CN114752848B

CN114752848B - 一种高淬透性齿轮用钢及其制造方法

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Publication number: CN114752848B
Application number: CN202110031194.1A
Authority: CN
Inventors: 高加强; 赵四新; 张成名; 丁忠
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-01-11
Filing date: 2021-01-11
Publication date: 2023-09-12
Anticipated expiration: 2041-01-11
Also published as: CN114752848A

Abstract

本发明公开了一种高淬透性齿轮用钢，其除了Fe和不可避免的杂质以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.17～0.22％，Si：0.10～0.40％，Mn：1.0～1.4％，S：0.020～0.035％，Cr：1.0～1.4％，Al：0.02～0.045％，N：0.008～0.020％，Nb：0.002～0.03％，V：0.001～0.10％。此外，本发明还公开了上述高淬透性齿轮用钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和浇铸；(2)加热；(3)锻造或轧制；(4)精整，所述精整包括剥皮或退火或正火。本发明所述的高淬透性齿轮用钢具有较高的淬透性及较窄的淬透性带宽和良好的高温晶粒稳定性，且易于切削，适用于高温渗碳，可用于汽车变速器或减速器及工业减速机等，具有良好的使用前景和价值。

Description

一种高淬透性齿轮用钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种齿轮用钢及其制造方法。

背景技术

随着汽车工业全球化深入发展，市场和用户对汽车安全、环保和舒适的要求也越来越高。为了满足用户和市场的需求，众多汽车厂商针对汽车车型进行了改进，以减轻车重、提高动力输出并实现降本增效。这也迫使汽车生产厂商对汽车零部件提出了越来越高的要求。其中，高强度、高疲劳寿命和高温稳定且易于加工及经济高效的齿轮是重要的发展方向。

相应地，易切削高淬透性齿轮用钢可充分解决汽车轻量化对材料高要求的问题，该齿轮用钢经由高温渗碳及淬火+回火和机加工工艺制得，其具有高强度和高疲劳寿命的性能，能够满足用户端的工艺降本和齿轮质量提升要求。

近年来，为了提高用户在车内的舒适性，减少汽车运行中的噪音，诸多汽车厂商开始对低噪音变速器进行了开发。从原材料的角度考虑，影响低噪音变速器的因素很多，其中主要包括材料的淬透性及其散差带宽、晶粒粗大、带状偏析以及加工性能等。这些因素控制不当产生的直接后果是导致齿轮后期加工后的热处理变形和加工精度差和表面粗糙等，对齿轮的啮合产生不利影响，导致变速器噪音增大。

此外，为保证齿轮的淬火强度，通常还需要对齿轮用钢的淬透性提出要求。需要说明的是，钢材的淬透性主要受化学成分、奥氏体晶粒度及奥氏体化程度等因素影响，除了钢中碳元素以外，合金元素影响尤为重要，例如Si、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni、V等。高淬透性MnCr系渗碳齿轮钢的主要技术难题是在提高淬透性的同时，避免淬透性带宽过大导致齿轮尺寸散差，且要求能够满足高温渗碳后齿轮不出现混晶和晶粒粗大现象。

试验研究表明，对于MnCr系渗碳齿轮心部的强韧化性能对齿轮的弯曲疲劳寿命以及抗过载能力均有显著影响；控制齿轮零件的心部硬度和强度，是保证齿轮疲劳性能和可靠性的关键。

目前，国内外针对齿轮用钢已有较多研究，但传统的齿轮用钢仍然存在一些缺陷。

例如：公开号为CN101096742A，公开日为2008年1月2日，名称为“高强度汽车用齿轮钢”的中国专利文献公开了一种高强度汽车用齿轮钢。其钢中复合加入了Nb、V、Al等合金元素，细化了原始奥氏体晶粒，其成分质量百分比为：C：0.20～0.40，Si：0.20～0.50，Mn：0.50～1.00，Cr：0.80～1.30，Nb：0.015～0.080，V：0.030～0.090，Mo：0.15～0.55，Al：0.015～0.050，其余为Fe和不可避免的杂质。通过加入微量的Nb、V后，齿轮钢的晶粒度、淬透性及其带宽均得到明显优化，从而使批量生产的齿轮的热处理变形量较小，配对率提高；同时增加了齿轮钢的综合力学性能，使用寿命延长；而且，成本低。

又例如：公开号为CN105671434A，公开日为2016年6月15日，名称为“一种含镁钙硫的20MnCr易切削齿轮钢及其制备方法”的中国专利文献公开了一种含钙镁硫的20MnCr易切削齿轮钢及其制备方法。在该专利文献所公开的技术方案中，钢的组分为：C：0.15％～0.25％，Si：≤0.12％，Mn：0.80％～1.50％，P:≤0.035％，S：0.02％～0.055％，Cr：0.80％～1.30％，Al：0.015％～0.055％，N：0.004％～0.015％，Mg：0.0006％～0.004％，Ca：0.0006％～0.005％，[O]：≤0.0025％，余量为铁与不可避免的杂质。通过在精炼过程中微量添加钙镁元素对夹杂物进行复合改质，形成以氧化物为核心，外面包裹硫化物的复合夹杂物，生产出机械性能和切削性能兼优的含钙镁硫的20MnCr易切削齿轮钢。

由此可见，齿轮用钢的淬透性以及带宽控制是困扰业内多年的问题，如何更好地改善齿轮钢的性能均匀性，是保证齿轮零件质量的基础。因此，适用于高温渗碳易于切削的高淬透性MnCr系渗碳齿轮用钢的研发制造迫在眉睫。

基于此，为了克服现有技术中存在的缺陷，本发明期望获得一种高淬透性齿轮用钢，该高淬透性齿轮用钢不仅具有较高淬透性及较窄淬透性带宽和良好高温晶粒稳定性的齿轮用钢，其可以有效应用于汽车用变速箱或新能源车用减速器及工业减速器等高端零部件中，具有良好的使用前景和价值。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种高淬透性齿轮用钢，本发明通过优化齿轮用钢成分体系成分设计，合理控制齿轮钢中微合金元素与氮元素的含量，可以获得具有较高淬透性及较窄淬透性带宽和良好高温晶粒稳定性的齿轮用钢。该高淬透性齿轮用钢J5mm淬透性为36～48HRC，不同磨面硬度散差≤2HRC，860～990℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持5～8级，其可以有效应用于汽车用变速箱或新能源车用减速器及工业减速器等高端零部件中，具有良好的使用前景和价值。

为了实现上述目的，本发明提出了一种高淬透性齿轮用钢，其除了Fe和不可避免的杂质以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.17～0.22％，Si：0.10～0.40％，Mn：1.0～1.4％，S：0.020～0.035％，Cr：1.0～1.4％，Al：0.02～0.045％，N：0.008～0.020％，Nb：0.002～0.030％，V：0.001～0.10％。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.17～0.22％，Si：0.10～0.40％，Mn：1.0～1.4％，S：0.020～0.035％，Cr：1.0～1.4％，Al：0.02～0.045％，N：0.008～0.020％，Nb：0.002～0.030％，V：0.001～0.10％；余量为Fe和不可避免的杂质。

在本发明所述的技术方案中，本发明所述高淬透性齿轮用钢中，各化学元素的设计原理具体如下所述：

C：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，C是钢中所必需的成分，同时其也是影响钢的淬透性最主要的元素之一。高淬透性齿轮用钢需要表面强度的同时也需要足够的心部冲击韧性，当钢中C元素含量太低时，低于0.17％时，则钢材的强度不足，且不能保证良好的淬透性要求；相应地，钢中C元素含量也不宜太高，当钢中C元素含量太高时，无法满足齿轮心部韧性的需求，且C含量过高对钢材的塑性不利，特别是对Mn含量较高的渗碳齿轮钢，C含量大于0.22％时不利于钢的加工性能。因此，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，将C的质量百分比控制在0.17～0.22％之间。

Si：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，Si元素不仅能够更好地消除氧化铁对钢的不良影响，其也能溶入铁素体，使铁素体强化，提高钢的强度、硬度、耐磨性和弹性及弹性极限。同时，需要注意的是，Si元素会提高钢的Ac₃温度，因导热性较差，有开裂风险以及脱碳倾向。基于此，综合考虑Si的有益效果和不利影响，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，将Si的质量百分比控制在0.10～0.40％之间。

Mn：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，Mn是影响钢淬透性的主要元素之一。Mn元素的脱氧能力很好，其可以还原钢中的氧化铁，能够有效提高钢的产量。Mn能溶入铁素体，提高钢的强度和硬度，并使钢材在热轧后冷却时得到片层较细、强度较高的珠光体。此外，Mn还能与钢中的S形成MnS，可以消除S的有害作用，其具有使钢形成和稳定奥氏体组织的能力，可以强烈增加钢的淬透性，还能减低钢的红韧性。当钢中Mn元素含量小于1.0％时，钢材的淬透性不足；而当钢中Mn元素含量过高时，则会使钢材的热塑性变差，影响生产，且钢材在水淬时容易发生裂纹。因此，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，将Mn的质量百分比控制在1.0～1.4％之间。

S：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，S一般作为钢中的杂质元素存在，其会显著降低钢的塑性和韧性，一定含量的S元素可与Mn形成非金属夹杂物，适量的S能改善钢材的切削性能。基于此，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，将S的质量百分比控制在0.020～0.035％之间。

Cr：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，Cr是本发明钢中添加的主要合金元素之一，Cr可以显著提高钢的淬透性以及强度、耐磨性等性能。另外，Cr还能降低钢中C元素的活度，可以防止加热、轧制和热处理过程中的脱碳，但是过高的Cr会明显降低淬火及回火钢材的韧性，形成粗大的沿晶界分布的碳化物。因此，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，将Cr元素的质量百分比控制在1.0～1.4％之间。

Al：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，Al属于细化晶粒元素。Al元素与N配合可进一步细化晶粒，并提高钢材的韧性。晶粒细化在提高钢的力学性能尤其是强度和韧性方面有重要的作用，同时晶粒细化还有助于降低钢的氢脆敏感性。但需要注意的是，钢中Al元素含量不宜过高，过高含量的Al易增加钢中夹杂物产生的机会。因此，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，将Al元素的质量百分比控制在0.02～0.045％之间。

N：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，N为间隙原子，其可以与钢中的微合金结合形成MN型析出物，在高温下能够钉扎晶界，从而抑制奥氏体晶粒长大。当钢中N元素含量较低时，则形成的MN少，所起到的钉扎作用不明显；而当钢中N元素含量过高时，则容易在炼钢中富集，降低钢的韧性。因此，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，将N元素的质量百分比控制在0.008～0.020％之间。

Nb：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，Nb元素加入钢中，能够形成细小析出相，从而起到对钢再结晶的抑制作用，可以有效细化晶粒。需要注意的是，钢中Nb元素含量不宜过高，当钢中Nb含量过高时，在冶炼过程中会形成粗大的NbC颗粒，反而降低钢材的冲击韧性。因此，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，将Nb元素的质量百分比控制在0.002～0.030％之间。

V：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，V可以有效提高钢的淬透性。在钢中V元素可以与C元素或N元素形成析出物，从而进一步提高钢的强度。如果C元素和V元素含量过高，则会形成粗大的VC颗粒。考虑到生产成本和竞争力，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，将V元素的质量百分比控制在0.001～0.10％之间。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，其还含有下述各化学元素的至少其中之一：0＜Ni≤0.25％，0＜Mo≤0.10％，0＜Cu≤0.20％。

在本发明的上述技术方案中，Ni、Mo、Cu元素均可以进一步地提高本发明所述高淬透性齿轮用钢的性能。

Ni：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，Ni在钢中以固溶形式存在，其可以有效提高钢的低温冲击性能。但需要注意的是，过高的Ni含量会导致钢材中的残留奥氏体含量过高，而降低钢的强度。因此，考虑生产成本以及竞争力，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，可以优选地将Ni的质量百分比控制为0＜Ni≤0.25％。

Mo：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，Mo可在钢中固溶，其有利于提高钢的淬透性，提高钢材强度。在较高的温度回火，会形成细小的碳化物进一步提高钢的强度；钼与锰的联合作用，又可以显著提高奥氏体的稳定性。考虑到Mo为贵重金属，其成本较高，为了控制生产成本，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，可以优选地将Mo的质量百分比控制为0＜Mo≤0.10％。

Cu：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，Cu可以提高钢材的强度，并有利于提高钢材的耐候性及耐腐蚀能力。钢中Cu元素含量不宜过高，如果钢中Cu含量过高，则在加热过程中会富集在晶界，导致晶界弱化以致开裂。因此，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，可以优选地将Cu的质量百分比控制为0＜Cu≤0.20％。

需要说明的是，上述Ni、Mo以及Cu元素的加入会增加材料的成本，综合考虑到性能与成本控制，在本发明所述技术方案中，可以优选地添加上述元素的至少其中之一。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，在不可避免的杂质中，各杂质元素含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.025％、O≤0.0020％，H≤0.0002％，B≤0.0010％，Ti≤0.003％，Ca≤0.003％。

在上述技术方案中，P、O、H、B、Ti和Ca均为钢中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低钢中杂质元素的含量。

P：P容易在钢中晶界处偏聚，会降低晶界结合能，恶化钢的冲击韧性，因此在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，控制P含量为：P≤0.025％。

O：O能够与钢中的Al元素形成氧化物以及复合氧化物等，为保证钢组织均匀性和低温冲击功及疲劳性能，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，可以控制O元素含量为O≤0.0020％。

H：H会在钢中缺陷处聚集，在抗拉强度级别超过1000MPa钢中，会发生氢致延迟断裂。因此在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，控制H元素含量为H≤0.0002％。

B：B是对淬透性较为敏感的元素，由于B元素容易偏聚，B含量的微小变化会引起钢材淬透性较大的波动，在齿轮用钢中加入B元素不利于齿轮钢淬透性带宽的窄幅控制。因此在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，控制B元素含量为B≤0.0010％。

Ti：Ti加入钢中虽然可以形成细小析出相，但钢中Ti元素含量过高时，则会在冶炼过程中形成粗大的带棱角的TiN颗粒，降低钢的冲击韧性。因此在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，控制Ti元素含量为：Ti≤0.003％。

Ca：在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，Ca元素容易形成夹杂物，进而影响最终产品的疲劳性能，因此可以控制Ca元素含量为Ca≤0.003％。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，DI的值为2.0～4.0；并且：

当Mn≤1.2％时，DI＝0.54×C×(3.3333Mn+1)×(0.7Si+1)×(0.363×Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3Mo+1)×(0.365Cu+1)×(1.73V+1)；

当Mn＞1.2％时，DI＝0.54×C×(5.11Mn-1.12)×(0.7Si+1)×(0.363×Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3Mo+1)×(0.365Cu+1)×(1.73V+1)；

式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。

在上述技术方案中，本发明所述的高淬透性齿轮用钢在控制单一元素质量百分含量的同时，还可以优选地将临界理想直径DI的值控制在2.0～4.0之间。需要说明的是，当DI值较低时，钢材淬透性不足；而当DI值较高时，制造困难且成本较高。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，微合金元素系数r_M/N的范围为1.0～4.0，其中r_M/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。

在上述技术方案中，Al、Nb、V和N均是主要的细化晶粒元素，本发明的积极效果就是控制齿轮钢中Al、Nb、V、N的含量以及微合金元素系数r_M/N，本发明通过添加适量的Al和Nb及V，与多余的N元素形成析出物从而在高温阶段抑制奥氏体晶粒长大。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，其碳当量Ceq为0.60～0.80，其中Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Ni]+[Cu])/15，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。

在上述技术方案中，为了满足齿轮钢的焊接场合的需求，获得综合的强韧性，可以将本发明所述的高淬透性齿轮用钢中的碳当量Ceq控制在0.60～0.80之间。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮用钢中，其J5mm淬透性为36～48HRC，目标值可根据需要通过成分及工艺调整实现，不同磨面硬度散差≤2HRC，860～990℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持5～8级。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种高淬透性齿轮用钢的制造方法，该制造方法生产简单，所获得的高淬透性齿轮用钢具有淬透性高、强韧性高、尺寸精度高、疲劳性能高等特点，可有效应用于汽车用变速箱或新能源车用减速器及工业减速器等高端零部件，具有良好的推广前景和应用价值。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的高淬透性齿轮用钢的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼和浇铸；

(2)加热；

(3)锻造或轧制；

(4)精整，所述精整包括剥皮或退火或正火。

在本发明所述的技术方案中，本发明所述制造方法的步骤(1)中的冶炼可以采用电炉冶炼或转炉冶炼，并经过精炼及真空处理。当然在一些其他的实施方式中，也可以采用真空感应炉进行冶炼。

在步骤(1)中，电炉冶炼的炉料可以选用低P、S废钢、切头及优质生铁；合金可以准备铬铁、低磷锰铁、钼铁等；还原剂可以包括：电石、碳粉和铝粉；在氧化期：勤流渣去P；可以控制出渣条件为：出渣温度为1630～1660℃；P≤0.015％；可以控制出钢条件为：出钢温度为1630～1650℃；[P]≤0.010％，[C]≥0.03％。

电炉冶炼或转炉冶炼完成后，需要在钢包精炼炉上进行钢液精炼，以去除钢中的有害气体和夹杂物。控制钢包入座、测温并分析，可以根据情况调整氩气压力；LF初脱氧可以喂Al到0.04％，然后可以补加合金块搅拌5～10分钟。当钢液测温T＝1650～1670℃时，可以进行真空脱气，真空脱气的真空度可以控制为66.7Pa，且保持不低于15分钟，以保证[O]≤0.0020％、[H]≤0.00015％。另外，在本技术方案中，可以控制吊包温度为1550～1570℃，由此由于降低了吊包温度，加快了元素扩散，有利于进一步减轻枝晶偏析。

相应地，在步骤(1)中，浇铸可以采用模铸或连铸。连铸浇注过程中钢包内高温钢液通过保护套管，浇进中间包，中间包过热度20～40℃。中间包使用前完全清理、内表面为耐火涂层且不得有裂缝；中间包内的钢液经连铸结晶器，电磁搅拌充分，可以浇注出140mm×140mm～320mm×425mm断面尺寸的合格连铸坯。在本技术方案中，可以依据不同的方坯尺寸控制浇注速度为0.6～2.1m/min。然后，使连铸坯进缓冷坑缓冷，缓冷时间可以不少于24小时。

此外，在本发明所述制造方法的步骤(3)中，当进行锻造时，可以直接锻造至最终成品尺寸；而当进行轧制时，既可以采用钢坯直接轧制到最终成品尺寸，也可以采用钢坯先轧制到指定的中间坯尺寸，再进行加热和轧制到最终成品尺寸。其中，中间坯的加热温度可以控制在1050～1250℃之间，保温时间可以控制在3～24h之间。

另外，在本发明所述制造方法的步骤(4)中，所述精整过程中包括圆钢剥皮和热处理以及为了保证质量所进行的无损探伤等。在步骤(4)中，根据需要所进行的剥皮工序可以包括：车削剥皮或砂轮剥皮等；根据需要所进行的热处理工序可以包括：退火及等温退火等；根据需要所进行的无损探伤可以包括：超声波探伤或磁粉探伤等。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，钢坯首先在预热段加热至不高于700℃，然后在第一加热段继续加热至不高于980℃，保温后继续在第二加热段加热至950～1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1050-1250℃，保温后进行后续轧制或锻造。

在上述技术方案中，本发明所述制造方法在步骤(2)中所采用的技术方案同现有技术相比，其均热段温度较高，较高的均热段温度能够在钢坯加热的扩散过程，有利于提高连铸坯的成分均匀性和组织均匀度。同时在此温度下，析出相有着较快的固溶速度，因此，轧制加热温度高将使钢中原始未溶的析出相粒子有更多的溶解，使基体中微合金元素浓度增加，在以后冷却时析出更多更弥散的粒子。此外只有将轧制加热温度向上提高以后，才能使终轧温度提高，使轧后奥氏体回复再结晶更充分，析出相分布更均匀。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制终锻或终轧温度≥900℃。

在上述技术方案中，在本发明所述制造方法的步骤(3)中，在钢坯出炉后，可以采用高压水除鳞去氧化皮，控制开锻或开轧温度在1150～1250℃之间，并控制终锻或终轧温度≥900℃。这是因为：在此种工艺下有利于N从γ固溶体中脱溶并与钢中的微合金元素结合成氮化物。

需要说明的是，N在α-Fe中的溶解度小于在γ-Fe中的溶解度，且由于受相变的激发而造成析出量的二个峰值，如果终锻或终轧温度低，析出相的峰值析出，会造成析出相分布不均匀以及回复再结晶不充分而产生组织上的各向异性，所以终锻或终轧温度≥900℃。另外提高终锻或终轧温度，会得到较细的晶粒，晶粒细小增大了过冷奥氏体转变后的铁素体平均晶粒直径和富锰带带间距之间的差别，减轻了富锰带形成珠光体的趋势，从而减轻了带状组织。

本发明所述的高淬透性齿轮用钢及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：

(1)本发明通过合理的化学成分设计并结合优化工艺，可以开发出具有高淬透性的齿轮用钢，采用该高淬透性齿轮用钢轧制或锻造好的棒材能够有效加工成齿轮，经过高温渗碳等热处理，具有适宜的强韧性。

(2)本发明所述的高淬透性齿轮用钢中控制了微合金元素与氮元素的含量，并且严格控制原子摩尔比，加入适量Nb元素，以阻碍奥氏体晶粒的异常长大，提高了齿轮钢的奥氏体晶粒粗化温度，使该齿轮钢在高达990℃真空渗碳4小时后晶粒度仍稳定保持在5～8级，各项性能达到齿轮用钢的使用性能指标。

(3)本发明所述高淬透性齿轮用钢的成分和工艺设计合理，通过控制钢中微合金元素的含量，从而避免钢材中出现大颗粒有害夹杂，以保证钢材稳定的生产质量，降低了钢材的生产成本，实现在棒材产线上的批量生产。

(4)本发明所述高淬透性齿轮用钢的淬透性及奥氏体晶粒度和成本竞争力等方面均优于现有专利技术，可在保证高淬透性及窄带宽等性能的前提下，控制钢材中合金元素的种类和数量，提高钢材的适用性。本发明所述高淬透性齿轮用钢的应用将极大的缩短齿轮的渗碳时间，降低齿轮生产成本，减少CO₂排放，符合环保、节能、省资源的时代需求，具有广阔的工业应用前景。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例对本发明所述的高淬透性齿轮用钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-6和对比例1-2

实施例1-6的高淬透性齿轮用钢均采用以下步骤制得：

(1)按照下述表1-1和表1-2所示的化学成分进行冶炼和浇铸：其中冶炼可以采用50kg真空感应炉或150kg真空感应炉进行冶炼，也可以采用电炉冶炼+炉外精炼+真空脱气的方式进行冶炼。

(2)加热：钢坯首先在预热段加热至不高于700℃，然后在第一加热段继续加热至不高于980℃，保温后继续在第二加热段加热至950～1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1050～1250℃，保温后进行后续轧制或锻造。

(3)锻造或轧制：控制终锻或终轧温度≥900℃。

(4)精整，所述精整包括剥皮或退火或正火。

实施例1-6高淬透性齿轮用钢和对比例1-2钢的具体工艺过程如下所述：

实施例1：按照下述表1-1和表1-2所示的化学成分在50kg真空感应炉上进行冶炼。钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢锭首先在预热段加热至700℃，然后在第一加热段继续加热至900℃，保温后继续在第二加热段加热至1000℃，保温后进入均热段，均热段温度为1100℃，保温后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成Φ65mm棒料，锻后在920℃正火100min。

实施例2：按照下述表1-1和表1-2所示的化学成分在150kg真空感应炉上进行冶炼。钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢锭首先在预热段加热至650℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1100℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续锻造，控制终锻温度为1000℃，最终锻造成棒料，锻后车削剥皮。

实施例3：按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至980℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1220℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为1000℃，最终轧制成棒料。轧制后空冷，经650℃保温12小时退火处理，通过超声波探伤和磁粉探伤等检验。

实施例4：按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成280mm×280mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至620℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1150℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为970℃，最终轧制成棒料。轧制后空冷，砂轮剥皮处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。

实施例5：按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1230℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1050℃，中间坯尺寸220mm×220mm。而后再将中间坯预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为950℃，成品棒材规格为轧制后空冷，等温退火处理，即在900℃保温90min后风冷至600℃，保温120min后出炉空冷，而后经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。

实施例6：按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成280mm×280mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至680℃，然后在第一加热段继续加热至900℃，保温后继续在第二加热段加热至1180℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1000℃，中间坯尺寸140mm×140mm。而后再将中间坯预热至700℃，第一加热段加热至1100℃，第二加热段加热至1220℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为920℃，成品棒材规格为轧制后空冷，车削剥皮处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。

对比例1：实施方式同实施例3，按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成280mm×280mm方坯，控制连铸坯首先在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至980℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1220℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为1000℃，连轧成Φ90mm的棒材。轧制后空冷，650℃退火处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。

对比例2：实施方式同实施例5，按照表1-1和表1-2所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1230℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1050℃，中间坯尺寸220mm×220mm。而后将中间坯预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为950℃，成品棒材规格为轧制后空冷，等温退火处理，即在900℃保温90min后风冷至600℃，保温120min后出炉空冷，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。

表1-1和表1-2列出了实施例1-6的高淬透性齿轮用钢和对比例1-2的对比钢的各化学元素的质量百分配比。

表1-1.(wt.％，余量为Fe和除了P、O、H、B、Ti以及Ca以外的其他不可避免的杂质)

表1-2.

注：上表中，当Mn≤1.2％时，DI＝0.54×C×(3.3333Mn+1)×(0.7Si+1)×(0.363×Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3Mo+1)×(0.365Cu+1)×(1.73V+1)；而当Mn＞1.2％时，DI＝0.54×C×(5.11Mn-1.12)×(0.7Si+1)×(0.363×Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3Mo+1)×(0.365Cu+1)×(1.73V+1)；式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值；r_M/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值；Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Ni]+[Cu])/15，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。

表2列出了实施例1-6的高淬透性齿轮用钢和对比例1-2的对比钢在上述工艺步骤中的具体工艺参数。

表2.

在上表2中，实施例5、实施例6和对比例2在本发明上述工艺中的步骤(2)和步骤(3)中有两栏参数，是因为上述三种实施方式在轧制时是将钢坯先轧制到指定的中间坯尺寸，而后再次进行加热和轧制到最终成品尺寸。

将得到的实施例1-6的高淬透性齿轮用钢和对比例1-2的对比钢分别取样，并进行模拟渗碳淬火试验、淬透性测试和硬度测试，将所得各实施例和对比例的测试试验结果分别列于表3中。

相关模拟渗碳淬火试验、淬透性测试和硬度测试手段，如下所述：

模拟渗碳淬火试验：分别在930℃、960℃、990℃保温4小时，再进行水淬，然后取样观察各实施例和对比例的组织，并按照标准ASTM E112评定其奥氏体晶粒度。

淬透性测试：各实施例钢和对比例钢按照国家标准GB/T 225从热轧圆钢上取样、制样，参考GB/T 5216进行末端淬透性测试(Jominy试验)，控制正火温度920±10℃，淬火温度870±5℃，磨削4个平面，根据GB/T 230.2进行洛氏硬度测试，得到特定位置的硬度值(HRC)，比如距离淬火端5mm处的硬度，即J5mm。以上工艺参数可以协商确定。

表3列出了实施例1-6的高淬透性齿轮用钢和对比例1-2的对比钢的测试试验结果。

表3.

从表3中可以看出，本发明所述实施例1-6的高淬透性齿轮用钢经过模拟渗碳淬火试验中的3种温度模拟渗碳后，其奥氏体晶粒度都维持在5～8级范围内，没有观察到混晶、晶粒异常粗大等现象。

而对比例2的对比钢在960℃的温度下模拟渗碳淬火后观察到了混晶现象(4级)，其中7.0(4.0)表示平均晶粒度为7级，而有的区域发生粗化为4级。继续提高对比例2的模拟渗碳温度至990℃后，奥氏体晶粒异常长大严重(0级)，其中7.0(0)表示平均晶粒度为7级，而有的区域发生粗化为0级。对比例1的对比钢虽然未出现混晶现象，但其在模拟渗碳淬火后晶粒细小，淬透性较低，达不到高淬透性齿轮钢要求。

由此可见，相较于对比例1的对比钢，本发明所述实施例1-6的高淬透性齿轮用钢具有较高的淬透性及较窄的淬透性带宽和良好的高温晶粒稳定性，其代表性位置J5mm淬透性均为36～48HRC，不同磨面硬度散差均≤2HRC，高达990℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持在5～8级，可有效用于汽车变速器或减速器及工业减速机。

综上所述可以看出，本发明所述的高淬透性齿轮用钢，通过合理的化学成分设计并结合优化工艺，可以获得具有较高的淬透性及较窄的淬透性带宽和良好的高温晶粒稳定性，且易于切削，适用于高温渗碳，其代表性位置J5mm淬透性均为36～48HRC，不同磨面硬度散差均≤2HRC，高达990℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持在5～8级。采用该高淬透性齿轮用钢轧制或锻造好的棒材能够有效加工成齿轮，经过高温渗碳等热处理，具有适宜的强韧性，其可以有效应用于汽车用变速箱或新能源车用减速器及工业减速器等高端零部件中，具有良好的使用前景和价值。

此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种高淬透性齿轮用钢，其特征在于，其除了Fe和不可避免的杂质以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.17～0.22％，Si：0.10～0.40％，Mn：1.0～1.4％，S：0.020～0.035％，Cr：1.0～1.4％，Al：0.02～0.045％，N：0.008～0.020％，Nb：0.002～0.03％，V：0.001～0.10％；

其DI的值为2.0～4.0；并且：

当Mn＞1.2％时，DI＝0.54×C×(5.11Mn-1.12)×(0.7Si+1)×(0.363×Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3Mo+1)×(0.365Cu+1)×(1.73V+1)

其微合金元素系数r_M/N的范围为1.0～4.0，其中

r_M/N＝([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N]；

碳当量Ceq为0.60～0.80，其中

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Ni]+[Cu])/15；

2.如权利要求1所述的高淬透性齿轮用钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.17～0.22％，Si：0.10～0.40％，Mn：1.0～1.4％，S：0.020～0.035％，Cr：1.0～1.4％，Al：0.02～0.045％，N：0.008～0.020％，Nb：0.002～0.03％，V：0.001～0.10％；余量为Fe和不可避免的杂质。

3.如权利要求1或2所述的高淬透性齿轮用钢，其特征在于，其还含有下述各化学元素的至少其中之一：0＜Ni≤0.25wt.％，0＜Mo≤0.10wt.％，0＜Cu≤0.20wt.％。

4.如权利要求1或2所述的高淬透性齿轮用钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，各杂质元素质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.025％、O≤0.0020％，H≤0.0002％，B≤0.0010％，Ti≤0.003％，Ca≤0.003％。

5.如权利要求1或2所述的高淬透性齿轮用钢，其特征在于，其J5mm淬透性为36～48HRC，不同磨面硬度散差≤2HRC，860～990℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度保持5～8级。

6.如权利要求1-5中任意一项所述的高淬透性齿轮用钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：

(1)冶炼和浇铸；

(2)加热；

(3)锻造或轧制；

(4)精整，所述精整包括剥皮或退火或正火。

7.如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，钢坯首先在预热段加热至不高于700℃，然后在第一加热段继续加热至不高于980℃，保温后继续在第二加热段加热至950-1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1050-1250℃，保温后进行后续轧制或锻造。

8.如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制终锻或终轧温度≥900℃。