超淬透性钢及其制备方法与流程

本发明属于钢材料技术领域，涉及一种超淬透性钢及其制备方法。

技术背景

淬透性是影响钢材力学性能的重要因素，优异的淬透性可以保证钢件在整个截面获得均匀一致的力学性能，这对于大尺寸零部件尤其重要。为了提高钢铁材料的淬透性，材料科学工作者进行了大量的研究工作，总结出可以通过过热处理和合金化处理两种方式提高钢铁材料的淬透性。然而，虽然过热处理可以提高钢材的淬透性，但是同样容易引起晶粒异常粗大，这对于材料的综合力学性能是不利的。合金化处理方式往往通过在钢材中添加大量的合金元素以达到提高淬透性的目的，但是又会造成生产成本的大幅度提高。因此，在保证低成本同时又不恶化钢铁材料综合力学性能的前提下，研究一种新型的并且具有普遍适用性的技术来提高钢铁材料淬透性具有重要的工程意义和科学价值。

技术实现要素：

针对现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种超淬透性钢及其制备方法，提供了一种简单易行的提高中、高碳钢铁材料淬透性的技术，通过限定钢中添加v、al和n元素的含量和较高的奥氏体化温度，保证v在钢中的固溶含量并促进v在晶界的偏聚，使v对钢淬透性的贡献大大提高，与此同时，在该温度下还能生成少量vc阻碍晶粒粗化。

为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：

一种超淬透性钢，其包括以下质量比的组分：c:0.45～0.95wt％，v:0.15～0.25wt％，n≤0.008wt％，并且al的总量大于等于n含量的4倍，其余为fe和不可避免的杂质。

一种上述超淬透性钢的制备方法，其具体包括以下步骤：

s1、采用上述组分利用电炉进行炼钢，然后钢经过铸造、锻造或者轧制成形；

s2、对钢进行奥氏体处理，奥氏体化温度为钢的ac3+60～100℃或acm+60～100℃，然后对钢进行淬火处理，得到超淬透性钢。

优选地，所述淬火介质为水或油。

本发明还提供一种超淬透性钢，其包括以下质量比的组分：c:0.48wt％，mn:0.85wt％，cr:0.63wt％，si:0.34wt％，v:0.15wt％，al:0.08wt％，n:0.004wt％，余量为fe。

本发明还提供另一种超淬透性钢，其包括以下质量比的组分：c:0.89wt％，ni:0.95wt％，cr:0.78wt％，si:0.20wt％，v:0.24wt％，al:0.21wt％，n:0.006wt％，余量为fe。

与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：

1、本发明通过限定钢中添加v、al和n元素的含量和较高的奥氏体化温度，保证v在钢中的固溶含量并促进v在晶界的偏聚，使v对钢淬透性的贡献大大提高，与此同时，在该温度下还能生成少量vc阻碍晶粒粗化。

2、al除了对钢水起到脱氧作用外，还需有足够的al来固定钢中的n，避免n与v反应生成vn，故保证al的总量≥4n。

3、在保证不显著粗化原始奥氏体晶粒的前提下，对钢进行较高温度的奥氏体处理，奥氏体化温度选取为钢的ac3+60～100℃，然后对钢进行淬火处理，得到的钢具有高的淬透性，v在钢中的淬透性影响因子提高5倍以上，而钢的淬透性提高50％以上。

4、选用恰当的奥氏体化温度，控制v的固溶和vc的析出，在保证v足够固溶含量发挥淬透性的条件下，生成少量vc，阻碍奥氏体晶粒长大。

5、本发明所涉及的超淬透性方法适用于c含量在0.45～0.95wt％的中高碳钢，适用范围广。

附图说明

图1为实施例1中1号钢与2号钢的端淬曲线。

具体实施方式

以下详细说明本发明的示例性实施例、特征和方面。

本发明提供一种超淬透性钢，其包括以下质量比的组分：c:0.45～0.95wt％，v:0.15～0.25wt％，n≤0.008wt％，并且al的总量大于等于n含量的4倍，其余为fe和不可避免的杂质；al除了对钢水起到脱氧作用外，还需有足够的al来固定钢中的n，故保证al的总量≥4n。

本发明还提供一种超淬透性钢的制备方法，其具体包括以下步骤：

s1、采用上述组分利用电炉进行炼钢，然后钢经过铸造、锻造或者轧制成形；

s2、对钢进行奥氏体处理，奥氏体化温度为钢的ac3(acm)+60～100℃，然后对钢进行淬火处理，得到超淬透性钢。淬火介质为水或油，也可以为其他淬火介质，采用本领域技术人员熟知的淬火介质即可。

实施例1：

利用真空电炉进行炼钢，真空环境下浇铸成两种不同成分的纯净钢锭，钢的化学成分(wt.％)分别为，1号钢：c:0.48，mn:0.85，cr:0.63，si:0.34，v:0.15，al:0.08，n:0.004，余量为fe，2号钢：c:0.47，mn:0.87，cr:0.65，si:0.34，al:0.17，n:0.003，余量为fe。对两种钢进行相同条件的常规锻造处理。在870℃的空气炉中进行奥氏体化1小时，之后测试两种钢的淬透性和晶粒尺寸。1号钢的平均晶粒尺寸为15.6μm，2号钢的平均晶粒尺寸为18.4μm，1号钢在水淬条件下的理想临界直径为2号钢的1.6倍，如图1所示，在相同的距淬水端长度时，1号钢的硬度明显强于2号钢，证明1号钢的淬透性更高。说明在其他组分相同且相同的奥氏体化温度下，v对钢淬透性的贡献大大提高，同时也证明，在本发明提供的奥氏体化温度下，控制了v的固溶和vc的析出，在保证v足够固溶含量发挥淬透性的条件下，生成少量vc，阻碍奥氏体晶粒长大，使v的作用发挥到了最大，对淬透性的贡献是现有技术不能达到的，故本发明制备出的钢的淬透性明显优于现有技术的钢，本发明制备的为超淬透性钢。

实施例2：

利用真空电炉进行炼钢，真空环境下浇铸成两种不同成分的纯净钢锭，钢的化学成分(wt.％)分别为，1号钢：c:0.68，mn:0.30，cr:1.23，ni:0.65，si:0.05，v:0.21，al:0.16，n:0.002，余量为fe，2号钢：c:0.70，mn:0.32，cr:1.20，ni:0.68，si:0.06，al:0.15，n:0.003，余量为fe。对两种钢进行相同条件的热轧处理。在890℃的空气炉中进行奥氏体化1小时，之后测试两种钢的淬透性和晶粒尺寸。1号钢的平均晶粒尺寸为15.3μm，2号钢的平均晶粒尺寸为19.8μm，1号钢在油淬条件下的理想临界直径为2号钢的1.8倍，1号钢的淬透性更高。

实施例3：

利用真空电炉进行炼钢，真空环境下浇铸成两种不同成分的纯净钢锭，钢的化学成分(wt.％)分别为，1号钢：c:0.89，ni:0.95，cr:0.78，si:0.20，v:0.24，al:0.21，n:0.006，余量为fe，2号钢：c:0.92，ni:1.02，cr:0.78，si:0.24，al:0.15，n:0.007，余量为fe。对两种钢进行相同条件的常规锻造处理。在900℃的空气炉中进行奥氏体化1小时，之后测试两种钢的淬透性和晶粒尺寸。1号钢的平均晶粒尺寸为18.1μm，2号钢的平均晶粒尺寸为22.3μm，1号钢在水淬条件下的理想临界直径为2号钢的1.5倍，1号钢的淬透性更高。

实施例4

利用真空电炉进行炼钢，真空环境下浇铸成两种不同成分的纯净钢锭，钢的化学成分(wt.％)分别为，1号钢：c:0.48，mn:0.01，cr:0.90，si:2.00，mo:0.15，v:0.15，al:0.10，n:0.005，余量为fe，2号钢：c:0.49，mn:0.02，cr:0.89，si:2.05，mo:0.13，v:0.15，al:0.01，n:0.039，余量为fe。对两种钢进行相同条件的常规锻造处理。在880℃的空气炉中进行奥氏体化1小时，之后测试两种钢的淬透性和晶粒尺寸。1号钢的平均晶粒尺寸为16.5μm，2号钢的平均晶粒尺寸为17.2μm，两者没有明显差别，但是1号钢在水淬条件下的理想临界直径为2号钢的1.65倍，1号钢的淬透性更高。从成分上看，1号钢与2号钢的区别在于：1号钢中，al含量远大于n含量，即本发明限定的al的总量大于等于n的4倍，而2号钢中，al含量小于n含量，在其他组分相同的情况下，1号钢中的al除了对钢水起到脱氧作用外，多余的al固定了钢中的n，避免n与v反应生成vn，从而保证v在钢中的固溶含量并促进v在晶界的偏聚，使v对钢淬透性的贡献大大提高。

综上，本发明通过限定钢中添加v、al和n元素的含量和较高的奥氏体化温度，使得v在钢中的淬透性影响因子提高5倍以上，而钢的淬透性提高50％以上，制得超淬透性钢，本发明对于含c量在0.45～0.95wt％的钢均适用。

最后应说明的是：以上实施例仅用以说明本发明而并非限制本发明所描述的技术方案；因此，尽管本说明书参照上述的实施例对本发明已进行了详细的说明，但是，本领域的普通技术人员应当理解，仍然可以对本发明进行修改或等同替换；而一切不脱离本发明的精神和范围的技术方案及其改进，其均应涵盖在本发明的权利要求范围中。