CN114592154A

CN114592154A - 一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法

Info

Publication number: CN114592154A
Application number: CN202210069161.0A
Authority: CN
Inventors: 张晓瑞; 汪开忠; 尹德福; 姜婷; 丁雷; 余良其; 龚梦强; 胡芳忠; 郭湛; 于同仁; 孙凯; 吴建曦
Original assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2022-01-21
Filing date: 2022-01-21
Publication date: 2022-06-07
Anticipated expiration: 2042-01-21
Also published as: CN114592154B

Abstract

本发明公开了一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，属于紧固件用钢技术领域。它包括将含铁原料混合后依次进行电炉冶炼、LF炉精炼、RH真空脱气、大圆坯连铸、方坯轧制和高速线材轧制处理，得到热轧盘条，对热轧盘条进行退火加工处理得到所述冷镦钢；所述含铁原料中包括不低于95.5wt％的Fe、0.035wt％～0.045wt％的Ti、0.04wt％～0.08wt％的Nb和0.0003wt％～0.0008wt％的B，29≥(Ti+Nb)/10*B≥6；所述高速线材轧制包括对线材进行粗、中轧机轧制后，再控制进线材减定径机组不低于800℃的温度，经过水箱冷却至不低于720℃的吐丝温度。本发明能节约相较于传统球化退火时间的40％，同时制得的冷镦钢具有良好的强度、塑韧性和良好疲劳性能。

Description

一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法

技术领域

本发明属于紧固件用钢技术领域，更具体地说，涉及一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法。

背景技术

冷镦钢作为通用基础件，量大面广、品种繁杂，广泛用于国民经济各行业,国内目前用量过百万吨，仅汽车行业2010年的需要量即为45万吨，并且以逐年递增的趋势增长，其中汽车行业最常用的就是10.9级高强度紧固件，而被用在汽车发动机和动力传递系统、方向操作系统、制动系统等的紧固件，更是汽车安全件和关键零部件，为了保证汽车高可靠性和安全性，一般需要进行调质处理后获得较好的抗冲击能力、低温冲击韧性和较强的疲劳性能，而球化退火作为高强紧固件制造过程中最重要的一环，不仅影响最终调质处理后的组织和力学性能，直接关系到汽车安全性，而且整个加工过程耗时耗能，往往需要30h以上。

近年来国内外厂家生产免退火或者简化退火冷镦钢产品多数通过低温轧制技术，获得超细晶铁素体+珠光体组织的方法来实现简化退火的目的，而对于利用常规轧制获得贝氏体组织实现减免退火的目的未见报道。中国申请专利CN201810147729.X提出了一种耐延迟断裂性能优异的合金冷镦钢及生产方法，成分按重量百分比计为:C 0.37％～0.41％、Si0.15％～0.30％、Mn 0.75％～0.95％、Cr0.90％～1.20％、Mo 0.15％～0.30％、W0.05％～0.15％，另含有V和Nb元素中的一种,其中V0.030％～0.060％、Nb 0.010％～0.030％，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明通过化学成分的合理设计，连铸连轧、加热、控轧控冷的生产工艺，生产出具有铁素体+珠光体组织，无全脱碳层的中碳铬钼合金冷镦钢盘条，该合金冷镦钢盘条具有较好的耐延迟断裂能力，但不能简化退火工艺。

中国申请专利CN201911247314.0提出了一种10.9级紧固件用高耐候冷镦钢及生产方法，属于冷镦钢生产技术领域。其主要化学成份组成及质量百分比含量为：C：0.33％～0.43％、Si：0.20％～0.50％、Mn：0.35％～0.55％、Cr：0.60％～1.00％、Ni：0.50％～0.80％、Cu：0.20％～0.40％、V：0.01％～0.10％、Alt：0.015％～0.040％、RE：0.01％～0.10％、P：0.010％～0.030％、O≤0.0015％、N≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质。其抗拉强度Rm≥1040MPa，屈服强度Rp0.2≥940MPa，断后伸长率A≥9％，面缩率Z≥48％，屈强比≥0.9，满足10.9级紧固件钢种的要求，且具有高耐候性，便于生产和使用，但不能实现简化退火工艺。

本发明为10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法及加工方法。按重量百分比含有：C0.40％～0.50％、Si 0.10％～0.20％、Mn 0.60％～0.80％、Cr 0.30％～0.50％、Mo 0.35～0.55％、P≤0.025％、S≤0.025％、Nb 0.04％～0.08％、B 0.0003～0.0008％、Ti 0.035～0.045％、Alt 0.015％～0.040％、P≤0.015％、S≤0.015％％、O≤0.0015％、N≤0.006％。其余为Fe和其它不可避免的杂质。本发明还提供了该钢生产方法和加工方法，通过微合金化以及控轧控冷，得到以贝氏体+铁素体双相组织，深加工球化退火时间可节约近40％，球化等级4～6级；热处理后力学性能达到10.9级，具有良好的强度、塑韧性和疲劳性能。

因此，目前亟需设计一种能够有效简化退火工艺、减少退火时间的10.9级冷镦钢生产方法。

发明内容

1.要解决的问题

针对现有技术中的10.9级冷镦钢生产工艺无法有效简化后续的退火工艺，导致退火时间较长的问题，本发明提供一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法；通过对钢材中铌、钛和硼等微合金元素含量的控制以及控轧控冷，获得贝氏体+铁素体显微组织，能够有效解决现有冷镦钢生产工艺退火时间较长的问题。

2.技术方案

为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：

本发明的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，将含铁原料混合后依次进行电炉冶炼、LF炉精炼、RH真空脱气、大圆坯连铸、方坯轧制和高速线材轧制处理，得到热轧盘条，对热轧盘条进行退火加工处理得到所述冷镦钢；所述含铁原料中包括不低于95.5wt％的Fe、0.035wt％～0.045wt％的Ti、0.04wt％～0.08wt％的Nb和0.0003wt％～0.0008wt％的B，29≥(Ti+Nb)/10*B≥6；所述高速线材轧制包括对线材进行粗、中轧机轧制后，再控制进线材减定径机组不低于800℃的温度，经过水箱冷却至不低于720℃的吐丝温度。

本发明为实现以贝氏体+铁素体双相显微组织从而简化球化退火的目的，添加Cr、Mo、B等强碳化物形成元素，确保淬透性，易获得贝氏体组织，同时添加Nb、Ti等细化晶粒元素，抑制晶粒长大，同时生成弥散析出的碳氮化物以细化奥氏体晶粒以提高韧性，获得良好的疲劳强度。

进一步地，为保证足够淬透性，能获得细晶贝氏体组织，优选(Ti+Nb)/10*B＝8～25。

其中具体各元素在本发明中的作用如下：

Cr能够有效地提高钢的淬透性和推迟贝氏体相变，以获得所需的高强度，并且通过固溶强化还能够显著提升贝氏体铁素体硬度；同时Cr还可降低C的活度，可降低加热、轧制、锻造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和冷加工性，因而控制Cr含量为0.30wt％～0.50wt％。

Mo在钢中的作用主要为提高淬透性、促进贝氏体转变，同时可以显著提高钢的回火抗力，形成的碳化物Mo₂C对氢的有捕集作用，可提高钢的耐延迟断裂性能，因此，添加Mo含量应0.35wt％～0.55wt％。

Nb主要起细晶强化作用，在提高强度的同时，因为晶粒较细，还可提高耐蚀性能，而且可改善钢材的低温性能，同时提高回火抗力改善高强度钢耐延迟断裂性能。Nb的范围可控制在0.04wt％～0.08wt％。

B元素可大幅度提高淬透性，钢中硼只有以固溶形式存在时才可在淬火时偏聚在奥氏体晶界，抑制铁素体形核，从而提高钢的淬透性。但如果B含量过高，与钢中氧、氮形成化合物，不仅起不到到提高淬透性的作用，还会降低材料的韧性。因此，将钢中硼的含量控制在0.0003wt％～0.0008wt％。

Ti与钢中N、C元素形成Ti(C,N)析出相具有抑制加热过程中晶粒长大的效果，同时Ti元素形成的碳化钛能钉扎奥氏体晶界细化晶粒，提高韧性，且碳化钛对氢的捕集作较强，可改善钢的耐延迟断裂性能，但过高的Ti含量易产生液析大颗粒TiN夹杂物，降低钢的疲劳性能，因此，Ti含量应控制在0.035～0.045％。

Al是钢中主要的脱氧元素，与钢中N元素形成AlN析出相具有抑制晶粒长大的效果，过低的Al含量导致AlN析出量不足，不能起到抑制晶粒长大的效果，过高的Al含量易导致钢的纯净降低，因此，Al含量应控制在0.035wt％～0.045wt％。

优选地，所述含铁原料中还包括0.40wt％～0.50wt％的C、0.10wt％～0.20wt％的Si、0.60wt％～0.80wt％的Mn、0.30wt％～0.50wt％的Cr、0.35wt％～0.55wt％的Mo、0～0.015wt％的P、0～0.025wt％的S、0.015wt％～0.040wt％的Alt。

优选地，所述退火加工处理包括：退火、拉拔、退火、拉拔、冷镦、调质热处理、滚丝、发黑加工紧固件；所述退火是将盘条加热至700℃～725℃保温4.5h～5.5h，以15℃/h～25℃/h冷却至640℃～700℃后保温3.5h～4.5h，再以15℃/h～25℃/h冷却至500℃～550℃出炉，退火总时间为19h～21h。

优选地，所述调质热处理采用温度为850℃～910℃的油淬火，再进行温度为540℃～560℃的回火。

优选地，所述高速线材轧制包括：加热温度控制在1050℃～1150℃，均热时间＞30min，加热后的铸坯经高压水除鳞后进入连轧机组进行轧制，开轧温度为950℃～1050℃；控制进线材减定径机组的温度为820℃～860℃，经过水箱快速冷却至吐丝温度750℃～780℃；散卷经过一定时间空冷后温度降至640℃～670℃时，采用风机进行快速冷却，冷却速率为3℃/3～6℃/3，冷至500℃～540℃后进入保温罩缓慢冷却，冷却速率为0.5℃/3～0.9℃/3，待温度至430℃～460℃集卷、上钩，然后空冷至室温打包、称重。

优选地，所述电炉冶炼的电炉终点控制C含量为0.06wt％～0.20wt％，P≤0.010wt％；电炉冶炼包括挡渣出钢，出钢约1/5钢水时加入精炼渣和石灰，出钢约1/3时，加入脱氧剂和合金，顺序为：铝铁、渣料、硅锰、高碳铬铁、钼铁、增碳剂，出钢结束后根据下渣量向钢渣面均匀抛洒铝粒。

优选地，所述LF炉精炼包括：钢包全程底吹氩，加入预熔型精炼渣、石灰造渣，碱度R＝3～6，白渣时间≥20分钟，根据进LF炉前成分分析结果在精炼前、中期加入合金调整Si、Mn、Cr、Mo、V、Nb含量在其各自范围内。

优选地，所述RH真空脱气包括：在真空前期，如真空度≤100帕则真空保持时间≥10分钟，如真空度≤200帕则真空保持时间≥15分钟；在真空后期保持时间≥10分钟；根据真空前期成分分析结果，如果需要在中期进行成分调整，则调整后真空保持5分钟以上；破真空后进行喂钙线处理；出站前进行软吹氩处理，软吹时间≥15min。

优选地，所述大圆坯连铸包括：采用380大圆坯连铸，全程保护浇铸，钢包到中间包之间采用保护套管+氩封，中间包使用钢水覆盖剂和吹氩保护，中间包到结晶器之间采用浸入式水口，一次冷却水流量100m³/h～130m³/h，二次冷却比水量为1.0L/kg～1.4L/kg，浇铸过程过热度控制在10℃～40℃，拉速为1.9mm/min～2.2mm/min，获得铸坯。

优选地，所述方坯轧制过程包括：将380大圆坯在加热炉均热段温度控制在1200℃～1300℃，加热总时间控制在250min～350min，开轧温度控制在1100150℃，轧后堆冷且堆冷温度≥400℃，轧后采用150方坯进行表面和端部修磨处理。

3.有益效果

相比于现有技术，本发明的有益效果为：

本发明的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，通过微合金化以及控轧控冷，得到贝氏体+铁素体双相显微组织，且贝氏体含量≥80％。相对于原低温轧制获得的铁素体+珠光体组组织的盘条，球化退火时间可节约40％，球化等级4～6级，制造内六角螺栓、法兰面螺栓等变形量较大的紧固件；热处理后力学性能R_m≥1000MPa，屈强比R_P0.2/R_m≥0.9，断后伸长率A≥18％，断面收缩率Z≥52％，常温冲击吸收功KU₂≥70J，疲劳强度≥450MPa，具有良好的强度、塑韧性和良好疲劳性能。

附图说明

图1为本发明的冷镦钢显微组织500X(贝氏体+少量铁素体)示意图；

图2为本发明的冷镦钢球化组织4级示意图；

图3为本发明的冷镦钢退火工艺示意图。

具体实施方式

下文对本发明的示例性实施例的详细描述参考了附图，该附图形成描述的一部分，在该附图中作为示例示出了本发明可实施的示例性实施例，其中本发明的特征由附图标记标识。下文对本发明的实施例的更详细的描述并不用于限制所要求的本发明的范围，而仅仅为了进行举例说明且不限制对本发明的特点和特征的描述，以提出执行本发明的最佳方式，并足以使得本领域技术人员能够实施本发明。但是，应当理解，可在不脱离由所附权利要求限定的本发明的范围的情况下进行各种修改和变型。详细的描述和附图应仅被认为是说明性的，而不是限制性的，如果存在任何这样的修改和变型，那么它们都将落入在此描述的本发明的范围内。此外，背景技术旨在为了说明本技术的研发现状和意义，并不旨在限制本发明或本申请和本发明的应用领域。

除非另有定义，本文所使用的所有的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同；本文中在本发明的说明书中所使用的术语只是为了描述具体的实施例的目的，不是旨在于限制本发明。

下面结合具体实施例对本发明进一步进行描述。

本实施例提供一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，作为实施例1，先将含铁原料混合，含铁原料中各元素含量见表1，其余成分为铁，混合后依次进行电炉冶炼→LF炉精炼→RH真空处理→380大圆坯连铸→150方坯轧制→高速线材轧制，具体操作步骤如下：

(1)电炉冶炼：电炉终点控制C含量为0.06wt％，P含量为0.004wt％；挡渣出钢，出钢约1/5钢水时加入精炼渣和石灰，出钢约1/3时，加入脱氧剂和合金，顺序为：铝铁→渣料→硅锰→高碳铬铁→钼铁→增碳剂，出钢结束后根据下渣量，向钢渣面均匀抛洒适量铝粒。

(2)LF炉精炼：钢包全程底吹氩，氩气流量以钢水不喷溅出钢包为准；加入预熔型精炼渣、石灰造渣，碱度R3.3，白渣时间为25分钟，根据进LF炉前成分分析结果在精炼前、中期加入合金调整Si、Mn、Cr、Mo、V、Nb含量至各元素配比。

(3)RH真空脱气：真空前期的真空度为100帕，真空保持时间13分钟，真空后期保持时间为10分钟。根据真空前期成分分析结果，如果需要在中期进行成分调整，则调整后必须保证5分钟以上的真空保持时间。破真空后进行喂钙线处理。出站前进行软吹氩处理，软吹时间为20min。

(4)380大圆坯连铸：为获得良好的表面质量，为后续拉拔做准备，采用大圆坯连铸，并且全程保护浇铸，钢包到中间包之间采用保护套管+氩封，中间包使用钢水覆盖剂和吹氩保护，中间包到结晶器之间采用浸入式水口，一次冷却水流量105m³/h，二次冷却比水量为1.21L/kg，浇铸过程过热度控制在35℃，拉速为2.0mm/min，获得无缺陷铸坯。

(5)150方坯轧制：380大圆坯在加热炉均热段温度控制在1200℃，加热总时间控制在320min，开轧温度控制在1100℃，轧后堆冷且堆冷温度为420℃，轧后150方进行表面和端部修磨处理，为后续高线轧制提供来良好的表面质量，同时减少盘条表面脱碳敏感性。

(6)高速线材轧制：为了轧制工艺的需要和使碳、氮化物固溶于奥氏体中，加热温度控制在1050℃，均热时间35min保证Nb、Ti元素充分固溶，加热后的铸坯经高压水除鳞后进入连轧机组进行轧制，开轧温度970℃。为获得贝氏体+铁素体的双相显微组织，控制进线材减定径机组的温度842℃，经过水箱快速冷却至吐丝温度770℃；散卷经过一定时间空冷后温度降至640℃～670℃时，采用风机进行快速冷却，冷却速率3℃/3～6℃/3，避免珠光体组织的产生，冷至500℃～540℃后进入保温罩缓慢冷却，冷却速率0.5℃/3～0.9℃/3，避免马氏体组织的产生，影响后续拉拔等深加工，待温度至400℃～440℃集卷、上钩，然后空冷至室温打包、称重。

采用上述方法生产获得热轧盘条，将直径

热轧盘条依次进行：酸洗→等温球化退火(20h)→酸洗→磷化→第一次拉拔

→等温球化退火(20h)→酸洗→磷化→第二次拉拔13.7mm→精丝成品→冷镦→880℃淬火→530℃回火→滚丝→发黑→法兰面螺栓成品。如图3所示，本实施例中的等温球化退火工艺是将盘条加热至725℃保温5h，以7.14℃/h冷却至700℃后保温4h，再以20℃/h缓慢冷却至550℃出炉，退火总时间为20h。其中调质热处理采用采用温度为900℃的油淬火，再进行温度为550℃的回火。

最终测得退火加工前的显微组织含有贝氏体+少量铁素体，如图1所示，其中贝氏体含量和晶粒度见表3；经过退火加工工艺处理之后的显微组织如图2所示，具体力学性能数据见表4。

表1、本发明各实施例和对比例化学成分及组织(wt％)

表2、本发明各实施例的炼钢工艺

表3、本发明各实施例和对比例的线材轧制工艺

表4、本发明各实施例和对比例淬回火热处理后力学性能

除此之外，本发明还提供实施例2～5和对比例1～7的冷镦钢生产方法进行对比，各实施例和对比例之间的区别在于表1～表4之间参数的区别。

需要说明的是，对比例1是将直径

热轧盘条依次进行：酸洗→等温球化退火(33.5h)→酸洗→磷化→第一次拉拔

→等温球化退火(33.5h)→酸洗→磷化→第二次拉拔13.7mm→精丝成品→冷镦→880℃淬火→530℃回火→滚丝→发黑→法兰面螺栓成品。

在对比例1～7中：其中对比例1和对比例2分别是未添加Cr、B元素，采用相同的控轧控冷工艺后获得显微组织贝氏体含量偏低≤80％，采用同样的球化退火工艺球化等级为3级，影响球化效果。对比例3是未添加Mo元素，一方面采用相同的控轧控冷工艺后获得显微组织贝氏体含量偏低≤80％，采用同样的球化退火工艺球化等级为3级，另一方面调质处理回火温度偏低强度才能达到1000MPa，但塑韧性不足。对比例4是未添加Nb、Ti微合金元素，与实施例相比，晶粒明显粗大，塑韧性不足。对比例5是(Ti+Nb)/10*B不在优选范围内，获得的贝氏体含量不够，同时晶粒尺寸不够细小，球化退火后性能较差。对比例6是采用实施例1的化学成分及生产工艺获得的钢材，采用常规球化退火工艺获得的性能与本发明中的简化退火工艺获得性能相当。对比例7是采用实施例1同炉号的化学成分，按照低温轧制工艺获得珠光体+铁素体为主的显微组织，采用本发明的球化退火工艺，球化组织3级，球化效果差。

将实施例和对比例进行对比可以看到，采用本发明的等球化退火工艺进行退火处理后，先将拉伸、冲击、疲劳的试样加工成标准试样的毛坯，然后毛坯经880℃130℃油淬火，530℃110℃回火后随空气自然冷却。热处理后力学性能见表4，实施例的强度均＞1000MPa，伸长率均达到18％以上，面缩率均达到52％以上，常温冲击吸收功KU₂≥70J，疲劳强度≥450MPa。而对比例在钢材冶炼或轧制过程存在缺陷的情况下，如果强行采用本发明时间较短的球化退火工艺，会产生各种各样的力学性能下降的问题，若想获得性能优异的冷镦钢就无法简化退火工艺。说明本发明生产方法在节省退火时间的前提下，制得的冷镦钢具有较好的强韧性和疲劳性能。

在上文中结合具体的示例性实施例详细描述了本发明。但是，应当理解，可在不脱离由所附权利要求限定的本发明的范围的情况下进行各种修改和变型。详细的描述和附图应仅被认为是说明性的，而不是限制性的，如果存在任何这样的修改和变型，那么它们都将落入在此描述的本发明的范围内。此外，背景技术旨在为了说明本技术的研发现状和意义，并不旨在限制本发明或本申请和本发明的应用领域。

更具体地，尽管在此已经描述了本发明的示例性实施例，但是本发明并不局限于这些实施例，而是包括本领域技术人员根据前面的详细描述可认识到的经过修改、省略、例如各个实施例之间的组合、适应性改变和/或替换的任何和全部实施例。权利要求中的限定可根据权利要求中使用的语言而进行广泛的解释，且不限于在前述详细描述中或在实施该申请期间描述的示例，这些示例应被认为是非排他性的。在任何方法或过程权利要求中列举的任何步骤可以以任何顺序执行并且不限于权利要求中提出的顺序。因此，本发明的范围应当仅由所附权利要求及其合法等同物来确定，而不是由上文给出的说明和示例来确定。

除非另有限定，本文使用的所有技术以及科学术语具有与本发明所属领域普通技术人员通常理解的相同的含义。当存在矛盾时，以本说明书中的定义为准。速率、压强、温度、时间、或者其它值或参数以范围、优选范围、或一系列上限优选值和下限优选值限定的范围表示时，这应当被理解为具体公开了由任何范围上限或优选值与任何范围下限或优选值的任一配对所形成的所有范围，而不论该范围是否单独公开了。例如，1-50的范围应理解为包括选自1、2、3、4、5、6、7、8、9、10、11、12、13、14、15、16、17、18、19、20、21、22、23、24、25、26、27、28、29、30、31、32、33、34、35、36、37、38、39、40、41、42、43、44、45、46、47、48、49或50的任何数字、数字的组合、或子范围、以及所有介于上述整数之间的小数值，例如，1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8和1.9。关于子范围，具体考虑从范围内的任意端点开始延伸的“嵌套的子范围”。例如，示例性范围1-50的嵌套子范围可以包括一个方向上的1-10、1-20、1-30和1-40，或在另一方向上的50-40、50-30、50-20和50-10。

Claims

1.一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，其特征在于，将含铁原料混合后依次进行电炉冶炼、LF炉精炼、RH真空脱气、大圆坯连铸、方坯轧制和高速线材轧制处理，得到热轧盘条，对热轧盘条进行退火加工处理得到所述冷镦钢；所述含铁原料中包括不低于95.5wt％的Fe、0.035wt％～0.045wt％的Ti、0.04wt％～0.08wt％的Nb和0.0003wt％～0.0008wt％的B，29≥(Ti+Nb)/10*B≥6；所述高速线材轧制包括对线材进行粗、中轧机轧制后，再控制进线材减定径机组不低于800℃的温度，经过水箱冷却至不低于720℃的吐丝温度。

2.根据权利要求1所述的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，其特征在于，所述(Ti+Nb)/10*B＝8～25。

3.根据权利要求1所述的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，其特征在于，所述含铁原料中还包括0.40wt％～0.50wt％的C、0.10wt％～0.20wt％的Si、0.60wt％～0.80wt％的Mn、0.30wt％～0.50wt％的Cr、0.35wt％～0.55wt％的Mo、0～0.015wt％的P、0～0.025wt％的S、0.015wt％～0.040wt％的Alt。

4.根据权利要求1所述的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，其特征在于，所述退火加工处理包括：退火、拉拔、退火、拉拔、冷镦、调质热处理、滚丝、发黑加工紧固件；所述退火是将盘条加热至700℃～725℃保温4.5h～5.5h，以15℃/h～25℃/h冷却至640℃～700℃后保温3.5h～4.5h，再以15℃/h～25℃/h冷却至500℃～550℃出炉，退火总时间为19h～21h。

5.根据权利要求4所述的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，其特征在于，所述调质热处理采用温度为850℃～910℃的油淬火，再进行温度为540℃～560℃的回火。

6.根据权利要求1所述的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，其特征在于，所述高速线材轧制包括：加热温度控制在1050℃～1150℃，均热时间＞30min，加热后的铸坯经高压水除鳞后进入连轧机组进行轧制，开轧温度为950℃～1050℃；控制进线材减定径机组的温度为820℃～860℃，经过水箱快速冷却至吐丝温度750℃～780℃；散卷经过一定时间空冷后温度降至640℃～670℃时，采用风机进行快速冷却，冷却速率为3℃/3～6℃/3，冷至500℃～540℃后进入保温罩缓慢冷却，冷却速率为0.5℃/3～0.9℃/3，待温度至430℃～460℃集卷、上钩，然后空冷至室温打包、称重。

7.根据权利要求1～6任一项所述的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，其特征在于，所述电炉冶炼的电炉终点控制C含量为0.06wt％～0.20wt％，P≤0.010wt％；电炉冶炼包括挡渣出钢，出钢约1/5钢水时加入精炼渣和石灰，出钢约1/3时，加入脱氧剂和合金，顺序为：铝铁、渣料、硅锰、高碳铬铁、钼铁、增碳剂，出钢结束后根据下渣量向钢渣面均匀抛洒铝粒。

8.根据权利要求1～6任一项所述的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，其特征在于，所述LF炉精炼包括：钢包全程底吹氩，加入预熔型精炼渣、石灰造渣，碱度R＝3～6，白渣时间≥20分钟，根据进LF炉前成分分析结果在精炼前、中期加入合金调整Si、Mn、Cr、Mo、V、Nb含量在其各自范围内。

9.根据权利要求1～6任一项所述的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，其特征在于，所述RH真空脱气包括：在真空前期，如真空度≤100帕则真空保持时间≥10分钟，如真空度≤200帕则真空保持时间≥15分钟；在真空后期保持时间≥10分钟；根据真空前期成分分析结果，如果需要在中期进行成分调整，则调整后真空保持5分钟以上；破真空后进行喂钙线处理；出站前进行软吹氩处理，软吹时间≥15min。

10.根据权利要求1～6任一项所述的一种10.9级铌微合金化冷镦钢生产方法，其特征在于，所述大圆坯连铸包括：采用380大圆坯连铸，全程保护浇铸，钢包到中间包之间采用保护套管+氩封，中间包使用钢水覆盖剂和吹氩保护，中间包到结晶器之间采用浸入式水口，一次冷却水流量100m³/h～130m³/h，二次冷却比水量为1.0L/kg～1.4L/kg，浇铸过程过热度控制在10℃～40℃，拉速为1.9mm/min～2.2mm/min，获得铸坯；

所述方坯轧制过程包括：将380大圆坯在加热炉均热段温度控制在1200℃～1300℃，加热总时间控制在250min～350min，开轧温度控制在1100150℃，轧后堆冷且堆冷温度≥400℃，轧后采用150方坯进行表面和端部修磨处理。