一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺

《一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺》涉及合金钢领域，具体涉及适用于抗拉强度750～900兆帕、屈服强度≥600兆帕、-40℃千伏₂≥150焦，同时要求具有优异的抗疲劳性能的高速动车组车轴用钢及其热处理工艺。

1.《一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺》按重量百分比含有C：0.24～0.30，Si：0.20～0.40，Mn：0.70～1.00，Cr：0.90～1.20，Ni：0.70～1.30，Mo：0.20～0.30，Cu：0.10～0.60，Zr：0.01～0.04，V：0.04～0.08，Ti：0.015～0.030，Ca：0.001～0.005，P≤0.010，S≤0.008，T[O]≤0.0015，Als：0.015～0.045，余为Fe和其它不可避免的杂质；所述钢的组织为回火索氏体 少量下贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量为100％，车轴1/2半径处回火索氏体含量在80～90％。

2.如权利要求1所述的含钒钛动车组车轴用钢，其特征在于，按重量百分比含有C：0.29，Si：0.24，Mn：0.91，Cr：0.97，Ni：0.87，Mo：0.2，Cu：0.56，Zr：0.03，V：0.04，Ti：0.021，Ca：0.003，P:0.005，S:0.001，T[O]:0.0006，Als：0.035，余为Fe和其它不可避免的杂质。

3.如权利要求1或2所述的含钒钛动车组车轴用钢，其特征在于，其纵向力学性能达到：R_m：750兆帕～900兆帕，R_eL或R_p0.2≥600兆帕，A≥18％，Z≥40％，-40℃纵向 冲击吸收功千伏₂≥150焦；断裂韧性K_Q值≥120兆帕·米^1/2；光滑试样的旋转弯曲疲劳极限R_fL≥375兆帕，缺口试样的旋转弯曲疲劳极限R_fE≥310兆帕，缺口敏感性R_fL/R_fE≤1.15；过盈量为0.04毫米试样的微动疲劳极限≥215兆帕；盐雾腐蚀14循环周次试样的腐蚀疲劳极限为≥275兆帕；钢材的奥氏体晶粒度大于等于8.0级。

4.如权利要求1-3所述含钒钛动车组车轴用钢的热处理工艺，其特征在于，包括如下步骤：（1）正火：将含钒钛高速动车组车轴用钢加热至温度870～900℃，在该温度段加热保温时间按1.2～1.7分钟/毫米计算，空冷；（2）淬火：将含钒钛高速动车组车轴用钢加热至温度850～880℃，在该温度段加热保温时间按1.5～2.0分钟/毫米计算，随后冷却；（3）回火：将含钒钛高速动车组车轴用钢加热至温度620～680℃，在该温度段加热保温时间按2～2.5分钟/毫米计算，随后空冷至室温。

5.如权利要求4所述含钒钛动车组车轴用钢的热处理工艺，其特征在于，步骤（1）-（3）中加热速度均为50～100℃/小时。

6.如权利要求4或5所述含钒钛动车组车轴用钢的热处理工艺，其特征在于，步骤（2）中，在淬火槽中，通过喷嘴对车轴进行水下喷水快速水冷至室温。

7.如权利要求6所述含钒钛动车组车轴用钢的热处理工艺，其特征在于，冷却速度控制在1.5～2.5℃/秒。

8.如权利要求4-7所述含钒钛动车组车轴用钢的热处理工艺，其特征在于，步骤（1）中以80℃/小时加热至温度870℃，加热保温时间300分钟，空冷。

9.如权利要求4-8所述含钒钛动车组车轴用钢的热处理工艺，其特征在于，步骤（2）中以80℃/小时加热至温度860℃，加热保温时间270分钟，快速水冷；和/或，步骤（3）中以80℃/小时加热至温度650℃，加热保温时间420分钟，空冷。

10.如权利要求4-9所述含钒钛动车组车轴用钢的热处理工艺，其特征在于，其用于含钒钛动车组车轴用钢的制造工艺，包括步骤：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→车轴坯轧制→车轴坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火 调质热处理→车轴外圆精车加工→车轴内孔镗削加工→外圆磨削→探伤。

车轴是各种车辆中涉及安全的最重要的运动和承载部件之一。由于车轴承受着动载荷，受力状态比较复杂，如弯曲载荷、扭转载荷、弯扭复合载荷，并受到一定冲击，特别是高速动车组车轴，其受力状态更为复杂。因此，高速动车组车轴在服役过程中可能会因为疲劳、弯曲、扭转或拉伸应力等而发生断裂，其中疲劳断裂是高速车轴的普遍断裂形式。为确保车辆的安全运行，高速动车组车轴必须具有足够的可靠性和疲劳安全系数。高速动车组车轴材料是决定车轴使用寿命和可靠性的关键因素之一，因此，全球十分重视对高速动车组车轴用钢的研发和疲劳性能的研究。随着中国高速铁路的快速发展，对动车组车轴的需要急剧增加，截至2016年6月，仍主要依赖于进口，因此，迫切需要开发适用于中国铁路发展特点的高强高韧及长疲劳寿命的新材质车轴钢。

自2016年6月以来，中国开展了抗疲劳破坏车轴钢的研究开发。如中国专利申请201110417295.9中的抗疲劳破坏车轴钢，仍然采用传统中碳车轴钢的高C含量思路，C含量（0.42～0.45％）较高，这使得钢的韧性较差，无法满足动车组车轴对韧性的要求，且抗疲劳性能改善的幅度有限高。中国专利申请201210384581.4中的一种新型空心车轴用合金钢，尽管碳含量较低，具有较好的强韧性配合，但疲劳强度仍较低。从欧洲引进的动车组车轴主要采用调质处理的合金钢EA4T，虽然给出了化学成分及力学性能要求，但没有给出关键热处理工艺参数，更重要的是钢中的影响淬透性的合金元素含量偏低，导致大规格的动车组车轴内部的组织（存在不允许存在的铁素体）和性能（近心部强度、韧性和疲劳性能偏低）往往难以达到标准的要求。这些均在实际应用中受到了限制，更为关键的是车轴钢抗疲劳性能改善的幅度均有限，影响其推广应用。

一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺专利目的

《一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺》的目的在于提供一种抗拉强度750～900兆帕、屈服强度≥600兆帕、-40℃千伏₂≥150焦，同时要求具有优异的抗疲劳性能的高速动车组车轴用钢及其热处理工艺。

一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺技术方案

《一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺》按重量百分比含有C：0.24～0.30，Si：0.20～0.40，Mn：0.70～1.00，Cr：0.90～1.20，Ni：0.70～1.30，Mo：0.20～0.30，Cu：0.10～0.60，Zr：0.01～0.04，V：0.04～0.08，Ti：0.015～0.030，Ca：0.001～0.005，P≤0.010，S≤0.008，T[O]≤0.0015，Als：0.015～0.045，余为Fe和其它不可避免的杂质；所述钢的组织为回火索氏体 少量下贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量为100％，车轴1/2半径处回火索氏体含量在80～90％。进一步地，按重量百分比含有C：0.29，Si：0.24，Mn：0.91，Cr：0.97，Ni：0.87，Mo：0.2，Cu：0.56，Zr：0.03，V：0.04，Ti：0.021，Ca：0.003，P：0.005，S：0.001，T[O]：0.0006，Als：0.035，余为Fe和其它不可避免的杂质。进一步地，其纵向力学性能达到：Rm：750兆帕～900兆帕，ReL或Rp0.2≥600兆帕，A≥18％，Z≥40％，-40℃纵向冲击吸收功千伏₂≥150焦；断裂韧性KQ值≥120兆帕·米^1/2；光滑试样的旋转弯曲疲劳极限RfL≥375兆帕，缺口试样的旋转弯曲疲劳极限RfE≥310兆帕，缺口敏感性RfL/RfE≤1.15；过盈量为0.04毫米试样的微动疲劳极限≥215兆帕；盐雾腐蚀14循环周次试样的腐蚀疲劳极限为≥275兆帕；钢材的奥氏体晶粒度大于等于8.0级。上述含钒钛动车组车轴用钢的热处理工艺，包括如下步骤：（1）正火：将含钒钛高速动车组车轴用钢加热至温度870～900℃，在该温度段加热保温时间按1.2～1.7分钟/毫米计算，空冷；（2）淬火：将含钒钛高速动车组车轴用钢加热至温度850～880℃，在该温度段加热保温时间按1.5～2.0分钟/毫米计算，随后冷却；（3）回火：将含钒钛高速动车组车轴用钢加热至温度620～680℃，在该温度段加热保温时间按2～2.5分钟/毫米计算，随后空冷至室温。进一步地，步骤（1）-（3）中加热速度均为50～100℃/小时。进一步地，步骤（2）中，在淬火槽中，通过喷嘴对车轴进行水下喷水快速水冷至室温。进一步地，冷却速度控制在1.5～2.5℃/秒。进一步地，步骤（1）中以80℃/小时加热至温度870℃，加热保温时间300分钟，空冷。进一步地，步骤（2）中以80℃/小时加热至温度860℃，加热保温时间270分钟，快速水冷；和/或，步骤（3）中以80℃/小时加热至温度650℃，加热保温时间420分钟，空冷。进一步地，其用于含钒钛动车组车轴用钢的制造工艺，包括步骤：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→车轴坯轧制→车轴坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火 调质热处理→车轴外圆精车加工→车轴内孔镗削加工→外圆磨削→探伤。

一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺改善效果

《一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺》与2016年6月以前的技术相比具有强度高、抗疲劳性能优良的优点。可获得700兆帕以上的高强度，其塑性和韧性明显优于商业钢，其疲劳极限要显著高于商业钢，呈现出良好的强度韧性配合及优异的抗疲劳性能。其中：Rm：750兆帕～900兆帕，ReL或Rp0.2≥600兆帕，A≥18％，Z≥40％，-40℃纵向冲击吸收功千伏₂≥150焦；断裂韧性KQ值≥120兆帕·米^1/2；光滑试样的旋转弯曲疲劳极限RfL≥375兆帕，缺口试样的旋转弯曲疲劳极限RfE≥310兆帕，缺口敏感性RfL/RfE≤1.15；过盈量为0.04毫米试样的微动疲劳极限≥215兆帕；盐雾腐蚀14循环周次试样的腐蚀疲劳极限为≥275兆帕；钢材的奥氏体晶粒度大于等于8.0级；高速动车组车轴“正火 调质（淬火 高温回火）”热处理后钢的组织为回火索氏体 少量下贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量为100％，车轴1/2半径处回火索氏体含量在80～90％。

《一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺》按重量百分比含有C：0.24～0.30，Si：0.20～0.40，Mn：0.70～1.00，Cr：0.90～1.20，Ni：0.70～1.30，Mo：0.20～0.30，Cu：0.10～0.60，Zr：0.01～0.04，V：0.04～0.08，Ti：0.015～0.030，Ca：0.001～0.005，P≤0.010，S≤0.008，T[O]≤0.0015，Als：0.015～0.045，余为Fe和其它不可避免的杂质；钢的组织为回火索氏体 少量下贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量为100％，车轴1/2半径处回火索氏体含量在80～90％；上述含钒钛动车组车轴用钢的热处理工艺，包括如下步骤：（1）正火：将含钒钛高速动车组车轴用钢加热至温度870～900℃，在该温度段加热保温时间按1.2～1.7分钟/毫米计算，空冷；（2）淬火：将含钒钛高速动车组车轴用钢加热至温度850～880℃，在该温度段加热保温时间按1.5～2.0分钟/毫米计算，随后冷却；（3）回火：将含钒钛高速动车组车轴用钢加热至温度620～680℃，在该温度段加热保温时间按2～2.5分钟/毫米计算，随后空冷至室温。在另一个优选实施例中，可以采用如下方案：（1）适当降低传统碳素车轴钢中的C元素含量，改善钢的韧性和塑性；（2）向钢中添加Ni、Cu元素改善钢的淬透性和耐蚀性，并加入微量的Zr、V、Ti元素以细化晶粒，从而提高钢的韧性特别是低温韧性，并改善钢的强度和韧性配合，提高钢的抗疲劳性能；（3）加入适量的Ca元素，对钢中的夹杂物进行变性处理，同时严格控制钢中杂质元素T[O]、P、S等的含量，以进一步提高钢的抗疲劳性能。该发明的关键之处在于将成分优化调整与冶金质量控制有机地结合起来，在获得高强度的同时，获得优异的抗疲劳破坏性能和较低的成本。该发明钢的具体化学成分（重量％）如下：C：0.24～0.30，Si：0.20～0.40，Mn：0.70～1.00，Cr：0.90～1.20，Ni：0.70～1.30，Mo：0.20～0.30，Cu：0.10～0.60，Zr：0.01～0.04，V：0.04～0.08，Ti：0.015～0.030，Ca：0.001～0.005，P≤0.010，S≤0.008，T[O]≤0.0015，Als：0.015～0.045，余为Fe和其它不可避免的杂质。

上述各元素的作用及配比依据如下：C:C元素是车轴钢获得高的强度、硬度所必需的。传统车轴钢中的C含量较高，如2016年6月以前的铁路货车车轴用钢LZ50中的碳含量为0.50％左右。高的C含量虽然对钢的强度、硬度等有利，但对钢的塑性和韧性极为不利，且使屈强比降低、脱碳敏感性增大，恶化钢的抗疲劳性能和加工性能。因此适当降低钢中的C含量，将其控制在0.30％以下。然而，淬火和高温回火后为了获得所需的高强度和所必须的疲劳性能，C含量须在0.24％以上，因而C含量宜控制为0.24～0.30％。Si：Si是钢中主要的脱氧元素，具有很强的固溶强化作用，但Si含量过高将使钢的塑性和韧性下降，C的活性增加，促进钢在轧制和热处理过程中的脱碳和石墨化倾向，并且使冶炼困难和易形成夹杂物，恶化钢的抗疲劳性能。因此控制Si含量为0.20～0.40％。Mn:Mn是脱氧和脱硫的有效元素，还可以提高钢的淬透性和强度，含量小于0.70％时，难以起到上述作用。但淬火钢回火时，Mn和P有强烈的晶界共偏聚倾向，促进回火脆性，恶化钢的韧性，因而控制Mn含量在1.00％以下。Cr：Cr能够有效地提高钢的淬透性和回火抗力，以获得所需的高强度；同时Cr还可降低C的活度，可降低加热、轧制和热处理过程中的钢材表面脱碳倾向，有利用获得高的抗疲劳性能。但含量过高会恶化钢的韧性，因而控制Cr含量为0.90～1.20％。Ni：Ni可提高钢的淬透性、耐蚀性和保证钢在低温下的韧性。考虑到经济性，控制Ni含量为0.80～1.30％。Mo：Mo在钢中的作用主要为提高淬透性、提高回火抗力及防止回火脆性。此外，Mo元素与Cr元素的合理配合可使淬透性和回火抗力得到明显提高。Mo含量过低则上述作用有限，Mo含量过高，则上述作用饱和，且提高钢的成本。因此，控制Mo含量为0.20～0.30％。Cu:Cu在固溶强化、提高淬透性方面与Ni相似。同时，在钢中加入铜还可提高钢的抗腐蚀疲劳性能，因为细小的Cu沉淀阻滞了疲劳的初期阶段脉状结构的形成，并且铜析出物具有良好的塑性，可阻碍疲劳裂纹的扩展；另外，Cu还有一定的提高钢耐蚀性作用；从而提高钢的腐蚀疲劳强度。但Cu含量过高，钢在加热轧制或锻造过程中容易引起热脆。综合考虑，范围可控制在0.10～0.60％。Zr：加入少量锆有脱气、净化和细化晶粒作用，有利于提高钢的低温冲击性能和强度、疲劳性能指标。综合考虑，范围可控制在0.010～0.040％。V：V是强碳化物形成元素，与C结合所形成的细小弥散碳化物可阻止加热时晶粒长大，起细晶强化和沉淀强化的作用，从而可同时提高钢的强度、韧性和抗疲劳性能。V含量低于0.03％，上述作用不明显；V含量高于0.10％，上述作用饱和，且提高钢的成本。因而控制V含量为0.04～0.08％。Ti：在钢中加入微合金元素Ti能起到固溶、偏聚和沉淀作用，当它们与碳、氮、硫等交互作用能产生细晶强化、析出物弥散强化以及夹杂物改性等，使钢的强度和韧性加强，并可提高钢的回火稳定性。综合考虑，Ti的范围可控制在0.015％～0.030％。Ca:Ca具有脱氧脱硫和对非金属夹杂物变性处理的作用，从而改善钢的韧性和抗疲劳性能。Ca含量小于0.001％起不到上述作用，但含量超过0.005％，则加入相当困难，且夹杂物量增多。因而控制Ca含量为0.001～0.005％。P：P能在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体化温度加热时偏聚在晶界，使钢的脆性显著增大，所以控制P的含量在0.012％以下。S：钢中不可避免的不纯物，形成MnS夹杂和在晶界偏聚会恶化钢的韧性和抗疲劳性能，因而控制其含量在0.008％以下。

T[O]：氧在钢中形成各种氧化物夹杂。在应力的作用下，在这些氧化物夹杂处容易产生应力集中，导致微裂纹的萌生，从而恶化钢的力学性能特别是韧性和抗疲劳性能。因此，在冶金生产中须采取措施尽可能降低其含量。考虑到经济性，控制其含量在0.0015％以下。该发明含钒钛高速动车组车轴用钢生产工艺流程为：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→车轴坯轧制→车轴坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火 调质热处理→车轴外圆精车加工→车轴内孔镗削加工→外圆磨削→探伤。该发明关键的热处理工艺步骤如下：（1）正火：将最大直径为200毫米左右、长度达2200毫米左右的含钒钛高速动车组车轴用钢加热（加热速度为50～100℃/小时）至温度870～900℃，在该温度段加热保温时间按1.2～1.7分钟/毫米计算，空冷。经正火后不仅细化了晶粒,而且改善了组织的不均匀性,为随后的最终热处理做好组织准备。（2）淬火：将最大直径为200毫米左右、长度达2200毫米左右的含钒钛高速动车组车轴用钢加热（加热速度为50～100℃/小时）至温度850～880℃，在该温度段加热保温时间按1.5～2.0分钟/毫米计算，随后在淬火槽中，通过喷嘴对车轴进行水下喷水快速水冷（冷却速度控制在1.5～2.5℃/秒）至室温。（3）回火：将最大直径为200毫米左右、长度达2200毫米左右的含钒钛高速动车组车轴用钢加热（加热速度为50～100℃/小时）至温度620～680℃，在该温度段加热保温时间按2～2.5分钟/毫米计算，随后空冷至室温。经过回火，可获得均匀细密回火索氏体 少量下贝氏体的金相组织，从而可获得良好的韧塑性及合适的强度指标。在另一个优选实施例中，可以采用如下方案：该发明含钒钛高速动车组车轴用钢生产工艺流程为：电弧炉或转炉冶炼→LF炉精炼→RH或VD真空脱气→连铸→铸坯加热炉加热→车轴坯轧制→车轴坯锻造→毛坯车轴粗车→车轴齐端面加工→正火 调质（淬火 高温回火）热处理→车轴外圆精车加工→车轴内孔镗削加工→外圆磨削→探伤。该发明含钒钛高速动车组车轴用钢的熔炼化学成分、主要热处理工艺参数与性能的实施例如下：热处理工艺步骤及参数为：（1）正火：以80℃/小时加热至温度870℃，加热保温时间300分钟，空冷。（2）淬火：以80℃/小时加热至温度860℃，加热保温时间270分钟，快速水冷（冷却速度控制在1.5～2.5℃/秒）。（3）回火：以80℃/小时加热至温度650℃，加热保温时间420分钟，空冷。最大直径为Φ200毫米、长度达2200毫米高速动车组车轴的熔炼化学成分质量百分比（wt％）见表1，高速动车组车轴经过以上热处理后的性能指标见表2。

采用该发明的化学成分、工艺流程和热处理工艺工艺参数生产的含钒钛高速动车组车轴用钢，测定钢材的纵向力学性能可达到：R_m：750兆帕～900兆帕，R_eL或R_p0.2≥600兆帕，A≥18％，Z≥40％，-40℃纵向冲击吸收功千伏₂≥150焦；断裂韧性K_Q值≥120兆帕·米^1/2；光滑试样的旋转弯曲疲劳极限R_fL≥375兆帕，缺口试样的旋转弯曲疲劳极限R_fE≥310兆帕，缺口敏感性R_fL/R_fE≤1.15；过盈量为0.04毫米试样的微动疲劳极限≥215兆帕；盐雾腐蚀14循环周次试样的腐蚀疲劳极限为≥275兆帕；钢材的奥氏体晶粒度大于等于8.0级；高速动车组车轴“正火 调质（淬火 高温回火）”热处理后钢的组织为回火索氏体 少量下贝氏体，其中，车轴近表面回火索氏体含量为100％，车轴1/2半径处回火索氏体含量在80～90％。

2020年7月17日，《一种含钒钛动车组车轴用钢及其热处理工艺》获得安徽省第七届专利奖优秀奖。 2100433B

专利荣誉

2021年6月24日，《一种气化炉烧嘴及其使用方法、含其的气化炉》获得第二十二届中国专利优秀奖。

一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法专利目的

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的第一个目的是提供一种高屈强比热镀锌结构件用钢。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的第二个目的是提供这种高屈强比热镀锌结构件用钢的制造方法。

一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法技术方案

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》提供的高屈强比热镀锌结构件用钢具有如下以重量百分比计的化学成分：C：0.02～0.10％；Si：≤0.1％；Mn：0.10～0.80％；P：≤0.05％；S：≤0.015％；T.Al：0.01～0.10％；Nb：0.002～0.02％；其余为Fe和不可避免的杂质。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的高屈强比热镀锌结构件用钢具有的抗拉强度为350兆帕～430兆帕。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的高屈强比热镀锌结构件用钢的合金设计理由如下：

C：0.02～0.10％。C是重要的固溶强化元素，可以使材料获得高的强度，但高的碳含量会使材料的冲压性和焊接性恶化，所以碳不能太高，再结合考虑材料需要达到的350～430兆帕的强度级别和性能范围，因此碳控制在0.02～0.10％。

Si：≤0.1％。Si是铁素体固溶强化元素，极大地提高强度，但对于热镀锌钢板来说，Si含量高时在钢板表面析出产生氧化膜影响表面处理，从而降低钢板和液体锌的湿润粘附张力，会直接影响基板的可镀性，从而影响热镀锌钢板表面质量，所以Si元素控制尽量少。

Mn：为了保证钢的综合机械性能（强度、韧性），需要添加一定量的Mn，Mn尤其对抗拉强度影响较大。但Mn含量高时一方面会影响基板的可镀性和表面质量，同时也对焊接性不利，所以在保证材料强度的前提下尽量减少锰元素的添加量。

T.Al：0.02～0.10％。Al的主要功能是脱氧剂，不宜过低，但过高时影响连铸生产。

P：≤0.05％。P是一种价廉的固溶强化元素，适量的P对强度是有益的，但过高时影响焊接性。所以《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》在保证材料强度的前提下尽量控制P元素；

S：≤0.015％。S在钢中易形成MnS，引起热脆，同时影响焊接性，所以S要尽量低，一般控制在0.015％以下。

Nb：0.002～0.02％。一方面Nb通过抑制再结晶细化晶粒提高材料的强度和韧性，另一方面，NbC、NbN等析出物弥散分布，通过位错的“绕过析出物”和“切过析出物”两种机理起到析出强化的作用，但考虑《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的材料强度相对较低，抗拉强度350兆帕，所以添加了很少量的Nb元素，在降低C、Si、Mn、P元素含量的情况下保证材料的强度，同时使材料有高的屈强比（0.7以上），从而保证材料有好的综合机械性能、良好的焊接性和表面质量。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的第二方面提供上述高屈强比热镀锌结构件用钢的制备方法，包括冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧轧制、退火和热镀锌工序，其中热轧工序控制加热温度≤1250℃，终轧温度≥870℃，卷取温度在600℃～680℃；退火工序控制温度在720℃～820℃。

按如下以重量百分比计的化学成分进行冶炼：C：0.02～0.10％；Si≤0.1％；Mn：0.10～0.80％；P≤0.05％；S≤0.015％；T.Al：0.01～0.10％；Nb：0.002～0.02％；其余为Fe和不可避免的杂质。

然后通过连铸铸成板坯。

热轧工序中控制以下参数：

终轧温度：热轧时材料是进行完全再结晶轧制，为了避免材料进入两相区轧制导致混晶，所以终轧温度≥870℃，控制在Ar3温度之上。

卷曲温度：卷曲温度过高，会导致晶粒粗大最终对成品材料强度影响较大。综合考虑到析出物的析出和长大，采用600～680℃的高温卷曲，以得到较细小的铁素体基体晶粒组织和尺寸适当的碳、氮析出物原始组织。

然后按常规进行酸洗冷轧。

退火工序如图1所示。再结晶退火温度是控制高强钢性能最为重要的工艺因素，在保证材料完全再结晶退火和奥氏体组织不粗化的前提下尽量采取低的退火温度；但考虑到锌层的可镀性，所以退火温度不要太低。《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的高屈强比热镀锌钢板制备方法中，临界再结晶退火温度为720～820℃。

一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法改善效果

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》涉及的一种抗拉强度350～430兆帕热镀锌汽车结构件的生产制造技术，具有良好的焊接性、高屈强比和优质的表面质量，基板为冷轧板，镀层分有热镀纯锌及锌铁合金化热镀锌，微观组织如图2所示为均匀的铁素体基体加沿晶界弥散析出的渗碳体。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》通过控制一定量的碳含量，低的锰含量（0.3以下），不加Si，不添加Mo和Cr，添加少量的微合金元素Nb，通过碳锰的固溶强化和NbC的析出强化的效果得到抗拉强度350～430兆帕的析出强化钢，同时较低的Si、Mn含量使热镀锌钢板有好的可镀性从而保证材料有高的表面质量。《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》钢种的微观组织如图2所示，为均匀的铁素体基体加沿晶界弥散析出的渗碳体。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》钢材的成分体系低硅、低锰，且不含铬、钼等合金元素，故成本低。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》钢材的横向力学性能满足屈服强度260～330兆帕，抗拉强度350～430兆帕，延伸率EL₈₀≥26％。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》属于金属材料领域，涉及热镀锌结构件用钢，特别涉及高屈强比热镀锌结构件用钢。