本发明属于合金钢技术领域，尤其涉及一种适合用作高强度传动轴的合金结构钢。
背景技术：
传动轴是各种机械结构中最常见的基础零件之一，常采用合金结构钢制造。常用的合金结构钢有40cr、42crmo等，用作传动轴时其抗拉强度低于1000mpa，高于1000mpa的高强度传动轴常用更高合金含量的合金结构钢制造，如18cr2ni4wa钢。
18cr2ni4wa钢是上世纪50年代从前苏联引进的钢种，用作传动轴时其抗拉强度rm≥1180mpa(gb/t3077合金结构钢)，但难以超过1300mpa。由于传动装置的最新发展需要更高功率密度，因而要求传动轴高强度化，抗拉强度达到1500mpa以上，从而能够在传递同样功率的前提下减小直径，18cr2ni4wa钢等现有合金结构钢钢种无法满足这种要求。因此，新型传动轴需要更高强度和疲劳强度的合金结构钢来制造。
另一方面，传动轴服役时承受周期载荷，疲劳断裂是其主要失效方式，主要包括弯曲疲劳和扭转疲劳等。18cr2ni4wa钢的弯曲疲劳强度σ-1≥600mpa、扭转疲劳强度τ-1≥300mpa，其疲劳性能不能满足高功率密度传动装置的发展要求。与此同时,随着钢的抗拉强度的提高，传动轴用钢韧性通常会下降，因而从内部夹杂物处产生疲劳断裂的风险显著增加。因此，高强度传动轴用钢必须考虑在强度提高的同时确保韧性不下降，以及如何通过洁净度提高来进一步确保疲劳性能改善。
已有研究表明，细化原奥氏体晶粒和马氏体板条束尺寸可以显著改善高强度合金结构钢的韧性(chunfangwang,maoqiuwang,jieshi,etal.effectofmicrostructuralrefinementonthetoughnessoflowcarbonmartensiticsteel.scriptamaterialia,2008,58(6):492-495.)，从而也会提高疲劳性能(王彦彬,王毛球,黎振华,等.晶粒尺寸对表面渗碳钢疲劳极限的影响.钢铁研究学报,2010,22(11):23-27)。另外，在高强度钢中大尺寸氧化物夹杂物常作为疲劳裂纹源，导致疲劳性能下降(yanliu,maoqiuwang,jieshi,etal.fatiguepropertiesoftwocasehardeningsteelsaftercarburization.internationaljournaloffatigue,2009,31(2):292-299)，因此大尺寸夹杂物的控制是提高高强度钢疲劳性能的重要途径。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种适合用作高强度传动轴的合金结构钢，高性能传动轴用钢,其p≤0.005％、s≤0.002％、[o]≤0.0020％、ds夹杂物≤1级、马氏体板条束尺寸≤5μm、抗拉强度为1500-1700mpa、冲击吸收能量ku2≥78j、弯曲疲劳强度σ-1≥750mpa、扭转疲劳强度τ-1≥380mpa，其疲劳性能强度比18cr2ni4wa等常用传动轴用钢提高20％以上。
本发明合金钢具有高洁净度、超细组织、高强度、高韧性、高弯曲疲劳强度、高扭转强度等特点，其p≤0.005％、s≤0.002％、[o]≤0.0020％、ds夹杂物≤1级、马氏体板条束尺寸≤5μm、抗拉强度rm≥1500mpa、冲击吸收能量ku2≥78j、弯曲疲劳强度σ-1≥750mpa、扭转疲劳强度τ-1≥380mpa。本发明材料是一种极其适用于高扭矩传动轴的服役工况，其疲劳性能强度比18cr2ni4wa等常用传动轴用钢提高20％以上。
18cr2ni4wa钢等高强度轴用钢经淬火和低温回火热处理后使用，其组织为回火马氏体。低温回火马氏体钢的强度水平与钢中碳含量直接相关,因此为将传动轴用钢的强度总1200mpa级提高到1500mpa级，首先需要考虑增加钢中的碳含量。不过，随着碳含量的增加和强度的提高，钢的韧性通常会显著降低。因此，在提高强度的同时还需要通过细化钢的组织和提高钢的洁净度来改善传动轴用钢的韧性。在疲劳性能方面，需要考虑夹杂物尺寸的控制，特别是氧化物类夹杂物。因此，钢中氧含量控制非常关键。
根据上述目的，本发明所采取的技术方案是：(1)通过控制c元素含量,保证低温回火后马氏体组织中固溶碳含量，利用固溶强化作用达到1500mpa以上的强度；(2)通过微合金化实现微观组织的细化，使原奥氏体晶粒控制在20μm以下，马氏体板条束尺寸控制在5μm以下，从而改善韧性；(3)通过控制洁净度，特别是将s含量控制在0.002％以下、p含量控制在0.005％以下，进一步改善韧性；(4)通过采用保护气氛电渣重熔工艺，使钢中氧含量≤20ppm、ds类夹杂物≤1级(尺寸≤27μm)，显著改善疲劳性能；(5)通过添加re元素，使硫化物无害化，从而进一步改善韧性。
本发明钢的具体化学成分(重量％)为：c0.22-0.28，si0.10-0.30，mn0.50-0.80，p≤0.005，s≤0.002，cr0.80-1.60，ni1.50-2.50，mo0.15-0.35，v0.10-0.25，nb≤0.10，[o]≤0.0020，[h]≤0.0002，[n]≤0.0050，re0.0010-0.0035，余为fe及不可避免的不纯物。
各元素的作用及配比依据如下：
c：固溶强化元素，对淬火马氏体钢的强度起决定作用。为使传动轴用钢经淬火和低温回火后的抗拉强度达到1500mpa，c含量需控制在0.22％以上，而c含量过高导致塑韧性降低。因此，c含量应控制在0.22-0.28％。
si：作为脱氧元素，但可能导致塑韧性下降。si含量在0.10％以下时，不能起到有效脱氧作用；si含量高于0.30％时，可能影响塑韧性。因此，si含量应控制在0.10-0.30％。
mn：作为脱氧和脱硫的有效元素，冶炼时加入。但同时也使马氏体钢的韧塑性降低。因此，为保证脱氧效果和改善塑韧性，mn含量应控制在0.50-0.80％。
p：在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而降低韧性。考虑到p含量要求提高会带来生产难度的增加和成本提高，因此p含量应控制在0.005％以下为宜。
s：不可避免的不纯物，形成mns夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而降低钢的塑性。考虑到s含量要求提高会带来生产成本提高，因此s含量应控制在0.002％以下为宜。
cr：提高淬透性，提高强度和塑韧性。含量低于0.80％时以上作用不明显，高于1.60％时作用增加不明显。因此，cr含量应控制在0.80-1.60％。
ni：改善韧性，同时为奥氏体形成元素，有利于保留一定残余奥氏体，从而提高塑韧性。含量低于1.50％时无法保证抗拉强度1500mpa时所需的塑韧性，高于2.50％时其作用增加不明显，并且导致成本增加。因此，ni含量应控制在1.50-2.50％。
mo：提高淬透性、净化晶界。mo含量低于0.15％时二次硬化作用不够，但高于0.35％时明显会降低韧塑性。因此，mo含量应控制在0.15-0.35％。
v：以细小的碳(氮)化物形成存在时，能够细化晶粒，从而改善钢的韧性。适量加入可以改善性能，高于0.25％时易形成大颗粒碳(氮)化物，反而使韧塑性下降，并且成本增加显著。因此，v含量应控制在0.10-0.25％。
nb：微合金化元素，加入后形成nbc析出相，能够细化晶粒，从而改善钢的韧性。可适量加入以改善性能，过高导致成本增加显著。因此，nb含量应控制在≤0.10％。
[o]：钢中有害元素，形成氧化物夹杂物，严重影响高强度钢的疲劳性能。氧含量越低出现大尺寸夹杂物的概率约高。通过电渣重熔工艺可以在一定程度上减小夹杂物的尺寸，但有可能导致氧含量增加。电炉冶炼可以将氧含量控制在≤15ppm，经电渣重熔后氧含量可以控制在≤20ppm。此时，结合电渣重熔工艺技术，可以将夹杂物ds≤1级(尺寸≤27μm)。
[h]：钢中有害元素，过高会产生白点等缺陷，也有可能导致脆性，经保护气氛电渣重熔后可以控制在≤2ppm。
[n]：过高会使钢的高温塑性下降，从而影响热加工性能，经保护气氛电渣重熔后可以控制在≤50ppm。
re：脱氧和脱硫，并且使夹杂物变性，从而能够提高钢的塑性。低于0.0010％时以上其作用不明显，高于0.0035％时其作用增加不明显，达到饱和。因此，添加re含量应控制在0.0010-0.0035％。
附图说明
图1为旋转弯曲疲劳试样图。
图2为扭转弯曲疲劳试样图。
具体实施方式
本发明高强度传动轴用钢可采用电炉+炉外精炼+浇注电极+电渣重熔+锻造/轧制+退火工艺生产，经880±20℃奥氏体化及200±20℃回火后热处理后，可用于高强度传动轴。
与现有18cr2ni4wa钢相比，本发明钢不但抗拉强度从1200mpa提高到了1500-1700mpa，而且具有良好的韧性(ku2≥78j)和疲劳性能(弯曲疲劳强度σ-1≥750mpa、扭转疲劳强度τ-1≥380mpa)，从而为传动高强度化和高安全性服役提供了基础。
实施例
材料准备：根据上述所设计的化学成分范围，采用电炉(eaf)+精炼(lf+vd)冶炼+浇注电极+保护气氛电渣重熔+锻造/轧制+退火工艺生产的本发明钢(炉号1-5)和2炉对比钢(炉号6-7)，其具体化学成分如表1所示。在φ100mm圆棒试验料上取样(和热处理)，用于测定夹杂物、微观组织、力学性能和疲劳性能。
拉伸和冲击性能：将直径φ20mm的棒料经粗加工后在880±20℃×30分钟条件下进行奥氏体化，油淬，然后经200±20℃回火2小时，空冷，然后再加工成标准室温拉伸试样(l0＝5d0，d0＝5mm)和夏比u型冲击试样(10mm×10mm×55mm)，并按国标进行相应试验，其拉伸和冲击力学性能如表2所示。可见，发明钢的抗拉强度在1500-1700mpa范围，冲击吸收能量显著高于18cr2ni4wa对比钢。
疲劳性能：将直径φ20mm的棒料经粗加工后在880±20℃×30分钟奥氏体化，油淬，然后经200±20℃回火2小时，空冷，然后再加工成图1所示的旋转弯曲疲劳试样和图2所示的扭转疲劳试样。并按国标采用升降方法进行旋转弯曲疲劳试验和扭转疲劳试验，疲劳极限结果如表2所示。可见，与1200mpa的对比钢相比，发明钢在抗拉强度提高到1500mpa以上的条件下，其弯曲疲劳极限和扭转疲劳极限提高幅度均在20％以上。
表1实施例和对比钢的化学成分和夹杂物尺寸，重量％
表2实施例和对比钢的微观组织和力学性能