CN115537649A - 一种高温渗碳轴齿用钢及其制造方法 - Google Patents

一种高温渗碳轴齿用钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高温渗碳轴齿用钢及其制造方法，其中高温渗碳轴齿用钢按质量百分比计，其化学成分包括：C：0.17～0.23％，Si：0.15～0.40％，Mn：0.60～0.95％，S：0.010～0.030％，Cr：0.35～0.65％，Ni：0.35～0.75％，Mo：0.15～0.30％，Al：0.020～0.050％，N：0.005～0.020％，Nb：0.002～0.030％，Cu≤0.20％。本发明所述的高温渗碳轴齿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，可用于大扭矩或重载荷汽车变速器或减速器及差速器等，特别是针对新能源车减速器用齿轮或轴类零部件，具有良好的使用前景和应用价值。

Description

一种高温渗碳轴齿用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种高温渗碳轴齿用钢及其制造方法。
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、可靠、耐久、环保和舒适的 需要日益增长，汽车零部件的技术要求也越来越高。其中，高温稳定和高疲劳寿命及高可 靠性是重要的发展方向之一。
新能源汽车是战略性新兴行业，发展新能源汽车是中国从汽车大国迈向汽车强国的必 由之路。新能源汽车传动和变速***(减速器)对齿轮的要求更高：超大扭矩、抗冲击、低噪音、耐疲劳等，将更多的采用高温真空渗碳，相应的要求(渗碳)轴齿用钢具备高温 奥氏体稳定、淬透性较高且带宽较窄、抗冲击、组织均匀并且易于加工等特性。
高温渗碳齿轮表面一般要经过渗碳和淬火+回火等处理，以得到硬度较高的表面和韧 性较好的心部，最终获得优异的抗疲劳寿命及耐磨性能。近年来，面对汽车特别是新能源 车减速器及差速器对齿轮的高技术要求，高温渗碳技术应用日趋广泛，既可以获得性能优 异的渗碳齿轮，又可以大幅提升生产效率，并减少气体排放而保护环境。
目前国内外常用的气体渗碳温度一般不高于930℃，而高温真空渗碳由于其处理环境 无氧，因此其渗碳温度可高达960℃甚至更高。根据渗碳原理计算，渗碳温度提高50℃左 右，获得同样厚度硬化层的渗碳时间可以缩短50％左右；因此如果把渗碳温度从930℃提 高到980℃，可以使渗碳时间缩短为原来的50％，生产效率明显提升。此外，采用高温真空渗碳所得齿轮，表面少甚至无沿晶氧化，可以明显提高抗冲击断裂性能。高温真空渗碳技术以其自身的优势逐渐取代气体渗碳技术而成为主流工艺。
目前使用的CrNiMo系渗碳轴齿用钢，以其优异的综合性能，在新能源车减速器及差 速器上有广阔的应用前景。CrNiMo系高温渗碳轴齿用钢的主要技术难题是在提高渗碳温 度的同时，齿轮不出现混晶和晶粒粗大现象；而一旦发生晶粒异常长大，则容易导致热处 理变形和早期疲劳断裂等，有影响传动效率和造成交通事故的可能性。不仅如此，为了应 对复杂形状齿轮的淬火及回火，伴随高温真空渗碳后的气体淬火应用日趋广泛，对轴齿用 钢的淬透性也提出了更高要求。
例如：公告号CN104775075A、名称为“一种SAE8620H轴齿用钢及其制造方法”的中国专利，公开了一种CrNiMo系渗碳齿轮钢，其组分质量百分比为：C：0.18～0.23％，Si：0.15～0.35％，Mn：0.70～0.90％，S≤0.030％，P≤0.030％，Cr：0.40～0.65％，Ni：0.40-0.70％， Mo：0.15～0.25％，Al：0.025～0.050％，Cu≤0.20％，其余为Fe和不可避免的杂质。该专 利提供了一种末端淬透性稳定的齿轮钢，但没有说明适用的渗碳温度。
又例如：公布号CN 106967925 B、名称为“一种具有细晶粒窄淬透性带宽的高温渗碳 齿轮钢”的中国专利，公开了一种高温渗碳齿轮钢，化学成分包括C：0.19～0.21％，Si：0.20～0.30％，Mn：0.70～0.80％，P≤0.010％，S≤0.005％，Cr：1.10～1.20％，Mo：0.35～0.38％，A l：0.025～0.055％，Ca：0.015～0.0025％，N：0.0080～0.020％，[O]≤0.0015％，其余为Fe及不可避免的杂质。所述钢在980-1000℃高温渗碳处理后基体晶粒尺寸仍然保持在15～20μm范围内，晶粒度控制在7-8级。该专利成分范围较窄，添加了较高含量的 Mo元素。
又例如：公告号CN110172638A、名称为“一种高温渗碳齿轮钢及生产方法”的中国专 利，公开了一种CrNiMo系高温渗碳齿轮钢及生产方法，其组分及重量百分比含量为：C：0.18～0.22％，Si：0.20～0.30％，Mn：0.75～0.85％，P：≤0.010％，S：0.010～0.025％，Cr：0.45～0.55％， Ni：0.45～0.65％，Mo：0.15～0.25％，Al：0.008～0.015％，V：0.04～0.08％，Zr：0.03～0.08％， N：0.0060～0.0080％，其余为铁和不可避免的夹杂。在传统齿轮钢的基础上添加V、N、 Zr、Al、S等元素，使发明的齿轮钢在950-1100℃渗碳，保温时间在4.5～5.5h情况下，奥 氏体晶粒度不低于6级。
考虑到V元素控制高温奥氏体晶粒度效果并不明显，Ti元素添加后易于形成方块状夹 杂物而影响疲劳寿命，而含Zr齿轮钢冶炼控制困难，为应对越来越高的渗碳轴齿用钢技术 要求，适用于高温(真空)渗碳、高淬透性要求且易于生产和加工的CrNiMo系渗碳轴齿用钢的研发制造迫在眉睫。
发明内容
本发明提供了一种高温渗碳轴齿用钢及高温渗碳轴齿用钢的制造方法，用以解决上述 问题。
本发明提供了一种高温渗碳轴齿用钢，按质量百分比计，其化学成分包括：C：0.17～0.23％，Si：0.15～0.40％，Mn：0.60～0.95％，S：0.010～0.030％，Cr：0.35～0.65％，Ni：0.35～0.75％，Mo：0.15～0.30％，Al：0.020～0.050％，N：0.005～0.020％，Nb：0.002～0.030％， Cu≤0.20％。
进一步地，本发明的高温渗碳轴齿用钢中含有Fe成分，另外包括不可避免的杂质。具体地，高温碳轴齿用钢的化学成分为：C：0.17～0.23％，Si：0.15～0.40％，Mn：0.60～0.95％， S：0.010～0.030％，Cr：0.35～0.65％，Ni：0.35～0.75％，Mo：0.15～0.30％，Al：0.020～0.050％， N：0.005～0.020％，Nb：0.002～0.030％，Cu≤0.20％，余量为Fe及其它不可避免的杂质。
经发明人研究分析发现，在CrNiMo系渗碳轴齿用钢中添加Al、Nb、V、Ti及N等元素，利用碳氮化物可抑制高温渗碳时的晶粒粗化。但仍存在着齿轮高温晶粒异常长大、因控制困难而在大生产中所得轴齿用钢晶粒度不稳定等问题。
本发明通过优化轴齿用钢成分体系成分设计，合理控制轴齿用钢中微合金元素与氮元 素的含量，可以获得高温渗碳轴齿用钢，不仅具有良好高温晶粒稳定性，还具有较高的淬 透性，且易于加工。该轴齿用钢在940～1020℃的高温渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持 5～8级，可以有效应用于汽车用变速箱或新能源车用减速器及差速器等高端零部件中，具 有良好的使用前景和价值。
在本发明所述的技术方案中，本发明所述高温渗碳轴齿用钢中，各化学元素的设计原 理具体如下所述：
C：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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。渗碳轴齿用钢需要高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 轴齿用钢，C含量大于0.23％时不利于钢的加工性能。因此，在本发明所述的高温渗碳轴 齿用钢中，将C的质量百分比控制在0.17～0.23％之间。
Si：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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，在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，将Si的质量百分比控制在0.15～0.40％之间。
Mn：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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，还能减低钢的高温韧性。当钢中Mn元素含 量小于0.55％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，在本发明所述的高温渗碳轴齿 用钢中，将Mn的质量百分比控制在0.60～0.95％之间。
S：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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，在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，将S的质量百分比控制在0.010～0.030％之间。
Cr：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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，在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，将Cr元素的质量百分比控制在0.35～0.65％之间。
Ni：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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，在本发明所述的高温渗碳轴齿 用钢中，将Ni的质量百分比控制在0.35～0.75％之间。
Mo：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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，在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，将Mo的质量百分比控制在 0.15～0.30％之间。
Al：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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 述的高温渗碳轴齿用钢中，将Al元素的质量百分比控制在0.020～0.050％之间，优选的范 围为0.030～0.045％。
N：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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(“M”是指合金元素)，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，在本发明所述的高温渗 碳轴齿用钢中，将N元素的质量百分比控制在0.005～0.020％之间。
Nb：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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，在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，将Nb元素的质量百分比控制 在0.002～0.030％之间。
Cu：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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轴齿用 钢中，可以优选地将Cu的质量百分比控制为Cu≤0.20％。进一步地，在本发明的高温渗碳 轴齿用钢中，加入Cu含量在0＜Cu≤0.20％，更进一步地，Cu含量为0.03％～0.2％。
进一步地，在不可避免的杂质中，各杂质元素含量按质量百分比满足下述要求中的一 种或几种：P≤0.020％，O≤0.0020％，H≤0.0002％，B≤0.0010％，V≤0.02％，Ti≤0.01％，Ca≤0.003％。
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 所述的高温渗碳轴齿用钢中，控制P含量为：P≤0.020％。
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，在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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温渗碳轴齿用钢中，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，在轴齿用钢中加入B元素不利于轴齿用钢淬透性带宽的窄幅控制。因此在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，控制B元素含量为B≤0.0010％。
V：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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，在本发明所述的高温渗 碳轴齿用钢中，将V元素的质量百分比控制在0.02％以下。
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温渗碳轴 齿用钢中，控制Ti元素含量为：Ti≤0.010％。
Ca：在本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中，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％。
如上所述，现有技术中会在渗碳钢中加入V、Ti等元素来改善渗碳钢的性能，然而在 本发明的元素体系下，V元素控制高温奥氏体晶粒度效果并不明显，Ti元素添加后易于形 成方块状夹杂物而影响疲劳寿命，对于本发明的钢材而言，P、O、H、B和V及Ti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。
进一步地，高温渗碳轴齿用钢的临界理想直径DI值的范围为1.9～2.5inches，其中 DI＝0.54[C]×(3.3333[Mn]+1)×(0.70[Si]+1)×(0.363[Ni]+1)×(2.16[Cr]+1)×(3.00[Mo]+1)×(0.365[ Cu]+1)×(1.73[V]+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。
控制钢材的临界理想直径DI值在1.9～2.5的范围内(包含1.9和2.5)，既能保证钢材 的淬透性，且成本较低。优选地，DI值在1.9～2.4之间(包含1.9和2.4)。
进一步地，高温渗碳轴齿用钢的微合金元素系数rM/X的范围为0.5～3.5，其中，rM/X＝(20*[Nb]/93-[V]/51+[Ti]/48+[Al]/27)/([N]/14+[C]/120)，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和Nb是主要的细化晶粒微合金元素，本发明的积极效果就是 控制轴齿用钢中Al、Nb、V、Ti、N的含量以及微合金元素系数，通过适量的Al、Nb、V 及Ti，与N元素及碳元素形成析出物从而在高温阶段抑制奥氏体晶粒长大。特别地，在本 发明的元素体系下，加入了Nb元素，并结合控制微合金元素系数rM/X在0.5～3.5的范围 内，使得Al、Nb等析出相微合金元素与C、N等元素有足够的溶度积，在温度降低的过 程中能有大量的、细小的、弥散的析出，从而可以抑制晶粒粗化。
进一步地，本发明的高温渗碳轴齿用钢在940～1020℃这样的高温下，真空渗碳前后的 奥氏体晶粒度保持在5～8级。
本发明的另一目的在于提供一种高温渗碳轴齿用钢的制造方法，包括以下步骤：
冶炼：包括对原料进行初步冶炼和精炼；
浇铸：形成连铸坯，使所述连铸坯进缓冷坑缓冷，形成钢坯；
锻造或轧制：对所述钢坯进行加热；锻造至最终成品尺寸，或者轧制到最终成品尺寸。
上述高温渗碳轴齿用钢的制造方法中，在经过锻造或轧制后，还可以进行精整步骤， 具体为：对高温渗碳轴齿用钢进行退火或正火热处理、或剥除表皮及无损探伤等，这些统 称为精整。
在本发明的技术方案中，冶炼步骤中，熔炼可以采用电炉冶炼或转炉冶炼，并经过精 炼及真空处理。具体可以是采用电炉冶炼+炉外精炼+真空脱气的方式进行冶炼，或者采用转炉冶炼+炉外精炼+真空脱气的方式进行冶炼。在其它实施方式中，也可以采用真空 感应炉进行整个冶炼步骤。
其中，在熔炼步骤中，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；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％。
例如，在采用电炉冶炼或转炉冶炼的情况下，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。在后续精炼过程中，可以加入Al进行脱氧，并且还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例如为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，可以控制钢包起吊时温度为1550～1570℃。初步 冶炼后，会将钢包吊起，吊包温度是指将钢包吊起时钢水保持的温度。相比于现有技术， 本发明保持较高的吊包温度，化学元素充分扩散，有利于减轻后续的枝晶偏析。
在浇铸步骤中，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，浇注速度为0.6～2.0m/min。然后，使连铸坯进缓冷坑缓冷， 缓冷时间不少于24小时。本发明浇铸后的连铸坯进行缓慢降温，能够避免连铸坯开裂。 尤其是对于含有Cu及P、S元素的钢材来说，缓冷减少开裂的作用更加明显。本发明的缓 冷具体是将浇铸后形成多个连铸坯排列放置，从而多个连铸坯之间的热量会相互传递，而 不会较快损失。
在锻造或轧制步骤中，可以对钢坯采用锻造或者轧制。具体地，可以选用以下三种方 式之一：(1)可以加热后直接锻造至最终产品尺寸。(2)加热后直接轧制到最终成品尺寸。 (3)加热后先对钢坯轧制到指定的中间坯尺寸，再进行第二次加热，然后再进行热轧到最终成品尺寸。其中，第(1)～(3)种方式中加热温度在1100～1250℃，第(3)种方式 第二次加热的温度控制在1100～1250℃。即进行开锻或开轧的温度控制在1100～1250℃之 间，也即将钢坯的均热段的温度控制在1100～1250℃。
与现有技术相比，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，在锻造或轧制步骤中，进行加热可以采用缓慢加热的方式。例如将加热步 骤分成三个阶段，加热包括预热、加热和均热，所述预热将所述钢坯加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h；之后继续进行加热，将所述钢坯加热至900～1100℃，升温速度为100～200℃/h，接着进行均热，将所述钢坯加热至1100～1250℃，升温速度为100～200℃/h；之后保温，保温时间3～24h。保温主要为了让钢坯能够从内到外加热均匀，使得钢坯 整体温度都能保证在上述要求控制的1100～1250℃。其中，预热和加热、加热和均热之间 可以保温一段时间，例如保温10～60s。也可以直接从预热进入到加热，从加热进入到均热。
另外，中间坯第二次加热包括预热、加热和均热，所述预热将所述中间坯加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h；之后继续进行加热，将所述中间坯加热至900～1100℃， 升温速度为100～200℃/h，接着进行均热，将所述中间坯加热至1100～1250℃，升温速度为 100～200℃/h：之后保温，保温时间为3～24h。第二阶段加热后，对中间坯再进行轧制形成 最终产品尺寸。保温主要为了让钢坯能够从内到外加热均匀，使得钢坯整体温度都能保证 在上述要求控制的1100～1250℃。其中预热与加热和加热与均热之间可以保温一段时间， 例如保温10～60s。也可以直接从预热进入到加热，从加热直接进入到均热。
进一步地，上述无论是进行锻造还是轧制，控制终锻温度或终轧温度≥900℃。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℃，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。
进一步地，本发明的高温渗碳轴齿用钢的制造方法还包括：将锻造或轧制后的成品进 行所述精整，精整之后，获得最终产品。精整包括以下工艺中的一种或几种：剥皮，热处 理，无损探伤及修磨。精整可根据具体需求选择。剥皮工序可以包括：车削剥皮或砂轮剥皮等。热处理工序可以包括以下的一种或几种：正火、退火及等温退火等，可根据需要选择。无损探伤工序包括超声波探伤或磁粉探伤等。修磨是将钢材表面经探伤发现的缺陷去除，而通过修磨也无法消除的缺陷部分则报废。
本发明所述的高温渗碳轴齿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，可以开发出具有高温奥氏体晶粒稳定的轴齿 用钢，另外结合优化工艺，采用该高温渗碳轴齿用钢轧制或锻造好的棒材能够有效加工成 齿轮，具有适宜的淬透性、强韧性及耐磨和抗疲劳性能等。
(2)本发明所述的高温渗碳轴齿用钢中控制了微合金元素与氮及碳元素的含量，并 且严格控制原子摩尔比，加入适量Al和Nb元素，以阻碍高温奥氏体晶粒的异常长大，提高了轴齿用钢的奥氏体晶粒粗化温度，使该轴齿用钢在高达1000℃加热4小时后晶粒度仍稳定保持在5～8级，各项性能达到轴齿用钢的使用性能指标。
(3)本发明所述高温渗碳轴齿用钢的制造工艺设计合理，通过控制冶炼、连铸和加热及轧制工艺，从而避免钢材中出现大颗粒有害夹杂，且存有大量细小弥散的析出相，以保证钢材稳定的生产质量和稳定的奥氏体晶粒度，降低了钢材的生产成本，实现在高温渗碳齿轮钢批量生产。
(4)本发明所述高温渗碳轴齿用钢的奥氏体晶粒度及淬透性和成本竞争力等方面均 优于现有技术，可在保证高温渗碳和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。本发明所述高温渗碳轴齿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，符合节能、环保的时代要求，具有广阔的工业应用前景。
具体实施方式
以下由特定的具体实施例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭 示的内容轻易地了解本发明的其他优点及功效。虽然本发明的描述将结合较佳实施例一起 介绍，但这并不代表此发明的特征仅限于该实施方式。恰恰相反，结合实施方式作发明介 绍的目的是为了覆盖基于本发明的权利要求而有可能延伸出的其它选择或改造。为了提供 对本发明的深度了解，以下描述中将包含许多具体的细节。本发明也可以不使用这些细节 实施。此外，为了避免混乱或模糊本发明的重点，有些具体细节将在描述中被省略。需要 说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。
本发明关于高温渗碳轴齿用钢的制造方法描述了每项步骤中的改进点和工艺参数，其 它具体操作细节可参考现有工艺。
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明的实施方式作进一步 地详细描述。
实施例1-8和对比例9-12
实施例1-8的高温渗碳轴齿用钢均采用以下步骤制得：
(1)按照下述表1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、150kg真空感应炉或者500kg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，或者采用转炉冶炼+炉外精炼+真空脱气的方式进行冶炼。 精炼过程中，钢液温度在1650～1670℃时，进行真空脱气，真空度为66.7Pa，保持不低于 15分钟，控制吊包温度为1550～1570℃。浇铸后钢坯缓冷。
(2)加热：钢坯缓慢加热，首先在预热段加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h； 然后在加热段继续加热至900～1100℃，升温速度为100～200℃/h；然后进入均热段，温度 为1100～1250℃，升温速度为100～200℃/h，保温3～24h，之后轧制或锻造。
(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、退火或正火和无损探伤及修磨等。
实施例1-8高温渗碳轴齿用钢和对比例9-12钢的具体工艺过程如下所述：
实施例1：按照下述表1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，控制钢锭首先预热至700℃，升温速度为500℃/h；然后加热至900℃，升温速度为200℃/h；保温后继续加热至1100℃，升温速度为200℃/h：保温后进 入均热段，保温4h后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成Φ60mm棒料， 锻后在920℃正火100min。
实施例2：按照下述表1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，控制钢锭首先预热至650℃，升温速度为400℃/h；然后加热 至950℃，升温速度为200℃/h；保温后加热至1150℃，升温速度为200℃/h；保温后进入 均热段，保温5h后进行后续锻造，控制终锻温度为1000℃，最终锻造成Φ75mm棒料， 锻后车削剥皮。
实施例3：按照表1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，控制连铸坯首先预热至600℃，升温速度为100℃/h；然后在加热 至1080℃，升温速度为100℃/h；保温后再加热至1200℃进入均热段，升温速度为100℃ /h；保温后进行12h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Φ120mm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℃，升温速度为200℃/h；然 后加热至1050℃，升温速度为100℃/h；保温后加热至1200℃进入均热段，升温速度为100℃ /h；保温10h，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Φ80mm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至600℃，升温速度为200℃/h；然后加热 至1050℃，升温速度为100℃/h；保温后加热至1220℃进入均热段，升温速度为150℃/h； 均热时间8h后轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制终轧 温度为1050℃，中间坯尺寸220mm×220mm。而后再将中间坯进行第二次加热，先预热至 680℃，升温速度为300℃/h；再加热至1050℃，升温速度为200℃/h；保温后加热至1220℃， 升温速度为100℃/h；之后保温3h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二次终轧温度 为950℃，成品棒材规格为Φ50mm。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，控制连铸坯首先预热至680℃，升温速度为200℃/h；然后加热至900℃，升温速度为150℃/h；保温后加热至1180℃进入均热段，升温速度为150℃/h；保 温20h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 一次终轧温度为1000℃，中间坯尺寸140mm×140mm。而后再将中间坯第二次预热至700℃， 升温速度为400℃/h；然后加热至1100℃，升温速度为200℃/h；保温后进入均热段，均热 温度1220℃，升温速度为200℃/h；保温时间4h，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Φ20mm。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7：按照表1所示的化学成分转炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成模铸坯，控制铸坯首先在预热至620℃，升温速度为100℃/h；然后加热至950℃，升温速 度为100℃/h；保温后再加热至1200℃进入均热段，升温速度为100℃/h；均热保温18h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Φ90mm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8：按照表1所示的化学成分转炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成模铸坯，控制铸坯首先在预热至600℃，升温速度为200℃/h；然后加热至950℃，升温速 度为100℃/h；保温后加热至1230℃进入均热段，升温速度为150℃/h；均热时间8h，后 续进行轧制成中间坯，控制第一次终轧温度为1050℃，中间坯尺寸260mm×260mm。而后 再将中间坯预热至680℃，升温速度为200℃/h；再加热至1050℃，升温速度为100℃/h； 保温后加热至1220℃进入均热段，升温速度为100℃/h；之后保温，保温时间5h，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Φ60mm。轧制后空 冷，而后经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
对比例1和对比例2来自商品材。
对比例3：实施方式同实施例1，按照表1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至700℃，升温速度为 500℃/h；然后加热至900℃，升温速度为200℃/h；保温后继续加热至1100℃进入均热段， 升温速度为200℃/h；之后保温，保温时间4h，进行后续锻造，控制终锻温度为910℃， 最终锻造成Φ60mm棒料，锻后在920℃正火100min。
对比例4：实施方式同实施例5，按照表1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，控制连铸坯预热至600℃，升温速度为200℃ /h；然后加热至950℃，升温速度为100℃/h；保温后继续加热至1230℃进入均热段，升温 速度为150℃/h；之后保温，保温时间8h，保温后进行轧制。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。 而后将中间坯预热至680℃，升温速度为300℃/h；再加热至1050℃，升温速度为200℃/h； 继续加热至1220℃进入均热段，升温速度为100℃/h；保温3h后出炉经高压水除鳞后开始 轧制，控制第二次终轧温度为950℃，成品棒材规格为Φ50mm。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列出了实施例1-8的高温渗碳轴齿用钢和对比例9-12的对比钢的各化学元素的质 量百分配比及微合金元素系数rM/x。
表2列出了实施例1-8的高温渗碳轴齿用钢和对比例9-12的对比钢在上述工艺步骤中 的具体工艺参数。
表1.(％，余量为Fe和除了P、B、V、Ti、H、Ca以外的其他不可避免的杂质)
编号 C Si Mn P S Cr Ni Mo Cu Al N V Nb Ti B H Ca
实施例1 0.22 0.20 0.90 0.006 0.026 0.55 0.54 0.22 0.03 0.030 0.010 0.003 0.003 0.001 0.0002 0.00015 0.0027
实施例2 0.18 0.34 0.86 0.009 0.021 0.49 0.49 0.24 0.14 0.035 0.011 0.008 0.011 0 0.0003 0.00017 0.0025
实施例3 0.20 0.16 0.83 0.014 0.015 0.59 0.68 0.16 0.02 0.037 0.014 0.012 0.013 0.002 0.0003 0.00020 0.0018
实施例4 0.21 0.27 0.74 0.007 0.011 0.46 0.72 0.21 0 0.039 0.016 0.015 0.021 0.005 0.0004 0.00021 0.0022
实施例5 0.17 0.34 0.65 0.010 0.019 0.65 0.54 0.26 0.05 0.045 0.011 0.011 0.027 0.007 0.0001 0.00018 0.0025
实施例6 0.21 0.22 0.92 0.012 0.016 0.52 0.38 0.23 0.11 0.025 0.017 0 0.007 0.003 0.0002 0.00019 0.0021
实施例7 0.23 0.30 0.83 0.005 0.01 0.36 0.58 0.17 0.17 0.021 0.005 0.003 0.005 0 0.0002 0.00022 0.0022
实施例8 0.19 0.19 0.91 0.008 0.011 0.58 0.46 0.20 0.04 0.028 0.008 0.002 0.018 0.001 0.0002 0.00016 0.0024
对比例1 <u>0.16</u> 0.23 0.92 0.01 0.012 0.53 0.39 0.21 0.03 0.024 0.0103 0.003 0.010 0.003 0.0003 0.00021 0.0019
对比例2 0.21 0.26 0.72 0.005 0.014 0.64 0.59 0.22 0 0.033 <u>0.0013</u> 0.013 0.005 0 0.0001 0.00022 0.0021
对比例3 0.20 0.25 0.79 0.011 0.021 0.43 0.72 0.2 0.12 0.022 0.007 0.009 <u>0.034</u> 0.001 0.0004 0.00015 0.0022
对比例4 0.18 0.24 0.85 0.006 <u>0.003</u> 0.64 0.54 0.17 0.13 0.023 0.011 0.002 0 0.001 0.0003 0.00017 0.0025
Figure BDA0003140542710000151
在上表2中，实施例5、实施例6和实施例8及对比例12在本发明上述工艺中的步骤(2)和步骤(3)中有两栏参数，是因为上述三个实施例和对比例12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。对应的步骤(2) 中的预热、加热和均热段的上下两行数据分别是第一次加热和第二次加热对应的加热温度 和加热速率。
将得到的实施例1-8的高温渗碳轴齿用钢和对比例1-4的对比钢分别取样，并进行模 拟渗碳淬火试验、淬透性测试及硬度测试，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940℃保温5小时；960℃、980℃和1000℃保温4小时；1020℃保温3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 ASTME112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925±10℃，淬火温度925±5℃，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。
表3列出了实施例1-8的高温渗碳轴齿用钢和对比例9-12的对比钢的测试试验结果。
Figure BDA0003140542710000171
从表3中可以看出，本发明所述实施例1-8的高温渗碳轴齿用钢经过模拟渗碳淬火试 验中的不超过1000℃的4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。其中实施例1、实施例2和实施例3及实施例6在1020℃加热3h后晶粒度不超过5级；而实施例1和实施例2在1050℃加热2h后晶粒度不 超过5级。
而对比例2在960℃的温度下模拟渗碳淬火后观察到了混晶现象(1级)，其中6(1)表 示平均晶粒度为6级，而局部区域发生粗化为1级。继续提高对比例1、对比例3和对比 例4的模拟渗碳温度至980℃后，奥氏体晶粒异常长大严重(1级)，其中5.5(1)表示平均 晶粒度为5.5级，而局部区域发生粗化为1级。对比例2的氮含量较低，而对比例3中Nb 含量较高，且微合金系数较高，对比例4中没有添加元素Nb，且微合金系数较较低，从而 导致对比例3和对比例4均无法形成足够的析出相，无法抑制高温下的奥氏体晶粒异常长 大。
对比例1的淬透性较低，未达到GB/T 5216-2014规定的20CrNiMoHH高淬透性轴齿用钢要求(J5mm：34-44HRC)。主要原因是碳含量较低，DI值较低，实测淬透性也较低。
综上所述可以看出，本发明所述的高温渗碳轴齿用钢，通过合理的化学成分设计并结 合优化工艺，可以获得具有较高温度奥氏体晶粒稳定和较高的淬透性，且易于切削，适用 于高温渗碳，其代表性位置J5mm淬透性均为34～43HRC，高达1000℃的高温真空渗碳前 后的奥氏体晶粒度温度保持在5～8级。采用该高淬透性轴齿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差速器等高端零部件中，具有良好的使用前景和推广应用价 值。
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 (17)

1.一种高温渗碳轴齿用钢，其特征在于，按质量百分比计，其化学成分包括：
C：0.17～0.23％，Si：0.15～0.40％，Mn：0.60～0.95％，S：0.010～0.030％，Cr：0.35～0.65％，Ni：0.35～0.75％，Mo：0.15～0.30％，Al：0.020～0.050％，N：0.005～0.020％，Nb：0.002～0.030％，Cu≤0.20％。
2.如权利要求1所述的高温渗碳轴齿用钢，其特征在于，按质量百分比计，其化学成分为：C：0.17～0.23％，Si：0.15～0.40％，Mn：0.60～0.95％，S：0.010～0.030％，Cr：0.35～0.65％，Ni：0.35～0.75％，Mo：0.15～0.30％，Al：0.020～0.050％，N：0.005～0.020％，Nb：0.002～0.030％，Cu≤0.20％，余量为Fe及其它不可避免的杂质。
3.如权利要求2所述的高温渗碳轴齿用钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，各杂质元素含量按质量百分比满足下述要求中的一种或几种：P≤0.020％，O≤0.0020％，H≤0.0002％，B≤0.0010％，V≤0.02％，Ti≤0.01％，Ca≤0.003％。
4.如权利要求1或2所述的高温渗碳轴齿用钢，其特征在于，所述高温渗碳轴齿用钢中Cu含量为0.03％～0.2％。
5.如权利要求1或2所述的高温渗碳轴齿用钢，其特征在于，所述高温渗碳轴齿用钢的临界理想直径DI值的范围为1.9～2.5inches，其中DI＝0.54[C]×(3.3333[Mn]+1)×(0.70[Si]+1)×(0.363[Ni]+1)×(2.16[Cr]+1)×(3.00[Mo]+1)×(0.365[Cu]+1)×(1.73[V]+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。
6.如权利要求1或2所述的高温渗碳轴齿用钢，其特征在于，所述高温渗碳轴齿用钢的微合金元素系数rM/X的范围为0.5～3.5，其中，
rM/X＝(20*[Nb]/93-[V]/51+[Ti]/48+[Al]/27)/([N]/14+[C]/120)，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。
7.如权利要求1或2所述的高温渗碳轴齿用钢，其特征在于，所述高温渗碳轴齿用钢在940～1020℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度保持在5～8级。
8.一种如权利要求1-7任一项所述的高温渗碳轴齿用钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：
冶炼：包括对原料进行初步冶炼和精炼；
浇铸：形成连铸坯，使所述连铸坯进缓冷坑缓冷，形成钢坯；
锻造或轧制：对所述钢坯进行加热；锻造至最终成品尺寸，或者轧制到最终成品尺寸。
9.如权利要求8所述的高温渗碳轴齿用钢的制造方法，其特征在于，所述冶炼步骤中，在所述精炼的过程中加入Al进行脱氧，并进行真空脱气。
10.如权利要求8所述的高温渗碳轴齿用钢的制造方法，其特征在于，在所述冶炼步骤中，控制钢包起吊时温度在1550～1570℃。
11.如权利要求8所述的高温渗碳轴齿用钢的制造方法，其特征在于，所述缓冷的时间不少于24小时。
12.如权利要求8所述的高温渗碳轴齿用钢的制造方法，其特征在于，所述锻造或轧制步骤中，所述钢坯的加热温度在1100～1250℃。
13.如权利要求12所述的高温渗碳轴齿用钢的制造方法，其特征在于，所述加热包括预热、加热和均热，所述预热为将所述钢坯加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h；之后继续进行加热，将所述钢坯加热至900～1100℃，升温速度为100～200℃/h，接着进行所述均热，将所述钢坯均匀加热至1100～1250℃，升温速度为100～200℃/h；之后保温，保温时间为3～24h。
14.如权利要求8所述的高温渗碳轴齿用钢的制造方法，其特征在于，所述锻造或轧制步骤中，对所述钢坯进行所述加热，轧制成中间坯，之后进行第二次加热，再轧制到最终成品尺寸。
15.如权利要求14所述的高温渗碳轴齿用钢的制造方法，其特征在于，对所述中间坯进行所述第二次加热包括预热、加热和均热，所述预热为将所述中间坯加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h；之后继续进行加热，将所述中间坯加热至900～1100℃，升温速度为100～200℃/h，接着进行所述均热，将所述中间坯加热至1100～1250℃，升温速度为100～200℃/h；之后保温，保温时间为3～24h。
16.如权利要求8-15任一项所述的高温渗碳轴齿用钢的制造方法，其特征在于，所述锻造或轧制步骤中，控制终锻温度或终轧温度≥900℃。
17.如权利要求8-15任一项所述的高温渗碳轴齿用钢的制造方法，其特征在于，所述制造方法还包括：将锻造或轧制后的成品进行所述精整，所述精整包括以下工艺中的一种或几种：剥皮，热处理，无损探伤及修磨。
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