CN103361559A

CN103361559A - 一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢

Info

Publication number: CN103361559A
Application number: CN2013103016384A
Authority: CN
Inventors: 崔京玉; 柳洋波; 陈京生; 佟倩; 丁宁; 马跃; 王立峰
Original assignee: Shougang Corp
Current assignee: Shougang Group Co Ltd
Priority date: 2013-07-18
Filing date: 2013-07-18
Publication date: 2013-10-23
Anticipated expiration: 2033-07-18
Also published as: CN103361559B

Abstract

一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢，属于合金钢技术领域。该齿轮钢以质量百分比计其化学成分为：C：0.17-0.22%，Si：0. 20-0.35 %，Mn：0. 9-1.10%，Cr：1.05-1.30 %，Ti：0. 02-0.06%，Nb：0.02-0.06 %，Al：0. 015-0.035%，P：≤0.025%，S：0.020%-0.035%，其余为Fe及不可避免杂质。优点在于：通过控制Nb、Ti微合金元素含量，提高现行齿轮的渗碳温度；缩短齿轮的渗碳时间，降低齿轮生产成本。

Description

一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢

技术领域

本发明属于合金钢技术领域，特别涉及一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢。

背景技术

目前国内常用的齿轮渗碳温度一般不高于930℃。国外已经开始采用高于930℃的高温渗碳工艺生产齿轮，德国等国家已经能制造额定温度为1250℃的渗碳炉实现齿轮高温渗碳工艺，国内一些汽车厂家也在此方面进行了有意义的尝试。

在提高渗碳温度后齿轮钢的奥氏体晶粒将出现混晶和晶粒粗大现象，从而影响齿轮的强度和精度，使齿轮因热处理变形无法使用而报废。这也是目前国内齿轮渗碳温度不高于930℃的主要原因。

当渗碳层深度一定时，渗碳温度越高渗碳时间也就越短。据估算，在930℃齿轮表面渗碳达到1mm渗碳层深度时需6h，而在1050℃渗碳时只需要约2h。因此出于环保和节能的需要，采用高温渗碳将成为渗碳技术的未来发展方向。

传统的CrMnTiH齿轮钢，通过添加Ti来提高奥氏体晶粒粗化温度。但是由于在细化晶粒的同时容易形成TiN夹杂物，对齿轮的接触疲劳寿命影响较大，因此合适的加入量很关键，中国专利CN101275204A 建议将Ti控制在以质量百分比计0.01%-0.038%，此后化学成分皆为质量百分数。

中国专利CN102560255A公开了一种高温真空渗碳齿轮用钢。通过添加0.033%-0.055%的Al，并将控制Al/N控制在0.60-1.80范围内，该齿轮钢在1000℃真空渗碳4小时后晶粒保持在7.0-8.0级。但是钢水冶炼时，因Al₂O₃去除不净易造成连铸中间包水口堵塞，致使浇注困难，同时钢中存在过多的Al₂O₃夹杂物降低了齿轮的各项疲劳性能。文献表明，温度在970-1050℃时，仅添加Al、N不能防止奥氏体晶粒的粗化（马莉等，特殊钢，2008，29（4）：28-30）。

日本专利JP2000-160288通过Nb、Al微合金化，使齿轮的渗碳温度提高到1050℃。但是由于钢中含有较高的Al和N，因此存在和中国专利CN102560255A同样的问题。

中国专利CN101319294A、CN101603151A和CN101096742A分别研究了Nb、Ti、Al等元素在现行的渗碳温度（930℃）下对齿轮钢晶粒细化的作用，对淬火变形的影响以及对其疲劳性能等的影响，对于Nb、Ti微合金元素在更高温渗碳时的作用未提及。

综上所述，国内外还没有公开能在1000℃以上进行渗碳并适合采用转炉流程生产的齿轮钢。因此应该采用新型齿轮钢，钢中同时添加Nb、Ti微合金元素，将齿轮渗碳温度提高到1000℃及以上，

发明内容

本发明的目的在于提供一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢。解决传统齿轮钢制作齿轮时渗碳温度低、渗碳时间长的问题。

本发明钢种采用Nb、Ti复合微合金化工艺技术，控制齿轮钢高温渗碳过程中奥氏体晶粒长大避免混晶，使钢材晶粒度均匀，晶粒度级别高于6.0级，满足汽车等传动系统齿轮热加工工艺要求，达到齿轮各项性能要求，本发明齿轮钢突破了传统齿轮渗碳温度不高于930℃的技术，采用高温渗碳工艺，大幅缩短渗碳时间。

为解决上述问题，本发明的技术方案为：

一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢，以质量百分比计其化学成分为：C：0.17-0.22%，Si：0. 20-0.35 %，Mn：0. 9-1.10%，Cr：1.05-1.30 %，Ti：0. 02-0.06%，Nb：0.02-0.06 %，Al：0.015-0.035%，P：≤0.025%，S：0.020%-0.035%，其余为Fe及不可避免杂质。

在本发明钢成分设计中，钢中加入适量的Nb、Ti微合金元素：降低了传统齿轮钢20CrMnTiH中Ti的加入量，本发明的核心是改变以往单一采用Ti元素，而是加入Nb并减少Ti的加入量，控制钢中的Nb、Ti微合金元素的加入量。

当运动的晶界遇到析出相质点时，受到质点的钉扎作用，将有效阻止奥氏体晶粒长大。Gladman公式表明，高温渗碳时晶粒粗化与否取决于析出相的尺寸和体积分数。也就是说，析出相越细，体积分数越大，则晶粒越不易粗化。Nb是重要的阻碍晶粒粗化的元素。Nb在加热炉中回溶到钢材基体中，在后续的轧制和热处理过程中析出纳米级的析出相，在渗碳过程中钉扎晶界，阻碍晶粒长大。而且Nb的析出相在高温下稳定，长大速率小。由于阻碍晶粒长大，需要一定体积分数的析出相，因此本发明确定Nb含量不能小于0.02wt%。但是当Nb含量增加到0.06wt%时，通常加热炉的温度下，铸坯中的Nb的析出相不能回溶到钢材基体中。粗大的析出相不能起到阻碍晶粒长大的作用，继续增加Nb含量并不能提高晶粒粗化温度。因此本发明确定Nb含量为0.02 -0.06wt%。

由于Nb、Ti元素形成的析出相结构相同，且点阵常数相近，它们可以形成复合的析出相。从而节约部分Nb。以下以复合添加0.02Nb-0.02Ti为例说明Nb、Ti复合添加的优势。Thermo-Calc的计算结果如图1-图3所示。复合添加0.02Nb-0.02Ti析出相的体积分数明显多于0.02Nb析出相的体积分数。以1000℃-1050℃区间为例，Nb、Ti复合析出相的体积分数比Nb(C,N)的体积分数多30%。图3显示，体积分数多的原因是析出相含Ti。同时，钢中还有大量的Ti(C,N)析出相。由此可以看出，Nb、Ti复合微合金化比单独添加Nb在钢中产生更多的析出相。但是，Ti含量过高时，容易形成粗大的TiN夹杂物，影响齿轮钢的疲劳性能。因此本发明确定Ti含量为0.02 -0.06wt%。

实验结果表明，如图4所示，Ti(C,N)析出相的粗化速率比Nb(C,N)以及Nb、Ti复合析出相的粗化速率大，也就是说单独添加Ti在高温下不能阻碍齿轮钢晶粒粗化；Nb、Ti复合析出相粗化速率和Nb(C,N)析出相的粗化速率相当。在相同的渗碳温度和时间的条件下，Nb、Ti复合析相的尺寸和Nb(C,N)析出相的尺寸相当。

综上所述，复合添加Nb、Ti，其析出相的体积分数较大，且析出相的粗化速率和Nb(C,N)的粗化速率相当，有利于在渗碳时，阻碍齿轮钢晶粒粗化。因此，根据不同的渗碳温度需要，本发明确定将Nb、Ti的含量分别确定为0. 02-0.06wt%和0.02-0.06wt%。

析出相在渗碳前能否充分析出对晶粒粗化温度影响明显。钢材在轧制或者锻造过程中，析出相的析出是不充分的。随后热加工时过固溶的微合金元素Nb、Ti会在加热和保温的过程中析出。因此，在高温时，有大量的细小析出相钉扎晶界。随炉升温的齿轮先经历析出相粗化和回溶，而后解钉晶粒粗化。相反，采用到温装炉，由于加热速度很快，微合金元素来不及充分析出，就到达了高温。此时，没有足够数量的析出相来钉扎晶界，晶粒粗化的速度比较快，而在没有变形的情况下，微合金元素的析出速度比较慢。因此，造成晶粒先粗化而后微合金元素静态析出。本发明中，Nb、Ti复合微合金化的齿轮钢在渗碳前，通过等温正火和随炉升温的方式，使Nb、Ti复合析出相充分析出。

本发明的优点在于：采用新型微合金齿轮钢，通过控制Nb、Ti微合金元素含量，明显提高现行齿轮的渗碳温度，该齿轮钢可用于1000℃及以上的高温渗碳。与单独添加Ti或Nb的齿轮钢相比，在保证齿轮的各项性能的前提下，极大的缩短渗碳时间，降低齿轮生产成本，对齿轮加工行业节约能耗、环保增效有着重要作用。

附图说明

图1为0.02Nb析出相的体积分数示意图。

图2为0.02Nb-0.02Ti析出相的体积分数示意图。

图3为0.02Nb-0.02Ti析出相中的元素摩尔分数示意图。

图4为模拟渗碳温度和时间对Nb(C,N)、Ti(C,N)析出相尺寸的影响以及和NbTi复合析出相的对比示意图。

图5为两个实施例的模拟渗碳方案示意图。

具体实施方式

本发明的齿轮钢采用500kg真空感应炉冶炼，钢水浇铸成250kg铸锭，并经1250℃锻造开坯，最终锻造成Φ30-80mm的圆棒。对比钢冶炼-连铸成方坯，经开轧温度1050℃，终轧温度930℃连轧成Φ80mm的圆棒。具体化学成分见表1。

实施例1

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950℃、1000℃、1050℃和1100℃保温1小时和6小时，再进行水淬，如图5实施例1所示。其特点为到了设定温度后，将试验的样品放入炉中。然后按照标准GB/T 6394-2002评定其奥氏体晶粒度，其结果见表2。本发明的两个钢种在1000℃保温1小时和6小时，其奥氏体晶粒度能保持在8.0级以上，没有发现混晶现象。而对比钢在1000℃保温1小时，奥氏体晶粒异常长大，发生混晶。由此可以看出，通过添加Nb，能明显提高渗碳温度。

实施例2

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1000℃、1050℃和1100℃保温1小时和6小时，再进行水淬，如图5实施例2所示。其特点为样品随炉升温，且在800℃保温1小时，然后加热到设定的渗碳温度保温。然后按照标准GB/T 6394-2002评定其奥氏体晶粒度，其结果见表3。对比实施例1和实施例2，可以看出随炉升温，并在800℃保温使得发明钢和对比钢的晶粒粗化温度都有提高。

表1本发明钢和对比钢的化学成分（wt％）

炉号	C	Si	Mn	P	S	Cr	Ti	Nb	Al
										1	0.18	0.23	0.90	0.015	0.023	1.06	0.04	0.03	0.017
2	0.20	0.25	0.90	0.014	0.025	1.05	0.05	0.06	0.013
										对比钢	0.20	0.28	0.88	0.015	0.030	1.05	0.06	-	0.03

表2在实施例1条件下，本发明钢和对比钢在不同模拟渗碳温度和时间下的奥氏体晶粒度级别（试样到温装炉）

表3在实施例2条件下，本发明钢和对比钢在不同模拟渗碳温度和时间下的奥氏体晶粒度级别。（试样随炉升温）

Claims

1.一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢，其特征在于，以质量百分比计其化学成分为：C：0.17-0.22%，Si：0. 20-0.35 %，Mn：0.9-1.10%， Cr：1.05-1.30 %，Ti：0. 02-0.06%，Nb：0.02-0.06%，Al：0. 015-0.035%，P：≤0.025%，S：0.020%-0.035%，其余为Fe及不可避免杂质。