH吊包时将S线一次性性补喂到目标值，RH破空后定氢：[H]的含量以1.2ppm为目标，并且控制在≤2.5ppm的范围内，然后取样测温，根据氧氮仪分析结果进行N-Mn线的补喂，冶炼过程中不允许补喂Al线，LF冶炼结束后根据光谱成分中Al含量来确定加入硅钙线的含量，在RH真空过程中对Al2O3充分进行变性处理；所述目标值是指正常40Cr钢生产工艺中RH吊包时S线补喂的目标值。破空后立即喂入钛线、氮化锰包心线、硫线调整Ti、N、S的含量；其中Ti的含量以0.010%为目标，并且控制在0.007%-0.015%的范围内，其中N的含量以0.017%为目标，并且控制在0.015%-0.018%的范围内，其中S的含量以0.040%为目标，并且控制在0.030%-0.050%的范围内。软吹氩至成分均匀后吊包，并且控制吹氩流速，保证吹氩时间大于等于15分钟。钢料轧制前加热的炉温如下：第一加热段炉温：下加热温度为≤790℃、上加热温度为≤750℃，第二加热段炉温：下加热温度为810℃-890℃、上加热温度为790℃-870℃，均热段炉温：下加热温度为1010℃-1070℃、上加热温度为920℃-980℃，总加热时间为2h-3h。控轧时候的开轧温度为950℃、终轧温度为900℃、钢材冷却；轧制时，工件表面温度的温差为≤30℃。在终轧的时候，如果温度高于900℃，可以在执行终轧的轧机处等待工件温度为900℃之后再进行轧制。成品钢快速下冷床后进坑缓冷，入坑温度为380℃，出坑温度为≤200℃轧钢厂加强入坑平直摆放控制，防止压弯。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。实施例2代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢，其按照重量百分比（%）包括以下成分：C：0.39、Si：0.62、Mn：1.23、P：0.008、S：0.045、Cu：≤0.20、Cr：0.24、Mo：0.01、Al：0.012、V：0.14、Nb：0.016、Ti：0.012、N：0.016，另外，[H]为1.0ppm、[O]为10ppm，其余原来Fe。生产上述的代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢的方法，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→冷却→超声+漏磁探伤→判定→包装→称重→入库。经过LD的高纯净度钢精炼时，LF冶炼时Mn的含量以1.23%为目标，并且控制在1.20%-1.30%的范围内，RH吊包时将S线一次性性补喂到目标值，RH破空后定氢：[H]的含量以1.0ppm为目标，并且控制在≤2.5ppm的范围内，然后取样测温，根据氧氮仪分析结果进行N-Mn线的补喂，冶炼过程中不允许补喂Al线，LF冶炼结束后根据光谱成分中Al含量来确定加入硅钙线的含量，在RH真空过程中对Al2O3充分进行变性处理；所述目标值是指正常40Cr钢生产工艺中RH吊包时S线补喂的目标值。破空后立即喂入钛线、氮化锰包心线、硫线调整Ti、N、S的含量；其中Ti的含量以0.012%为目标，并且控制在0.007%-0.015%的范围内，其中N的含量以0.016%为目标，并且控制在0.015%-0.018%的范围内，其中S的含量以0.045%为目标，并且控制在0.030%-0.050%的范围内。软吹氩至成分均匀后吊包，并且控制吹氩流速，保证吹氩时间大于等于15分钟。钢料轧制前加热的炉温如下：第一加热段炉温：下加热温度为≤790℃、上加热温度为≤750℃，第二加热段炉温：下加热温度为810℃-890℃、上加热温度为790℃-870℃，均热段炉温：下加热温度为1010℃-1070℃、上加热温度为920℃-980℃，总加热时间为2h-3h。控轧时候的开轧温度为960℃、终轧温度为890℃、钢材冷却；轧制时，工件表面温度的温差为≤30℃。在终轧的时候，如果温度高于900℃，可以在执行终轧的轧机处等待工件温度为890℃之后再进行轧制。成品钢快速下冷床后进坑缓冷，入坑温度为360℃，出坑温度为≤200℃轧钢厂加强入坑平直摆放控制，防止压弯。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。实施例3代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢，其按照重量百分比（%）包括以下成分：C：0.37、Si：0.65、Mn：1.26、P：0.009、S：0.042、Cu：≤0.20、Cr：0.27、Mo：0.02、Al：0.008、V：0.17、Nb：0.017、Ti：0.008、N：0.016，另外，[H]为1.5ppm、[O]为11ppm，其余原来Fe。生产上述的代替40Cr调质钢的转向节用非调质钢的方法，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→冷却→超声+漏磁探伤→判定→包装→称重→入库。经过LD的高纯净度钢精炼时，LF冶炼时Mn的含量以1.26%为目标，并且控制在1.20%-1.30%的范围内，RH吊包时将S线一次性性补喂到目标值，RH破空后定氢：[H]的含量以1.5ppm为目标，并且控制在≤2.5ppm的范围内，然后取样测温，根据氧氮仪分析结果进行N-Mn线的补喂，冶炼过程中不允许补喂Al线，LF冶炼结束后根据光谱成分中Al含量来确定加入硅钙线的含量，在RH真空过程中对Al2O3充分进行变性处理；所述目标值是指正常40Cr钢生产工艺中RH吊包时S线补喂的目标值。破空后立即喂入钛线、氮化锰包心线、硫线调整Ti、N、S的含量；其中Ti的含量以0.008%为目标，并且控制在0.007%-0.015%的范围内，其中N的含量以0.016%为目标，并且控制在0.015%-0.018%的范围内，其中S的含量以0.042%为目标，并且控制在0.030%-0.050%的范围内。软吹氩至成分均匀后吊包，并且控制吹氩流速，保证吹氩时间大于等于15分钟。钢料轧制前加热的炉温如下：第一加热段炉温：下加热温度为≤790℃、上加热温度为≤750℃，第二加热段炉温：下加热温度为810℃-890℃、上加热温度为790℃-870℃，均热段炉温：下加热温度为1010℃-1070℃、上加热温度为920℃-980℃，总加热时间为2h-3h。控轧时候的开轧温度为940℃、终轧温度为880℃、钢材冷却；轧制时，工件表面温度的温差为≤30℃。在终轧的时候，如果温度高于900℃，可以在执行终轧的轧机处等待工件温度为880℃之后再进行轧制。成品钢快速下冷床后进坑缓冷，入坑温度为350℃，出坑温度为≤200℃轧钢厂加强入坑平直摆放控制，防止压弯。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。根据实施例1、实施例2和实施例3的组分和工艺生产锻造成的转向节零件的机械性能如表2所示：表2各实施例转向节的机械性能转向节性能Rm/MPaRp0.2/MPaZ(%)A(%)AKU2/JHB标准值要求≥850≥580≥20≥10≥35250~298实施例1921628441255280实施例2911637551553278实施例3908623521758273由表2可知，用实施例1、实施例2和实施例3的组分配比的钢各自通过实施例1、实施例2和实施例3的生产方法所生产制造出的工件，其各项性能都能超出客户的要求，并且远超国家标准；而且其成本控制合理，提高了产品的性价比和市场竞争力。结合图1和图2可知，所开发非调质钢的组织为珠光体+沿晶界分布的网状铁素体，珠光体片层间距（约0.2um）铁素体晶粒度级别为14级，并且非调质钢的珠光体形成如图2中左下角所示的短片无序结构，这些短片无序结构使得工件对于个方向的冲击性能都能得到保证。结合图3和图4可知，冲击断口形貌可为解理断裂特征以及少量韧窝。转向节横截面锻后流线均匀，通过韧窝的作用进一步保证了工件对于复杂受力情况的承受能力。结合图5和图6可知，本发明的钢所生产的工件的切削屑呈现C状，相较调质处理的40Cr钢所生产的工件的连续卷曲的切削屑而言不缠刀，在切削的时候，切削屑不会对刀具产生额外的磨损，从而延长了刀具的使用寿命。疲劳耐久指标是转向节使用过程中的重要性能指标之一。在长城汽车技术中心采用型号为LFH-50的动态伺服试验系统ACT2对本发明的非调质钢转向节进行了疲劳耐久试验。按规定载荷和频率对试样加载100万次。实验结束后，进行内部缺陷探伤。结果表明，本发明的非调质钢转向节100万次循环后试样无疲劳损伤，其耐久性可满足设计及使用要求。另外，随着该种钢所生产坯料直径的增加，可以通过提高加热炉各段炉温的温度、延长加热时间或提高轧制的温度等方法来实现较大直径坯料的轧制。当前第1页1 2 3