本发明属于合金结构钢
技术领域：
，涉及一种锻造余热淬火用钢，具体适用于改善锻造余热淬火工艺性能。
背景技术：
：调质钢的成分通常为含碳0.25％～0.5％的碳素钢或低合金钢和中合金钢，并含有一种或几种合金元素，具有较低或中等的合金化程度，钢中合金元素的作用主要是提高钢的淬透性和保证零件在高温回火后获得预期的综合性能。各类机器上的结构零件大量采用调质钢，是结构钢中使用最广泛的一类钢，其中，应用最广的调质钢有铬系调质钢(如40Cr、40CrSi)、铬锰系调质钢(如40CrMn)、铬镍系调质钢(如40CrNiMo、37CrNi3A)、含硼调质钢等。调质钢锻件常规热处理大多是在锻件冷却到室温或较低温度，发生过冷奥氏体相变后，按工艺规程再加热重新奥氏体化，然后淬火、高温回火。而锻造余热淬火则是利用锻件锻造成形后的剩余温度直接淬火。相比而言，锻造余热淬火工艺免去了锻件重新奥氏体化的再加热过程，不但充分利用锻造余热，显著节约能源，而且简化了锻件热处理工艺，缩短了生产周期。该工艺的广泛应用能获得显著的经济效益，在生产上极具推广应用价值。实际上，锻造余热淬火工艺并没有得到广泛应用，其原因有二：首先，与再加热淬火、回火锻件相比，锻造余热淬火锻件，锻件的原奥氏体晶粒形成于高温锻造过程中，缺少重新奥氏体化的重结晶细化晶粒过程，因此晶粒较粗大，易出现过热组织。其次，锻造工艺以锻造成形为主要目的，因为锻造加热工艺不稳定、人工上下料、脱模困难等因素，锻造温度可能在1250～950℃大幅波动，终锻温度可能在1150～800℃之间大幅变化，这势必导致锻件的原奥氏体晶粒度大幅波动和余热淬火温度过低等问题的出现，冲击锻件淬火质量的稳定性，发生锻件淬火硬化层深不足、硬化层深不均匀、淬火开裂、淬火变形无规律、淬火组织中存在过多的非马氏体组织等质量问题。中国专利：公布号为CN102383036A，公布日为2012年3月21日的发明专利公开了一种适用于锻造余热淬火的中碳合金钢，该合金钢的成分配比为：C：0.25～0.55％、Si：0.20～0.60％、Mn：0.90～1.70％、Ti：0.08～0.25％、B：0.001～0.005％、P：≤0.035％、S：0.01～0.07％，余量为Fe和不可避免的杂质。虽然该合金钢适用于锻造余热淬火，但其配方中Ti的含量高达0.08～0.25％，势必会大量增加液析TiN夹杂物，导致制备的材料疲劳性能和切削性能的显著恶化。技术实现要素：本发明的目的是克服现有技术中存在的锻造余热淬火工艺性能较差的问题，提供一种能够显著改善锻造余热淬火工艺性能的锻造余热淬火用钢。为实现以上目的，本发明提供了以下技术方案：一种锻造余热淬火用钢，所述钢的成分及其质量％为：C0.25～0.50，Si0.15～0.40，Mn0.50～1.80，P≤0.035，S≤0.05，Cr0.01～1.30，Mo≤0.35，Al0.02～0.04，N0.006～0.012，Ti0.02～0.05，B0.0005～0.0035，其余为Fe和不可避免的杂质。与现有技术相比，本发明的有益效果为：1、本发明一种锻造余热淬火用钢通过将Ti、Al、N的质量％分别设定为Ti0.02～0.05，Al0.02～0.04，N0.006～0.012，实现了Ti、Al、N的复合微合金化，形成的TiN、AlN等碳氮化物在高温加热阶段部分未溶解，一方面，未溶氮化物会形成大量的弥散质点，阻止高温奥氏体晶粒的粗化，另一方面，固溶于奥氏体中的氮化物会通过高温形变诱导弥散析出，结合热变形再结晶过程可达到细化高温奥氏体晶粒的目的，上述作用使得在锻造加热温度不高于1250℃时，锻件的原奥氏体晶粒细于4级，终锻温度为1200℃～950℃时，锻件的原奥氏体晶粒细于5级，达到调质钢再加热调质后的晶粒度水平，同时还不会导致锻造成本的大幅变化。因此，本发明可有效细化锻件的高温奥氏体晶粒。2、本发明一种锻造余热淬火用钢将C、Mn、Cr、Mo、B的质量％分别控制在C0.25～0.50、Mn0.50～1.80、Cr0.01～1.30、Mo≤0.35、B0.0005～0.0035，上述元素均能扩大奥氏体区域，通过控制它们的含量，可以有效提高奥氏体的稳定性，改善材料的淬透性，使钢的CCT曲线右移，将钢的Ar3降至700℃或更低的温度，因此钢终锻后的淬火温度可以低至750℃或更低的温度，从而大幅增加锻造余热淬火温度区间，防止因冷却速度不足而在规定的淬硬层出现铁素体或其他非马氏体组织，这样不但减 小或防止了锻造工艺的不稳定或锻件厚薄不均对余热淬火工艺稳定性的冲击，而且大幅降低了淬火变形。因此，本发明显著降低了淬火温度。附图说明图1为轮毂零件的剖面图。图2为1#钢种、2#钢种的高温奥氏体晶粒长大分布曲线。具体实施方式下面结合具体实施方式对本发明作进一步的说明。一种锻造余热淬火用钢，所述钢的成分及其质量％为：C0.25～0.50，Si0.15～0.40，Mn0.50～1.80，P≤0.035，S≤0.05，Cr0.01～1.30，Mo≤0.35，Al0.02～0.04，N0.006～0.012，Ti0.02～0.05，B0.0005～0.0035，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明钢的成分及作用如下：本发明通过Ti、Al、N复合微合金化，保证了在最高锻造加热温度(1250℃)下加热30min形成的奥氏体晶界钉扎于未溶氮化物，晶粒细于4级，以控制锻件局部(未变形区)的最大晶粒，使大部分锻件不存在未变形区；同时，使得锻件上的“变形-动态再结晶区”，在终锻温度保温10min或锻造后直接空冷，再结晶奥氏体晶界钉扎于未溶碳氮化物和形变诱导析出的碳氮化物，晶粒细于5级，达到细化高温奥氏体晶粒的目的。C：C是一种能有效增加淬透性，保证合金结构钢具有足够强度的最基本元素。其含量太低，Ar3过高，容易析出先共析铁素体，导致冷却不足；含量太高，塑韧性降低。为保证材料既具有较高的强度，同时又具有良好的塑韧性，将其含量设定为0.25％～0.50％。Si：Si是一种既能确保材料强度又作为钢冶炼时脱氧的有效元素，过低的Si含量将增加炼钢时的脱氧成本，过高的Si含量则会显著增加脱碳倾向，因此将Si含量保持在0.15％～0.40％。Mn：Mn是提高淬透性，扩大奥氏体区域的有效元素，同时也使钢中的S以MnS的形式固定，防止因S导致的热脆性的元素。其含量小于0.5％时无法达到最低性能要求，当含量达到1.8％，将显著推迟过冷奥氏体的“铁素体-珠光体”相变，大幅提高 淬透性，而更高的Mn含量对淬透性而言没有必要，且会导致Mn的偏析增加，并增加合金成本，因此其上限设定为1.80％。P：P有固溶强化的效果，但易导致韧性恶化，因此作为有害元素控制，上限设定为0.035％。S：S易与Mn结合生成MnS非金属夹杂物，在高温锻造过程中可以细化奥氏体晶粒，利于韧性的提高，MnS夹杂有利于提高零件切削加工性能，但是硫化物夹杂容易导致应力集中，降低力学性能，故S含量上限设定为0.05％。Cr：Cr能提高材料淬透性及强韧性，与Mn元素匹配使用，其含量小于0.01％，达不到效果，大于1.30％，虽仍能提高材料淬透性，却可能降低韧性，因此上限设定为1.30％。Mo：Mo能提高材料淬透性及强韧性，Mo作为钢中残余元素允许存在，因钼铁价格高，会显著增加材料成本，因此将其含量设定为≤0.35％。Ti：Ti是一种强烈的碳化物和氮化物形成元素，优先与钢中N结合生成TiN，适量的Ti形成的细粒状弥散分布的第二相质点在锻造加热(加热温度1150℃～1250℃)过程中钉扎奥氏体晶界，阻止高温加热阶段及形变再结晶奥氏体晶粒的长大。含量过小，形成的弥散第二质点少，细化晶粒作用不显著，含量过高，易生成液析大颗粒TiN，不能发挥TiN细化晶粒的作用。因此本发明将Ti含量设定为0.02～0.05％。Al：为了降低液析TiN夹杂物含量，必须控制Ti含量上限，此时按照[Ti][N]固溶度积，固态相变过程中析出的TiN颗粒数量对于获得要求的奥氏体晶粒将不足。为此需要复合添加其他的强氮、碳化物元素。本发明中选择廉价的Al充当这一角色。Al是钢中的主要脱氧元素，完成脱氧后过剩的Al与钢中剩余的N结合生成AlN，锻造加热过程中部分未溶于奥氏体中，与固态相变过程中析出的TiN共同阻止高温奥氏体晶粒长大，同时，固溶于奥氏体中的AlN在高温形变过程及形变后沿奥氏体晶界弥散析出，推迟再结晶的进行，保证热变形再结晶奥氏体晶粒细化。为保证细化晶粒的效果，同时避免钢中存在大量的非金属夹杂物对性能有负面影响，进而保证连铸工艺性能和铸坯表面质量，本发明中Al含量设定为0.02～0.04％。N：N是钢种常存元素之一，与Ti、Nb、Al等元素有很强的亲合力，可形成稳定的间隙相碳氮化物，对碳氮化物的固溶、析出起重要作用，从而有效的阻止奥氏体晶粒粗化。本发明中，设计的N含量范围，经过设计计算和实验，既能与上述规定含量的Ti、Al形成弥散的足够细小的氮化物第二相质点，又避免了在炼钢过程中需要额 外增加去氮或增氮操作或措施引起的成本增加，而且过量的N易在钢中形成气泡和疏松。本发明中N含量设定为0.006～0.012％。B：B加入中、低碳钢或中、低碳合金钢中，偏聚于晶界上，能显著增加奥氏体稳定性，降低Ar3，抑制先共析铁素体或珠光体转变，从而提高钢的淬透性。它的加入量很小，但作用很大，同时又比较便宜。B在钢中有两种状态，即固溶态和结合态。B只有固溶于奥氏体中时，才能在奥氏体等温或降温过程中偏聚于晶界，起到提高淬透性作用，称为“有效硼”。含量过小，有效硼作用不明显，含量过高，会导致晶界上硼化物的生成，使得钢的淬透性和韧性降低。因此B含量设定为0.0005～0.0035％。实施例1：一种锻造余热淬火用钢，所述钢的成分及其质量％为：C0.25，Si0.40，Mn1.80，P0.025，S0.03，Cr0.01，Mo0.2，Al0.03，N0.006，Ti0.04，B0.0035，其余为Fe和不可避免的杂质。实施例2：一种锻造余热淬火用钢，所述钢的成分及其质量％为：C0.45，Si0.25，Mn1.10，P0.016，S0.022，Cr0.1，Mo0.017，Al0.035，N0.0062，Ti0.035，B0.002，其余为Fe和不可避免的杂质。实施例3：一种锻造余热淬火用钢，所述钢的成分及其质量％为：C0.35，Si0.30，Mn0.50，P0.035，S0.01，Cr1.3，Mo0.35，Al0.02，N0.008，Ti0.02，B0.0035，其余为Fe和不可避免的杂质。实施例4：一种锻造余热淬火用钢，所述钢的成分及其质量％为：C0.50，Si0.15，Mn0.80，P0.01，S0.05，Cr0.6，Mo0.05，Al0.04，N0.012，Ti0.05，B0.0005，其余为Fe和不可避免的杂质。为检测上述实施例钢的性能，以现生产用钢(成分及质量％为：C0.40，Si0.27，Mn1.36，P0.016，S0.022，Cr0.1，Mo0.015，N0.004，Ti0.03，B0.0006)作为对比钢，将其与实施例钢同时进行轿车轮毂零件的试制，其中，热锻造加热温度为1200～1250℃，热锻工艺过程为镦粗-预锻-终锻-余热淬火-回火处理，热锻造得到的轮毂零件的剖面图如图1所示，按照GB/T6394金属平均晶粒度测定方法测取气不同部位的晶粒度后进行比较，结果见表1：表1由上表可以比较发现，通过Al、Ti、N复合微合金化后，锻造余热淬火轮毂零件各部位晶粒度细于现生产材料的余热淬火轮毂零件。有文献报道，通过添加铌元素能细化奥氏体晶粒，本发明选择与含铌的中碳结合钢(成分及质量％为：C0.40，Si0.25，Mn1.12，P0.014，S0.012，Cr0.08，Mo0.027，N0.005，Ti0.035，B0.0002，Nb0.04)进行晶粒度长大试验对比，为便于比较，将本发明钢种编号设定为1#，对比钢钢种编号设定为2#，高温奥氏体晶粒长大试验结果分布曲线见图2，结果显示：在高温阶段，1#钢种的奥氏体晶粒长大速度显著慢于2#钢种。另外，为测试本发明钢的力学性能指标，本发明将其试制成转向垂臂，热锻后预冷至不同的温度进行淬火处理，而后经640℃回火后进行测试，满足转向垂臂冶金技术要求。结果见表2。表2淬火温度RmRp0.2AZKU2晶粒度700℃86671914.558.5666.5-7750℃85568916.559656.5800℃87972414.2556716.5880℃87272813.2557.5896.5920℃86269215.557.5836.5。 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