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微合金化钢，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％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，其主要原因是：
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。
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微合金化钢。
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微合金化钢，所述钢的成分及其质量％为：C 0.30～0.65，Si 0.15～0.40，Mn 0.50～2.10，P≤0.035，S≤0.05，Cr 0.01～1.50，Mo≤0.35，Al 0.02～0.04，N 0.006～0.012，Ti 0.02～0.05，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：
本发明一种锻造余热淬火用微合金化钢的成分及其质量％为：C 0.30～0.65，Si 0.15～0.40，Mn 0.50～2.10，P≤0.035，S≤0.05，Cr 0.01～1.50，Mo≤0.35，Al 0.02～0.04，N 0.006～0.012，Ti 0.02～0.05，其余为Fe和不可避免的杂质，本设计将Ti、Al、N的比例调整到合适的范围，实现了Ti、Al、N的复合微合金化，形成的TiN、AlN等氮化物在高温加热阶段部分未溶解，一方面，未溶氮化物第二相质点能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。
附图说明
图1为轮毂零件的剖面图。
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微合金化钢，所述钢的成分及其质量％为：C 0.30～0.65，Si 0.15～0.40，Mn 0.50～2.10，P≤0.035，S≤0.05，Cr 0.01～1.50，Mo≤0.35，Al 0.02～0.04，N 0.006～0.012，Ti 0.02～0.05，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，一方面，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；另一方面，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。含量太低容易析出先共析铁素体，导致冷却不足；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0.30～0.65％。
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含量将显著增加脱碳倾向，因此将Si含量保持在0.15～0.40％。
Mn：Mn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，而过高的Mn含量会导致Mn的偏析增加，并增加合金成本，因此其上限设定为2.10％。
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1.50％，易产生Cr的碳化物，降低韧性，因此上限设定为1.50％。
Mo：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，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％。
实施例1：
一种锻造余热淬火用微合金化钢，所述钢的成分及其质量％为：C 0.30，Si 0.40，Mn 2.10，P 0.035，S 0.05，Cr 0.01，Mo 0.35，Al 0.02，N 0.01，Ti 0.05，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微合金化钢，所述钢的成分及其质量％为：C 0.30，Si 0.15，Mn 1.4，P 0.01，S 0.01，Cr 1.5，Mo 0.1，Al 0.04，N 0.012，Ti 0.04，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微合金化钢，所述钢的成分及其质量％为：C 0.65，Si 0.23，Mn 0.5，P 0.02，S 0.04，Cr 1.0，Mo 0.2，Al 0.027，N 0.009，Ti 0.025，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微合金化钢，所述钢的成分及其质量％为：C 0.40，Si 0.29，Mn 0.75，P 0.016，S 0.022，Cr 1.05，Mo 0.017，Al 0.025，N 0.006，Ti 0.02，其余为Fe和不可避免的杂质。
实施例5：
一种锻造余热淬火用微合金化钢，所述钢的成分及其质量％为：C 0.42，Si 0.25， Mn 0.65，P 0.019，S 0.020，Cr 1.15，Mo 0.022，Al 0.03，N 0.0085，Ti 0.03，其余为Fe和不可避免的杂质。
实施例6：
一种锻造余热淬火用微合金化钢，所述钢的成分及其质量％为：C 0.50，Si 0.28，Mn 0.85，P 0.020，S 0.022，Cr 0.35，Mo 0.01，Al 0.032，N 0.0076，Ti 0.02，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：C 0.40，Si 0.27，Mn 1.36，P 0.016，S 0.022，Cr 0.1，Mo 0.015，N 0.004，Ti 0.03，B 0.0006)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/T 6394金属平均晶粒度测定方法测取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均细于现生产材料的余热淬火轮毂零件。