一种高碳铬轴承钢及其制造方法

摘要

本发明公开了一种高碳铬轴承钢，其化学元素的质量百分配比为C：0.90～1.15％；Cr：1.40～1.80％；Mn：1.50～1.80％；Si：0.40～0.70％；Al：0.02～0.04％；O≤0.0006％；P≤0.015％；S：0.005～0.020％；Ti≤0.003％；Cu≤0.15％；Ni≤0.10％；Mo≤0.05％；N≤0.0070％；Sn≤0.025％；Sb≤0.004％；As≤0.015％；余量为Fe及其他不可避免的杂质；上述各化学元素中满足(Mn+Cr)≥3.10％。相应地，本发明还公开了所述高碳铬轴承钢的制造方法，制造出的轴承钢成品纯洁度高、淬透性高、晶粒细，且具有良好的切削性能。

说明书

技术领域

本发明涉及冶金领域的钢种，尤其涉及一种轴承用钢种及其制造方法。

背景技术

冶金领域中，轴承钢依据钢中碳含量和用途的不同，可分为：高碳铬轴承钢、渗碳轴承钢、中碳轴承钢、不锈轴承钢和高温轴承钢等。随着高碳铬轴承钢用途的不断扩大和轴承厂家对轴承，特别是特大型、特殊用途轴承的不断研究，人们在追求更高的钢材纯洁度和碳化物均匀性的同时，对高碳铬轴承钢的组织和性能的要求也在不断提高，期望高碳铬轴承钢的淬透性越高越好，同时，钢中的晶粒度越细越好。例如，对于外径在200mm以上的轴承产品，希望其轴承材料在氧含量低于0.0007％以下的前提下，其淬透性在离钢材末端12/16英寸的硬度不小于60HRC；在离钢材末端20/16英寸的硬度不小于52HRC；在离钢材末端28/16英寸的硬度不小于32HRC；晶粒度为8级或更细的级别。

目前为提高高碳铬轴承钢的淬透性而开发的常见钢号有：中国的GCr4、GCr15、GCr15SiMn、GCr15SiMo、GCr18Mo；日本的SUJ1、SUJ2、SUJ3、SUJ4、SUJ5；美国的A485Grade1、A485Grade2、A485Grade3、A485Grade4等。

对于上述中国高碳铬轴承钢，GCr4的淬透性低于GCr15；GCr15、GCr15SiMn、GCr15SiMo、GCr18Mo的端淬硬度为61HRC的点，这几种钢种由于没有限定钢中的铝含量和氮含量以及其他有害元素的含量，其淬透深度在4-11mm范围内波动；晶粒度为6-8级，其中达到8级的比例大概为50％；6-7级的比例大概为50％。

对于上述日本的高碳铬轴承钢，SUJ1的淬透性低于SUJ2；SUJ2、SUJ3、SUJ4、SUJ5由于没有限定钢中的铝含量和氮含量以及其他有害元素的含量，氧含量难以达到0.0007％以下，其淬透性的指标——J12/16英寸的硬度不小于60HRC和J20/16英寸的硬度不小于52HRC和J28/16英寸的硬度不小于32HRC的合格率在60％，具体参见冶金工业出版社于2003年1月第一版出版的濑户浩藏著，陈洪真译的《轴承钢》第8页。

对于上述美国的高碳铬轴承钢，根据试验钢的检测结果看，按美国的A485标准J12/16英寸的硬度不小于60HRC和J20/16英寸的硬度不小于52HRC和J28/16英寸的硬度不小于32HRC(采用GB/T225标准测定)的合格率分别在80％、80％和70％，晶粒度达到8级的比例也为80％。即基本上还存在20％-30％的不合格率。

此外，公开号为CN1718817，公开日为2006年1月11日，名称为“一种极纯高碳铬轴承钢的冶炼生产方法”的中国专利文献中公开了一种高碳铬轴承钢，然而在该专利文献中仅提出了对钢种的纯洁度进行提高的技术方案，并未对钢种的淬透性和晶粒度提出要求。公开号为CN1621538，公开日为2005年6月1日，名称为“减少和细化高碳铬轴承钢D类夹杂物的生产方法”的中国专利文献也并为提及如何提高钢种的淬透性和晶粒度等级。

发明内容

本发明的目的是提供一种高碳铬轴承钢及其制造方法，该使用该方法制造出的高碳铬轴承钢可以以满足特殊用户对钢种具有超纯洁度、高淬透性、细晶粒、易切削加工的特殊要求。

根据本发明的上述目的，提出一种高碳铬轴承钢，其化学元素的质量百分含量为：

C：0.90～1.15％；Cr：1.40～1.80％；Mn：1.50～1.80％；Si：0.40～0.70％；Al：0.02～0.04％；0≤0.0006％；P≤0.015％；S：0.005～0.020％；Ti≤0.003％；Cu≤0.15％；Ni≤0.10％；Mo≤0.05％；N≤0.0070％；Sn≤0.025％；Sb≤0.004％；As≤0.015％；余量为Fe及其他不可避免的杂质；上述各化学元素中满足(Mn+Cr)≥3.10％。

本发明所述的钢种中各化学元素的质量配比设计原理为：

C元素是使钢的强度提高的主要元素。高碳铬轴承钢球化处理后淬火，会使残余的、未溶解的碳化物基体马氏体化，然后经过低温回火达到一定的硬度。如果C元素含量不到0.90％，则不能得到充分的球化碳化物和良好的基体性能，这将使钢的寿命和耐磨性都下降。而如果C元素含量超过1.15％，则钢种凝固组织会出现巨大碳化物，使组织均匀性困难，此外淬火回火后的残余奥氏体会增多，导致钢种尺寸精度随时间而变化的倾向变大。

Cr元素是碳化物形成元素，其主要作用是提高钢的淬透性与耐腐蚀性能，并可提高钢的强度、硬度、耐磨性、弹性极限和屈服极限。Cr元素能显著改善钢中碳化物的分布及其颗粒大小，使含Cr的渗碳体型碳化物(Fe.Cr)3C退火聚集的倾向性变小。因此，在本发明中，Cr元素使高碳铬轴承钢碳化物变得细小且分布均匀，并扩大了球化退火的温度范围，一部分Cr熔于奥氏体中提高了马氏体回火的稳定性。此外，Cr元素还能减小钢的过热倾向和表面脱碳速度。发明人经过大量试验发现，对于本钢种，当Cr元素含量超过1.80％时，会因残余奥氏体量的增加而降低钢种的硬度，同时过高的Cr含量容易形成大块碳化物，例如Cr7C3这种难熔碳化物，从而使钢的韧性降低，轴承寿命下降。如果Cr含量低于1.40％，则基体中C和Cr之间不能达到奥氏体化温度下的平衡，从而影响钢中碳化物的分布及其颗粒大小。

Mn元素和Cr一样，均是碳化物形成元素，其能代替部分Cr原子形成(Fe.Mn)3C型碳化物。但是这种碳化物与Cr的碳化物(Fe.Cr)3C不同，其加热时易固溶于奥氏体，回火时也易析出和聚集。所以，对于本发明中的钢种，Mn含量大于1.80％时，会使钢中残余奥氏体量增加，钢的过热敏感性和裂纹倾向性均增强，且尺寸稳定性降低。但是，Mn元素能显著提高钢的淬透性，部分Mn溶于铁素体中能够提高铁素体的硬度和强度。此外，Mn能固定钢中S元素的形态并形成对钢的性能危害较小的MnS和(Fe、Mn)S，减小或抑制FeS的生成。同时，对于本发明所述的钢种，Mn元素和Cr元素的含量还应当满足约束条件：(Mn+Cr)≥3.10％。

对于高碳铬轴承钢来说，Si元素使钢的过热敏感性、裂纹和脱碳倾向性增大，使钢在球化退火状态下的切削和冷加工性能变坏。但钢中加入Si元素，可以强化铁素体，提高钢的强度、弹性极限和淬透性，改善抗回火软化性能。所以，本发明把Si元素含量控制在0.40～0.70％。

Al元素除了能降低钢中的O含量外，还能与N形成弥散细小的氮化铝，起到细化晶粒的作用，有较强的固溶强化作用，能提高钢的抗回火稳定性和高温强度。Al含量低于0.02％，则难以保证Al发挥上述作用。而Al大于0.04％，容易形成大量的弥散细小的氮化铝和碳氮化钛夹杂物，而碳氮化钛夹杂物对高碳铬轴承钢的疲劳寿命有严重的影响。

钢中的O元素通常以各种氧化物和溶解氧的形式出现，无论何种氧化物在钢中生成，均离不开钢中的O元素。O元素含量高，不仅会造成氧化物夹杂数量增多，而且随着氧化物夹杂尺寸的增大，会导致偏析严重，以及夹杂级别增高，因而对钢种疲劳寿命的危害也就加剧。因此，对于高碳铬轴承钢需要尽量降低钢中的氧。本发明可以将钢中O含量控制在0.0006％以下。发明人发现，如果O含量超过0.0006％，则会增加钢中氧化物夹杂总量，容易在钢坯中心形成氧化物聚集，加剧钢坯中心的碳化物偏析，最终导致钢材中心偏析严重和缩孔超标，严重影响了钢的质量。

P和S元素均为杂质元素。P元素在低夹杂物含量的钢中，在晶界的偏析与富集更为明显。P元素不仅能加剧液析碳化物的生成，而且能加剧奥氏体化时的二次碳化物的析出。钢在凝固过程中随S含量的增加而硫化物、碳化物分布的平均尺寸增加，故纵向偏析增加。本发明中将S元素含量控制在0.005～0.020％，目的是为了改善轴承钢的加工性能。如果S元素含量超过0.020％，则会增加钢中硫化物夹杂总量，容易在钢坯中心形成硫化物聚集，加剧钢坯中心的碳化物偏析，最终导致钢材中心偏析严重和缩孔超标。

Ti元素钛与溶解于钢中的N元素有着极强的亲和力，多以氮化钛、碳氮化钛夹杂物的形式残留于钢中。这种夹杂物坚硬，呈棱角形状，严重影响轴承钢的疲劳寿命，特别是在钢的纯洁度显著提高、其他氧化物数量很少的情况。Ti(C、N)夹杂物具有很高的刚性，并在几何形状上呈棱角状，因而在基体中极易造成应力集中诱导疲劳裂纹产生。随着Ti元素含量的增高，Ti(C、N)颗粒不仅大大增多，而且Ti(C、N)的级别也明显增高，钢种疲劳寿命降低。因此，本发明的钢中Ti元素含量控制在0.0030％以下。

Cu元素是低熔点有害元素，当钢加热时其容易使钢容易形成表面裂纹，同时还会引起钢的时效硬化，影响轴承精度。因此，本发明钢中的Cu元素含量控制在0.15％以下。如果Cu元素含量超过0.15％，则会使钢材在被制造成轴承的过程中容易在其表面形成低熔点区域，进而产生表面裂纹，最终导致轴承的整体寿命的严重下降。

Ni元素在高碳铬轴承钢中作为残余元素受到限制，它的存在增加了淬回火后残余奥氏体量，降低钢种硬度。因此，本发明钢中Ni元素含量控制在0.10％以下。发明人发现，如果Ni含量超过0.10％，则将大大增加淬回火后残余奥氏体量，从而相对增加了钢中的碳化物的不均匀性，容易使带状碳化物超标。

由于Mo元素是一种稀缺元素。本发明中将Mo元素作为残余元素处理。如果Mo元素含量过高，会大大提高钢种的成产成本，此外过高的Mo含量会形成钼的碳化物，如Fe4Mo2C～Fe3Mo6C，从而影响钢种组织的均匀性。

如上文所述，N元素含量过高，易在钢中形成非常弥散的氮化铝夹杂和较粗大的氮化钛及碳氮化钛夹杂，影响钢的纯洁度。因此，在本发明钢中，氮含量控制在0.0070％以下。

Sn、Sb和As元素属于本发明钢中的微量元素，其含量过高，易引起轴承零件表面出现软点，硬度不均。

相应地，本发明还提供了一种上述高碳铬轴承钢的制造方法，其包括下列步骤：

(1)电炉冶炼：将炉料在电炉内进行钢液初炼，使钢液低磷化和低钛化；

(2)钢包炉精炼：将上述经过初炼的钢液进一步精炼，使钢液低氧化、低硫化并进一步低钛化；

(3)真空脱气：对上述经过精炼的钢液进行真空处理，最终控制钢液中各化学元素的质量百分含量为：C：0.90～1.15％；Cr：1.40～1.80％；Mn：1.50～1.80％；Si：0.40～0.70％；A1：0.02～0.04％；0≤0.0006％；P≤0.015％；S：0.005～0.020％；Ti≤0.003％；Cu≤0.15％；Ni≤0.10％；Mo≤0.05％；N≤0.0070％；Sn≤0.025％；Sb≤0.004％；As≤0.015％；余量为Fe及其他不可避免的杂质；且(Mn+Cr)≥3.10％；

(4)钢液浇铸：将钢液浇进钢锭模中，控制浇铸速度为3.0～5.5吨钢液/分钟，采用氩气进行保护；

(5)加热炉加热钢锭：采用天然气作为燃烧介质，将钢锭加热到1210～1230℃，并均热保持420～540min；

由于加热越高，越有利于高碳铬轴承钢中的液析碳化物和带状碳化物不均匀性的改善，但同时也越容易引起钢坯中心区域呈孔洞分布的过烧，导致轴心区产生显微孔隙。此外，加热温度过低，则不能保证共晶碳化物完全溶解或碳、铬等碳化物形成元素没有充分扩散均匀，从而导致钢坯中的残留的共晶碳化物在随后的轧制过程中被破碎成不规则的角状小块，沿着轧制延伸方向分布，成为液析碳化物或带状碳化物，同时导致钢的淬透性和晶粒度的分布的不均匀。因此发明人控制加热温度为1210～1230℃。

由于加热和均热时间越长，碳化物不均匀性的改善程度越好，液析碳化物和带状碳化物不均匀性的评级越低，但同时势必降低均热炉和轧钢机设备的生产效率，消耗也越高。加热和均热过短，则不能保证共晶碳化物完全溶解或碳、铬等碳化物形成元素没有充分扩散均匀，从而导致液析碳化物和带状碳化物不均匀性的评级越高，同时导致钢的淬透性和晶粒度的分布的不均匀。因此发明人控制均热之间保持420～540min。

(6)初轧机将钢锭轧制成钢坯；

(7)加热炉加热钢坯：采用天然气作为燃烧介质，将钢坯加热到800～1230℃，控制钢坯阴阳面温差≤40℃，总的加热时间控制在165分钟以上；

(8)将钢坯轧制成轴承钢圆钢。

优选地，所述高碳铬轴承钢的制造方法步骤(2)中，将精炼钢液中的O元素的质量百分比含量控制在0.001％以下，控制S元素含量不大于0.015％，并进一步控制Ti元素的质量百分比含量不大于0.0025％。发明人经过试验发现，这样操作可以保证钢种最终的P含量、S含量和Ti含量满足本发明所述钢种的要求。

优选地，所述高碳铬轴承钢的制造方法步骤(2)中，向钢包炉中添加渣料、Si-Fe合金、中碳铬铁、增碳剂和纯铝脱氧剂进行钢液精炼；其中所述渣料包括：含Ca060～70wt％的石灰，含SiO₂5～15wt％以及CaF₂10～20wt％的萤石；每吨钢液中添加增碳剂5～10公斤，增碳剂中C元素的质量分数大于80％；每吨钢液中添加1～3公斤的纯铝脱氧剂。

优选地，所述高碳铬轴承钢的制造方法步骤(4)中，钢锭模的重量按照下列规则进行选取：控制钢锭到成品钢材的压缩比大于16。

优选地，所述高碳铬轴承钢的制造方法步骤(5)中，钢坯加热过程分为前期加热和后期均热两阶段，其中前期加热温度为800～1230℃，后期均热温度为1160～1220℃。

优选地，所述高碳铬轴承钢的制造方法步骤(4)中浇铸速度为3.5～4.5吨钢液/分钟。

本发明由于采用了以上技术方案，使之与现有技术相比，具有以下优点：

(1)本发明所述的钢种纯洁度高，杂质含量极低；

(2)本发明所述的钢种淬透性高，发明钢对氮含量和铝含量进行了规定，有利于提高轴承钢的淬透性和晶粒度，如在离钢材末端12/16英寸、20/16英寸、28/16英寸处，其硬度分别不小于60HRC、52HRC、32HRC；

(3)本发明所述钢种的晶粒度细，晶粒级别达到8级或高于8级；

(4)本发明所述钢种的加工性能优良，易于进行切削加工。

附图说明

图1是本发明实施例4高碳铬轴承钢的CCT曲线。

图2是对比例1的CCT曲线。

图3是对比例2的CCT曲线。

图4是对比例3的CCT曲线。

图5是本发明实施例4以及对比例1-3四种钢种的端淬实验曲线比较图。

具体实施方式

实施例1-4

按照下列步骤生产高碳铬轴承钢，其中实施例1-3的详细工艺参数参见表2：

(1)电炉冶炼：将炉料在电炉内进行钢液初炼，使钢液低磷化和低钛化，具体为：

a.在20吨以上的直流或交流电炉中，通过通入电流和输入氧气，使装入的炉料熔化变成1560～1650℃温度范围内的钢液；

b.间歇流出氧化性炉渣，同时对与每吨钢液补充不大于15公斤的石灰，如果石灰用量大于15公斤/吨钢液，则在使钢中的残余P含量降至0.008％以下和Ti含量降至0.0005％以下的前提下，每炉钢液的冶炼时间延长10分钟以上，电耗增加5％以上；

c.向钢液中输入20～40立方米/吨钢液的氧气。

(2)钢包炉精炼：在与电炉容量相匹配的交流式钢包精炼炉上，进行精炼钢液的低氧和低钛化，使精炼钢液的氧含量降到0.0010％以下，并使钢中钛含量和硫含量分别不大于0.0025％和0.015％，具体为：

a.盛接钢液的钢包耐火材料是A1203-MgO-C砖，渣线为MgO-C砖。

b.钢包使用前完全清理，内表面不得有冷钢和残渣。

c.在电炉出钢的同时，在盛接钢液的钢包内，添加渣料(包括含CaO60～70wt％的石灰，含SiO₂5～15wt％以及CaF₂10～20wt％的萤石)、Si-Fe合金、中碳铬铁、增碳剂和纯铝脱氧剂进行钢液精炼；增碳剂的添加量为5～10公斤/吨钢液，增碳剂中C元素的质量分数大于80％；纯铝脱氧剂的添加量为1～3公斤/吨钢液。

d.在与电炉容量相匹配的交流式钢包精炼炉上，通入交流电流(电压在240v以下，电流在10000～35000A之间)；

e.钢包底部吹入氩气，吹氩气的强度控制在0.2～0.3MPa。

f.将钢液的温度控制在1540～1630℃，使钢液之上的固体渣料熔化成液态，一边使钢液和炉渣均匀化，一边通过热交换和钢包底部的氩气气泡的不断沸腾上升，使钢渣之间发生化学反应，同时，钢中的脱氧反应脱硫反应及其产物不断吸附上升，达到钢液脱氧和脱硫的目的。

g.精炼钢液冶炼时间在40～60分钟之内。

(3)真空脱气：在与电炉容量相匹配的真空炉上，对精炼钢液进行真空处理，最终控制钢液中各化学元素的质量百分含量为：C：0.90～1.15％；Cr：1.40～1.80％；Mn：1.50～1.80％；Si：0.40～0.70％；Al：0.02～0.04％；0≤0.0006％；P≤0.015％；S：0.005～0.020％；Ti≤0.003％；Cu≤0.15％；Ni≤0.10％；Mo≤0.05％；N≤0.0070％；Sn≤0.025％；Sb≤0.004％；As≤0.015％；余量为Fe及其他不可避免的杂质；且(Mn+Cr)≥3.10％，具体为：真空度保持在140Pa以下，真空保持时间为15～35分钟，同时钢包底部吹入氩气，吹氩气的强度为0.1～0.2MPa。实施例1-4中各化学元素的质量百分配比参见表1。

(4)钢液浇铸：将钢包内的钢液浇进使用前完全清理、内表面不得有结疤、裂纹、氧化铁皮存在的钢锭模中，其浇铸速度为3.5～4.5吨钢液/分钟；同时，采用吹氩保护系统对钢流实施氩气保护。

(5)加热炉加热钢锭：采用天然气作为燃烧介质，将钢锭加热到1210～1230℃，并均热保持420～540min以上；

(6)初轧机将钢锭轧制成钢坯。将经过加热均热的钢锭分别轧制成180mm×180mm×1.4-1.7m～220mm×220mm×1.4-1.7m的短坯、200mm×200mm×4.6-6.0m长坯、160mm×160mm×8.0-10m的长坯，分别供不同成品规格的成品轧制使用。

(7)加热炉加热钢坯：采用天然气作为燃烧介质，将钢坯加热，对于不同的成批材具体为：

Φ90～130mm热轧不退火成品材：

在三段连续式步进加热炉，将180mm×180mm×1.4-1.7m～220mm×220mm×1.4-1.7m的短坯加热到800～1180℃，阴阳面温差≤40℃，加热总时间在210分钟以上。其中，前期加热温度在800℃以下，后期均热温度在1160～1180℃。

Φ45-90mm热轧不退火成品材：

在设有六个温度控制段(包括均热段上下段、第一加热段上下段、第二加热段上下段)的步进梁式加热炉中，采用天然气作为燃烧介质，加热200mm×200mm×4.6-6.0m的长坯。其中第一加热段的温度为1000～1100℃；二加热段的温度为1180～1230℃；均热段的温度为1170～1220℃；阴阳面温差≤30℃，总加热时间在195分钟以上。

对于Φ19-45mm热轧退火成品材：

在设有六个温度控制段的步进梁式加热炉中，采用天然气作为燃烧介质，加热160mm×160mm×8-10m长坯。其中第一加热段的温度为1000～1100℃；第二加热段的温度为1200～1220℃；均热段的温度为1190～1220℃；阴阳面温差≤30℃，总加热时间在165分钟以上。

(8)将钢坯轧制成轴承钢圆钢。

采用轧钢机热加工轧制方法，先将合格的钢坯表面进行清理，再将其热加工轧制至成品圆钢。

对于将180mm×180mm×1.4-1.7m～220mm×220mm×1.4-1.7m的短坯，采用拉杆式预应力Φ550轧机。

对于200mm×200mm×4.6-6.0m长坯，采用22机架棒材轧机。

对于160mm×160mm×8-10m长坯，采用18机架减定径机组棒材轧机。

表1.本发明实施例1-4以及对比钢各钢种的化学元素质量百分配比(wt％)

(余量为Fe和其他不可避免的杂质)

实施例1实施例2实施例3实施例4对比例1  对比例2(GCr15) 对比例3(GCr15SiMn)  C  1.15  0.95  0.91  1.00  0.90  0.99 1.00  Mn  1.61  1.65  1.80  1.61  1.45  0.31 1.01  Si  0.70  0.44  0.58  0.64  0.55  0.21 0.61  Cr  1.51  1.80  1.58  1.70  1.45  1.48 1.48  Al  0.021  0.030  0.038  0.030  0.004  / /  Ti  0.0015  0.0030  0.0028  0.001  0.003  / /  0  0.0004  0.0005  0.0006  0.0006  0.001  / /  Cu  0.12  0.11  0.11  0.08  /  / /  Ni  0.06  0.07  0.06  0.04  /  / /  Mo  0.04  0.05  0.02  0.03  /  / /  N  0.0067  0.0063  0.0046  0.0040  /  / /  Sn  0.010  0.008  0.006  0.002  /  / /  Sb  0.003  0.003  0.004  0.002  /  / /  As  0.010  0.009  0.013  0.004  /  / /  S  0.008  0.010  0.018  0.015  0.002  0.009 0.004  P  0.010  0.008  0.013  0.004  0.004  0.007 0.009

表2.实施例1-3的工艺参数中钢锭快锻的工艺参数

经过上述步骤制得的轴承钢，发明人对其进行淬透性和晶粒度的检测得到表3中的结果：

表3.实施例1-4中成品轴承钢的性能参数

从表1和表3可以看出，本发明所述的轴承钢，其具有超纯洁度、高淬透性、细晶粒度，其中高碳铬轴承钢圆钢的淬透性在离钢材末端12/16英寸的硬度高于60HRC，在离钢材末端20/16英寸的硬度高于60HRC，在离钢材末端28/16英寸的硬度高于35HRC，成品材的晶粒度为8级或更细的级别。

此外，从图1至图4也可以看出，奥氏体化温度为850℃下的实施例4与对比例具有明显不同的CCT转变曲线：从图1可以看出，当冷速为3℃/s时，转变为F相与C化物相和M相；冷速为5℃/s时，转变为M相。从图2CCT曲线可以看出，冷速为7℃/s时，转变为F相与C化物相和M相；冷速为10℃/s时，转变为M相。从图3CCT曲线可以看出，冷速为25℃/s时，转变为F相与C化物相和M相。从图4CCT曲线可以看出，冷速为7℃/s时，转变为F相与C化物相和M相；冷速为10℃/s时，转变为M相。综合四种钢的CCT曲线可以看到，实施例1的淬透性最好，在冷速为5℃/s时，还能转变为M相。

从图5可以看出较之对比例本发明实施例4的钢种具有显著优秀的淬透性。

要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。