CN116837277A

CN116837277A - 一种组织细化的高强钢零件及其制造方法

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Publication number: CN116837277A
Application number: CN202210304086.1A
Authority: CN
Inventors: 姚赞; 余子权; 金峰; 赵四新; 赵浩洋
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2022-03-25
Filing date: 2022-03-25
Publication date: 2023-10-03

Abstract

本发明公开了一种组织细化的高强钢零件，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：0.37‑0.43％；Si：0.03‑0.12％；Mn：0.30‑0.50％；Cr：0.90‑1.15％；Mo：0.90‑1.10％；Ni：0.15‑0.50％；V：0.10‑0.30％；Ti：0.006‑0.012％；Al：0.055‑0.090％；N：0.0055‑0.0120％。此外，本发明还公开了上述高强钢零件的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和炉外精炼：高真空脱气时间大于25min；(2)用大方坯连铸机浇注方坯：坯料心部碳偏析低于1.08；(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：保温温度为750‑850℃，保温时间为4‑28h，保温后缓慢冷却，冷却速度低于25℃/h；(8)拉拔或矫直；(9)调质热处理：控制淬火温度为850‑1000℃，然后进行水冷或油冷；控制回火温度为480‑680℃。

Description

一种组织细化的高强钢零件及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种高强钢零件及其制造方法。

背景技术

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，它是国民经济各部门应用范围最广、使用数量最多的机械基础件。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。

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)螺栓紧固件因为需要承受较大的载荷，又因受力状态非常复杂，所以这类螺栓多采用中碳或中碳合金钢制造，并经过调质处理(淬火后再经高温回火)以此来保证产品具有足够的强度和屈强比。同时，在汽车、机械、和建筑及维修行业中，还大量地使用着销、连杆、轴类等零部件，其多采用高强度钢加工，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。例如，在汽车发动机上使用更高强度螺栓将有利于发动机小型化，提升燃烧效率，更有利于节能减排。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材料的强度，以满足具体的应用要求。

此外，还需要注意的是，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，在实际设计紧固件的材料时，除对强度有较高需求外，为满足这些紧固件的长期安全使用需求，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、建筑行业所通用的最高强度的紧固件为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。由此，为了满足零部件高强化、小型化发展需求，当前亟需开发出一种具有高强度、高塑韧性和耐疲劳性能优异的高强钢。

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，并期望提供一种新的可以加工抗拉强度在1400MPa以上的高强度紧固件、连杆、销、轴等零部件的高强钢，这种高强钢的强度较高，且塑韧性和耐疲劳性能优异，其所加工制得的零部件能够有效满足当前汽车、机械、建筑、电子行业的使用需求。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种组织细化的高强钢零件，该高强钢零件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，具备优异的塑韧性和耐疲劳性能，进而显著提升高强钢零件的抗疲劳、耐延迟断裂性能。

该高强钢零件能够安全、长效地服役，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。

为了实现上述目的，本发明提供了一种组织细化的高强钢零件，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：0.37-0.43％；

Si：0.03-0.12％；

Mn：0.30-0.50％；

Cr：0.90-1.15％；

Mo：0.90-1.10％；

Ni：0.15-0.50％；

V：0.10-0.30％；

Ti：0.006-0.012％；

Al：0.055-0.090％；

N：0.0055-0.0120％。

进一步地，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.37-0.43％；

Si：0.03-0.12％；

Mn：0.30-0.50％；

Cr：0.90-1.15％；

Mo：0.90-1.10％；

Ni：0.15-0.50％；

V：0.10-0.30％；

Ti：0.006-0.012％；

Al：0.055-0.090％；

N：0.0055-0.0120％；

余量为Fe和不可避免的杂质。

在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，各化学元素的设计原理如下所述：

C：在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，C元素是钢中必需的化学成分，C元素的含量直接决定了高强钢盘条及成品零件经调质热处理后的析出碳化物数量，其极大地影响着合金的硬度和强度。为此，为了确保高强钢零件的性能，需控制钢中C含量高于0.37％。

但需要注意的是，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，尺寸长大，降低材料的塑韧性，并导致材料的耐疲劳、抗延迟断裂性能劣化。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0.43％。基于此，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，将C元素的质量百分含量控制在0.37-0.43％之间。

Si：在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，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。但是，钢中Si元素含量同样不宜过高，过高的Si含量将降低材料塑性，其会对材料的抗延迟断裂性能产生不利影响。基于此，为了发挥Si元素的有益效果，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，将Si元素的质量百分含量控制在0.03-0.12％之间。

Mn：在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，Mn元素在炼钢过程也常作为脱氧剂添加，同时Mn元素还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，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0.30％。

但钢中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0.50％。基于此，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，将Mn元素的质量百分含量控制在0.30-0.50％之间。

Cr：在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，Cr元素的添加有利于提高材料的淬透性，其在调质处理过程中有利于细化组织，并提高渗碳体强度，改善材料的强度和塑性。同时，Cr元素有利于提高材料抗腐蚀性能，其可以降低氢脆敏感性。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元素的含量需低于1.15％。基于此，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，将Cr元素的质量百分含量控制在0.90-1.15％之间。

Mo：在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，Mo元素的添加不仅有利于提高材料回火稳定性，其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0.9％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，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，钢中Mo元素添加过多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，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，将Mo元素的质量百分含量控制在0.90-1.10％之间。

Ni：在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，Ni是奥氏体形成元素，其能够固溶于铁素体相中，并有效提高材料的强度。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，提升材料的韧性和耐疲劳性能。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，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，将Ni元素的质量百分含量控制在0.15-0.50％之间。

V、Ti：在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，V、Ti元素极易与高强钢中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，对氢原子的固定作用更强，可以有效降低其危害。基于此，为了实现上述效果，在本发明中，将V元素的质量百分含量控制在0.10-0.30％之间。

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，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，将Ti元素的质量百分含量控制在0.006-0.012％之间。

Al、N：在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，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，为保证高强度零件的性能，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、回火组织目的，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，其会降低材料耐延迟断裂性能。因此，为了使得AlN充分析出，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，控制钢中N元素的含量范围为0.0055-0.0120％。

进一步地，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，在其他不可避免的杂质中：P≤0.01％，S≤0.009％，O≤0.0010％，H≤0.0002％。

在本发明上述的技术方案中，P元素、S元素、H元素和O元素均是本发明所述的高强钢零件中的杂质元素，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，应尽可能降低组织细化的高强钢零件中杂质元素的含量。

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，需要将P控制为P≤0.01％，将S控制为S≤0.009％。

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，为保证高强度零件的性能，将O控制为O≤0.0010％。

进一步地，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，其中N和Ti元素满足：1000×(N-Ti/3.4)≥3，其中N和Ti代入各元素质量百分含量百分号前的数值。

当然，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，还可以进一步地控制N、Ti的质量百分含量满足：1000×(N-Ti/3.4)≥3。并控制V、Al的碳氮析出物尺寸小于80nm，在与Mo元素优化添加共同作用下，使得材料调质热处理后马氏体等级不高于2级，细化组织。通过析出强化和组织细化提升材料强度，以在具有高强度的同时，保证具有良好的塑韧性。

进一步地，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，其微观组织为回火马氏体以及析出物。

进一步地，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，回火马氏体的等级不高于2级。

进一步地，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，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80nm。

进一步地，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，其中单颗粒夹杂物的尺寸小于27μm。

进一步地，在本发明所述的组织细化的高强钢零件中，其抗拉强度≥1400MPa，面缩率≥55％，疲劳寿命≥20万次。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种组织细化的高强钢零件的制造方法，该制造方法操作简便，采用该制造方法所获得的高强钢零件具有十分优异的力学性能以及耐疲劳性能，其能够安全、长效地服役，并可以有效满足当前汽车、机械、建筑、电子行业的使用需求。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的组织细化的高强钢零件的制造方法，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1.08；

(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750-850℃，保温时间为4-28h，保温后缓慢冷却，冷却速度低于25℃/h；

(8)拉拔或矫直；

(9)调质热处理：控制淬火温度为850-1000℃，然后进行水冷或油冷；控制回火温度为480-680℃。

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具有良好的塑韧性。

在轧制成线材盘条后，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，避免在后续拉拔或矫直的零件加工成型过程中出现开裂、表面粗糙等质量问题。在完成拉拔或矫直的零件外形加工步骤后，还需要配合优化设计的调质热处理方可得到抗拉强度≥1400MPa，面缩率≥55％，疲劳寿命≥20万次的组织细化的高强钢零件。

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，在某些实施方式中，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达到控制坯料心部碳偏析低于1.08。

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1050-1350℃温度下初轧开坯为方坯料。

在本发明上述步骤(3)的初轧开坯过程中，可以采用二火成材工艺将连铸坯在1050-1350℃温度下初轧开坯为方坯料。在方坯料经涡流探伤、磁粉探伤、砂轮修模、补充磁粉探伤及修模后，方可将该方坯料输入至加热炉中，进行后续步骤(4)的加热过程。

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960-1150℃，保温时间为1.0-4.0h。

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780-960℃，减定径机组进口温度为750-950℃，吐丝温度为700-900℃。

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-F5风机风量为0-60％，F6-F12风机风量为0-50％，F13-F14风机风量为0-40％。

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

本发明所述的组织细化的高强钢零件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：

相较于现有技术中的紧固件用钢，本发明所述的组织细化的高强钢零件在合金成分设计、力学性能、疲劳寿命等方面具有十分显著的优势。

本发明所设计的高强钢零件经调质热处理后具有细化回火马氏体组织以及析出物，其碳氮析出物尺寸小于80nm，材料调质热处理后马氏体等级不高于2级，组织均匀细化，且钢中单颗粒夹杂物尺寸小于27um，钢质纯净。该高强钢零件的抗拉强度可≥1400MPa，面缩率≥55％，疲劳寿命≥20万次，其抗延迟断裂性能较常规高强度零部件用钢显著提高。

由此可见，本发明通过合金成分、制造工艺、组织、钢质纯净度的优化设计控制，可以在确保零件在具备高强度的同时，还具备优异的抗疲劳、耐延迟断裂性能，使得制得的如螺栓、连杆、销、轴等高强钢零件在使用过程中能够安全、长期的服役，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。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例对本发明所述的组织细化的高强钢零件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1-10和对比例1-4

本发明所述实施例1-10的组织细化的高强钢零件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，控制高真空脱气时间大于25min；冶炼过程中调整合成渣成分和加入量，控制钢中P、S元素含量分别低于0.01％和0.009％，控制钢中O含量低于0.001％，控制钢中H含量低于2ppm。

(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达到控制坯料心部碳偏析低于1.08。

(3)初轧开坯：采用二火成材工艺将连铸坯在1050-1350℃温度下初轧开坯为135-240mm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，输入加热炉加热。

(4)加热：控制加热温度为960-1150℃，保温时间为1.0-4.0h。

(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780-960℃，减定径机组进口温度为750-950℃，吐丝温度为700-900℃，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-F5风机风量为0-60％，F6-F12风机风量为0-50％，F13-F14风机风量为0-40％。

(7)球化热处理：控制保温温度为750-850℃，保温时间为4-28h，保温后缓慢冷却，控制冷却速度低于25℃/h。

(8)拉拔或矫直：当采用拉拔工艺时，控制拉拔减面率为5-35％。

需要说明的是，在本发明中，实施例1-10的组织细化的高强钢零件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。相应地，对比例1-4的对比钢零件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的对比钢零件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、拉拔或矫直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。

下述表1-1列出了实施例1-10的组织细化的高强钢零件和对比例1-4的对比钢零件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和H以外其他不可避免的杂质)

表1-2列出了实施例1-10的组织细化的高强钢零件以及对比例1-4的对比钢零件中的元素协同配比关系。

表1-2.

注：上表1-2中，式子“1000×(N-Ti/3.4)”中的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1-10的组织细化的高强钢零件和对比例1-4的对比钢零件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1-10的组织细化的高强钢零件和对比例1-4的对比钢零件分别取样，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.

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1-10的组织细化的高强钢零件和对比例1-4的对比钢零件，并对实施例1-10的组织细化的高强钢零件和对比例1-4的对比钢零件的力学性能和疲劳寿命进行进一步地检测，以得到各实施例和对比例成品零件的力学性能和疲劳寿命，并将性能测试所获得的结果列于下述表4之中。

Claims

1.一种组织细化的高强钢零件，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：0.37-0.43％；

Si：0.03-0.12％；

Mn：0.30-0.50％；

Cr：0.90-1.15％；

Mo：0.90-1.10％；

Ni：0.15-0.50％；

V：0.10-0.30％；

Ti：0.006-0.012％；

Al：0.055-0.090％；

N：0.0055-0.0120％。

2.如权利要求1所述的组织细化的高强钢零件，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.37-0.43％；

Si：0.03-0.12％；

Mn：0.30-0.50％；

Cr：0.90-1.15％；

Mo：0.90-1.10％；

Ni：0.15-0.50％；

V：0.10-0.30％；

Ti：0.006-0.012％；

Al：0.055-0.090％；

N：0.0055-0.0120％；

余量为Fe和不可避免的杂质。

3.如权利要求1或2所述的组织细化的高强钢零件，其特征在于，在其他不可避免的杂质中：P≤0.01％，S≤0.009％，O≤0.0010％，H≤0.0002％。

4.如权利要求1或2所述的组织细化的高强钢零件，其特征在于，其中N和Ti元素满足：1000×(N-Ti/3.4)≥3，其中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所述的组织细化的高强钢零件，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所述的组织细化的高强钢零件，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所述的组织细化的高强钢零件，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80nm。

8.如权利要求1或2所述的组织细化的高强钢零件，其特征在于，其中单颗粒夹杂物的尺寸小于27μm。

9.如权利要求1或2所述的组织细化的高强钢零件，其特征在于，其抗拉强度≥1400MPa，面缩率≥55％，疲劳寿命≥20万次。

10.如权利要求1-9中任意一项所述的组织细化的高强钢零件的制造方法，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；

(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；

(8)拉拔或矫直；

11.如权利要求10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1050-1350℃温度下初轧开坯为方坯料。

12.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，加热温度为960-1150℃，保温时间为1.0-4.0h。

13.如权利要求10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780-960℃，减定径机组进口温度为750-950℃，吐丝温度为700-900℃。

14.如权利要求10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-F5风机风量为0-60％，F6-F12风机风量为0-50％，F13-F14风机风量为0-40％。

15.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(8)中，当采用拉拔工艺时，控制拉拔减面率为5-35％。