本发明属于合金结构钢领域，具体涉及一种轴类和齿轮用钢及其热处理方法。
背景技术：
：轴类和齿轮用钢是传动结构中用量较大的材料，同时是要求较高的关键材料之一，材料的性能不仅影响轴类和齿轮的使用寿命、能耗等技术经济指标，而且对于满足安全、环保及舒适要求也至关重要。故在轴类和齿轮用钢的材料和热处理工艺设计时，要求材料奥氏体晶粒尺寸达到5.0～8.0级，且表面具有较高硬度，从而保证其成形构件具有高的疲劳强度、冲击韧性和耐磨性。渗碳能够提高材料表面硬度从而具有良好的耐磨性。研究表明，保持渗层厚度不变，渗碳温度每提高50℃，渗碳时间大约可缩短50％以上。显然，采用高温渗碳能够缩短生产工艺周期、提高生产效率、节能环保。但无论是高温热处理还是高温渗碳，都将面临的难题是虽然温度升高能提高生产效率，但同时会使钢材的奥氏体晶粒粗化从而恶化性能。微合金化虽能一定程度上阻止晶粒粗化，但当热处理温度在900℃以上时，微合金碳氮化物溶解，不能阻止奥氏体晶粒异常长大，而且微合金元素也易于在钢中形成氮化物，进而产生夹杂损害材料的性能。cn105695674a公开了一种20crmnti钢轴类零件渗碳工艺，20crmnti中要求ti的重量百分比为0.04～0.1％，20crmnti利用合金成分中的ti形成ti的碳氮化物，钉扎位错、晶界来达到细化晶粒的目的。钉扎作用的强弱决定于第二相粒子尺寸和体积分数，尺寸越小，体积分数越大，钉扎作用越强。但ti的碳氮化物在900～1200℃会发生粗化，尺寸增大后钉扎作用失去效果，尺寸大的碳氮化物在钢材中形成碳氮化物夹杂，严重损害材料的疲劳强度和冲击韧性。而且微合金钢通常在成形过程中要通过控制轧制控制冷却才能够发挥出微合金化的效果，工艺控制成本较高。cn105088079a公开了一种低渗氮层脆性38crmoal渗氮钢，碳：0.35～0.42％；硅：0.20～0.45％；锰：0.30～0.60％；铬：1.35～1.65％；钼：0.15～0.25％；铝：0.70～1.10％；磷：≤0.015％；硫：≤0.010％；钒：0.001～0.01％；铌：0.001～0.01％；钛：0.001～0.01％；氮：0.0020～0.006％；氧：0.0005～0.0025％。38crmoal作为一种高级氮化钢，渗氮后形成aln作为硬化层来提高硬度，虽然其成分中al的重量百分比达到0.70～1.10％，但aln在900℃以上就会溶解，从而失去钉扎作用导致晶粒长大粗化。而且，渗氮温度通常在500℃一下，即使碳氮共渗，温度也是在800℃以下，所以38crmoal并不会作为一种在900℃以上温度进行热处理的钢材。技术实现要素：针对现有技术中存在的问题，本发明提供一种轴类和齿轮用钢及其热处理方法；目的在于改善轴类和齿轮用钢、热处理工艺和成形构件的不足，提供一种合金成分使其在更有效率、更节能、更节约成本的热处理工艺下，就能制造出高冲击韧性的钢材或成形构件。本发明的轴类和齿轮用钢，包含成分按重量百分比为：al：0.8～1.5％；c：0.17～0.23％；si：0.17～0.37％；mn：0.9～1.2％；cr：0.9～1.2％；ti：＜0.02％；fe以及不可避免的杂质元素。所述的轴类和齿轮用钢，其微观组织中马氏体和原奥氏体的平均晶粒截距尺寸均为15～29μm。所述的轴类和齿轮用钢，其拉伸性能达到980～1200mpa的屈服强度，1200～1600mpa的抗拉强度，10～16％的延伸率，其冲击性能达到85～120j的冲击功。上述的轴类和齿轮用钢的热处理方法，包括如下步骤：步骤1，热处理，进行(a)或(b)：(a)在低氧气氛或空气气氛条件下，将轴类和齿轮用钢，加热至900～950℃，保温10～720min；(b)在渗碳气氛条件下，将轴类和齿轮用钢，加热至900～950℃，保温180～480min；步骤2，淬火冷却处理：如果热处理在(a)条件下进行，则进行如下操作：使用淬火油或者水将经过热处理的钢材进行快速淬火至100℃以下；如果热处理在(b)条件下进行，则进行如下操作：经过热处理的钢材随炉冷却至780～900℃，而后使用空冷、水淬或油淬至100℃以下；步骤3，循环步骤1和步骤2共n次，然后进行步骤4；其中，n为≥1的自然数；步骤4，回火处理：将冷却后的钢材，加热至150～250℃，保温5～120min，后经任意方式冷却至室温，制得热处理后的轴类和齿轮用钢。上述的轴类和齿轮用钢的热处理方法，其中：所述步骤1中，低氧气氛为氮气、惰性气体或由5％氢气与95％氮气或氩气组成的混合气体；所述步骤1中，轴类和齿轮用钢的制备方法为：(1)冶炼：按照轴类和齿轮用钢的成分配比，在1550-1620℃冶炼，得到钢坯；(2)加热：将钢坯在1100～1200℃，保温30～600min，得到热处理后的钢坯；(3)将钢坯进行热轧，终轧温度为850-920℃；上述的步骤中，冶炼在真空感应炉或转炉中进行；加热在加热炉中进行。所述步骤1中，加热方式包括辊道式加热炉、箱式加热炉、感应加热或电阻加热。所述步骤2中，冷却包括冷却至室温或水温。上述的一种轴类和齿轮用钢及其热处理方法，技术方案的主要思路为：1.从添加元素角度：元素含量al元素是本发明的重要元素。在钢中，合金元素al是稳定的强铁素体元素，能够显著的提高钢材的ac3温度。thermo-calc热力学软件计算表明钢中，在本合金成分体系中，每加入重量百分比为1％的al元素，其ac3温度提高约100℃。当al含量为0.8～1.5％时，本发明钢材的ac3温度为900～950℃，热处理温度也为900～950℃。在这一过程中，由于钢材的ac3温度与热处理温度一致或接近，在初始组织(铁素体+珠光体)向奥氏体转变的过程中，铁素体向奥氏体转变的速率很缓慢，在900～950℃等温过程中，还未转变为奥氏体的铁素体能够抑制奥氏体晶粒的长大，达到细化奥氏体晶粒的目的。因此，本发明将al含量确定为0.8～1.5％。c作为钢中最经济、最基本的强化元素，固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，同时也是影响钢的淬透性最主要的元素之一。当c含量升高，ac3温度则会大幅降低，从而降低加热温度节约能源。c含量高时易于形成孪晶马氏体，对钢的延性、韧性有负面影响。考虑本发明中al和c之间的匹配能够使钢材的ac3温度为900～950℃，因此，本发明将c含量确定为0.17～0.23％。si作为稳定铁素体元素，能够缩小奥氏体区，提高ac3温度，并且抑制渗碳体的析出，限制渗碳体的形核和相变驱动力；si能够增加材料的回火脆性敏感性，当钢具中含有其他引起回火脆性的元素，si则会使钢具的回火脆性明显增加。因此，本发明中si含量确定为0.17～0.37％。mn作为良好的脱氧剂和脱硫剂，一定量的mn能消除或减弱由于硫所引起的钢的热脆性，改善钢的热加工性能；mn还是扩大奥氏体区的元素，使γ区下移，降低ar3温度，增大奥氏体过冷度，因而利于晶粒细化；mn能有效的降低脆性转变温度，但mn含量升高会降低钢的抗氧化性，同时恶化焊接性能和成形性能。此外，mn能够防止因钢中杂质元素硫导致的脆性，并使s形成熔点较高的mns。因此，本发明将mn含量确定为0.9～1.2％。cr是稳定铁素体元素，能够提高钢的淬透性和ac3温度，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0.9～1.2％。ti是常用的微合金元素，与钢中的c和n元素形成第二相粒子tic、tin或者ti(c，n)钉扎晶界和位错，起到细化晶粒的作用，从而达到提高材料强度的目的。但ti元素极容易与n元素成尺寸较大(大于1μm)的液析tin，同时tic在高温下容易长大粗化，严重损害材料的疲劳性能。因此，本发明中ti含量确定为少于0.02％。2.从工艺技术角度本发明钢材合金成分中al的含量为0.8～1.5％，其ac3温度达到900～950℃，在加热和保温过程中，钢材的微观组织由铁素体向奥氏体转变，由于热处理温度与ac3温度一致，导致铁素体向奥氏体转变的驱动力不大，相变的发生是一个缓慢的过程。在10～720min的等温过程中，铁素体逐渐缓慢的相变为奥氏体，在这一过程中，还未发生奥氏体转变的铁素体位于奥氏体晶界之间，能够阻止奥氏体晶界的迁移，抑制奥氏体晶粒长大，达到细化奥氏体晶粒的目的。随等温时间的延长，钢材的组织逐渐趋于平衡状态，铁素体全部转变为奥氏体，这个时间通常需要10～240min完成。在组织全部转变为奥氏体后，保温时间对奥氏体晶粒长大无本质的影响，由于热力学和动力学的影响，奥氏体晶粒不会发生粗化。含al钢在热处理过程中其表面因为直接与空气接触，极容易发生氧化脱碳从而降低材料的性能，因此在热处理过程中，可以在热处理环境中通入惰性气体置换原来气氛中的空气，也可以通入混合气体使钢材在无氧或低氧环境中热处理，，混合气体中的氢气能够充分与环境中的氧气发生化学反应消耗气氛中的氧气，从而避免钢材发生氧化脱碳。倘若对钢材表面的氧化脱碳无要求或者在之后的加工制造过程中会将氧化脱碳层处理掉，可直接在空气气氛中进行热处理。为提高本发明钢材表面的硬度和耐磨性，也可以对本发明钢材进行渗碳处理，在热处理环境中通入渗碳气氛置换原来气氛中的空气，于900～950℃进行加热的同时将碳渗入钢材表层，由于钢材表层碳含量升高导致其表层ac3温度降低，铁素体能够在较短时间内全部转变为奥氏体，热处理时间大大缩短。由于淬火油或者水在反复使用过程中温度会上升，但为保证钢材或成形构件在冷却过程中有足够的过冷度淬火成马氏体，要求最终冷却温度低于100℃。如果钢材或成形构件进行了渗碳处理，渗碳后表层碳含量很高，那么其在冷却过程中需先随炉冷却而后使用淬火至100℃以下，若直接淬火，表面的淬火应力会使材料产生裂纹或者使成形构件变形而无法使用。为了能够使组织更加细化，可以反复重复热处理和淬火两个步骤，材料在马氏体-奥氏体之间多次转变，切变相变的马氏体能够细化奥氏体晶粒尺寸。回火的目的之一是为了消除材料本身在冷却过程中产生的淬火应力，另外一个目的是使材料中细小弥散的碳化物析出，降低了材料基体中碳含量，改善了基体的韧性，同时析出的碳化物提高了材料的强度和硬度。回火温度过低不会析出碳化物，而回火温度过高，碳化物粗化，损害了材料的性能，故回火温度也需要严格控制。经过本发明热处理工艺而得到的一种轴类和齿轮构件，其奥氏体平均晶粒截距达到15～29μm，其拉伸性能达到980～1200mpa的屈服强度，1200～1600mpa的抗拉强度，10～16％的延伸率，其冲击性能达到85～120j的冲击功。本发明的一种轴类和齿轮用钢及其热处理方法，与现有技术相比，有益效果为：钢材的ac3温度与热处理温度一致从而实现本发明钢材高韧性是本发明的核心创造性。本发明的钢材中含有0.8～1.5％的al元素，能够将钢材的ac3温度提高至900～950℃，使得钢材在900～950℃热处理时晶粒不发生粗化，同时实现高韧性，从而在保证钢材满足使用要求的前提下缩短生产时间，提高生产效率，降低生产成本，节能环保。附图说明图1本发明实施例bg1a5的微观组织图；其中图1(a)为原奥氏体晶粒形貌，图1(b)为原奥氏体晶粒尺；图2对比例cs1a16的微观组织图。具体实施方式下面将参考示例性实施例来更详细的描述本发明。以下实施例或实验数据旨在示例性的说明本发明，本领域的技术人员应该清楚的是本发明不限于这些实施例或实验数据。一种轴类和齿轮用钢，包含成分按重量百分比见表1；其中bg1为本实施例用钢，cs1为对比例用钢：表1本发明钢材的实施例成分和对比用钢的成分(％)钢的类型csimncraltifebg10.210.2051.171.191.0＜0.01bal.cs10.210.2051.171.1900.04bal.本实施例的轴类和齿轮用钢的制备方法为：(1)冶炼：按照轴类和齿轮用钢的成分配比，采用真空感应炉或转炉冶炼，在1600℃冶炼，得到钢坯；(2)加热：将钢坯在加热炉中在1150℃，保温300min，得到热处理后的钢坯；(3)将钢坯进行热轧，终轧温度为900℃，制得厚度为14mm轴类和齿轮用钢。然后对上述成分的钢板用表2所示的参数进行热处理。具体而言，将本发明的钢板和对比用钢板在充入氩气保护气氛的箱式加热炉中加热至930℃分别保温5小时和10小时后，使用水淬火至水温后取出，放入200℃的烘箱中保温2小时进行回火处理。另外按现有技术的人热处理工艺，将对比用钢板在在充入氩气保护气氛的箱式加热炉中加热至830℃保温16小时后，使用水淬火至水温后取出，放入200℃的烘箱中保温2小时进行回火处理。对上述的实施例轴类和齿轮用钢和对比例钢材进行热处理，具体包括如下步骤：步骤1，热处理：将1份实施例轴类和齿轮用钢，在充入氩气保护气氛的箱式加热炉中加热至930℃，分别保温5h；将1份实施例轴类和齿轮用钢，在充入氩气保护气氛的箱式加热炉中加热至930℃，分别保温10h；将1份对比例用钢，在充入氩气保护气氛的箱式加热炉中加热至930℃，分别保温5h；将1份对比例用钢，在充入氩气保护气氛的箱式加热炉中加热至930℃，分别保温10h；将1份对比例用钢，在充入氩气保护气氛的箱式加热炉中加热至830℃，分别保温16h；步骤2，淬火冷却处理：将上述5份钢材，分别水淬火至水温后取出；步骤3，对应5份钢材，分别循环步骤1和步骤2共1次，然后进行步骤4；步骤4，回火处理：对应5份钢材，分别将冷却后的钢材，放入200℃的烘箱中保温2小时，空冷至室温，制得的钢材：对应热处理时间为5h的实施例，命名为bg1a5；对应热处理时间为10h的实施例，命名为bg1a10；对应热处理时间为5h的对比例，命名为cs1a5；对应热处理时间为5h的对比例，命名为cs1a10；对应热处理时间为5h的对比例，命名为cs1a16。在以上热处理艺之后，分析不同钢及对应热处理工艺的常温力学性能，其结果如表2所示。实施例钢材bg1分别经过bg1a5、bg1a10工艺热处理后和对比用钢经过cs1a5、cs1a10和cs1a16工艺热处理后，机械加工成astma50标准圆棒拉伸试样，以1mm/min的速率进行拉伸实验，获得拉伸力学性能。依据《gbt229-2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法》加工成10×10×55mm3的冲击试样，缺口类型为u形口，获得冲击性能。其中ys表示屈服强度，ts表示抗拉强度，te表示延伸率，拉伸速率为1mm/min。ku2表示缺口为u形的冲击试样的冲击功，2为u型缺口的尺寸。表2将实施例和对比例经过不同热处理后的材料经过打磨和机械抛光后，放入过饱和的苦味酸水溶液中在65℃下腐蚀15秒后取出，使用酒精冲洗，吹干后在显微镜下拍照获得原奥氏体晶粒金相图片，在imageproplus软件下获得原奥氏体晶粒的平均截距，如表3所示。表3从表3的力学性能可知，具有本发明成分的钢板，通过本发明的热处理工艺，能够获得强度、延伸率和冲击功综合性能特别优异的轴类和齿轮用钢及其成形构件。具体而言，能够在930℃热处理后实现85～120j的冲击功。相比之下，具有现有技术成分的钢材经过930℃热处理后的冲击功不超过85j，均低于本发明成分的钢材，其在830℃热处理16小时的冲击功与本发明钢材在930℃热处理5小时的冲击功相当。冲击功是衡量轴类和齿轮用钢韧性的重要参量，因为本发明的钢材经过本发明的热处理工艺以后获得成形构件，在更高热处理温度下获得远超现有技术的冲击韧性。此外，分析对比例cs1a16的微观组织如图2所示；本发明实施例bg1a5钢的微观组织如图1所示，其奥氏体晶粒尺寸分布比较均匀，未发生异常长大，图1(a)示出了其经过本发明的热处理工艺后在金相显微镜下的奥氏体晶粒形貌，图1(b)示出了其奥氏体晶粒尺寸分布。图1(a)和图1(b)示出了其在热处理过程中微观组织演变。在保温15～240分钟过程中，微观组织中始终能够观察到还未相变为奥氏体的尺寸较小的铁素体分布在奥氏体之间的晶界处，由于加入0.8～1.5％的al元素，使得本发明钢材的ac3温度提高至900～950℃，与热处理温度一致，使得铁素体向奥氏体转变变得缓慢，铁素体能够抑制奥氏体晶粒的长大，使奥氏体晶粒不发生粗化，实现高韧性。随热处理时间的延长，铁素体全部相变为奥氏体，而这时时间对奥氏体晶粒尺寸没有实质性的影响，组织达到平衡，晶界能最低，奥氏体晶粒不会发生粗化。当前第1页12