一种具有细晶粒窄淬透性带宽的高温渗碳齿轮钢的制作方法

本发明属于渗碳齿轮钢领域，主要适用于制造汽车后桥主、从动齿轮，亦可用于制造其它大规格齿轮零件。
背景技术：
：随着汽车制造技术和材料生产技术的进步，汽车向着高速度、高载重量、低噪声和轻量化发展，对汽车齿轮用特殊钢提出了更高的要求。汽车用齿轮钢中以渗碳齿轮钢为主，渗碳处理需要在高温下长时间保温，消耗的能源多、工时长。降低渗碳处理成本的有效途径是缩短渗碳时间。试验表明，当渗碳温度高于常用的930℃提高到1000℃时就能够大幅度缩短渗碳时间。近年来，工业大生产较成熟的高温渗碳设备可满足960-980℃渗碳的条件。尽管高温渗碳技术可提高渗碳效率节约能源，但对渗碳齿轮钢也提出了更高的要求。高温渗碳时奥氏体晶粒很容易长大，因此控制奥氏体晶粒对渗碳齿轮钢来说尤为重要。目前控制高温渗碳奥氏体晶粒长大的方法主要是添加微合金化元素nb、ti。中国专利cn103361559a公布了一种采用nb、ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢，通过添加ti0.02-0.06％，nb0.02-0.06％形成析出相控制晶粒。但并未提及对钢中n含量的控制，含ti钢需要极低的n含量以避免形成大尺寸tin析出相破坏齿轮钢疲劳性能。另外，钢中加入ti元素可导致淬透性降低，显然该专利并未对齿轮钢的综合性能考虑全面。中国专利cn102560255a发明了一种高温真空渗碳齿轮用钢。通过添加al0.033％-0.055％细化晶粒。但当al＞0.033％会造成中间包水口堵塞，无法实现连续浇铸，该专利并未提及解决问题的技术方案。日本专利jp2000-160288也同样采用添加0.03％-0.06％的nb控制晶粒长大。上述发明表明，国内外有关高温渗碳齿轮钢控制晶粒长大的技术普遍采用添加微合金元素形成碳化物析出相来阻碍晶粒长大的方案。众所周知，微合金元素nb、ti等的析出会使奥氏体中固溶的c含量下降，从而降低钢的淬透性，齿轮钢又是对淬透性要求较严格的钢种，并且含ti、nb钢存在高温脆性区，轧制过程中由于ti、nb元素在晶界的析出导致晶界薄弱发生钢坯断裂的事故，产生大量废品。因此采用微合金元素控制晶粒长大的方案应用在齿轮钢领域并不十分理想。淬透性和淬透性带宽也是渗碳齿轮钢的重要指标。淬透性可通过增加或减少淬透性元素来调节，该问题在齿轮钢领域已经得到较好解决。淬透性带宽的大小很大程度上影响热处理变形，淬透性带宽愈窄，离散度愈小，愈有利于齿轮的加工及提高其啮合精度。然而目前我国gb/t5216-201x对淬透性的要求为j27/41-15，j24/38-25，相当于淬透性带宽在14hrc，汽车行业对淬透性带宽的要求比国标严格，但也仅限于带宽≤7hrc。而美国、德国等发达国家的渗碳齿轮钢实物淬透性带宽可控制在4-6hrc。随着汽车行业对汽车齿轮精密加工及装配尺寸公差要求的不断提高，缩小渗碳齿轮钢的淬透性带宽成为近年来国内外渗碳齿轮钢研究的热点。综上所述，国内外还没有提供一种充分利用冶炼残余元素控制晶粒长大且满足工业生产多炉次连续浇铸的高温渗碳齿轮钢，也没有公开将齿轮钢淬透性带宽稳定控制在≤4hrc的化学成分控制技术。针对高温渗碳齿轮钢存在的问题，有必要提供一种高温渗碳条件下晶粒不长大，且具有窄淬透性带宽的高温渗碳齿轮钢以满足汽车齿轮行业技术进步对材料的需求。技术实现要素：本发明的目的在于提供一种980℃-1000℃高温渗碳晶粒不长大的低成本高温渗碳齿轮钢，并且具有窄淬透性带宽的特点。根据上述目的，本发明所采用的技术方案是：一种具有细晶粒窄淬透性带宽的高温渗碳齿轮钢，其化学成分重量百分比为：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％,al：0.025～0.055％，ca0.0015～0.0025％，n：0.0080～0.0200％，o≤0.0015％，其余为fe及不可避免的杂质。化学成分：(1)利用淬透性计算公式，计算获得满足j15、j25处淬透性带宽不大于4hrc的齿轮钢中影响淬透性主要元素的成分上下线，淬透性计算曲线如图2所示。依据计算c、si、mn、mo、cr元素的含量需控制在如下范围：c：0.19～0.21％，si：0.20～0.30％，mn：0.70～0.80％,cr：1.10～1.20％,mo：0.35-0.38％。(2)本发明钢利用齿轮钢冶炼过程脱氧元素al，与钢中n元素形成aln析出相控制980℃-1000℃晶粒长大，前提是需要保证足够量的aln析出才能获得抑制晶粒长大的效果，通过析出相对原奥氏体晶粒细化的计算公式，发明钢中al含量需要保证不小于0.025％，才能将晶粒控制在不大于20μm的水平。由于al/n相对原子量之比约为2，因此其质量分数为2时有利于全部结合成为aln，最大限度发挥aln的作用，因此钢中n含量应不小于0.008％。进一步提高al含量，并按照质量分数2:1的关系提高n含量可实现更高温度条件下控制晶粒长大，但al含量超过0.06％将提高钢的淬透性，无法保证获得稳定的淬透性，因此al含量的最佳范围在0.025-0.055％之间，n含量的最佳范围在0.08-0.020％之间。此外，采用al脱氧的齿轮钢钢液中易残留脱氧产物al2o3影响钢液流动造成中间包水口堵塞，因此需添加ca0.0015～0.0030％与al2o3形成铝酸钙以解决水口堵塞的问题。一种具有细晶粒窄淬透性带宽的高温渗碳齿轮钢，其化学成分重量百分比为：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％,al：0.025～0.055％，ca0.0015～0.0025％，n：0.0080～0.0200％，[o]≤0.0015％，其余为fe及不可避免的杂质。采用上述方案本发明的优点在于：不采用微合金化高成本且不易大生产应用的思路，而是通过利用齿轮钢冶炼过程的副产物来达到控制高温晶粒长大的目的，首先节约原材料成本，其次降低生产工艺的风险系数，降低废品率。通过淬透性模型计算保证淬透性带宽小于4hrc的主要合金元素控制范围，获得窄淬透性带宽的高温渗碳齿轮钢，可减小齿轮热处理后的变形，较少性能波动。发明钢热经过980-1000℃高温渗碳后晶粒尺寸扔然保持在15-20μm范围内，晶粒度控制在7-8级。此外，发明钢经过淬透性模型计算获得控制窄淬透性带宽的精准成分范围。附图说明图1(1)-(12)本发明实施例与对比钢经过980℃/6小时渗碳后原奥氏体晶粒照片图2设计成分上、中、下线淬透性带宽计算值具体实施方式下面通过对最优实施例的描述，对本发明的具体实施方式作进一步详细的说明。本发明钢的化学成分为(重量％)：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％,al：0.025～0.055％，ca0.0015～0.0025％，n：0.0080～0.0200％，[o]≤0.0015％，其余为fe及不可避免的杂质。按照上述化学成分要求共生产9炉本发明钢，并采用电炉(eaf)+炉外精炼(lf)+真空脱气(rh)+连铸+轧制的工艺生产发明钢的连铸坯，连铸坯经过1200-1250℃加热保温4小时后进行圆钢热连轧。开轧温度：1100-1150℃，终轧温度：890-920℃，轧后经过缓冷线冷却到550-600℃入缓冷坑。按照gb/t5216-201×中的要求生产3炉22crmoh作为对比钢(上线、中线、下线成分)，并采用电炉(eaf)+炉外精炼(lf)+真空脱气(rh)+连铸+轧制的工艺生产对比钢的连铸坯，连铸坯经过1150-1200℃加热保温3小时后进行圆钢热连轧。开轧温度：1100-1150℃，终轧温度：900-950℃，轧后经过缓冷线冷却到550-600℃入缓冷坑。发明钢与对比钢的化学成分如表1所示。下面为本发明高温渗碳齿轮钢的具体实施例：实施例1：炉号为1的发明钢(c、si、mn、cr、mo成分上线，al、n偏下限)与对比钢热轧棒材取样经980℃保温6小时高温渗碳后对比其原奥氏体晶粒度，另取淬透性试样经925℃/1小时正火，925℃端淬对比其淬透性带宽。实施例2：炉号为2的发明钢(c、si、mn、cr、mo成分上线，al、n偏中限)与对比钢热轧棒材取样经980℃保温6小时高温渗碳后对比其原奥氏体晶粒度，另取淬透性试样经925℃/1小时正火，925℃端淬对比其淬透性带宽。实施例3：炉号为3的发明钢(c、si、mn、cr、mo成分上线，al、n偏上限)与对比钢热轧棒材取样经1000℃保温6小时高温渗碳后对比其原奥氏体晶粒度，另取淬透性试样经925℃/1小时正火，925℃端淬对比其淬透性带宽。实施例4：炉号为4的发明钢(c、si、mn、cr、mo成分中线，al、n偏下限)与对比钢热轧棒材取样经980℃保温6小时高温渗碳后对比其原奥氏体晶粒度，另取淬透性试样经925℃/1小时正火，925℃端淬对比其淬透性带宽。实施例5：炉号为5的发明钢(c、si、mn、cr、mo成分中线，al、n偏中限)与对比钢热轧棒材取样经980℃保温6小时高温渗碳后对比其原奥氏体晶粒度，另取淬透性试样经925℃/1小时正火，925℃端淬对比其淬透性带宽。实施例6：炉号为6的发明钢(c、si、mn、cr、mo成分中线，al、n偏上限)与对比钢热轧棒材取样经1000℃保温6小时高温渗碳后对比其原奥氏体晶粒度，另取淬透性试样经925℃/1小时正火，925℃端淬对比其淬透性带宽。实施例7：炉号为7的发明钢(c、si、mn、cr、mo成分下线，al、n偏下限)与对比钢热轧棒材取样经980℃保温6小时高温渗碳后对比其原奥氏体晶粒度，另取淬透性试样经925℃/1小时正火，925℃端淬对比其淬透性带宽。实施例8：炉号为8的发明钢(c、si、mn、cr、mo成分下线，al、n偏中限)与对比钢热轧棒材取样经980℃保温6小时高温渗碳后对比其原奥氏体晶粒度，另取淬透性试样经925℃/1小时正火，925℃端淬对比其淬透性带宽。实施例9：炉号为9的发明钢(c、si、mn、cr、mo成分下线，al、n偏上限)与对比钢热轧棒材取样经1000℃保温6小时高温渗碳后对比其原奥氏体晶粒度，另取淬透性试样经925℃/1小时正火，925℃端淬对比其淬透性带宽。从表1、2、3的结果可以看出，发明钢热轧棒材涵盖成分上线、中线、下限以及不同尺寸规格，经过980-1000℃高温渗碳后晶粒尺寸扔然保持在15-20μm范围内，晶粒度控制在7-8级。而对比钢则出现混晶现象，且最大晶粒尺寸超标，无法正常使用。此外，发明钢经过淬透性模型计算获得控制窄淬透性带宽的精准成分范围。表1.实施例和对比钢的化学成分，质量分数％表2.本发明实施例和对比钢经过980℃/6小时高温渗碳后原奥氏体晶粒尺寸炉号钢种棒材规格，mm渗碳后原奥氏体晶粒尺寸，μm1发明钢φ110162发明钢φ110163发明钢φ110154发明钢φ130155发明钢φ130166发明钢φ130157发明钢φ150168发明钢φ150179发明钢φ1501510对比钢φ110混晶(最大晶粒100)11对比钢φ130混晶(最大晶粒60)12对比钢φ150混晶(最大晶粒80)表3.本发明实施例和对比钢经过925℃/1小时正火，925℃端淬后淬透性带宽上面对本发明进行了示例性描述，显然本发明具体实现并不受上述方式的限制，只要采用了本发明的方法构思和技术方案进行的各种改进，或未经改进直接应用于其它场合的，均在本发明的保护范围之内。当前第1页12