专利名称：一种高温真空渗碳齿轮用钢的制作方法
技术领域：
本发明属于合金钢领域，特别涉及一种高温真空渗碳齿轮用钢，高温真空渗碳前后钢材的晶粒度保持在7. 0 8. 0级，淬透性J5mm稳定控制在32HRC 42HRC，钢材组织稳定，性能稳定。
背景技术：
随着环境污染和能源枯竭的日益加剧，环保、节能、高性能、高效率的高温真空渗碳技术成为近年国际热处理技术发展及应用的主要方向。目前国内外常用的气体渗碳温度一般不高于930°C，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980°C甚至1000°C以上。根据渗碳原理计算，渗碳温度提高53°C左右，渗碳时间可以缩短50%左右。 因此如果把渗碳温度提高到980°C，可以使渗碳时间缩短为原来的50%。高温真空渗碳技术以其自身的优势逐渐成为替代气体渗碳技术的必然选择。从二十世纪九十年代开始，高温真空渗碳技术在欧洲和日本开始实现工业应用。 然而，到目前为止，国内只有少数几家汽车零部件生产企业引进了高温真空渗碳成套设备， 并且由于缺乏配套的高温真空渗碳用齿轮钢种，致使该设备当作普通渗碳设备使用，造成企业与社会资源浪费。因此，高温真空渗碳齿轮钢的开发研究迫在眉睫。高温真空渗碳齿轮钢的主要技术难题是在提高渗碳温度后齿轮钢的奥氏体晶粒出现混晶和晶粒粗大现象，从而影响齿轮的强度和精度，使齿轮无法使用而报废。为保证高温真空渗碳齿轮的性能要求，一般要求奥氏体晶粒度为5. 0-8. 0级。为获得所要求的晶粒度，人们通常采用的方法是控制A1、N含量，或者添加Nb、Ti、V等元素，形成Al、Nb、Ti、V的碳、氮化合物微粒钉扎钢材的奥氏体晶界，阻碍奥氏体晶粒在加温过程中异常长大，从而提高齿轮钢奥氏体晶粒粗化温度，保证齿轮经过高温真空渗碳处理后其组织和性能符合齿轮的使用要求。另一方面，为保证齿轮的淬火强度，通常对齿轮钢的淬透性提出要求。相关研究数据表明齿轮齿根(对应J5mm)处的淬火硬度为32-42HRC时，齿轮的疲劳寿命达到最佳水平。现有的研究结果表明，添加Nb等微合金元素使齿轮钢经过常温渗碳淬火后的晶粒度提高到10级以上，这样可以大幅度提高齿轮钢的疲劳强度。但按照SAE J406标准，晶粒度每升高1级，淬透性降低8%，因此不利于齿轮钢的淬透性控制和强度提高。此外，加入Nb元素会使钢材的热加工性能变差，同时不可避免的会提高齿轮的加工成本。Ti元素也是齿轮钢常见的控制晶粒度的微合金元素。Ti能与碳、氮形成TiN和 TiC起到钉扎晶界、抑制奥氏体晶粒异常长大的效果。但是，Ti含量过高容易形成粗大的 TiN夹杂，且TiN夹杂形状尖锐，严重影响齿轮钢的疲劳强度等性能。V元素的作用与Ti元素相近，但是由于V(CN)析出物的固溶温度较低，因此，V元素在高温渗碳条件下，对抑制齿轮钢高温奥氏体晶粒粗化的作用不如Nb和Ti元素明显。中国专利CN10131^94A采用降低20CrMoH的终轧温度至900°C，同时添加Nb等微合金元素使晶粒度提高到10级以上，从而使钢材的接触疲劳性能提高30%以上，弯曲疲劳强度提高15%以上。由于晶粒度过细，该专利通过加入B来提高其淬透性。已有的研究已经表明，B是对淬透性非常敏感的元素，B含量的微小变化会引起淬透性较大的波动，因此齿轮钢中加入B元素不利于齿轮钢淬透性带宽的窄幅控制。中国专利CN101603151A通过增加Nb元素降低了 Ti含量，解决了由于Ti夹杂多而引起的接触疲劳寿命问题，但是，Nb元素的加入也提高了齿轮钢材的生产成本。中国专利CN101275204A公开了了一种CrMnTi齿轮钢，Ti含量控制在 0. 010% -0. 038%，仍然具有较高的Ti元素含量，出现夹杂的可能性仍然较大，不利于钢材的组织和性能。中国专利CN101096742A公开了一种高强度汽车用齿轮钢，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。但是，Nb、V的复合添加也提高了钢材的生产成本。综上所述，合金元素含量过低，不能达到钢材设计目的，无法满足用户的工况要求，合金元素含量过高，使某些性能指标过剩，提高了钢材成本，浪费了有限资源。因此应该在保证性能的前提下，尽量降低钢材中合金元素的种类和数量，提高钢材的成本竞争优势。
发明内容
本发明的目的在于提供一种保证淬透性、低成本的高温真空渗碳齿轮用钢。根据齿轮渗碳后对表面硬度和心部韧性的综合要求，本发明钢采用微合金化的方式，控制齿轮钢高温真空渗碳过程中奥氏体晶粒异常长大，使钢材晶粒度严格控制在7. 0-8. 0级，保证淬透性J5mm稳定控制在32HRC-42HRC，满足普通齿轮钢的各项性能要求。本发明具有合金元素简单，成本低廉，工艺控制稳定可靠，可用于高温真空渗碳，大幅缩短渗碳时间，环保节能等特点。为达到上述目的，本发明的技术方案是一种高温真空渗碳齿轮用钢，其重量百分比为，C :0. 10 0.30%，Si :0. 15 0.25%, Mn 0. 60 0. 90 %，P 彡 0. 025，S :0. 010 0. 020 %, Cr :0. 85 1. 25 %，Al 0. 033 0. 055%, N 0. 0160 0. 0300%, Ti 0. 001 0. 009%,
^ 0. 0020%，其余为
Fe以及不可避免杂质；其中，A1/N质量摩尔浓度比控制在0. 60 1.80范围内。在本发明钢成分设计中，C是保证齿轮钢使用强度所必需的成分。齿轮钢需要表面强度的同时也需要足够的心部冲击韧性，同时，C是影响钢的淬透性最主要的元素之一。C含量太低齿轮钢强度不够，且不能保证良好的淬透性要求，太高不能满足齿轮心部韧性的需求。因此，本发明确定 C含量为0. 10 0. 30%。Mn是脱氧和脱硫的有效元素，同时也是影响钢的淬透性的元素之一。在冶炼时加入可以起到脱氧和脱硫的作用。Mn含量小于0. 5%时脱氧和脱硫的作用较小，大于1. 0%以后淬透性不好控制，同时热塑性变差，影响生产。同时，Mn能溶于铁素体，起到固溶强化的作用。因此，本发明确定Mn含量为0.60 0.90%。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降低了 C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。因此，本发明中Cr含量确定为0.85 1.25%Al、Ti、N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、Ti、N的含量以及(Al，Ti)/N比。在冶炼初期，Al主要作为脱氧剂添加形成Al2O3夹杂上浮，进入到渣系。为细化晶粒必须在钢中有一定体积分数的AlN粒子，某些资料认为AlN粒子数大于IO7个/mm2，能稳定细化晶粒。为此，首先必须确保钢中有合适的铝、氮含量，同时保证钢中A1/N的原子数量比，避免某种元素的过多或过少影响性能。VD真空处理毕喂Al丝，在低氧条件下此时的Al主要作为合金元素起微合金化的作用。Al与钢中的N结合形成AlN 相，在奥氏体晶界处起到钉扎晶界抑制奥氏体晶粒长大的作用。但是，如果Al过量或者Al/ N比配合不好，容易在钢材中形成夹杂影响钢材质量。过量的Al形成Al2O3夹杂难以去除， 同时Al2O3和CaS等容易吸附在中间包水口“结瘤”，造成钢水可浇性差。而且AlN粒子的半径增大，会形成针状夹杂物。AlN的另一形成元素N采用合金的添加方式，但过量的N会造成气体含量高，易形成皮下气泡，影响钢材质量。所以应具有合适的A1、N含量和A1/N质量摩尔浓度比。另一方面，由于钢中的部分Al是以氧化物或者其他形式存在，不能与加入的 N有效的结合。因此，本发明通过添加微量的Ti，与多余的N元素形成TiN析出物从而在高温阶段抑制奥氏体晶粒长大。但是，如果Ti含量过高的话，钢中容易形成粗大的TiN夹杂， 影响齿轮钢的疲劳强度等性能。另一方面，细小的奥氏体晶粒其晶界总面积相对说来比较多，这有利于珠光体的形核，促进其转变，使珠光体转变线左移，从而降低了钢材的淬透性。 因此，综合考虑淬透性和晶粒细化的效果，本发明确定Al含量为0. 033 0. 055%, N含量为 0. 0160 0. 0300%, Ti 含量为 0. 001-0. 009%。本发明可采用电弧炉或感应炉冶炼，并可再经过真空脱气处理，然后浇铸成钢锭或者连铸成坯，经开坯后锻造或者轧制成棒材产品。本发明的有益效果本发明齿轮钢中控制了 Al、N元素的含量，并且严格控制A1/N质量摩尔浓度比在 0. 60 1. 80范围内，同时加入适量Ti元素，保证齿轮钢中形成AlN及TiN相，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1000°c真空渗碳4 小时后晶粒度稳定保持在7. 0-8. 0级，各项性能达到齿轮钢的使用性能指标。由于严格控制微合金元素的含量，避免了钢材中出现夹杂，保证了钢材稳定的生产质量，同时也降低了钢材的生产成本。本发明与现有技术相比，本发明微合金化元素简单，易于实现，成本低廉，通过控制A1、N元素含量以及Al/ N比同时配合微量Ti元素的作用就能将该齿轮钢用于高温真空渗碳工艺。本发明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(X)2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。
图1为对比钢1的气体渗碳热处理条件。图2为本发明钢及对比钢2的真空渗碳热处理条件。
具体实施例方式下面结合实施例对本发明做进一步说明。实施例为根据本发明所设计的化学成分范围，在50kg真空感应炉上冶炼，对比钢1、2采用工业电炉+炉外精炼+真空脱气工艺冶炼的，其具体化学成分参见表2。本发明钢钢水浇铸成锭，并经锻造开坯，最终锻造成Φ65mm棒料，终锻温度不低于1050°C。对比钢冶炼后连铸成方坯，在终轧温度不低于950°C条件下连轧成Φ65πιπι的棒材。将发明钢和对比钢进行模拟渗碳淬火试验，模拟渗碳淬火工艺为分别在930°C、 950°C、980°C、100(TC保温4小时，再进行水淬，然后取样观察其组织，按照标准ASTM E112 评定其奥氏体晶粒度，其结果见表3。本发明钢经过以上四种温度模拟渗碳后，其奥氏体晶粒度都维持在7. 0-8. 0级范围内，没有观察到混晶、晶粒异常粗大等现象。对比钢1在950°C 模拟渗碳淬火后观察到了混晶现象，继续提高对比钢1的模拟渗碳温度后，奥氏体晶粒异常长大严重，其主要原因是该对比钢的A1/N质量摩尔浓度比为5. 77，超出0. 60 1. 80范围，且A1、N含量过低，从而导致钢中的AlN相的质量摩尔浓度过低，不能有效起到钉扎晶界抑制奥氏体晶粒长大的作用。对比钢2尽管在模拟渗碳淬火后晶粒细小，但淬透性下降，对齿轮后期的热处理过程控制不利。此外，本发明钢和对比钢种2经过了真空渗碳，对比钢种1经过了传统气体渗碳热处理后，渗碳试样材进行了旋转弯曲疲劳性能测试，其渗碳处理条件如图1、图2所示； 0. 35% C渗碳层深度及疲劳性能测试结果如表4所示。结果表明(1)在0. 35 % C渗碳层深度为0. 8mm的前提下，本发明钢的真空渗碳温度为 1000°C，渗碳热处理时间为185分钟，对比钢1的传统气体渗碳温度为930°C，渗碳时间为 310分钟。本发明钢的渗碳温度提高了 70°C，渗碳热处理时间缩短了 40%。其主要原因就是本发明钢通过严格控制Al、Ti、N的含量，并将A1/N质量摩尔浓度比控制在0. 60-1. 80范围内，在钢中获得适量的AlN和TiN相，有效的起到钉扎晶界抑制奥氏体晶粒长大的作用， 从而能够满足真空渗碳工艺所要求的高温渗碳晶粒不粗大的要求。(2)本发明钢经真空渗碳热处理后，其弯曲疲劳性能与经传统气体渗碳热处理后的对比钢1相当，满足齿轮钢的使用要求。对比钢2尽管疲劳性能较好，但却消耗了贵重元素Nb，经济性差。
权利要求
1. 一种高温真空渗碳齿轮用钢，其化学重量百分比为c :0. 10 0. 30%，Si 0. 15 0.25%, Mn 0. 60 0. 90 %，P 彡 0. 025，S :0. 010 0. 020 %, Cr :0. 85 1. 25 %，Al 0. 033 0. 055%, N 0. 0160 0. 0300%, Ti 0. 001 0. 009%,
^ 0. 0020%，其余为狗及不可避免杂质；其中，A1/N质量摩尔浓度比控制在0. 60 1.80范围内。
全文摘要
一种高温真空渗碳齿轮用钢，其重量百分比为，C0.10～0.30％，Si0.15～0.25％，Mn0.60～0.90％，P≤0.025，S0.010～0.020％，Cr0.85～1.25％，Al0.033～0.055％，N0.0160～0.0300％，Ti0.001～0.009％，[O]≤0.0020％，其余为Fe以及不可避免杂质。本发明采用微合金化方式，控制齿轮钢高温真空渗碳过程中奥氏体晶粒异常长大，使钢材晶粒度严格控制在7.0-8.0级，保证淬透性J5mm稳定控制在32HRC-42HRC，满足普通齿轮钢的各项性能要求。本发明具有合金元素简单，成本低廉，工艺控制稳定可靠，可用于高温真空渗碳，大幅缩短渗碳时间，环保节能等特点。
文档编号C22C38/28GK102560255SQ201210022018
公开日2012年7月11日 申请日期2012年1月31日 优先权日2012年1月31日
发明者丁毅, 安金敏, 覃明 申请人:宝山钢铁股份有限公司