CN115216700B - 一种1700MPa级紧固件用钢及其生产方法和热处理工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了种1700MPa级紧固件用钢及其生产方法和热处理工艺，成分：C0.40％‑0.60％、Si0.35％‑0.55％、Mn1.20％‑1.50％、Cr1.20％‑1.40％、Nb0.020％‑0.050％、Co0.80％‑1.00％、Mo0.30％‑0.50％、Zr0.015％‑0.035％、La0.010％‑0.020％、Alt0.040％‑0.060％、N0.010％‑0.020％、T.O≤0.0015％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。通过配方设计和生产工艺设计，提高钢的综合性能，经过上述热处理后，强度级别可达到1700MPa级别，600℃高温下屈服强度下降度＜20％。
Description
技术领域
本发明属于紧固件用钢技术领域，尤其涉及一种1700MPa级紧固件用钢及其生产方法和热处理工艺。
背景技术
紧固件因其具有承载能力强、可靠性高、施工简便、经济性好等优点，得到高速的发展和广泛的应用。由于世界资源的短缺，以提高紧固件强度来减小紧固件的尺寸、重量和数量而实现结构轻量化是紧固件的发展趋势，高强度螺栓连接已达90％以上。工业发达国家中大批紧固件企业转向生产高强度、高精度、特殊和专用紧固件为主。
随着汽车、机械、建筑、轻工等各个生产部门的发展，对制造各类紧固件(如螺栓、螺钉、螺母等)使用的材料提出了愈来愈高的要求，如汽车的高性能化和轻重化、建筑结构的高层化以及大桥的超长化等，对作为联接部件的螺栓提出了更高设计应力和轻量化的要求，在这方面尤以汽车制造业的要求最为强烈，原有的汽车用螺栓，尤其是发动机用高强度螺栓已难以满足汽车发动机高应力化的要求。对此，最有效的措施便是螺栓钢的高强度化，如在美国，汽车使用的螺栓强度级别均在9.8级以上。目前，一些汽车、建设机械用螺栓甚至要求强度在于1500MPa甚至更高。
但目前我国紧固件用紧固件用钢强度级别偏低，且耐高温性能差，无法满足未来紧固件的发展需求。
发明内容
本发明的目的在于提供一种1700MPa级紧固件用钢及其生产方法，通过成分设计和工艺生产，获得综合性能优异的钢。
本发明还有一个目的在于提供一种1700MPa级紧固件用钢的热处理工艺，热处理之后能抗拉强度≥1700MPa，屈强比≥0.90，延伸率≥9％，面缩率≥45％，具有优秀的耐延迟断裂性能：耐延迟断裂强度比≥0.83，缺口敏感度NSR值≥1.65；此外还具有优秀的高温性能：600℃高温下屈服强度下降度＜20％。适用于制作具有高温使用场景的1700MPa级紧固件。
本发明具体技术方案如下：
一种1700MPa级紧固件用钢，包括以下质量百分比成分：
C 0.40％-0.60％、Si 0.35％-0.55％、Mn 1.20％-1.50％、Cr 1.20％-1.40％、Nb0.020％-0.050％、Co 0.80％-1.00％、Mo 0.30％-0.50％、Zr 0.015％-0.035％、La0.010％-0.020％、Al 0.040％-0.060％、N 0.010％-0.020％、O≤0.0015％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
优选的，所述1700MPa级紧固件用钢，包括以下质量百分比成分：
C 0.43％-0.55％、Si 0.38％-0.51％、Mn 1.23％-1.45％、Cr 1.26％-1.36％、Nb0.027％-0.044％、Co0.83％-0.95％、Mo 0.34％-0.46％、Zr 0.018％-0.032％、La0.012％-0.018％、Al 0.044％-0.057％、N 0.010％-0.019％、O≤0.0015％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
所述1700MPa级紧固件用钢的成分满足：Al/N≥3.0；
所述1700MPa级紧固件用钢的成分满足：R值≥0.17，R＝0.054×(％Cr)+0.063×(％Mo)+0.093×(％Co)+0.125×(％Zr)。R值是将Cr、Mo、Co、Zr对钢的耐热性能产生影响的程度以及对于各元素的影响度进行加权并相加的方式进行评价的指标，Cr、Mo、Co、Zr是本发明钢种主要的提高耐热性能的元素。
进行以下实验：采用C 0.40％-0.60％、Si 0.35％-0.55％、Mn 1.20％-1.50％、Cr1.20％-1.40％、Nb 0.020％-0.050％、Co 0.80％-1.00％、Mo 0.30％-0.50％、Zr0.015％-0.035％、La 0.010％-0.020％、Al 0.040％-0.060％、N 0.010％-0.020％、T.O≤0.0015％，其余为Fe和其它不可避免的杂质。且满足Al/N≥3.0要求的各种钢材，通过中试真空冶炼进行炼钢并进行圆棒锻造，而后进行880℃淬火、油冷+550℃回火的热处理，热处理后进行常温和600℃高温力学性能，高温力学拉伸按GB/T4338《金属材料高温拉伸试验方法》进行。计算600℃下屈服强度和常温下屈服强度的比值，比值≥0.80则说明其具有优良的耐热性能，该比值和R值的关系图见图1，可见只有R值≥0.17以上，才能保证足够的耐热性能。
本发明提供的一种1700MPa级紧固件用钢的生产方法，包括以下工艺流程:
电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→380mm-500mm大方坯连铸→大方坯加热→140mm×140mm-250mm×250mm小方坯开坯→小方坯加热→高速线材低温轧制→斯太尔摩冷却线冷却→Φ5.5-35mm盘条成品。
所述380mm-500mm大方坯连铸：连铸时采用电磁搅拌，在结晶器中加入La线调整La含量，全程采用保护浇铸，一次冷却水流量100-120m3/h，二次冷却比水量1.0-1.2l/kg。超过以上最大限则可能出现铸坯裂纹，且导致柱状晶生长造成粗晶，低于以上最低限则导致拉速低，生产效率不足。
所述大方坯加热具体为：控制连铸大方坯加热的均热温度1230-1300℃，如果均热温度低于1230℃，大方坯内部无法充分加热，Cr、Mo、Co、Zr合金元素也不能均匀扩散，造成开坯时设备负担大，且导致钢由于偏析出现性能不均匀；如果高于1300℃，奥氏体晶粒开始变粗大，同时脱碳倾向大大增加；
所述小方坯加热具体为：控制轧制小方坯加热的均热温度1050-1150℃，如果均热温度低于1050℃，Cr、Mo、Co、Zr合金元素也不能均匀扩散，导致钢出现成分偏析呈现脆性；如果高于1150℃，会出现全脱碳；
所述高速线材低温轧制具体为：控制精轧温度在770-810℃，本发明钢AC3点为750℃，该温度范围为AC3点以上20-60℃，利用奥氏体区大压下量剧烈热形变诱导铁素体相变，以及足够的AlN及Nb的碳氮化物在晶界的钉轧作用增加形核点，得到超细晶组织，晶粒尺寸≤6μm，从而获得高的强塑性。
控制减定径温度750-770℃，如果减定径温度低于750℃，会造成后续轧制的设备负担过大；如果高于770℃，可能导致后道吐丝温度提高，在进入保温罩前尚未达到相变温度，难以在斯太尔摩线上完成全部相变，在集卷时大量相变为马氏体组织，造成盘条脆性断裂；
控制吐丝温度755-775℃，如果吐丝温度低于755℃，在进入保温罩前即进入相变阶段；如果高于775℃，在进入保温罩前尚未达到相变温度，难以在斯太尔摩线上完成全部相变，在集卷时大量相变为马氏体组织，造成盘条脆性断裂；
所述斯太尔摩冷却线冷却具体为：控制保温段罩盖全关，盘条冷却速度控制不高于0.2℃/s，通过缓冷得到面积占比70％-85％的珠光体和铁素体、面积占比15％-30％的少量贝氏体的理想组织。
本发明设计思路如下：
C：C是钢中最基本有效的强化和淬透性元素。但随着其含量增大，延展性降低，且增加螺栓延迟断裂风险性。C含量控制在0.40％-0.60％。进一步优选为C 0.43％-0.55％。
Si：Si是钢中强化的重要元素，通过固溶作用提高钢的强硬度。但Si元素的提高会增加钢中碳的扩散，加剧钢材的脱碳。Si含量控制在0.35％-0.55％。进一步优选为Si0.38％-0.51％。
Mn：Mn和Fe形成固溶体，提高钢中铁素体和奥氏体的硬度和强度，同时Mn是提高奥氏体组织的稳定性，显著提高钢的淬透性。但过量的Mn会降低钢的塑性，提高材料的缺口敏感性，且增加晶界的偏析，导致晶界强度降低，延迟断裂风险性增加。Mn含量控制在1.20％-1.50％。进一步优选为Mn 1.23％-1.45％。
Cr：Cr元素在钢中显著提高强韧性，其以碳化物形式析出，增加氢捕获点，提高耐延迟断裂性。Cr熔点高，提高钢的热强性和抗蠕变性，还使钢有良好的高温抗氧化性和耐氧化性腐蚀性，但过量的Cr增加钢的回火脆性倾向。Cr含量控制在1.20％-1.40％。进一步优选为Cr 1.26％-1.36％。
Nb：Nb是非常有效的细化晶粒的微合金化元素，Nb在钢中的特点就是提高奥氏体的再结晶温度，从而达到细化奥氏体晶粒的目的，以提高钢的强塑性。本发明钢中还利用Nb的碳化物较稳定的作用，能将碳固定而促使铬、钼等合金元素更多地溶入固溶体，促进高温时固溶强化。但过量的Nb的强化作用不再明显，且增加钢的裂纹敏感性。Nb含量控制在0.020％-0.050％。进一步优选为Nb0.027％-0.044％。
Co：Co是非碳化物形成元素，在钢中可强化铁素体。同时Co具有抗氧化性能，可显著提高了钢的热稳定性和耐热性。过量的Co添加会导致材料韧性下降，同时增加钢的脱碳敏感性。Co含量控制在0.80％-1.00％。进一步优选为Co 0.83％-0.95％。
Mo：Mo在钢热处理后多以第二相粒子或夹杂广泛弥漫存在于基体材料中，而原子对氢有较大的吸附作用，即有良好的抗氢蚀能力，是非常有效延缓紧固件延迟断裂的元素。同时Mo也是增加淬透性和析出硬化元素，Mo还在晶界处析出，强化晶界，有效改善高温下晶界弱化的情况。但Mo含量过剩会恶化钢的冷加工性能。Mo含量控制在0.30％-0.50％。进一步优选为Mo 0.34％-0.46％。
Zr：Zr是强碳化物形成元素，生产细小弥散碳化物，与基体共格钉扎位错，阻碍枝晶长大及晶界迁移，生成晶须和细化晶粒。此外Zr可固溶于奥氏体中，对淬透性的增加有显著作用。此外Zr和Mo一样，在易在晶界处析出，在高温时具有显著的晶界强化作用。但过多的Zr元素会导致生成脆性夹杂。Zr含量控制在0.015％-0.035％。进一步优选为Zr0.018％-0.032％。
La：钢中添加适量的La元素，可使MnS、A12O3等夹杂变质为稀土夹杂，有良好的脱氧、脱硫作用。La元素微小的固态质点提供了异质晶核，或在结晶界面上偏聚，阻碍了晶胞长大，提高钢的常温力学性能。过量的La作用不再明显。La含量控制在0.010％-0.020％。进一步优选为La 0.012％-0.018％。
Al和N：Al是较强脱氧元素，同时提高钢的抗氧化性能，铝脱氧能力比硅、锰强得多。本发明中铝在钢中和N形成化合物，在晶界钉轧，显著细化晶粒，通过细晶从而提高钢的力学性能。Al含量控制在0.040％-0.060％。进一步优选为Al 0.044％-0.057％。N含量控制在0.010％-0.020％。进一步优选为N0.010％-0.019％。同时为了得到最佳的细晶效果，控制Al/N≥3.0。
O：氧在钢中形成氧化物夹杂，控制T.O≤0.0015％。
本发明提供的一种1700MPa级紧固件用钢的热处理工艺，包括淬火和回火；
所述淬火为：880-910℃淬火，保温时间为直径(mm)×(2-3)min；淬火后油冷；
所述回火为：530-580℃回火，保温时间为直径(mm)×(5-7)min；回火后空冷。
经过上述热处理后，产品力学性能达到1700Mpa级，Rm≥1700MPa，Rp0.2≥1500MPa，延伸率A≥9％，面缩率Z≥45％，屈强比≥0.90，具有优秀的耐延迟断裂性能：耐延迟断裂强度比≥0.83，缺口敏感度NSR值≥1.65；此外还具有优秀的高温性能：600℃高温下屈服强度下降度＜20％。适用于制作具有高温使用场景的1700MPa级紧固件。
由于随着钢强度级别的提高，其内应力增大，材料越容易吸氢，引起氢致延迟断裂敏感性的提高，在开发更高强度级别的紧固件用钢时，需要尤其注重其耐延迟断裂性能。本发明设计的超高强韧紧固件用钢通过配方设计和生产工艺设计、热处理工艺设计，主要设计思路有：(1)由于钢在高温下晶界会发生弱化，严重恶化钢的强韧性，因此本发明钢添加Mo、Zr元素，其易在晶界析出，在高温下起到晶界强化作用；(2)此外本发明钢的高温强度关键依靠固溶强化和晶界强化，为了保证Cr、Mo、Co、Zr更多的在基体中固溶，本发明钢添加强碳化物形成元素Nb，结合合适的热处理工艺，能将碳固定而促使Cr、Mo等合金元素溶入固溶体足够；(3)由于本发明钢常温强度级别较高，延迟断裂风险显著增加，故通过Mo、Nb、Cr元素加之合适的生产工艺和热处理工艺，在钢中形成和基体共格，形成大量的氢陷阱，降低钢的耐氢致延迟断裂风险。
与现有技术相比，本发明设计的1700MPa级紧固件用钢通过配方设计和生产工艺设计，提高钢的综合性能，经过上述热处理后，强度级别可达到1700MPa级别，产品抗拉强度≥1700MPa，屈强比≥0.90，延伸率≥9％，面缩率≥45％，具有优秀的耐延迟断裂性能：耐延迟断裂强度比≥0.83，缺口敏感度NSR值≥1.65；此外还具有优秀的高温性能：600℃高温下屈服强度下降度＜20％。适用于制作具有高温使用场景的1700MPa级紧固件。
附图说明
图1为600℃下屈服强度和常温下屈服强度的比值和R值的关系图；
图2为实施例1热处理后组织；回火索氏体基体内有大量固溶合金，晶界上有较多细小碳化物析出。
具体实施方式
实施例1-实施例7
一种1700MPa级紧固件用钢，包括以下质量百分比成分：如表1所示，表1没有显示的余量为Fe和不可避免的杂质。
对比例1-对比例3
一种紧固件用钢，包括以下质量百分比成分：如表1所示，表1没有显示的余量为Fe和不可避免的杂质。
表1各实施例和对比例紧固件用钢的成分(单位：wt％)
| 案例 | C | Si | Mn | Cr | Nb | Zr | Co |
| 实施例1 | 0.4 | 0.35 | 1.5 | 1.31 | 0.02 | 0.035 | 0.8 |
| 实施例2 | 0.6 | 0.55 | 1.2 | 1.2 | 0.033 | 0.015 | 1 |
| 实施例3 | 0.45 | 0.43 | 1.37 | 1.4 | 0.05 | 0.023 | 0.85 |
| 实施例4 | 0.51 | 0.39 | 1.23 | 1.25 | 0.041 | 0.019 | 0.92 |
| 实施例5 | 0.49 | 0.48 | 1.45 | 1.37 | 0.024 | 0.032 | 0.89 |
| 实施例6 | 0.56 | 0.51 | 1.29 | 1.34 | 0.038 | 0.026 | 0.95 |
| 实施例7 | 0.52 | 0.46 | 1.35 | 1.24 | 0.046 | 0.031 | 0.83 |
| 对比例1 | 0.51 | 0.43 | 1.42 | 1.31 | 0.033 | 0.033 | 0.89 |
| 对比例2 | 0.49 | 0.41 | 1.29 | 1.23 | 0.038 | 0.016 | 0.81 |
| 对比例3 | 0.41 | 0.23 | 1.41 | 1.05 | / | / | / |
| 案例 | Mo | La | Al | N | O | Al/N | R值 |
| 实施例1 | 0.5 | 0.015 | 0.04 | 0.012 | 0.0011 | 3.33 | 0.181 |
| 实施例2 | 0.3 | 0.01 | 0.06 | 0.02 | 0.0009 | 3 | 0.179 |
| 实施例3 | 0.37 | 0.02 | 0.045 | 0.014 | 0.0008 | 3.21 | 0.181 |
| 实施例4 | 0.36 | 0.017 | 0.058 | 0.013 | 0.0014 | 4.46 | 0.178 |
| 实施例5 | 0.41 | 0.013 | 0.049 | 0.015 | 0.0009 | 3.27 | 0.187 |
| 实施例6 | 0.34 | 0.014 | 0.051 | 0.016 | 0.0008 | 3.19 | 0.185 |
| 实施例7 | 0.48 | 0.016 | 0.055 | 0.018 | 0.001 | 3.06 | 0.178 |
| 对比例1 | 0.41 | 0.015 | 0.045 | 0.019 | 0.0009 | 2.37 | 0.183 |
| 对比例2 | 0.35 | 0.017 | 0.052 | 0.017 | 0.001 | 3.06 | 0.166 |
| 对比例3 | 0.21 | / | 0.032 | 0.0052 | 0.0011 | 6.15 | 0.07 |
各实施例和对比例的钢生产包括以下工艺流程:
电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→380mm-500mm大方坯连铸→大方坯加热→140mm×140mm-250mm×250mm小方坯开坯→小方坯加热→高速线材低温轧制→斯太尔摩冷却线冷却→Φ5.5-35mm盘条成品。
其中，
连铸时采用电磁搅拌，在结晶器中加入La线调整La含量，全程采用保护浇铸，一次冷却水流量100-120m3/h，二次冷却比水量1.0-1.2l/kg。超过以上最大限则可能出现铸坯裂纹，且导致柱状晶生长造成粗晶，低于以上最低限则导致拉速低，生产效率不足。
控制连铸大方坯加热的均热温度1230-1300℃，如果均热温度低于1230℃，大方坯内部无法充分加热，Cr、Mo、Co、Zr合金元素也不能均匀扩散，造成开坯时设备负担大，且导致钢由于偏析出现性能不均匀；如果高于1300℃，奥氏体晶粒开始变粗大，同时脱碳倾向大大增加；
控制轧制小方坯加热的均热温度1050-1150℃，如果均热温度低于1050℃，Cr、Mo、Co、Zr合金元素也不能均匀扩散，导致钢出现成分偏析呈现脆性；如果高于1150℃，会出现全脱碳；
控制精轧温度在770-810℃，本发明钢AC3点为750℃，该温度范围为AC3点以上20-60℃，利用奥氏体区大压下量剧烈热形变诱导铁素体相变，以及足够的AlN及Nb的碳氮化物在晶界的钉轧作用增加形核点，得到超细晶组织，晶粒尺寸≤6μm，从而获得高的强塑性。
控制减定径温度750-770℃，如果减定径温度低于750℃，会造成后续轧制的设备负担过大；如果高于770℃，可能导致后道吐丝温度提高，在进入保温罩前尚未达到相变温度，难以在斯太尔摩线上完成全部相变，在集卷时大量相变为马氏体组织，造成盘条脆性断裂；
控制吐丝温度755-775℃，如果吐丝温度低于755℃，在进入保温罩前即进入相变阶段；如果高于775℃，在进入保温罩前尚未达到相变温度，难以在斯太尔摩线上完成全部相变，在集卷时大量相变为马氏体组织，造成盘条脆性断裂；
控制保温段罩盖全关，盘条冷却速度控制为0.2℃/s以下，通过缓冷得到珠光体+铁素体+少量贝氏体的理想组织。
本发明实施例及对比例的具体工艺参数见表2。
表2各实施例和对比例生产工艺参数及产品尺寸
通过中试真空冶炼进行炼钢并进行圆棒锻造，而后进行880℃淬火(油冷)+550℃(回火)的热处理，热处理后进行常温和600℃高温力学性能，高温力学拉伸按GB/T4338《金属材料高温拉伸试验方法》进行。计算600℃下屈服强度和常温下屈服强度的比值，比值≥0.80则说明其具有优良的耐热性能，该比值和R值的关系图见图1，可见只有R值≥1.70以上，才能保证足够的耐热性能。
性能检测方法如下：
热轧态组织：从热轧盘条上取长度为15mm试样，对横截面进行抛光，采用4％硝酸酒精进行腐蚀，根据GB/T13298《金属显微组织检验方法》进行组织评定；通过组织可判断盘条在加工紧固件时是否具备优良的拉拔和冷镦等使用性能。
冷镦：盘条取按下列要求进行冷顶锻：X＝h1/h＝1/3；(式中：h为冷顶锻前试样高度(两倍盘条直径)；h1为冷顶锻后试样的高度。)经冷顶锻试验后，试样表面不得出现肉眼可见裂口、裂缝、裂纹和发纹缺陷。每个编号进行30组冷镦试验，统计开裂率。通过冷镦开裂率可判断加工紧固件时的冷镦性能。
热处理后常温拉伸：盘条采用以下淬回火热处理工艺：890℃淬火，油冷，550℃回火，空冷。热处理后矫直，进行拉伸试验，测试Rm、Rp0.2、A、Z值，并计算强屈比。通过热处理后拉伸性能判断钢是否达到1700MPa级要求。
耐延迟断裂试验：对钢进行淬回火热处理(热处理工艺同上)，并加工延迟断裂试样，将试样浸渍在15％HCl的酸性水溶液中30分钟，水洗和干燥后，负荷一定载荷，比较100小时以上不发生断裂的载荷。这时，用酸浸渍后100小时以上未发生断裂的载荷，除以未进行酸浸渍而在抗拉试验时的最大载荷，所得到的值定义为延迟断裂强度比。延迟断裂强度比为0.70以上判断为合格，0.8以上则判定为优秀。
缺口敏感性试验：对钢进行淬回火热处理(热处理工艺同上)，采用HB5214-1996《金属室温缺口拉伸试验方法》进行缺口敏感性试验，通过有缺口试样的抗拉强度和无缺口试样的抗拉强度比值，即NSR值的大小衡量缺口敏感性，NSR值越大，缺口敏感性越低，由于本实施例和对比例均为塑性试样，产生缺口强化效应，故NSR值均＞1，实施例的NSR值≥1.65，明显优于对比样，具有良好的缺口敏感性，适用于制作螺栓。
高温力学拉伸：对钢进行淬回火热处理(热处理工艺同上)，按GB/T 4338《金属材料高温拉伸试验方法》进行600℃高温力学拉伸试验。得到高温拉伸性能，并计算高温屈服强度及常温屈服强度之比，比值在0.80以上则说明钢具有优秀的高温性能。
这些结果和生产工艺参数一起列在表3中。
表3为各实施例和对比例产品的组织和性能。
表3本发明实施例及对比例的具体工艺参数和性能检测情况列表
实施例1-实施例7的钢化学成分组成、生产方法均得到适当控制，其化学成分保证了关系式(1)Al/N≥3.0；关系式(2)耐热指数R值≥0.17，钢具有1700MPa级以上的强度级别，且延迟断裂风险低，同时具有优秀的高温性能，其生产方法也通过保证盘条组织为珠光体+铁素体+少量贝氏体，从而实现了下游紧固件加工时优良的使用性能，同时可简化退火，节约成本。
对比例1的化学成分范围虽在要求范围内，但Al/N比未得到适当控制，导致钢的细晶效果不足，钢的塑性偏低，面缩率和延伸率均较差，延迟断裂风险也较高；对比例2的耐高温指数R值低于0.17，其高温性能较差，且其生产过程中的吐丝温度和盘条冷却速度控制不当，盘条显微组织存在大量的马氏体和贝氏体，冷镦性能较差，需要用户使用时增加退火保温时间，至使用户加工成本显著增加；对比例3是市场常用的高强度级别钢SCM440，其强度级别低，且高温时强度下降较多。
Claims (6)
1.一种1700MPa级紧固件用钢，其特征在于，所述1700MPa级紧固件用钢包括以下质量百分比成分：
C 0.40%-0.60%、Si 0.35%-0.55%、Mn 1.20%-1.50%、Cr 1.20%-1.40%、Nb 0.020%-0.050%、Co 0.80%-1.00%、Mo 0.30%-0.50%、Zr 0.015%-0.035%、La 0.010%-0.020%、Al0.040%-0.060%、N 0.010%-0.020%、O≤0.0015%，其余为Fe和其它不可避免的杂质；
所述1700MPa级紧固件用钢的成分满足：Al/N≥3.0；
所述1700MPa级紧固件用钢的成分满足：R值≥0.17，R=0.054×(%Cr)+0.063×(%Mo)+0.093×(%Co)+0.125×(%Zr)；
所述1700MPa级紧固件用钢热处理后，产品力学性能达到1700Mpa级，Rm≥1700MPa，Rp0.2≥1500MPa，延伸率A≥9%，面缩率Z≥45%，屈强比≥0.90，耐延迟断裂强度比≥0.83，缺口敏感度NSR值≥1.65； 600℃高温下屈服强度下降度＜20%。
2.根据权利要求1所述的1700MPa级紧固件用钢，其特征在于，所述1700MPa级紧固件用钢，包括以下质量百分比成分：
C 0.43%-0.55%、Si 0.38%-0.51%、Mn 1.23%-1.45%、Cr 1.26%-1.36%、Nb 0.027%-0.044%、Co0.83%-0.95%、Mo 0.34%-0.46%、Zr 0.018%-0.032%、La 0.012%-0.018%、Al0.044%-0.057%、N 0.010%-0.019%、O≤0.0015%，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
3.一种权利要求1或2所述的1700MPa级紧固件用钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括以下工艺流程：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→大方坯连铸→大方坯加热→小方坯开坯→小方坯加热→高速线材低温轧制→斯太尔摩冷却线冷却→盘条成品；
所述高速线材低温轧制具体为：控制精轧温度在770-810℃，控制减定径温度750-770℃，控制吐丝温度755-775℃；
所述斯太尔摩冷却线冷却具体为：控制保温段罩盖全关，盘条冷却速度控制为不高于0.2℃/s；
所述1700MPa级紧固件用钢的热处理工艺，包括880-910℃淬火和530-580℃回火。
4.根据权利要求3所述的生产方法，其特征在于，所述大方坯连铸：连铸时采用电磁搅拌，在结晶器中加入La线调整La含量，全程采用保护浇铸，一次冷却水流量100-120m3/h，二次冷却比水量1.0-1.2l/kg。
5.根据权利要求3所述的生产方法，其特征在于，所述大方坯加热具体为：控制连铸大方坯加热的均热温度1230-1300℃。
6.根据权利要求3所述的生产方法，其特征在于，所述小方坯加热具体为：控制轧制小方坯加热的均热温度1050-1150℃。
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