一种表面淬火处理10B21铸坯的方法及由此得到的表面致密10B21铸坯

摘要

本发明涉及一种表面淬火处理10B21铸坯的方法及由此得到的表面致密10B21铸坯。所述方法为：提供10B21铸坯；将铸坯进行表面淬火，得到淬火铸坯；利用淬火铸坯的芯部余温进行回火，得到表面致密10B21铸坯；淬火时间为40~100s，起始温度为808~857℃，终点温度为211~667℃，淬透深度为8~10mm，回火最高点温度为535~695℃；从铸坯表面至芯部的深度方向，表面致密10B21铸坯的组织结构从以回火索氏体为主逐渐转变为以贝氏体为主，然后逐渐转变为以铁素体和珠光体为主。本发明通过表面淬火技术实现了对10B21铸坯表面组织类型的有效控制，从而有效抑制了铸坯热送过程中表面裂纹的产生。

说明书

技术领域

本发明属于钢材生产技术领域，涉及钢材热处理表面淬火工艺，尤其涉及一种表面淬火处理10B21铸坯的方法及由此得到的表面致密10B21铸坯。

背景技术

10B21为冷镦钢盘条，主要用于制造螺栓、螺母等零部件，其成分稳定，市场需求量很大，广泛应用于建筑工程，机械制造，汽车零件等领域。由于钢材在热变形过程中有氮化铝、氮化硼等析出物阻碍晶界移动，从而产生应力，10B21铸坯在热送过程中表面易形成表面裂纹，严重影响加工性能，导致10B21铸坯在加工成产品时易产生不合格产品，产品的成品率偏低，产品在实际使用中会出现表面磨损严重，使用周期较短等问题。

目前，为了抑制10B21铸坯在热送过程中形成的表面裂纹，一般会采用加入合金或者是延时热送的方法。然而，对于通过加入合金抑制10B21铸坯热送过程中表面裂纹产生的方法存在两个主要问题：一是增加了生产成本；二是不容易控制，成分变化可能有延时；对于通过延时热送抑制10B21铸坯热送过程中表面裂纹产生的方法同样存在两个主要问题：一是降低了生产效率，二是影响了现场的生产节奏，容易有场地存放紧张的问题。

表面淬火技术是钢材热处理领域的常用技术，铸坯表面淬冷技术主要有喷淋式淬冷和水槽式淬冷两种方式。其中，水槽式淬冷技术是直接将铸坯定尺全部浸泡入水冷槽内，进行剧烈换热，从而达到铸坯淬冷目的；该技术所使用的水冷槽具有设备成本投入小，操作简单、维护方便、提高铸坯质量效果明显等优点。

中国专利申请CN103924248A公开了一种汽车座椅调节器部件的碳氮共渗淬火工艺，其采用的胚材为10B21，其采用表面碳氮共渗的热处理方式，低温回火，大大提高了调节器部件的表面强度和耐磨性；虽然该专利申请也对10B21进行了淬火处理，但其淬火工艺效率低，并且该专利申请主要是为了生产表面强度高的零部件，其主要强调的是碳氮共渗艺。

虽然，表面淬火技术是钢材热处理的常用技术，但是对于10B21铸坯而言，目前一直未有合适的表面淬火工艺对10B21铸坯进行表面淬火处理，以保证铸坯合适的淬透深度，合理控制铸坯表面的组织类型，从而有效抑制铸坯热送过程中表面裂纹的产生。

发明内容

为了解决现有技术存在的问题，本发明提供了一种表面淬火处理10B21铸坯的方法及由此得到的表面致密10B21铸坯。本发明开发了一种合理的表面淬火技术对10B21铸坯进行表面淬火处理，实现了对10B21铸坯表面组织类型的有效控制，从而有效抑制了铸坯热送过程中表面裂纹的产生。

为了实现上述目的，本发明在第一方面提供了一种表面淬火处理10B21铸坯的方法，所述方法包括如下步骤：

（1）提供10B21铸坯；

（2）将所述10B21铸坯在淬火槽中进行表面淬火，得到淬火10B21铸坯；表面淬火的时间为40~100s，表面淬火的起始温度为808~857℃，表面淬火的终点温度为211~667℃，表面淬火的淬透深度为8~10mm；

（3）利用所述淬火10B21铸坯的芯部的余温对所述淬火10B21铸坯的表面进行回火，得到表面致密10B21铸坯；被用来回火的所述淬火10B21铸坯的芯部的初始温度为回火最高点温度，所述回火最高点温度为535~695℃；

从表面致密10B21铸坯的表面至芯部的深度方向，所述表面致密10B21铸坯的组织结构随着深度增加从以回火索氏体为主逐渐转变为以贝氏体为主，然后逐渐转变为以块状铁素体和珠光体的组合为主。

优选地，所述表面致密10B21铸坯的回火索氏体消失的深度为4~6mm；和/或所述表面致密10B21铸坯的膜状铁素体开始形成的深度为8~10mm。

优选地，表面淬火的时间为60s，表面淬火的起始温度为808~851℃，表面淬火的终点温度为252~667℃，表面淬火的淬透深度为10mm，回火最高点温度为614~659℃。

优选地，所述表面致密10B21铸坯的回火索氏体消失的深度为5mm；所述表面致密10B21铸坯的膜状铁素体开始形成的深度为10mm。

优选地，所述淬火槽包括用于容纳水的淬火槽本体、设置在淬火槽本体上的排水孔和进水阀、用于根据淬火槽本体内容纳的水的温度以及水液面高度控制所述进水阀的阀口开度的PLC控制系统。

优选地，所述淬火槽本体的外壁长为1500cm，宽为130cm，高为130cm，所述淬火槽的内壁厚为3cm；和/或步骤（1）提供的所述10B21铸坯的长度为3m。

优选地，步骤（1）提供的所述10B21铸坯包含以质量百分比计的组分为：C，0.18%～0.22%；Si，≤0.06%；Mn，0.7%～1%；S，≤0.01%；

Cr，0.1%~0.18%；P，≤0.02%；Ti，0.03%~0.05%；B，0.0015%~0.0025%；Al，0.015%~0.045%；N，0.0015%~0.0045%；余量为Fe和不可避免的杂质。

优选地，步骤（1）提供的所述10B21铸坯依次经过铁水预处理工艺、顶底复吹转炉冶炼工艺、脱氧合金化工艺、LF精炼工艺和连铸工艺制备而成。

优选地，在经过铁水预处理工艺后，铁水中Si的含量不大于0.70%，P的含量不大于0.11%；在经过顶底复吹转炉冶炼工艺后，转炉出钢钢液中的C的含量为0.05%~0.09%，P的含量不大于0.12%；经过脱氧合金化工艺后得到的脱氧合金化钢液包含以质量百分比计的组分为：C，0.12%～0.16%；Si，0.08%~0.1%；Mn，0.75%～0.85%；S，≤0.006%；Cr，0.10%~0.15%；P，≤0.015%；Ti，0.03%~0.05%；B，0.0015%~0.0025%；Al，0.050%~0.070%；N，0.001%~0.004%；余量为Fe和不可避免的杂质；在经过LF精炼工艺后，保证得到的精炼终渣中FeO和MnO的含量之和不大于1.2%；在连铸工艺中，开浇吊包的温度为1605~1615℃，连浇吊包的温度为1585~1595℃，拉速1.2~1.5m/min，电磁搅拌电流为200~400A，电磁搅拌频率为3~6Hz，得到的10B21铸坯的断面尺寸为180mm×180mm。

本发明在第二方面提供了由本发明在第一方面所述的方法进行表面淬火处理得到的表面致密10B21铸坯。

本发明与现有技术相比至少具有如下的有益效果：

（1）本发明通过合理的表面淬火工艺对10B21铸坯进行表面淬火处理，保证了合适的淬透深度，实现了对10B21铸坯表面组织类型的有效控制，从而有效抑制了铸坯热送过程中表面裂纹的产生，显著提高了10B21铸坯的加工性能；采用本发明得到的表面致密10B21铸坯制造产品大大提高了成品率，减少了产品在使用过程中表面易出现磨损的情况，提高了产品的使用周期。

（2）本发明确定了最佳的10B21铸坯表面淬火时间和淬火起始温度，保证了合适的淬透深度，本发明意外发现，表面淬火时间过长反而会增加10B21铸坯在热送过程中产生裂纹的风险（冷速过大导致的热应力超过高温强度极限），并且会使得铸坯热损失过大，加大热轧前在加热炉里的负担，不利于节能环保，使得热送的节能效果降低。

（3）本发明可将经连铸工艺生产的10B21铸坯直接进行表面淬火处理，并且表面淬火处理的时间仅需40~100s更优选为60s，然后直接可以热送用于加工产品，在热送过程中利用淬火10B21铸坯的芯部的余温对所述淬火10B21铸坯的表面进行回火，即可得到用于加工产品的表面致密10B21铸坯，避免了延时热送会降低生产效率、影响现场的生产节奏以及出现场地存放紧张等的问题。

（4）本发明一些优选的实施方案中，给出了优选的淬火槽尺寸以及10B21铸坯的长度优选为3m，这是因为此长度既能保证铸坯不会发生掉沟的情况，也能保证中间区域组织受端部三维传热的影响较小。

附图说明

图1是本发明采用的淬火槽的结构示意图。

图中：1：淬火槽本体；2：排水孔；3：进水阀。

图2是本发明对淬火后的铸坯在横断面上进行取样分析的取样位置示意图。图中，180表示铸坯横截面为180mm×180mm小方坯；10表示铸坯样品的宽度为10mm，15表示铸坯样品的高度为15mm。

图3是本发明对比例1中的10B21铸坯距表面不同深度处的显微组织结构图（SEM图）。图中，（a）对应深度为1mm，（b）对应深度为2mm，（c）对应深度为5mm，（d）对应深度为8mm，（e）对应深度为17mm，（f）对应深度为25mm，（g）对应深度为35mm，（h）对应深度为40mm。

图4是本发明实施例2得到的表面致密10B21铸坯在淬火60s后距表面不同深度处的显微组织结构图（SEM图）。图中，（a）对应深度为1mm，（b）对应深度为5mm，（c）对应深度为6mm，（d）对应深度为10mm，（e）对应深度为12mm，（f）对应深度为22mm，（g）对应深度为23mm，（h）对应深度为26mm，（i）对应深度为27mm，（j）对应深度为40mm。

图5是本发明实施例1~4得到的表面致密10B21铸坯的淬透深度与淬火时间的关系曲线图。

具体实施方式

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明中的实施例，对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

本发明在第一方面提供了一种表面淬火处理10B21铸坯的方法，所述方法包括如下步骤：

（1）提供10B21铸坯；在本发明中，所述10B21铸坯采用现有的生产工艺流程制备而成即可；

（2）将所述10B21铸坯在淬火槽中进行表面淬火，得到淬火10B21铸坯；表面淬火的时间（简记为淬火时间）为40~100s（例如40、45、50、55、60、65、70、75、80、85、90、95或100s），表面淬火的起始温度（简记为淬火起始温度）为808~857℃，表面淬火的终点温度（简记为淬火终点温度）为211~667℃，表面淬火的淬透深度为8~10mm；在本发明中，所述表面淬火的起始温度指的是所述10B21铸坯进入所述淬火槽时的温度，所述表面淬火的终点温度指的是所述10B21铸坯出所述淬火槽时的温度；

（3）利用所述淬火10B21铸坯的芯部的余温（余热）对所述淬火10B21铸坯的表面进行回火，得到表面致密10B21铸坯；在利用所述淬火10B21铸坯的芯部的余温对所述淬火10B21铸坯的表面进行回火时，被用来回火的所述淬火10B21铸坯的芯部的初始温度为回火最高点温度，所述回火最高点温度为535~695℃；在本发明中，无需特殊的回火处理，直接利用所述淬火10B21铸坯在热送过程中所述淬火10B21铸坯的芯部的余温对所述淬火10B21铸坯的表面进行回火，即可在淬火10B21的最外表面形成一层致密的回火索氏体组织，极大地节省了10B21铸坯表面淬火技术的时间与成本，提高了表面致密10B21铸坯的生产效率，有效保证了表面致密10B21铸坯抑制表面裂纹生成的效果。

在本发明中，从表面致密10B21铸坯的表面至芯部的深度方向，所述表面致密10B21铸坯的组织结构随着深度增加（从表面至芯部方向深度增加）从以回火索氏体为主逐渐转变为以贝氏体为主，然后逐渐转变为以块状铁素体和珠光体的组合为主，在本发明中，块状铁素体分布比较均匀，一般存在靠芯部受淬火影响较小的位置；在本发明中，从表面致密10B21铸坯的表面至表面致密10B21铸坯的芯部为深度方向，表面致密10B21铸坯的表面处对应的深度为0mm；在本发明中，所述淬透深度指的是表面致密10B21铸坯中膜状铁素体开始形成的深度，在本发明中，所述膜状铁素体指的是薄膜网状铁素体；在本发明中，冷速较快时易形成薄膜网状铁素体；在本发明中，以所述淬透深度为界限，从表面至淬透深度的位置区域，表面致密10B21铸坯的组织结构以致密的回火索氏体和/或致密的贝氏体为主，在达到淬透深度时，易产生表面裂纹不利于表面致密性的膜状铁素体开始形成，在本发明中，所述淬透深度即为表面致密10B21铸坯的有效表面致密区域；在本发明中，所述淬透深度越大，含有致密的回火索氏体和/或致密的贝氏体的位置区域更大，经表面淬火得到的淬火10B21铸坯抑制铸坯热送过程中表面裂纹产生的效果更好。

表面淬火是工件处于淬火温度，然后迅速冷却，仅使表面层获得淬火组织的热处理方法；本发明的表面淬火技术是将10B21铸坯进入加热炉之前对其表面进行淬火，使得铸坯表面形成细小的马氏体组织，而铸坯芯部潜热热损失不大，在运送过程（热送过程）中铸坯芯部再对铸坯表面进行回火，在铸坯外表层形成一层致密的回火索氏体组织。

众所周知，不同的钢材铸坯的热处理过程对其组织结构会产生完全不同的影响，虽然表面淬火技术是钢材热处理的常用技术，但对于10B21钢材而言，冷速过大极易导致热应力超过高温强度极限，不合适的表面淬火工艺反而会增加产生裂纹的风险，现有技术中一直未有合理的表面淬火工艺能够对10B21铸坯进行表面淬火处理以有效控制10B21铸坯表面的组织分布，从而有效抑制铸坯热送过程中表面裂纹产生。虽然中国专利申请CN103924248A也对10B21进行了淬火处理，但其淬火介质是油淬，淬火工艺效率低，并且该专利申请主要是为了生产表面强度高的零部件，其主要强调的是碳氮共渗；本发明的表面淬火工艺生产效率更高，对铸坯表面组织分析更全面，对淬火工艺的机理有更全面地深入研究；而且本发明是直接针对10B21钢种降低其在热送过程中的表面裂纹问题，提高其合格率。本发明是经过大量的创造性实验才得到了本发明中合理的对10B21铸坯的表面淬火工艺条件，本发明通过合理的表面淬火工艺对10B21铸坯进行表面淬火处理，保证了合适的淬透深度，实现了对10B21铸坯表面组织类型的有效控制，从而有效抑制了铸坯热送过程中表面裂纹的产生，显著提高了10B21铸坯的加工性能；采用本发明得到的表面致密10B21铸坯制造产品大大提高了成品率（合格率），减少了产品在使用过程中表面易出现磨损的情况，提高了产品的使用周期。

根据一些优选的实施方式，所述表面致密10B21铸坯的回火索氏体消失的深度为4~6mm；在本发明中，当从表面致密10B21铸坯的显微组织图中基本观察不到回火索氏体存在时，即回火索氏体基本消失时，即认为所述表面致密10B21铸坯的回火索氏体消失了；和/或所述表面致密10B21铸坯的膜状铁素体开始形成的深度为8~10mm。

根据一些优选的实施方式，表面淬火的时间为60s，表面淬火的起始温度为808~851℃，表面淬火的终点温度为252~667℃，表面淬火的淬透深度为10mm，回火最高点温度为614~659℃。本发明确定了该最佳的10B21铸坯表面淬火时间和淬火起始温度，保证了合适的淬透深度，本发明发现，淬火时间从40s到100s，淬透深度变化基本不太大，除了从40s至60s有一定程度的增长，60s至100s基本不发生变化，因此对于10B21淬火时间不宜超过60s，淬火时间过长反而会增加产生裂纹的风险（冷速过大导致的热应力超过高温强度极限），并且会使得热送的节能效果降低。

根据一些优选的实施方式，所述表面致密10B21铸坯的回火索氏体消失的深度为5mm；所述表面致密10B21铸坯的膜状铁素体开始形成的深度为10mm。

根据一些优选的实施方式，例如，如图1所示，所述淬火槽包括用于容纳水的淬火槽本体1、设置在淬火槽本体1上的排水孔2和进水阀3、用于根据淬火槽本体1内容纳的水的温度以及水液面高度控制所述进水阀的阀口开度的PLC控制系统（图1中未示出）；在本发明中，优选的是，所述排水孔为直径为3cm的圆形排水孔结构，总共有两个，能够方便水快速排出；所述进水阀的数量为两个，利用PLC控制系统根据水温、水液面高度自动控制进水阀进水开口度大小，以使所述淬火槽内水温恒定。

根据一些优选的实施方式，所述淬火槽本体的外壁长为1500cm，宽为130cm，高为130cm，所述淬火槽的内壁厚为3cm；和/或步骤（1）提供的所述10B21铸坯的长度为3m。

在本发明中，表面淬火工艺具体为：连铸机出来的铸坯经过火焰切割后，在夹起试样前，对铸坯中间区域表面中心温度进行测温并记录，再用夹具吊起定尺铸坯放入淬火槽，由于现场设备限制，吊入淬火槽的定尺铸坯长度不能过长，综合考虑优选为所述10B21铸坯的长度为3m；此长度既能保证铸坯不会发生掉沟的情况，也能保证中间区域组织受端部三维传热的影响较小，以便于后续分析；待达到设定的表面淬火时间，再将铸坯提出淬火槽。

根据一些优选的实施方式，步骤（1）提供的所述10B21铸坯包含以质量百分比计的组分为：C，0.18%～0.22%；Si，≤0.06%；Mn，0.7%～1%；S，≤0.01%；Cr，0.1%~0.18%；P，≤0.02%；Ti，0.03%~0.05%；B，0.0015%~0.0025%；Al，0.015%~0.045%；N，0.0015%~0.0045%；余量为Fe和不可避免的杂质。

根据一些优选的实施方式，步骤（1）提供的所述10B21铸坯依次经过铁水预处理工艺、顶底复吹转炉冶炼工艺、脱氧合金化工艺、LF精炼工艺和连铸工艺制备而成。

根据一些优选的实施方式，在经过铁水预处理工艺后，铁水中Si的含量不大于0.70%，P的含量不大于0.11%；在经过顶底复吹转炉冶炼工艺后，转炉出钢钢液中的C的含量为0.05%~0.09%，P的含量不大于0.12%；经过脱氧合金化工艺后得到的脱氧合金化钢液包含以质量百分比计的组分为：C，0.12%～0.16%；Si，0.08%~0.1%；Mn，0.75%～0.85%；S，≤0.006%；Cr，0.10%~0.15%；P，≤0.015%；Ti，0.03%~0.05%；B，0.0015%~0.0025%；Al，0.050%~0.070%；N，0.001%~0.004%；余量为Fe和不可避免的杂质；在经过LF精炼工艺后，保证得到的精炼终渣中FeO和MnO的含量之和不大于1.2%；在连铸工艺中，开浇吊包的温度为1605~1615℃，连浇吊包的温度为1585~～1595℃，拉速1.2~1.5m/min，电磁搅拌电流为200~400A，电磁搅拌频率为3~6Hz，得到的10B21铸坯的断面尺寸为180mm×180mm。

在本发明中，所述10B21铸坯的生产流程：铁水预处理→顶底复吹转炉冶炼→脱氧合金化→LF精炼→连铸采用现有常用工艺进行即可。

根据一些具体的实施方式，本发明提供的10B21铸坯的生产流程为：铁水预处理→顶底复吹转炉冶炼→脱氧合金化→LF精炼→连铸：

铁水预处理：在生产前和生产过程中注意铁水成分是否满足要求，控制预处理后的铁水中Si≤0.70%、P≤0.11%；在本发明中，所述铁水预处理指的是现有的铁水预脱硅和铁水预脱磷处理。

顶底复吹转炉冶炼：采用高拉补吹的方法，控制转炉出钢钢液成分中C：0.05~0.09%、P≤0.012%。

脱氧合金化（在转炉向钢包中出钢过程中在钢包中进行脱氧合金化）：转炉出钢时向钢包中加入高碳锰铁11kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入11kg的高碳锰铁），高碳铬铁1.5kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入1.5kg的高碳铬铁），低氮增碳剂（例如氮含量在500ppm以下的石墨化增碳剂）适量，合金（例如氮矾合金）及低氮增碳剂用量酌情调整即可；确保炉后钢包中需要主要控制的成分在以下范围内：C：0.12～0.16%、Si：0.08%~0.1%、Mn：0.75～0.85%、S：≤0.006%、Cr：0.10~0.15%、P≤0.015%、Ti：0.03%~0.05%、B：0.0015%~0.0025%、N：0.001%~0.004%。出钢加铝块40kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入40kg的铝块），炉后喂铝线400～550m/t（即每吨转炉出钢钢液中加入400～550米的铝线），拉吹后适当调整铝线喂入量；保证进精炼钢水（脱氧合金化钢液）Al含量在0.050%～0.070%；在本发明中，铝是强脱氧剂，铝块是直接加在钢包进行粗脱氧，铝线是炉后即出完钢后再进行精脱氧，将钢水Al含量控制在0.05%~0.07%。

LF精炼：先进行调渣操作即120t钢包加石灰400~600kg、适量化渣剂（例如萤石），精炼终渣（即LF精炼操作完成后钢液上方的渣）碱度（CaO与SiO

连铸：为了保证必要的过热度，开浇吊包温度保持在1605～1615℃，连浇吊包温度保持在1585～1595℃，铸坯断面180mm×180mm，拉速1.3m/min，电磁搅拌电流300A，频率4Hz；在本发明中，所述开浇吊包温度要高于连浇吊包温度，因为开浇钢水在中间包温度损失大，若开浇吊包温度控制过低，钢液过早凝固会导致生产事故，开浇吊包温度控制过高的话，一是会增加生产成本，二是会降低铸坯拉速，钢水温度过高冷却不足的话，拉速太快易发生拉漏的事故。

本发明一些具体的实施方式中得到的10B21铸坯的成分范围如表1所示。

表1：10B21主要元素成分含量，wt%。

注：表1中，10B21的余量为铁和不可避免的杂质。

在一些具体的实施方式中，将生产出来的10B21铸坯进行表面淬火，得到淬火10B21，利用淬火10B21铸坯的芯部的余温对所述淬火10B21铸坯的表面进行回火，以通过控制10B21铸坯表面组织来抑制表面裂纹；其中，表面淬火时间为60秒，表面淬火起始温度为808~851℃，表面淬火终点温度为252~667℃，回火最高点温度为614~659℃，淬透深度10mm。在本发明中，仿真模拟了该工艺下得到的表面致密10B21铸坯表层组织分布（表面组织分布）及生成条件，如表2所示；其中S为索氏体，B为贝氏体，F为铁素体，P为珠光体，W为魏氏体，魏氏体是铁素体和珠光体的特殊形态；其中，各位置区域的淬火起始温度、淬火终点温度、回火最高点温度均通过仿真模拟的方式得到。如表2所示，所述表面致密10B21铸坯的表面至芯部的深度方向，所述表面致密10B21铸坯的组织结构在深度为0~5mm的位置区域以回火索氏体为主，还含有少量的贝氏体；随着深度的增加逐渐转变为以贝氏体为主，但在距表面深度为10mm的位置区域开始形成膜状铁素体，这个位置要比贝氏体基本消失的位置更靠近表面，再随着深度的增加出现珠光体，铸坯芯部最后是分布均匀的块状铁素体和珠光体的组合。

表2：表面致密10B21铸坯（淬火试样）表层组织分布及生成条件。

本发明在第二方面提供了由本发明在第一方面所述的方法进行表面淬火处理得到的表面致密10B21铸坯。

下文将通过举例的方式对本发明进行进一步的说明，但是本发明的保护范围不限于这些实施例。

对比例1

10B21铸坯的生产工艺为：铁水预处理→顶底复吹转炉冶炼→脱氧合金化→LF精炼→连铸。

铁水预处理：控制预处理后的铁水中成分Si≤0.70%、P≤0.11%。

顶底复吹转炉冶炼：采用高拉补吹的方法，控制转炉出钢钢液成分中C：0.05~0.09%、P≤0.012%。

脱氧合金化：转炉出钢时向钢包中加入高碳锰铁11kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入11kg的高碳锰铁），高碳铬铁1.5kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入1.5kg的高碳铬铁），低氮增碳剂（氮含量在500ppm以下的石墨化增碳剂）适量，合金（氮矾合金）及低氮增碳剂用量酌情调整；确保炉后钢包需要控制的主要成分在以下范围内：C：0.13%、Si：0.09%、Mn：0.78%、S：0.005%、Cr：0.12%、P：0.011%、Ti：0.03%、B：0.0016%、N：0.002%；转炉出钢钢液量按照115~120t计算，出钢加铝块4680kg，炉后喂铝线500m，拉吹后适当调整铝线喂入量；保证进精炼钢水（脱氧合金化钢液）Al含量在0.06%。

LF精炼：先进行调渣操作：即加石灰500kg、萤石化渣剂250kg，精炼终渣碱度R≥3.2，及时调整渣况，并保证精炼渣良好的流动性；保证43分钟的精炼时间，对于吹氩搅拌，除调整成分外，其他时间禁止氩气强搅拌。精炼过程中加入80kg铝粒和80kg碳粉强化渣面脱氧，精炼全程进行扩散脱氧，保证精炼终渣（FeO）＋（MnO）为1.2%；软吹前喂入纯钙线300m（300米），对钢液进行钙处理。

连铸：为了保证必要的过热度，开浇吊包温度保持在1610℃，连浇吊包温度保持在1590℃，铸坯断面180mm×180mm，拉速1.3m/min，电磁搅拌电流300A，频率4Hz。

本对比例生产得到的10B21铸坯成分如表3所示。

表3：对比例1中的10B21铸坯主要元素成分含量，wt%。

注：在表3中，10B21铸坯的余量为Fe和不可避免的杂质。

本对比例中的10B21未淬火试样的铸态组织沿断面中心方向均为典型的铁素体+珠光体；对于本对比例中的10B21未淬火试样的铸态组织，越靠近表面的位置，冷速越大，晶粒也越细小。其中，变化最为明显的是珠光体的形态，靠近表层区域的组织，珠光体更分散，在基体中分布均匀；距表层越远，珠光体聚集长大，具有网状分布的特征；10B21未淬火试样距表面不同距离位置处的显微组织结构图，如图3所示。

从图3的结果可知，在10B21未淬火试样表层发现了典型的膜状铁素体，沿着原始粗大的奥氏体晶界分布，贯穿整个视场，其宽度在40μm左右；继续往未淬火试样芯部观察，依旧存在膜状铁素体。

实施例1

10B21铸坯的生产工艺为：铁水预处理→顶底复吹转炉冶炼→脱氧合金化→LF精炼→连铸。

铁水预处理：控制预处理后的铁水中成分Si≤0.70%、P≤0.11%。

顶底复吹转炉冶炼：采用高拉补吹的方法，控制转炉出钢钢液成分中C：0.05~0.09%、P≤0.012%。

脱氧合金化：转炉出钢时向钢包中加入高碳锰铁11kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入11kg的高碳锰铁），高碳铬铁1.5kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入1.5kg的高碳铬铁），低氮增碳剂（氮含量在500ppm以下的石墨烯增碳剂）适量，合金（氮矾合金）及低氮增碳剂用量酌情调整；确保炉后钢包需要控制的主要成分在以下范围内：C：0.12%、Si：0.09%、Mn：0.76%、S：0.004%、Cr：0.12%、P：0.01%、Ti：0.03%、B：0.0016%、N：0.002%；转炉出钢钢液量按照115~120t计算，出钢加铝块4680kg，炉后喂铝线500m，拉吹后适当调整铝线喂入量；保证进精炼钢水（脱氧合金化钢液）Al含量在0.06%。

LF精炼：先进行调渣操作：即加石灰500kg、萤石化渣剂250kg，精炼终渣碱度R≥3.2，及时调整渣况，并保证精炼渣良好的流动性；保证43分钟的精炼时间，对于吹氩搅拌，除调整成分外，其他时间禁止氩气强搅拌。精炼过程中加入80kg铝粒和80kg碳粉强化渣面脱氧，精炼全程进行扩散脱氧，保证精炼终渣（FeO）＋（MnO）为1.2%；软吹前喂入纯钙线300m（300米），对钢液进行钙处理。

连铸：为了保证必要的过热度，开浇吊包温度保持在1610℃，连浇吊包温度保持在1590℃，铸坯断面180mm×180mm，拉速1.3m/min，电磁搅拌电流300A，频率4Hz。

本实施例生产得到的10B21铸坯成分如表4所示。

表4：实施例1中的10B21铸坯主要元素成分含量，wt%。

注：在表4中，10B21铸坯的余量为Fe和不可避免的杂质。

将本实施例生产出来的10B21铸坯进行表面淬火，得到淬火10B21铸坯；然后利用所述淬火10B21铸坯的芯部的余温对所述淬火10B21铸坯的表面进行回火，得到表面致密10B21铸坯，以通过控制10B21铸坯表面组织来抑制表面裂纹；其中，淬火时间为40秒，测得如表2所示的在各位置区域的淬火起始温度区间为808~837℃，淬火终点温度区间为319~664℃，回火最高点温度区间为666~695℃，淬透深度8mm。

实施例1分析：

本实施例制得的表面致密10B21铸坯在距表面0~4mm的区域，主要为保留了板条马氏体位向的回火索氏体+贝氏体（少量），在4mm的位置以后，表面致密10B21铸坯开始以贝氏体+膜状铁素体（少量）为主；随着继续深入，由于对应的冷速降低，组织逐渐粗化，但均属于贝氏体；同时，由于表面致密10B21铸坯表面经过了淬火处理，在距表面深度为8mm的位置处才开始形成膜状铁素体，继续深入，凡是原奥氏体晶粒晶界的位置，均可以发现膜状铁素体；在16mm的位置，组织中开始出现珠光体，呈现魏氏组织的特征；在18mm以后，贝氏体基本消失不见，组织转变为铁素体（块状）+珠光体。

实施例2

10B21铸坯的生产工艺为：铁水预处理→顶底复吹转炉冶炼→脱氧合金化→LF精炼→连铸。

铁水预处理：控制预处理后的铁水中成分Si≤0.70%、P≤0.11%。

顶底复吹转炉冶炼：采用高拉补吹的方法，控制转炉出钢钢液成分中C：0.05~0.09%、P≤0.012%。

脱氧合金化：转炉出钢时向钢包中加入高碳锰铁11kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入11kg的高碳锰铁），高碳铬铁1.5kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入1.5kg的高碳铬铁），低氮增碳剂（氮含量在500ppm以下的石墨化增碳剂）适量，合金（氮矾合金）及低氮增碳剂用量酌情调整；确保炉后钢包需要控制的主要成分在以下范围内：C：0.14%、Si：0.08%、Mn：0.81%、S：0.004%、Cr：0.15%、P：0.01%、Ti：0.04%、B：0.0017%、N：0.003%；转炉出钢钢液量按照115~120t计算，出钢加铝块4680kg，炉后喂铝线500m，拉吹后适当调整铝线喂入量；保证进精炼钢水（脱氧合金化钢液）Al含量在0.06%。

LF精炼：先进行调渣操作：即加石灰500kg、萤石化渣剂250kg，精炼终渣碱度R≥3.2，及时调整渣况，并保证精炼渣良好的流动性；保证43分钟的精炼时间，对于吹氩搅拌，除调整成分外，其他时间禁止氩气强搅拌。精炼过程中加入80kg铝粒和80kg碳粉强化渣面脱氧，精炼全程进行扩散脱氧，保证精炼终渣（FeO）＋（MnO）为1.2%；软吹前喂入纯钙线300m（300米），对钢液进行钙处理。

连铸：为了保证必要的过热度，开浇吊包温度保持在1610℃，连浇吊包温度保持在1590℃，铸坯断面180mm×180mm，拉速1.3m/min，电磁搅拌电流300A，频率4Hz。

本实施例生产得到的10B21铸坯成分如表5所示。

表5：实施例2中的10B21铸坯主要元素成分含量，wt%。

注：在表5中，10B21铸坯的余量为Fe和不可避免的杂质。

将本实施例生产出来的10B21铸坯进行表面淬火，得到淬火10B21铸坯；然后利用所述淬火10B21铸坯的芯部的余温对所述淬火10B21铸坯的表面进行回火，得到表面致密10B21铸坯，以通过控制10B21铸坯表面组织来抑制表面裂纹；其中，淬火时间为60秒，测得如表2所示的在各位置区域的淬火起始温度区间为808~851℃，淬火终点温度区间为252~667℃，回火最高点温度区间为614~659℃，淬透深度10mm。

实施例2分析：

本实施例制得的表面致密10B21铸坯在距表面0~5mm的区域，主要为保留了板条马氏体位向的回火索氏体+贝氏体（少量），在5mm的位置以后，组织开始以贝氏体+膜状铁素体（少量）为主；随着继续深入，由于对应的冷速降低，组织逐渐粗化，但均属于贝氏体；在23mm的位置，组织中开始出现珠光体，呈现魏氏组织的特征；在距表层深度为10mm的位置处开始形成膜状铁素体；在26mm以后，贝氏体基本消失不见；在27mm以后，魏氏组织基本消失，组织转变为铁素体（块状）+珠光体；本实施例中表面致密10B21铸坯淬火试样距表面不同距离位置处的显微组织结构图，如图4所示。

实施例3

10B21铸坯的生产工艺为：铁水预处理→顶底复吹转炉冶炼→脱氧合金化→LF精炼→连铸。

铁水预处理：控制预处理后的铁水中成分Si≤0.70%、P≤0.11%。

顶底复吹转炉冶炼：采用高拉补吹的方法，控制转炉出钢钢液成分中C：0.05~0.09%、P≤0.012%。

脱氧合金化：转炉出钢时向钢包中加入高碳锰铁11kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入11kg的高碳锰铁），高碳铬铁1.5kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入1.5kg的高碳铬铁），低氮增碳剂（氮含量在500ppm以下的石墨化增碳剂）适量，合金（氮矾合金）及低氮增碳剂用量酌情调整；确保炉后钢包需要控制的主要成分在以下范围内：C：0.12%、Si：0.09%、Mn：0.79%、S：0.004%、Cr：0.13%、P：0.011%、Ti：0.038%、B：0.0016%、N：0.0032%；转炉出钢钢液量按照115~120t计算，出钢加铝块4680kg，炉后喂铝线500m，拉吹后适当调整铝线喂入量；保证进精炼钢水（脱氧合金化钢液）Al含量在0.06%。

LF精炼：先进行调渣操作：即加石灰500kg、萤石化渣剂250kg，精炼终渣碱度R≥3.2，及时调整渣况，并保证精炼渣良好的流动性；保证43分钟的精炼时间，对于吹氩搅拌，除调整成分外，其他时间禁止氩气强搅拌。精炼过程中加入80kg铝粒和80kg碳粉强化渣面脱氧，精炼全程进行扩散脱氧，保证精炼终渣（FeO）＋（MnO）为1.2%；软吹前喂入纯钙线300m（300米），对钢液进行钙处理。

连铸：为了保证必要的过热度，开浇吊包温度保持在1610℃，连浇吊包温度保持在1590℃，铸坯断面180mm×180mm，拉速1.3m/min，电磁搅拌电流300A，频率4Hz。

本实施例生产得到的10B21铸坯成分如表6所示。

表6：实施例3中的10B21铸坯主要元素成分含量，wt%。

注：在表6中，10B21铸坯的余量为Fe和不可避免的杂质。

将本实施例生产出来的10B21铸坯进行表面淬火，得到淬火10B21铸坯；然后利用所述淬火10B21铸坯的芯部的余温对所述淬火10B21铸坯的表面进行回火，得到表面致密10B21铸坯，以通过控制10B21铸坯表面组织来抑制表面裂纹；其中，淬火时间为80秒，测得如表2所示的在各位置区域的淬火起始温度范围为808~855℃，淬火终点温度范围为226~631℃，回火最高点温度范围为572~608℃，淬透深度10mm。

实施例3分析：

本实施例制得的表面致密10B21铸坯在距表面0~5mm的区域，主要为保留了板条马氏体位向的回火索氏体+贝氏体（少量），在5mm的位置以后，组织开始以贝氏体+膜状铁素体（少量）为主；随着继续深入，由于对应的冷速降低，组织逐渐粗化，但均属于贝氏体；在距表层深度为10mm的位置处开始形成膜状铁素体；在26~27mm的位置，组织中开始出现珠光体，并呈现魏氏组织的特征；在30mm以后，贝氏体基本消失不见，组织为魏氏组织；继续往芯部深入，组织转变为铁素体（块状）+珠光体。

实施例4

10B21铸坯的生产工艺为：铁水预处理→顶底复吹转炉冶炼→脱氧合金化→LF精炼→连铸。

铁水预处理：控制预处理后的铁水中成分Si≤0.70%、P≤0.11%。

顶底复吹转炉冶炼：采用高拉补吹的方法，控制转炉出钢钢液成分中C：0.05~0.09%、P≤0.012%。

脱氧合金化：转炉出钢时向钢包中加入高碳锰铁11kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入11kg的高碳锰铁），高碳铬铁1.5kg/t（即每吨转炉出钢钢液中加入1.5kg的高碳铬铁），低氮增碳剂（氮含量在500ppm以下的石墨化增碳剂）适量，合金（氮矾合金）及低氮增碳剂用量酌情调整；确保炉后钢包需要控制的主要成分在以下范围内：C：0.14%、Si：0.08%、Mn：0.83%、S：0.005%、Cr：0.13%、P：0.012%、Ti：0.039%、B：0.0017%、N：0.0032%；转炉出钢钢液量按照115~120t计算，出钢加铝块4680kg，炉后喂铝线500m，拉吹后适当调整铝线喂入量；保证进精炼钢水（脱氧合金化钢液）Al含量在0.06%。

LF精炼：先进行调渣操作：即加石灰500kg、萤石化渣剂250kg，精炼终渣碱度R≥3.2，及时调整渣况，并保证精炼渣良好的流动性；保证43分钟的精炼时间，对于吹氩搅拌，除调整成分外，其他时间禁止氩气强搅拌。精炼过程中加入80kg铝粒和80kg碳粉强化渣面脱氧，精炼全程进行扩散脱氧，保证精炼终渣（FeO）＋（MnO）为1.2%；软吹前喂入纯钙线300m（300米），对钢液进行钙处理。

连铸：为了保证必要的过热度，开浇吊包温度保持在1610℃，连浇吊包温度保持在1590℃，铸坯断面180mm×180mm，拉速1.3m/min，电磁搅拌电流300A，频率4Hz。

本实施例生产得到的10B21铸坯成分如表7所示。

表7：实施例4中的10B21铸坯主要元素成分含量，wt%。

注：在表7中，10B21铸坯的余量为Fe和不可避免的杂质。

将本实施例生产出来的10B21铸坯进行表面淬火，得到淬火10B21铸坯；然后利用所述淬火10B21铸坯的芯部的余温对所述淬火10B21铸坯的表面进行回火，得到表面致密10B21铸坯，以通过控制10B21铸坯表面组织来抑制表面裂纹；其中，淬火时间为100秒，测得如表2所示的在各位置区域的淬火起始温度范围为808~857℃，淬火终点温度范围为211~598℃，回火最高点温度范围为535~572℃，淬透深度10mm。

实施例4分析：

本实施例制得的表面致密10B21铸坯在距表面0~6mm的区域，主要为保留了板条马氏体位向的回火索氏体+贝氏体（少量），在6mm的位置以后，组织开始以贝氏体+膜状铁素体（少量）为主；随着继续深入，由于对应的冷速降低，组织逐渐粗化，但均属于贝氏体；在距表层深度为10mm的位置处开始形成膜状铁素体；在28mm的位置，组织中开始出现珠光体，并呈现魏氏组织的特征；在32mm以后，贝氏体基本消失不见，组织为魏氏组织；继续往芯部深入，组织转变为铁素体（块状）+珠光体。

本发明实施例1~4得到的表面致密10B21铸坯的淬透深度与淬火时间的关系曲线图，如图5所示。由图5分析可知，淬火时间从40s到100s，淬透深度变化基本不太大，除了从40s~60s有一定程度的增长，60s~100s基本不发生变化，因此，对于10B21淬火时间不宜超过60s，淬火时间过长反而会增加产生裂纹的风险（冷速过大导致的热应力超过高温强度极限），并且会使得热送的节能效果降低。

将本发明实施例1~4得到的经表面淬火处理的10B21铸坯以及对比例1得到的未经淬火处理的10B21铸坯加工成多个螺母，检测得到各实施例及对比例得到的螺母的成品率（合格产品所占比例）结果如表8所示。

表8：各实施例及对比例加工成产品的成品率。

本发明未详细说明部分为本领域技术人员公知技术。

最后应说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。