一种高温渗碳齿轴用钢及其制造方法与流程

1.本发明涉及冶金技术领域，尤其涉及一种高温渗碳齿轴用钢及其制造方法。


背景技术：

2.随着汽车工业全球化深入发展，市场和用户对汽车安全、环保和舒适的需要日益增长，对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且易于加工及经济高效的齿轮或轴类零部件是重要的发展方向之一。
3.高性能齿轮或轴类零部件表面一般要经过渗碳和淬火及回火处理，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。
4.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1000℃以上。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％，生产效率会明显提升。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成为替代气体渗碳技术的必然选择。
5.目前广泛使用的mncr系渗碳齿轮钢，以其优异的综合性价比，在新能源车减速器及差速器上也有大量应用。mncr系高温渗碳齿轮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，伴随高温真空渗碳的气体淬火应用日趋广泛，对齿轮钢的淬透性也提出了较高要求。
6.试验研究表明，在mncr系渗碳齿轮钢中添加al、nb、v、ti及n等元素，利用碳氮化物可防止高温渗碳时的晶粒粗化。但仍存在着齿轮晶粒粗化温度不够高、大生产所得齿轮钢晶粒度不稳定等间题。
7.例如：在中国发明专利cn200610028265.8中记载了一种高强度汽车用齿轮钢，其钢中复合加入了nb、v、al等合金元素，细化了原始奥氏体晶粒，其成分质量百分比为：c：0.20～0.40％，si：0.20～0.50％，mn：0.50～1.00％，cr：0.80～1.30％，nb：0.015～0.080％，v：0.030～0.090％，mo：0.15～0.55％，al：0.015～0.050％，其余为fe和不可避免的杂质。通过加入微量的nb、v后，齿轮钢的晶粒度、淬透性及其带宽均得到明显优化；同时增加了齿轮钢的综合力学性能，使用寿命延长。但该专利没有说明具体渗碳温度，添加了al、nb和v等微合金元素，仅可以满足常规气体渗碳的温度要求。
8.又例如：在中国发明专利cn201310301638.4中记载了一种nb、ti复合微合金化的20crmnti易切削齿轮钢，钢的组分为：c：0.17～0.22％，si：0.20-0.35％，mn：0.9～1.10％，p：≤0.025％，s：0.020～0.035％，cr：1.05～1.30％，al：0.015～0.035％，ti：0.02～
0.06％，nb：0.02～0.06％，余量为铁与不可避免的杂质。通过控制nb、ti及al等微合金元素含量，提高齿轮渗碳温度或缩短渗碳时间，如1050℃*1h，或者1000℃*6h。该专利添加了0.02～0.06％的ti和nb，可将渗碳温度提高到1000℃。
9.又例如：在中国发明专利cn202010128336.1中记载了一种超纯净高温细晶粒渗碳齿轮钢，化学成分包括c：0.15～0.21％，si：≤0.12％，mn：1.00～1.30％，cr：1.00～1.30％，s：0.010～0.025％，p≤0.025％，ni：0.70～1.00％，mo：0.02～0.10％，b：0.0020～0.0040％，cu≤0.20％，al≤0.05％，ca≤0.0005％，ti≤0.003％，n：0.0080～0.016％，且n＝(0.80～1.0)
×
(0.5％al+0.7％b)，余量为fe及不可避免的杂质，使得在960℃以上的高温渗碳处理后基体晶粒度仍然在6级以上。该专利添加了b元素，利用al、b、n充分结合，形成aln、bn质点，获得了可在1000℃*4h高温处理后晶粒度仍在6级以上的齿轮圆钢。
10.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，较高含量的b元素则容易在晶界偏聚，为应对越来越高的渗碳齿轮钢技术要求，适用于高温(真空)渗碳且易于切削的大规格mncr系渗碳齿轴用钢的研发制造迫在眉睫。


技术实现要素：

11.鉴于上述分析，本发明实施例旨在提供一种高温渗碳齿轴用钢及其制造方法，以解决现有技术中存在的齿轴用钢仅能满足常规渗碳温度的要求，在高温渗碳过程中容易产生晶粒粗化、晶粒度不稳定而导致的热处理变形和早期疲劳断裂的问题。
12.本发明的一个目的在于提供一种高温渗碳齿轴用钢，采用本发明的元素组分制备得到的齿轴用钢在高温下能够保持适宜的奥氏体晶粒度和稳定性，还具有较窄的淬透性带宽，易于加工，可以有效提高齿轴用钢的生产稳定性和使用安全性。该齿轴用钢在940～1050℃的高温渗碳前后的奥氏体晶粒度保持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。
13.为了实现上述目的，本发明提出了一种高温渗碳齿轴用钢：包括以质量百分比计的化学成分：c：0.17～0.22％、si：0.05～0.35％、mn：0.80～1.40％、s：0.010～0.035％、cr：0.80～1.40％、al：0.020～0.046％、n：0.006～0.020％、nb：0.002～0.030％、v≤0.02％、ti≤0.01％。在本发明所述高温渗碳齿轴用钢中，各化学元素的设计原理具体如下所述：
14.c：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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。渗碳齿轮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，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含量较高的渗碳齿轮钢，c含量大于0.22％时不利于钢的加工性能。因此，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，将c的质量百分比控制在0.17～0.22％之间。
15.si：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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齿轴用钢中，将si的质量百分比控制在0.05～0.35％之间。
16.mn：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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，还能改善钢的热加工性能。当钢中mn元素含量小于0.80％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齿轴用钢中，将mn的质量百分比控制在0.80～1.40％之间。
17.s：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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齿轴用钢中，将s的质量百分比控制在0.010～0.035％之间。
18.cr：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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齿轴用钢中，将cr元素的质量百分比控制在0.80～1.40％之间。
19.al：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，al属于细化晶粒的元素。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齿轴用钢中，将al元素的质量百分比控制在0.020～0.046％之间。
20.n：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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齿轴用钢中，将n元素的质量百分比控制在0.006～0.020％之间。
21.nb：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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齿轴用钢中，将nb元素的质量百分比控制在0.002～0.030％之间。
22.v：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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齿轴用钢中，将v元素的质量百分比控制在0.02％以下。
23.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，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齿轴用钢中，控制ti元素含量为：ti≤0.01％。
24.进一步地，在本发明的高温渗碳齿轴用钢中，其还可以包括ni、mo和cu元素中的至少一种，以质量百分比计：ni≤0.25％，mo≤0.10％，cu≤0.20％。
25.在本发明中，ni、mo、cu元素均可以进一步地提高本发明所述高温渗碳齿轴用钢的性能。
26.ni：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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齿轴用钢中，可以优选地将ni的质量百分比控制为ni≤0.25％。
27.mo：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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齿轴用钢中，可以优选地将mo的质量百分比控制为mo≤0.10％。
28.cu：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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齿轴用钢中，可以优选地将cu的质量百分比控制为cu≤0.20％。
29.进一步地，在本发明的高温渗碳齿轴用钢中，在不可避免的杂质中，各杂质元素含量满足下述各项要求：p≤0.015％、o≤0.0020％，h≤0.0002％，b≤0.0010％，ca≤0.003％。
30.在本发明在中，p、o、h、b和ca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。
31.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齿轴用钢中，控制p含量为：p≤0.015％。
32.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齿轴用钢中，可以控制o元素含量为o≤0.0020％。
33.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齿轴用钢中，控制h元素含量为h≤0.0002％。
34.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，在齿轴用钢中加入b元素不利于齿轮钢淬透性带宽的窄幅控制。因此在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，控制b元素含量为b≤0.0010％。
35.ca：在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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％。
36.进一步地，本发明定义了一种微合金元素系数r
m/x
来描述mx(x指c或n)析出相的细小弥散程度，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。在本发明中，nb、v、ti、al均能形
成mx微合金析出相，起到一定的细化奥氏体晶粒和保持晶粒稳定度的作用。研究发现，在本发明齿轴用钢的应用温度条件下，在形成纳米级碳氮化物析出相mx的过程中，v和nb有竞争关系，进一步提高v元素含量控制高温奥氏体晶粒度的效果并不明显，而ti元素本身容易与碳氮元素形成夹杂物而影响钢的机械加工性能，在冶炼的过程中也容易与nb复合形成大的夹杂物，影响nb的析出相细化奥氏体晶粒的效果，因此本发明中通过主要通过控制nb和al这两种元素，特别是nb这种微合金元素的量，来形成细小弥散的mx析出相，保持奥氏体晶粒在高温下的稳定。基于上述分析，本发明中微合金元素系数的计算方式如上所述，r
m/x
的范围为0.5～3.0。在冶炼过程中，需要控制微合金元素系数在适宜的范围之内：微合金元素系数过大，则容易在冶炼过程中形成粗大的析出相，降低钢的冲击韧性和疲劳寿命；微合金元素系数过小，则不会形成数量适宜的细小析出相，起不到钉扎晶界、抑制晶界移动、从而抑制奥氏体晶粒长大的目的。
37.本发明的积极效果之一就是通过控制齿轮钢中微合金元素的碳氮元素的含量以及微合金元素系数，使适量的al、nb与多余的氮元素及碳元素形成析出物从而有效地在高温阶段抑制奥氏体晶粒长大。
38.进一步地，在本发明的高温渗碳齿轴用钢在代表性位置j9mm淬透性均为30～43hrc，940～1050℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持5～8级。
39.本发明的另一目的在于提供一种上述高温渗碳齿轴用钢的制造方法，该制造方法生产简单，适应性强，采用本发明的方法制备得到的高温渗碳齿轴用钢具有高温奥氏体稳定、淬透性带宽窄、强韧性高、易切削、尺寸精度高、疲劳性能高等特点，可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要求零部件，具有良好的推广前景和应用价值。
40.为了实现上述目的，本发明提出了上述高温渗碳齿轴用钢的制造方法，包括：
41.冶炼和浇铸；
42.加热；
43.锻造或轧制；
44.精整。
45.在本发明制造方法的冶炼和浇铸步骤中的冶炼可以采用电炉冶炼或转炉冶炼，并经过精炼及真空处理。当然在一些其他的实施方式中，也可以采用真空感应炉进行冶炼。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；在氧化期：勤流渣去p，勤流渣是通过增加流渣次数和钢渣量来带走p元素、降低钢中p含量的工艺；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]≤0.011％，[c]≥0.03％。
[0046]
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；lf初脱氧可以喂al到0.04％，然后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，可以控制吊包温度为1550～1570℃，由于降低了吊包温度，加快了元素扩散，有利于进一步减轻枝晶偏析。
[0047]
相应地，浇铸可以采用模铸或连铸。连铸浇铸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为0.6～2.1m/min。然后，使连铸坯进缓冷坑缓冷，缓冷时间不少于24小时。
[0048]
此外，在本发明制造方法的锻造或轧制步骤中，当进行锻造时，可以直接锻造至最终成品尺寸；而当进行轧制时，既可以采用钢坯直接轧制到最终成品尺寸，也可以采用钢坯先轧制到指定的中间坯尺寸，再进行加热和轧制到最终成品尺寸。其中，中间坯的加热温度可以控制在1050～1250℃之间，保温时间可以控制在3～24h之间。
[0049]
另外，在本发明制造方法的精整步骤中，所述精整过程中包括圆钢剥皮和热处理以及为了保证质量所进行的无损探伤等。在精整步骤中，根据需要所进行的剥皮工序可以包括：车削剥皮或砂轮剥皮等；根据需要所进行的热处理工序可以包括：退火及等温退火等；根据需要所进行的无损探伤可以包括：超声波探伤或磁粉探伤等。
[0050]
进一步地，在加热步骤中，钢坯首先在预热段加热至不高于700℃，然后在第一加热段继续加热至，保温后继续在第二加热段加热至950～1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1050～1250℃，保温后进行后续轧制或锻造。
[0051]
在上述技术方案中，本发明所述制造方法在加热步骤中所采用的技术方案同现有技术相比，其均热段温度较高，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。
[0052]
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在锻造或轧制步骤中，控制终锻或终轧温度≥900℃。
[0053]
在本发明所述的制造方法的锻造或轧制步骤中，在钢坯出炉后，可以采用高压水除鳞去氧化皮，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℃。这是因为：在此种工艺下有利于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。
[0054]
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℃，使细小析出相均匀弥散分布。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。
[0055]
本发明的有益效果在于：
[0056]
1、本发明通过合理的化学组分控制来得到上述高温条件下还能保持奥氏体晶粒稳定的齿轴用钢。本发明中，主要通过合理控制nb、al和v这些微合金元素与碳氮元素的含量，使碳氮化物析出相mx具有合适的尺度和数量，起到限制奥氏体晶界移动的作用，使得本发明的渗碳齿轴用钢的奥氏体晶粒在高温下能够保持适宜的晶粒度和稳定性。其中，nb和
al是本发明中用以形成析出相的主要元素，v和ti元素在本发明中控制高温奥氏体晶粒度的效果并不明显，且容易与nb复合形成大的夹杂物影响nb的析出相的性能，因而在本发明中被视为杂质元素控制在较低的范围，从而避免钢材中出现大颗粒有害夹杂，以保证钢材稳定的生产质量，降低钢材的生产成本，实现在棒材产线上的批量生产。
[0057]
2、本发明中不含或仅含有少量的ni、mo、cu、v等贵金属元素，能够在保证高温渗碳和高淬透性且窄带宽以及容易切削加工等性能的前提下，控制钢材中合金元素的种类和数量，提高钢材的适用性，采用本发明的元素组分和制造方法得到的高温渗碳齿轴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专利技术。
[0058]
3、本发明中，通过提高加热、锻造或轧制阶段的热处理温度，使得锻造或轧制之后奥氏体回复再结晶更充分、纳米级碳氮化物析出相在基体钢中均匀弥散分布，进一步提高了奥氏体在高温渗碳过程中的晶粒稳定性。
[0059]
4、采用本发明的技术方案可以得到一种能够在高达960℃甚至1000℃以上的高温条件下进行真空渗碳并在渗碳的过程中保持奥氏体晶粒稳定、避免出现混晶和晶粒粗大现象的齿轴用钢。该种钢在高达1000℃真空渗碳4小时后晶粒度仍稳定保持在5～8级，各项性能达到齿轴用钢的使用性能指标。由于使用本发明的钢，可以让钢的渗碳温度高达960℃以上，在这种高温条件下进行渗碳，可以极大地缩短齿轴的渗碳时间，降低齿轮生产成本，减少二氧化碳排放，节能环保，工业应用前景广阔。
具体实施方式
[0060]
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。
[0061]
实施例1-8和对比例1-4
[0062]
实施例1-8的高温渗碳齿轴用钢均采用以下步骤制得：
[0063]
(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。浇铸方式是模铸或者连铸。
[0064]
(2)加热：钢坯首先在预热段加热至不高于700℃，然后在第一加热段继续加热，设定的加热温度不高于980℃，在此阶段，钢坯的温度为600～980℃；保温后继续在第二加热段加热至950～1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1050～1250℃，保温后进行后续锻造或轧制。
[0065]
(3)锻造或轧制：控制终锻或终轧温度≥900℃。
[0066]
(4)精整：所述精整包括剥皮或退火或正火。
[0067]
实施例1-8高温渗碳齿轴用钢和对比例1-4钢的具体工艺过程如下所述：
[0068]
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，控制钢锭首先在预热段加热至700℃，然后在第一加热段继续加热至900℃，保温后继续在第二加热段加热至1000℃，保温后进入均热段，均热段温度为1100℃，保温后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成φp60mm棒料，锻后在920℃正火100min。
[0069]
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，控制钢锭首先在预热段加热至650℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1100℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续锻造，控制终锻温度为1000℃，最终锻造成φ75mm棒料，锻后车削剥皮。
[0070]
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，控制连铸坯首先在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至980℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1220℃，保温后进行后续轧制。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。
[0071]
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℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1150℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续轧制。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。
[0072]
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段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1230℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1050℃，中间坯尺寸220mm
×
220mm。而后再将中间坯预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，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。
[0073]
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，控制连铸坯首先在预热段加热至680℃，然后在第一加热段继续加热至900℃，保温后继续在第二加热段加热至1180℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1000℃，中间坯尺寸140mm
×
140mm。而后再将中间坯预热至700℃，第一加热段加热至1100℃，第二加热段加热至1220℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，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，车削剥皮处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
[0074]
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段加热至620℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1150℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续轧制。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φ110mm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。
[0075]
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段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1230℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1050℃，中间坯尺寸260mm
×
260mm。而后再将中间坯预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，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。
[0076]
对比例1和对比例2来自商品材。
[0077]
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段加热至700℃，然后在第一加热段继续加热至900℃，保温后继续在第二加热段加热至1000℃，保温后进入均热段，均热段温度为1100℃，保温后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成φ60mm棒料，锻后在920℃正火100min。
[0078]
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，控制连铸坯在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1230℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1050℃，中间坯尺寸220mm
×
220mm。而后将中间坯预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，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。
[0079]
表1列出了实施例1-8的高温渗碳齿轴用钢和对比例1-4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r
m/x
。
[0080]
表2列出了实施例1-8的高温渗碳齿轴用钢和对比例1-4的对比钢在上述工艺步骤中的具体工艺参数。
[0081]
[0082][0083]
在上表2中，实施例5、实施例6和实施例8及对比例4在本发明上述工艺中的步骤(2)和步骤(3)中有两栏参数，是因为上述三种实施方式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。
[0084]
将得到的实施例1-8的高温渗碳齿轴用钢和对比例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。
[0085]
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：
[0086]
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；1050℃保温2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astm e112评定其奥氏体晶粒度。
[0087]
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920
±
10℃，淬火温度870
±
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9mm处的硬度，即j9mm。以上工艺参数也可以协商确定。
[0088]
表3列出了实施例1-8的高温渗碳齿轴用钢和对比例1-4的对比钢的测试试验结果。
[0089][0090]
从表3中可以看出，本发明所述实施例1-8的高温渗碳齿轴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。且所得钢材的加工性能满足技术要求。其中实施例1和实施例3在1040℃加热2h后晶粒度为5级。
[0091]
而对比例2的对比钢在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，而局部区域发生异常粗化为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℃或者更高温度后，奥氏体晶粒异常长大严重，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。在对比例3中，可见钢中存有tin型夹杂物，对疲劳性能有不利影响。对比例1的对比钢淬透性较低，达不到en 10084-2008规定的20mncrs5h高淬透性齿轮钢要求。
[0092]
综上所述可以看出，本发明所述的高温渗碳齿轴用钢，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，其代表性位置j9mm淬透性均为30～43hrc，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。采用该高淬透性齿轴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价值。
[0093]
此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
[0094]
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。