CN117230363A - 一种高淬透性结构钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高淬透性结构钢，其除Fe和不可避免的杂质外，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.40‑0.50％；Si：0.25‑0.45％；Mn：0.80‑1.20％；Cr：0.90‑1.20％；Mo：0.85‑1.15％；Ni：1.20‑2.50％；V：0.02‑0.08％；Ti：0.006‑0.012％；Al：0.055‑0.090％；N：0.0055‑0.0150％；B：0.0010‑0.0020％。相应地，本发明还公开了上述钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和炉外精炼：控制高真空脱气时间大于25min；(2)用大方坯连铸机浇注方坯：控制坯料心部碳偏析低于1.05；(3)初轧开坯；(4)加热；(5)盘条高速线材轧制；(6)斯太尔摩风机冷却；(7)球化热处理：控制保温温度为710‑890℃，保温时间为4‑35h，保温后缓慢冷却，冷却速度低于20℃/h；(8)加工处理；(9)调质热处理：控制淬火温度为860‑1050℃，然后进行水冷或油冷；控制回火温度为450‑690℃。

Description

一种高淬透性结构钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种高淬透性钢材及其制造方法。

背景技术

近年来，随着汽车、机械、建筑、轻工等行业的飞速发展，各类紧固件也开始广泛应用于各种场景之中。其中，采用紧固件连接具有简单便捷、可以多次拆卸重新装配、标准化程度高、成本低等诸多优点，在各种机械设备、车辆船舶、飞机卫星、铁路桥梁、建筑结构、工具器械、仪器仪表和生活用品等方面，都使用了各种各样、数量可观的紧固件。

“紧固件”是将两个或两个以上的零件(或构件)紧固连接成为一件整体时所采用的一类机械零件的总称。目前，紧固件主要用于汽车工业、电子工业和建筑及维修工业中。其中，在汽车工业上所采用的高强度紧固件共有四个性能等级，分别是8.8、9.8、10.9和12.9级，高强度(8.8级以上)螺栓紧固件需要承受较大的载荷，且受力状态非常复杂，所以这类螺栓多采用中碳或中碳合金钢制造，且本领域技术人员通常经过调质处理(淬火后再经高温回火)，以此来保证产品获得足够的强度和屈强比。此外，在汽车、机械、和建筑及维修行业中，还大量地使用着销、连杆、轴类零部件，其多采用高强度钢进行加工，此类部件同样要求具有很高的强度，以减小零件尺寸、提高连接强度。

一般而言，将紧固件、销、连杆、轴类等零件强度提高100MPa，重量约可减轻10％，其有利于降低钢材使用量。同时，提高钢材强度后，还可减小零件尺寸，有利于降低整体结构重量。因此，无论是在汽车行业、机械行业、建筑和维修行业，还是在电子行业中，均希望提高这些零件钢材的强度，以满足具体的应用要求。

此外，紧固件、销、连杆、轴类等零件往往会遭受交变载荷，其使用环境十分苛刻，在发生异常断裂时极易导致重大事故或造成重大经济损失。例如，在使用过程中，紧固件与大气、水、腐蚀性液体接触时极易发生锈蚀导致渗氢，其有可能会发生不可预测的延迟破坏性断裂，导致结构坍塌，特别是当钢强度提高后，这类失效更容易发生。

因此，为满足这些紧固件的长期安全使用需求，在实际设计紧固件材料时，除对强度有较高需求外，市场对于此类高强钢的综合力学性能、耐疲劳性能以及可靠性也均提出了极高的要求。

在当前现有技术中，目前大量使用的紧固件、销、连杆、轴类材料强度大多都低于1200MPa，如汽车、建筑行业通用最高强度紧固件为12.9级，其耐久性、耐疲劳性能往往成为更高强度材料应用的障碍。另外，由于风电、船舶、工程机械等领域使用螺栓尺寸规格较大，在设计时还需要提高合金的淬透性，以确保材料能够满足60mm以上大规格高强度零件加工要求。

由此，为了满足上述需求，当前急需开发出一种具有更高强度、更高塑韧性、更高淬透性和更优耐疲劳性的结构钢，以便于满足大规格高强度零件加工要求。

当前，已有部分国内外研究人员针对这一需求进行了深入研究，并取得了一定的研究成果：

例如：公开号为CN110468340A，公开日为2019年11月19日，名称为“一种14.9级高强度紧固件用钢盘条及其制备方法”的中国专利文献，公开了一种14.9级高强度紧固件用钢盘条及其制备方法，其在化学成分设计时，控制C含量的范围为0.44-0.48％，同时添加了V、Nb、Ti等多种合金元素，其中Ti含量控制范围为0.03-0.06％。该技术方案所设计的钢材具有较高的碳含量、合金添加量多，其实际生产困难度比较大。

又例如：公开号为CN110791715A，公开日为2020年2月14日，名称为“一种含铌钛耐大气腐蚀14.9级高强度螺栓用钢及其生产方法”的中国专利文献，公开了一种含铌钛耐大气腐蚀14.9级高强度螺栓用钢的生产方法，其化学成分为C：0.45％～0.50％、Si≤0.10％、Mn：0.40％～0.70％、Cr：1.20％～1.50％、Mo：0.80～1.00％、V：0.20％～0.40％、Nb：0.02％～0.07％、Ti：0.030-0.050、Ni：0.20％～0.30％、Cu：0.15％～0.35％、Alt：0.015％～0.040％等，热处理后力学性能Rm≥1400MPa，屈强比RP0.2/Rm≥0.9。在该技术方案中，该合金钢同样采用了高碳成分设计，其碳含量高于0.45％，并同时添加了V、Nb、Ti、Cu等多种合金元素，这种设计的合金成本较高，生产过程组织控制难度较大，且在轧制过程中易产生开裂现象。

再例如：公开号为CN113322410A，公开日为2021年8月31日，名称为“一种耐延迟断裂性能优异的高强度螺栓用钢及其制备方法”的中国专利文献，公开了一种耐延迟断裂性能优异的高强度螺栓用钢及其制备方法，其化学成分为碳：0.35～0.50％，锰：0.20～0.70％，铬：0.75～1.35％，钼：0.55～1.45％，钒：0.10～0.50％，铝：0.005～0.10％，硫：0～0.005％，硅：0.02～0.05％，钛：0.005～0.15％等，其中钛含量/氮含量≥3.5；铬、钼、钒三种元素含量之和≥1.75％；硫、氧、氮三种元素含量之和≤0.01％。在该技术方案中，所制得的高强度螺栓用钢的显微组织为铁素体+片层状珠光体+贝氏体，其主要通过控制铬、钼、钒析出物尺寸来达到高强度和高塑韧性的要求。

而不同于上述已有的技术方案，发明人采用了全新的设计，并期望提供一种可以加工抗拉强度在1550MPa以上的高强度紧固件、连杆、销、轴等零部件的高淬透性结构钢，这种高淬透性结构钢在具有较高强度的同时，还具有良好的淬透性、抗疲劳性及耐延迟断裂性能，其所加工的零部件在使用过程中能够长期安全有效地服役，其可以满足汽车、机械、建筑、电力电子行业对于大规格零件的加工需求。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种高淬透性结构钢，该高淬透性结构钢通过合理的化学成分设计，并配合微观组织、钢质纯净度设计控制，可以在获得高强度的同时，显著提升材料的淬透性、抗疲劳性及耐延迟断裂性能。

该高淬透性结构钢在使用过程中能够安全、长效地服役，其所加工的零部件在使用过程中能够长期安全有效地服役，其可以满足汽车、机械、建筑、电力电子行业对于大规格零件的加工需求，具有十分良好的推广前景和应用价值。

为了实现上述目的，本发明提供了一种高淬透性结构钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.40-0.50％；

Si：0.25-0.45％；

Mn：0.80-1.20％；

Cr：0.90-1.20％；

Mo：0.85-1.15％；

Ni：1.20-2.50％；

V：0.02-0.08％；

Ti：0.006-0.012％；

Al：0.055-0.090％；

N：0.0055-0.0150％；

B：0.0010-0.0020％；

所述高淬透性结构钢不含有Nb。

进一步地，在本发明所述的高淬透性结构钢中，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.40-0.50％；

Si：0.25-0.45％；

Mn：0.80-1.20％；

Cr：0.90-1.20％；

Mo：0.85-1.15％；

Ni：1.20-2.50％；

V：0.02-0.08％；

Ti：0.006-0.012％；

Al：0.055-0.090％；

N：0.0055-0.0150％；

B：0.0010-0.0020％；

余量为Fe和不可避免的杂质。

在本发明所述的高淬透性结构钢中，各化学元素的设计原理如下所述：

C：在本发明所述的高淬透性结构钢中，C元素是钢中必需的化学成分，C元素的含量直接决定了盘条及成品零件经调质热处理后的析出碳化物的数量，其极大的影响着合金的硬度和强度。为此，为了确保高淬透性结构钢的性能，需控制钢中C含量高于0.40％。但需要注意的是，钢中C元素含量也不宜过高，过高的C含量设计将导致材料中碳化物析出数量过多，碳化物尺寸长大，从而导致材料的塑韧性降低，并劣化材料的耐疲劳、抗延迟断裂性能。同时，过高的C含量易于在连铸过程中产生偏析，因此需控制C含量低于0.50％。基于此，在本发明所述的高淬透性结构钢中，将C元素的质量百分含量控制在0.40-0.50％之间。

Si：在本发明所述的高淬透性结构钢中，Si元素常在冶炼过程中作为脱氧剂加入钢中，其可以起到脱氧的作用。同时，固溶于合金铁素体相中的Si还会显著地提高材料的强度，钢中添加0.25％以上的Si时，可以有效提高钢材的淬透性。但需要注意的是，钢中Si元素含量同样不宜过高，过高含量的Si会降低材料的塑性，其会对材料的抗延迟断裂性能产生不利影响。基于此，在本发明所述的高淬透性结构钢中，将Si元素的质量百分含量控制在0.25-0.45％之间。

Mn：在本发明所述的高淬透性结构钢中，Mn元素在炼钢过程也常作为脱氧剂添加，同时Mn元素易与钢中的有害元素S结合形成MnS，进而降低S元素所带来的危害。此外，Mn也是钢中常用的强化元素，其能够起到固溶强化的作用，所形成的合金渗碳体具有更高的强度。因此，为发挥Mn元素的有益效果，需控制钢中Mn元素含量高于0.80％。但需要注意的是，钢中Mn元素含量同样不宜过高，当钢中Mn元素含量过高时，将会增大材料加热过程中晶粒粗化倾向，此外Mn元素还易促进残余元素的偏聚，因此需控制Mn元素的添加量低于1.20％。由此，在本发明所述的高淬透性结构钢中，将Mn元素的质量百分含量控制在0.80-1.20％之间。

Cr：在本发明所述的高淬透性结构钢中，Cr元素的添加有利于提高材料的淬透性，其在螺栓零部件进行调质处理过程中有利于细化组织，同时提高渗碳体强度，对材料的强度和塑性均有改善效果。同时Cr元素还有利于提高材料抗腐蚀性能，其能够降低钢材的氢脆敏感性。因此，为发挥Cr元素的有益效果，需控制钢中Cr元素的含量高于0.9％。相应地，为了防止出现马氏体异常组织，降低盘条组织控制难度，同时防止碳氮化物尺寸粗大，钢中Cr元素含量不宜过高，需控制钢中Cr元素的含量低于1.20％。基于此，在本发明所述的高淬透性结构钢中，将Cr元素的质量百分含量控制在0.90-1.20％之间。

Mo：在本发明所述的高淬透性结构钢中，添加Mo元素不仅有利于提高材料回火稳定性，还可以提高材料在高温回火下的强度和硬度，当Mo元素含量提高到0.85％以上后，有利于细化回火马氏体组织，细化M(N、C)和M₂₃C₆析出物尺寸，降低有害元素在晶界处的偏聚，提高材料疲劳性能和抗延迟断裂性能。但钢中Mo元素含量也不宜过高，当钢中Mo元素添加过多时，将会导致材料组织控制难度加大，并致使材料的成本增加。因此，综合考虑成本因素以及Mo元素的有益效果，在本发明所述的高淬透性结构钢中，将Mo元素的质量百分含量控制在0.85-1.15％之间。

Ni：在本发明所述的高淬透性结构钢中，Ni是奥氏体形成元素，其能够固溶于铁素体相中，并有利于提高材料的强度。同时，Ni元素还可以提高材料的淬透性，细化组织，在合金碳氮化物析出过程中Ni元素在界面处的富集将有利于提高界面结合力，提升材料韧性和耐疲劳性能。但需要注意的是，钢中Ni元素含量也不宜过高，过高的Ni含量不仅会导致材料生产过程中易于出现马氏体异常组织，其同时也会影响到合金成本。基于此，在本发明所述的高淬透性结构钢中，将Ni元素的质量百分含量控制在1.20-2.50％之间。

V、Ti：在本发明所述的高淬透性结构钢中，V、Ti元素极易与高强钢中的C、N元素反应析出碳氮化物，V、Ti的碳氮化可以作为氢陷阱，特别是当两者复合添加时，其所形成的析出物与钢中铁素体晶格错配度增大，晶格畸变能更大，对氢原子固定作用更强，可以有效降低其危害。基于此，为了充分发挥V元素的有益作用，在本发明所述的高淬透性结构钢中，将V元素的质量百分含量控制在0.02-0.08％之间，V的氮碳化物析出温度低于900℃，其析出物尺寸细化。

相应地，在本发明中，为了发挥Ti元素的有益效果，需控制钢中Ti元素的含量高于0.006％。但钢中Ti元素含量又不宜过高，Ti极易与N结合在钢熔炼过程中析出，当钢中Ti元素含量过高时，易形成大量尺寸粗大的氮化物，对材料塑韧性和疲劳性能不利，因此需控制钢中Ti元素的含量不高于0.012％。基于此，在本发明所述的高淬透性结构钢中，将Ti元素的质量百分含量控制在0.006-0.012％之间。通过V、Ti的复合添加可以将材料的晶粒度控制在6-9级范围，以在保证强塑性的同时，提高材料的淬透性。

Al、N：在本发明所述的高淬透性结构钢中，Al元素是炼钢过程中最有效的脱氧元素，但Al元素在脱氧过程中易生产出Al₂O₃颗粒，其具有尖锐的棱角，特别是当钢中氧含量过高时，对成品零件疲劳寿命、耐久性、耐延迟断裂性能都会产生极大影响，为保证零件的性能，需要将材料中氧含量控制到0.0010％以下，提升钢质纯洁度，同时提高钢中Al元素的含量。

在本发明中，Al元素能够配合N元素生成纳米级的AlN，利用纳米级AlN的析出，可以起到细化材料晶粒度、细化回火组织的目的，因此在本发明中需控制钢中的Al元素含量不低于0.055％。但需要注意的是，钢中Al元素含量也不宜过高，过高的Al含量将会导致形成过多氧化铝夹杂物，同时将促进析出物长大，因此需控制钢中Al元素的含量不高于0.090％。基于此，在本发明中，将Al元素的质量百分含量控制在0.055-0.090％之间。

同样地，N元素可以起到与Al配合生成纳米级AlN的作用，过高的N元素含量将会导致钢中的微合金析出物尺寸增大，降低材料的耐延迟断裂性能。因此，为了使得AlN充分析出，在本发明所述的高淬透性结构钢中，将N元素的质量百分含量控制在0.0055-0.0150％之间。

B：在本发明所述的高淬透性结构钢中，B元素的添加有利于阻止铁素体析出，提高材料的淬透性能。但钢中B元素含量也不宜过高，当B元素含量过高时，会形成大颗粒碳氮化物，在晶界处偏聚，导致材料的韧性变差，因此，在本发明所述的高淬透性结构钢中，将B元素的质量百分含量控制在0.0010-0.0020％之间。

进一步地，在本发明所述的高淬透性结构钢中，在其他不可避免的杂质中：P≤0.010％；S≤0.010％；O≤0.0010％，H≤0.0002％。

在本发明上述的技术方案中，P元素、S元素、O元素和H元素均是本发明所述的高淬透性结构钢中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低杂质元素的含量。

需要说明的是，杂质元素P和S含量过高将增加材料脆性，特别是当出现偏析时，其对于钢材的性能有较大影响，因此必须严格控制钢中P、S元素的含量，并将P控制为P≤0.010％，将S控制为S≤0.010％。

而O元素与Al元素易生产出Al₂O₃颗粒，其具有尖锐的棱角，特别是当钢中氧含量过高时，对成品零件疲劳寿命、耐久性、耐延迟断裂性能都会产生极大影响。因此，为保证高淬透性结构钢的性能，将O控制为O≤0.0010％。

进一步地，在本发明所述的高淬透性结构钢中，其还满足下述各式的至少其中一项：

1.2×Si+4×Mn+Ni≥4.8，

1000×(N-Ti/3.4)≥3；

其中Si、Mn、Ni、N和Ti代入各元素质量百分含量百分号前的数值。

在本发明上述的技术方案中，为了进一步发挥Si、Ni、Mn共同添加对淬透性有益效果，在一些优选的实施方式中，在控制单一化学元素质量百分含量的同时，还可以控制三种元素添加量需满足1.2×Si+4×Mn+Ni≥4.8。

此外，在控制单一化学元素质量百分含量的同时，还可以进一步地控制N、Ti的质量百分含量满足：1000×(N-Ti/3.4)≥3，控制V、Al的碳氮析出物尺寸小于95nm，在与Si、Cr、Mo元素优化添加降低元素扩散速率共同作用下，细化组织，使得材料调质热处理后马氏体等级不高于2级。通过析出强化和组织细化提升材料强度，以使材料在具有高强度的同时，保证具有良好的塑韧性。

进一步地，在本发明所述的高淬透性结构钢中，其微观组织为回火马氏体以及析出物。

进一步地，在本发明所述的高淬透性结构钢中，其回火马氏体的等级不高于2级。

进一步地，在本发明所述的高淬透性结构钢中，所述析出物包括V、Al的碳氮析出物，所述V、Al的碳氮析出物的尺寸小于95nm。

进一步地，在本发明所述的高淬透性结构钢中，其中单颗粒夹杂物的尺寸小于25μm。

进一步地，在本发明所述的高淬透性结构钢中，其奥氏体晶粒度为6-9级。

进一步地，在本发明所述的高淬透性结构钢中，其抗拉强度≥1550MPa，面缩率≥55％，疲劳寿命≥30万次，其淬火临界直径大于100mm。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种高淬透性结构钢的制造方法，该制造方法操作简便，采用该制造方法所获得的高淬透性结构钢在具有高强度，高塑韧性的同时，还具有很高的淬透性，其抗拉强度可达到1550MPa以上，同时具有极高的疲劳寿命，未来在汽车、机械、建筑、电力电子等领域都有非常广阔的应用前景，将给公司带来良好的经济效益和社会效益。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的高淬透性结构钢的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼和炉外精炼：控制高真空脱气时间大于25min；

(2)采用大方坯连铸机浇注方坯：控制坯料心部碳偏析低于1.05；

(3)初轧开坯；

(4)加热；

(5)盘条高速线材轧制；

(6)斯太尔摩风机冷却；

(7)球化热处理：控制保温温度为710-890℃，保温时间为4-35h，保温后缓慢冷却，冷却速度低于20℃/h；

(8)加工处理；

(9)调质热处理：控制淬火温度为860-1050℃；控制回火温度为450-690℃。

本发明以科学、合理的合金成分设计为基础，通过合金冶炼和炉外精炼、大方坯连铸、初轧开坯、加热、盘条高速线材轧制可以有效制备获得盘条。盘条轧制后需通过调整斯太尔摩风机分量冷却，以控制盘条阻止转变，优化盘条组织，经斯太尔摩冷却后，盘条能够获得良好的塑韧性。

在轧制成线材盘条，并完成斯太尔摩风机冷却后，需采用球化热处理工艺优化线材的组织性能，以确保材料的性能。在完成拉拔或矫直、冷镦或车削的零件外形加工处理步骤后，还需要配合优化设计的调质热处理工艺，方可得到抗拉强度≥1550MPa，面缩率≥55％，疲劳寿命≥30万次，淬火临界直径大于100mm的高淬透性结构钢。

在上述步骤(1)中，在实际进行冶炼和炉外精炼时，可以采用电炉或转炉进行冶炼，冶炼完成后进行炉外精炼，而炉外精炼则可以具体采用LF炉加VD或RH脱气处理工艺。

需要说明的是，在上述步骤(2)中，在采用大方坯连铸机浇注方坯时，在浇铸过程中可以采用惰性气体进行保护，例如：氩气。操作人员可以通过调整连铸过程中拉速、冷却及末端轻压下参数以控制坯料心部碳偏析低于1.05。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，采用二火成材工艺将连铸坯在1100-1380℃温度下初轧开坯为方坯料。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，加热温度为980-1150℃，保温时间为2.0-4.0h。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，控制轧制速度为8-120m/s，精轧机组进口温度为770-980℃，减定径机组进口温度为760-960℃，吐丝温度为750-920℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，控制斯太尔摩线14台风机分量调整范围为：F1-F6风机风量为0-40％，F7-F12风机风量为0-45％，F13-F14风机风量为0-50％。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(8)中，其包括拉拔工艺，控制拉拔减面率为5-35％。

本发明所述的高淬透性结构钢及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：

在当前现有的汽车、机械、建筑、电力电子等领域中，常需要使用大量的紧固件、轴、销、连杆等零件，其通常采用高强钢加工，目前该类材料强度低于1200MPa，这种钢材的淬透性、耐久性、耐疲劳性能往往成为零部件应用的障碍。而为了满足零部件高强化、小型化发展需求，同时实现风电、船舶、工程机械等领域对于大规格零部件的使用需求，需要提高合金钢材的淬透性。

相较于现有技术中的紧固件用钢，本发明所述的高淬透性结构钢在合金成分设计、机械性能和疲劳寿命等方面具有十分显著的优势。

在本发明中，发明人设计了一种可以加工1550MPa以上高强度紧固件、轴、销等零件的紧固件用钢，该钢种通过合金成分、组织、钢质纯净度设计控制，可以在具有较高强度的同时，显著提升自身的淬透性、抗疲劳性以及耐延迟断裂性能，以使得其所加工零部件在使用过程中能够安全、长效地服役，进而满足汽车、机械、建筑、电子等行业对于高强大规格零件的使用需求。

本发明所设计的高淬透性结构钢在经调质热处理后的微观组织为细化回火马氏体组织以及析出物，其晶粒度为6-9级，V、Al的碳氮析出物的尺寸小于95nm，其马氏体的等级不高于2级，组织均匀细化，且钢中单颗粒夹杂物尺寸小于25um，钢质纯净。

该高淬透性结构钢的抗拉强度可≥1550MPa，面缩率≥55％，疲劳寿命≥30万次，淬火临界直径大于100mm，其淬透性、抗延迟断裂性能较常规高强度零部件用结构钢显著提高，可满足汽车、机械、建筑、电力电子等行业对于高强大规格螺栓、轴、销、连杆等零件的长寿命、安全可靠使用要求，具有十分良好的推广前景和应用价值。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例对本发明所述的高淬透性结构钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-15和对比例1-4

本发明所述实施例1-15的高淬透性结构钢均采用以下步骤制得：

(1)按照表1-1和表1-2所示的化学成分进行冶炼和炉外精炼：经电炉或转炉冶炼后进行LF炉精炼和VD处理，冶炼过程中调整合成渣成分和加入量，控制钢中P、S元素含量分别均低于0.010％，同时控制高真空脱气时间大于25min，控制钢中O含量低于0.0010％，控制钢中H含量低于0.0002％。

(2)采用大方坯连铸机浇注方坯：在浇铸过程中采用氩气保护，控制大方坯尺寸为240-550mm，通过调整连铸过程中拉速、冷却及末端轻压下参数，以控制坯料心部碳偏析低于1.05。

(3)初轧开坯：采用二火成材工艺将连铸坯在1100-1380℃温度下初轧开坯为135-240mm的方坯料，方坯料经涡流探伤、磁粉探伤、砂轮修模、补充磁粉探伤及修模后，送入加热炉加热。

(4)加热：控制加热温度为980-1150℃，保温时间为2.0-4.0h。

(5)盘条高速线材轧制：控制轧制速度为8-120m/s，精轧机组进口温度为770-980℃，减定径机组进口温度为760-960℃，吐丝温度为750-920℃，最终轧制获得尺寸规格为Ф5.5-28mm的盘条。

(6)斯太尔摩风机冷却：设置有斯太尔摩线14台风机，控制斯太尔摩线14台风机分量调整范围为，F1-F6风机风量为0-40％，F7-F12风机风量为0-45％，F13-F14风机风量为0-50％。

(7)球化热处理：控制保温温度为710-890℃，保温时间为4-35h，保温后缓慢冷却，冷却速度低于20℃/h。

(8)加工处理：进行拉拔或矫直、冷镦或车削，当采用拉拔工艺时，控制盘条的拉拔减面率为5-35％。

(9)调质热处理：控制淬火温度为860-1050℃，然后进行水冷或油冷；控制回火温度为450-690℃。

需要说明的是，在本发明中，实施例1-15的高淬透性结构钢的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明设计规范要求。为了体现本申请实施例1-15的优越性，发明人还设计了四组对比例，即对比例1-4，对比例1-4的对比钢材的化学成分设计可以参见下述表1-1和表1-2。

对比例1-4的对比钢材虽然同样采用上述的：冶炼和炉外精炼、采用大方坯连铸机浇注方坯、初轧开坯、加热、盘条高速线材轧制、斯太尔摩风机冷却、球化热处理、加工处理和调质热处理的工艺流程制得，但其化学成分及相关工艺参数均存在未能满足本发明设计要求的参数。

表1-1列出了实施例1-15的高淬透性结构钢和对比例1-4的对比钢材的各化学元素的质量百分配比。

表1-1.(wt％，余量为Fe和除P、S、O、H以外其他不可避免的杂质)

表1-2列出了实施例1-15的高淬透性结构钢以及对比例1-4的对比钢材中的元素协同配比关系。

表1-2.

编号	1000×(N-Ti/3.4)	1.2×Si+4×Mn+Ni
			实施例1	12.6	5.7
实施例2	3.7	7.6
			实施例3	6.6	5.7
实施例4	5.7	6.1
			实施例5	4.9	5.3
实施例6	6.5	5.4
			实施例7	5.7	6.4
实施例8	6.1	7.5
			实施例9	3.5	7.4
实施例10	9.0	6.4
			实施例11	10.9	5.7
实施例12	7.4	6.0
			实施例13	3.9	5.2
实施例14	5.0	5.6
			实施例15	7.1	6.3
对比例1	6.5	3.4
			对比例2	-37.6	0.9
对比例3	-4.2	3.2
			对比例4	6.6	2.3

注：上表1-2中，式子“1000×(N-Ti/3.4)”和“1.2×Si+4×Mn+Ni”中的Si、Mn、Ni、N和Ti均分别代入各元素质量百分含量百分号前的数值。

表2-1和表2-2列出了实施例1-15的高淬透性结构钢以及对比例1-4的对比钢材在上述工艺步骤中的具体工艺参数。

表2-1.

表2-2.

将通过上述工艺步骤得到的成品实施例1-15的高淬透性结构钢以及对比例1-4的对比钢材分别取样，并对各实施例和对比例的零件的微观组织进行观察和分析，具体观察分析结果列于下述表3之中。

表3列出了针对实施例1-15的高淬透性结构钢以及对比例1-4的对比钢材的微观组织的观察结果。

表3.

从上述表3之中不难看出，在本发明中，所制备的实施例1-15的高淬透性结构钢的微观组织均为回火马氏体以及析出物，且其回火马氏体等级不高于2级，其最大碳氮析出物的尺寸在45-94nm之间，其奥氏体晶粒度等级为6-9级，最大单颗粒夹杂物的尺寸在10-24μm之间。

相应地，完成上述各实施例和对比例的微观组织观察后，可以再次采集获得的成品实施例1-15的高淬透性结构钢以及对比例1-4的对比钢材，并对成品实施例1-15的高淬透性结构钢以及对比例1-4的对比钢材的性能进行检测，以得到各实施例和对比例钢材的性能，并将性能测试所获得的结果列于下述表4之中。

相关性能测试手段如下所述：

拉伸试验：GB/T 228.1金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法对各实施例和对比例钢材进行试验测试，以获得各实施例和对比例钢材所对应的抗拉强度Rm和面缩率Z。

疲劳寿命测试：GB/T 13682-1992螺纹紧固件轴向载荷疲劳试验方法，对各实施例和对比例的钢材进行疲劳寿命测试，以获得各实施例和对比例钢材的疲劳寿命。

淬火临界直径测试：根据GB/T 225-2006淬透性的末端淬火实验方法，对各实施例和对比例钢材进行试验测试，以获得各实施例和对比例钢材所对应的淬火临界直径。

在本发明中，实施例和对比例的钢材的高淬透性由其淬火临界直径进行体现：零件的淬火临界直径越大，则表示其淬透性越高；零件的淬火临界直径越小，则表示其淬透性越低。

表4列出了实施例1-15的高淬透性结构钢以及对比例1-4的对比钢材的相关性能检测结果。

表4.

从表4中可以看出，相较于对比例1-4的对比钢材，本发明所述实施例1-15的高淬透性结构钢在性能和疲劳寿命上方面均具有显著优势，特别是在淬透性上，本申请实施例1-15的高淬透性结构钢的淬火临界直径均远大于对比例1-4的对比钢材，因此实施例1-15的淬透性均远高于对比例1-4的对比钢材。

如上述表4所示，在本发明中，实施例1-15的高淬透性结构钢的抗拉强度Rm均在1568～1599MPa之间，其面缩率Z在57-66％之间，疲劳寿命在389043-430957次之间，且其淬火临界直径在108-135mm之间。

由此可见，相较于现有技术中的紧固件用钢，在本发明中，各实施例的高淬透性结构钢在合金成分设计、机械性能、疲劳寿命等方面具有十分显著的优势。本发明所设计的这种钢材，可以在确保零件在具备高强度的同时，还具备高塑韧性、高淬透性以及优异的抗疲劳、耐延迟断裂性能，使得制得的零部件在使用过程中能够安全、长期地服役，其可以有效满足汽车、机械、建筑、电子行业的使用需求，具有十分良好的推广前景和应用价值，将给公司带来良好的经济效益和社会效益。

需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (16)

1.一种高淬透性结构钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其特征在于，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.40-0.50％；

Si：0.25-0.45％；

Mn：0.80-1.20％；

Cr：0.90-1.20％；

Mo：0.85-1.15％；

Ni：1.20-2.50％；

V：0.02-0.08％；

Ti：0.006-0.012％；

Al：0.055-0.090％；

N：0.0055-0.0150％；

B：0.0010-0.0020％；

所述高淬透性结构钢不含有Nb。

2.如权利要求1所述的高淬透性结构钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.40-0.50％；

Si：0.25-0.45％；

Mn：0.80-1.20％；

Cr：0.90-1.20％；

Mo：0.85-1.15％；

Ni：1.20-2.50％；

V：0.02-0.08％；

Ti：0.006-0.012％；

Al：0.055-0.090％；

N：0.0055-0.0150％；

B：0.0010-0.0020％；

余量为Fe和不可避免的杂质。

3.如权利要求1或2所述的高淬透性结构钢，其特征在于，在其他不可避免的杂质中：P≤0.010％；S≤0.010％；O≤0.0010％，H≤0.0002％。

4.如权利要求1或2所述的高淬透性结构钢，其特征在于，其还满足下述各式的至少其中一项：

1.2×Si+4×Mn+Ni≥4.8，

1000×(N-Ti/3.4)≥3；

其中Si、Mn、Ni、N和Ti代入各元素质量百分含量百分号前的数值。

5.如权利要求1或2所述的高淬透性结构钢，其特征在于，其微观组织为回火马氏体以及析出物。

6.如权利要求5所述的高淬透性结构钢，其特征在于，回火马氏体的等级不高于2级。

7.如权利要求5所述的高淬透性结构钢，其特征在于，所述析出物包括V、Al的碳氮析出物，所述V、Al的碳氮析出物的尺寸小于95nm。

8.如权利要求1或2所述的高淬透性结构钢，其特征在于，其中单颗粒夹杂物的尺寸小于25μm。

9.如权利要求1或2所述的高淬透性结构钢，其特征在于，其奥氏体晶粒度为6-9级。

10.如权利要求1或2所述的高淬透性结构钢，其特征在于，其抗拉强度≥1550MPa，面缩率≥55％，疲劳寿命≥30万次，其淬火临界直径大于100mm。

11.如权利要求1-10中任意一项所述的高淬透性结构钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：

(1)冶炼和炉外精炼：控制高真空脱气时间大于25min；

(2)采用大方坯连铸机浇注方坯：控制坯料心部碳偏析低于1.05；

(3)初轧开坯；

(4)加热；

(5)盘条高速线材轧制；

(6)斯太尔摩风机冷却；

(7)球化热处理：控制保温温度为710-890℃，保温时间为4-35h，保温后缓慢冷却，冷却速度低于20℃/h；

(8)加工处理；

(9)调质热处理：控制淬火温度为860-1050℃；控制回火温度为450-690℃。

12.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，采用二火成材工艺将连铸坯在1100-1380℃温度下初轧开坯为方坯料。

13.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，加热温度为980-1150℃，保温时间为2.0-4.0h。

14.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(5)中，控制轧制速度为8-120m/s，精轧机组进口温度为770-980℃，减定径机组进口温度为760-960℃，吐丝温度为750-920℃。

15.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(6)中，控制斯太尔摩线14台风机分量调整范围为：F1-F6风机风量为0-40％，F7-F12风机风量为0-45％，F13-F14风机风量为0-50％。

16.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(8)中，其包括拉拔工艺，控制拉拔减面率为5-35％。