CN108342640A - 一种高淬透性齿轮钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高淬透性齿轮钢，其化学元素质量百分比为：C：0.19％‑0.25％，Si：0.15％‑0.35％，Mn：0.70％‑1.05％，Cr：0.70％‑0.80％，Ni：0.40％‑0.65％，0＜Cu≤0.20％，Mo：0.33‑0.40％，Al：0.020‑0.050％，Ti：0.003‑0.010％，b：0.05‑0.08％，B：0.0001‑0.0003％，N：0.0080％‑0.0150％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。本发明还公开了一种齿轮，其采用所述的高淬透性齿轮钢制得。另外，本发明还公开了一种所述的高淬透性齿轮钢的制造方法。本发明所述的高淬透性齿轮钢强度高，韧性好。

Description

一种高淬透性齿轮钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢种及其制造方法，尤其涉及一种齿轮钢及其制造方法。

背景技术

商用车的驱动桥齿轮用来传输动力，驱动车辆前进，齿轮的模数大，承受的载荷大，这种齿轮要求很高的抗弯强度和很高的接触疲劳强度，为了满足高抗弯强度的要求，要求钢材具有很高的渗层淬透性，保证齿轮在渗碳和淬火之后，渗碳层能获得99％以上的马氏体组织。钢材淬透性的设计应保证齿轮的热处理变形小，以保证主动齿与被动齿之间正确的啮合，如果钢材的淬透性能力不能保证齿轮在热处理后的抗弯强度(或心部硬度)将会发生断齿事故；如果钢材成分的设计不能保证齿轮渗碳层具有很高的淬透性，将会出现非马氏体组织，(例如：黑色托氏体网)，齿面会出现麻点、齿面剥落；如果齿轮渗碳淬火之后变形大，主被动轮的齿面啮合不好，不仅噪音超过标准要求，齿轮的使用寿命也低。与变速箱齿轮相比，重载驱动桥齿轮对钢材的要求要高的多，齿轮的制造工艺要复杂的多。

目前国内外商用车后桥齿轮用钢主要包括：SCM822HH、22CrMoS、17CrNiMo6HL、15CrNi6H、20CrNi3H、10CrNi3MoHH等等。近几年国内的许多齿轮制造企业为降低钢材采购成本，用20CrMnTiH钢代替国外引进的SCM822H、20CrNi3H生产重型卡车后桥齿轮，由于20CrMnTiH钢的成分设计无法满足重载齿轮高抗弯性能与渗层淬透性的要求，出现断齿、齿面剥落、麻点及台架寿命太低等问题。例如采用20MnVBH制造卡车后桥齿轮，或是采用20SiMnVB制造大马力拖拉机驱动桥齿轮，但上述技术方案都由于B在渗层的失效，降低了渗层淬透性，使齿轮表面接触疲劳性能低下，出现齿面剥落，早期损坏。

公开号为CN1851024，公开日为2006年10月25日，名称为“重载齿轮钢”的中国专利文献公开了一种重载齿轮钢，该齿轮钢中各化学元素的质量百分含量(wt.)为：C：0.14～0.20％、Si：≤0.12％、Mn：1.20～1.60％、P：≤0.030％、S：0.015～0.040％、Cr：1.30～1.80％、W≤0.05％、Ti：0.04～0.10％、O≤0.0020％以下。该专利文献所公开的技术方案中的钢节约了Ni、Mo元素，但Ti的添加使钢中容易生成大量的TiN夹杂，降低了齿轮的疲劳性能，另外也使得渗碳后C浓度梯度增大，降低了接触疲劳寿命。

公开号为CN101096742，公开日为2008年01月02日，名称为“高强度汽车用齿轮钢”的中国专利文献公开了一种高强度汽车用齿轮钢，该齿轮用钢中各化学元素的质量百分含量(wt.)为：C：0.20～0.40％、Si：0.20～0.50％、Mn：0.50～1.0％、Cr：0.80～1.30％、Nb：0.015～0.080％、V：0.03～0.09％、Mo：0.15～0.55％、Al：0.015～0.050％，其余为Fe和不可避免的杂质。该专利文献所公开的技术方案通过Nb、V微合金化后，使晶粒过于细化，降低了齿轮的淬透性，不利于获取合适的心部硬度。

公开号为CN102080188A，公开日为2011年06月01日，名称为“一种CrNiMo系易切削齿轮钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种易切削齿轮钢，其各化学元素的质量百分含量(wt.％)为：C：0.17～0.23％，Si：0.15～0.37％，Mn：0.60～0.95％，P：≤0.030％，S：0.010～0.040％，Cr：0.35～0.65％，Ni：0.35～0.75％、Mo：0.15～0.25％、Al：0.005～0.050％，O≤0.0020％、Ca/S＝0.30～0.60，余量为Fe和其它不可避免的杂质。该专利文献所公开的技术方案有效提高了齿轮的切削性能，但淬透性不足，不利于疲劳寿命的提高。

公开号为CN104372258A，公开日为2015年02月25日，名称为“一种CrNiMo高强度齿轮钢及其制备方法”的中国专利文献公开了一种高强度齿轮钢，其各化学元素的质量百分含量(wt.％)为：C：0.19～0.25％，Si：0.17～0.37％，Mn：0.70～1.00％，P：≤0.030％，S：≤0.030％，Cr：0.85～1.25％，Ni：0.40-0.70％，Mo：0.30～0.40％，Al：0.015～0.050％，H≤0.00025％，N：0.0030～0.0080％，O≤0.0015，余量为Fe及不可避免的杂质。该专利文献所公开的技术方案有效提高了材料的淬透性，但N含量偏低，奥氏体晶粒度不稳定，容易产生混晶，不利于渗层的稳定性。

综上所述，现有技术中的齿轮钢存在着以下缺陷：

1)淬透性不足，不利于获取合适的心部硬度和疲劳寿命的提高，导致强度偏低；

2)热加工性能不良；

3)奥氏体晶粒度不稳定，容易产生混晶，不利于渗层的稳定性。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种高淬透性齿轮钢，该高淬透性齿轮钢的淬透性能优良，强度高，韧性好，同时该高淬透性齿轮钢的疲劳性能、加工性能、切削性能和锻造性能表现优良。

为了实现上述目的，本发明提出了一种高淬透性齿轮钢，其化学元素质量百分比为：

C：0.19％-0.25％，

Si：0.15％-0.35％，

Mn：0.70％-1.05％，

Cr：0.70％-0.80％，

Ni：0.40％-0.65％，

0＜Cu≤0.20％，

Mo：0.33-0.40％，

Al：0.020-0.050％，

Ti：0.003-0.010％,

Nb：0.05-0.08％,

B：0.0001-0.0003％,

N：0.0080％-0.0150％，

余量为Fe和其他不可避免的杂质。

本发明所述的高淬透性齿轮钢中各化学元素设计原理如下所述：

C：在本发明所述的高淬透性齿轮钢中，C元素是用于确保钢材料的强度以及用来提高钢材料淬透性所需要的元素。若碳的质量百分比低于0.19％，则无法提高齿轮钢的淬透性和强度，若碳的质量百分比高于0.25％，则会降低齿轮钢的疲劳性能和切削加工性能。因此，对于本发明所述的高淬透性齿轮钢来说，C的质量百分比控制在0.19％-0.25％。

Si：在本发明所述的高淬透性齿轮钢中，Si元素在钢中起到脱氧剂的作用。由于Si在钢中不形成碳化物，而是以固溶体的形式存在于铁素体中，即具有显著的固溶强化铁素体，以达到降低钢材料塑性的作用。此外，Si还能够促进P、S元素的晶界偏聚，使晶界适当脆化。为了达到此目的，Si的质量百分比的下限设定为0.15％。然而，因为过高的Si含量又将恶化钢的热加工性和锻件表面质量，因而，将Si的质量百分比的上限设定为0.35％。

Mn：在本发明所述的高淬透性齿轮钢中，Mn元素除起脱氧剂的作用以外，还具有显著的固溶强化作用。另外，Mn与S可以形成MnS夹杂，在齿轮加工时起到缺口效应和润滑剂作用，提高钢材料的切削性能。为了充分提高钢材料的切削性和淬透性，需将Mn的质量百分比控制在0.70％以上，但是，Mn含量过高则容易在微观组织中产生贝氏体，从而导致钢材料的切削性和韧性的下降，由此，还需要将Mn的质量百分比控制得不超过1.05％。

Cr：在本发明所述的高淬透性齿轮钢中，Cr是中强碳化物的形成元素，其可以显著地提高钢材料的强度、耐磨性等各项综合性能。另外，Cr还能降低C的活度，以防止加热、轧制和热处理过程中的脱碳。但是，过高含量的Cr会恶化钢材料的切削加工性，并且还会增加合金添加成本。因此，本发明所述的高淬透性齿轮钢中的Cr的质量百分比需要控制为0.70-0.80％。

Ni：在本发明所述的高淬透性齿轮钢中，Ni具有提高钢材料疲劳强度的效果。不过，一旦Ni含量过高就会降低热加工后的切削性，因此，本发明所述的高淬透性齿轮钢中的Ni的质量百分比控制在0.40-0.65％。

Cu：Cu能够提高材料的强度和韧性。可是，含量过高的Cu会在高温时产生热脆，从而降低材料的疲劳性能，故而，在本发明的高淬透性齿轮钢中，对Cu的质量百分比为0＜Cu≤0.20％。

Mo：在本发明所述的技术方案中，Mo是钢中的添加的主要合金元素之一，钼作为中强碳化物形成元素可以强烈地阻碍碳化物的形核和长大，同时还可以有效提高淬透性，钼与锰的联合作用，又可以显著提高奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性。Mo元素能够推迟珠光体转变，促进针状铁素体组织的形成，通过添加适量的Mo能够有效抑制带状组织的形成，但过高的Mo会增加冶炼成本，因此，在本发明所述的高淬透性齿轮钢中对钼的质量百分比控制在0.33-0.40％。

Al、N在本发明所述的高淬透性齿轮钢中是主要的细化晶粒元素，在本发明所述的技术方案中，通过控制钢中的控制齿轮钢中Al、Ti、Nb和N的质量百分比以及(Al，Ti)/N比，从而起到细化晶粒的积极效果。为细化晶粒必须在钢中有一定体积分数的析出相粒子，以钉扎晶界抑制高温下晶粒长大，为达到此效果，AlN粒子数应大于107个/mm²。为此，首先必须确保钢中有合适的铝、氮含量，同时保证钢中Al/N的原子数量比，避免某种元素的含量过多或过少影响钢的性能。在冶炼初期，Al主要作为脱氧剂添加形成Al₂O₃夹杂上浮，进入到渣系。VD真空处理毕喂Al丝，在低氧条件下，此时的Al主要作为合金元素起微合金化的作用。Al与钢中的N结合形成AlN相，在奥氏体晶界处起到钉扎晶界抑制奥氏体晶粒长大的作用。但是，如果Al过量或者Al/N的原子数量比配合不合理，容易在钢材中形成Al₂O₃夹杂难以去除，同时Al₂O₃和CaS容易吸附在中间包水口“结瘤”，造成钢水可浇性差。而且AlN粒子的半径增大，会形成针状夹杂物。AlN的另一形成元素N采用合金的添加方式，但过量的N会造成气体含量高，易形成皮下气泡，影响钢材质量。因此，发明人对Al、N的质量百分比进行限定。然而AlN粒子在高温下不稳定，容易长大或溶解，对晶界的钉扎作用减弱。因此，在本发明所述的技术方案中，通过添加微量的Ti，与N元素优先形成在高温下更稳定的TiN析出物从而在高温阶段抑制奥氏体晶粒长大。但是，如果Ti含量过高，钢中容易形成粗大的TiN夹杂物，影响齿轮钢的疲劳强度等性能。另一方面，细小的奥氏体晶粒其晶界总面积相对比较多，这有利于珠光体的形核，促进其转变，使珠光体转变线左移，从而降低了钢材的淬透性。Nb的碳氮化物具有较强的析出强化作用，除了能够进一步地提高软相铁素体的强度，还可明显地提高钢材料的疲劳性能。然而，过量的Nb不仅会降低钢的切削性，同时还会增加钢的生产成本。

综上所述，在综合考虑淬透性和晶粒细化的效果，在本发明所述的技术方案中，对Al的质量百分比控制在0.020-0.050％，Ti的质量百分比控制在0.003-0.010％，Nb的质量百分比控制在0.05-0.08％，N的质量百分比控制在0.0080-0.0150％。

B：在本发明所述的高淬透性齿轮钢中，B能够提高钢的强度。当碳含量较高时，B提高钢的强度的作用逐渐减弱，而且过高的B吸收了更多的N而会减弱了N元素形成第二相粒子进而减弱了细化晶粒的效果，同时使钢的强度产生波动，提高了钢的塑性。基于此，本发明所述的高淬透性齿轮钢中的B的质量百分比控制在0.0001-0.0003％。

在本发明所述的技术方案中，不可避免的杂质应当是控制得越低越好，然而，这些杂质不可能完全被清除尽，并且，不可避免的杂质控制得越低，生产制造成本就越高。为此，需要结合本发明所获得的技术效果与生产成本的经济性进行综合考量，对不可避免的杂质的质量百分比进行控制。因此，在本发明所述的技术方案中，对杂质元素P、S、H及O进行了限定，其设计原理如下所述：

P：在本发明所述的技术方案中，P元素在钢液凝固时容易形成微观偏析，随后在高温加热时偏聚在晶界，令钢材料的脆性显著增大，一旦P元素过剩，那么钢材料的热加工性能就会降低。鉴于此，本发明所述的高淬透性齿轮钢中的P的质量百分比控制在：P≤0.025％。

S：在本发明所述的技术方案中，S能够形成硫化物夹杂物，该夹杂物能够发挥切削加工时的切口效应，以提高钢材料的切削性。不过，一旦S含量过剩则会降低钢材料的热加工性。基于本发明的技术方案，为了充分发挥S的有益效果并避免其所带来的不利因素，需要将S的质量百分比控制在0.020-0.035％。

H：在本发明所述的技术方案中，当H的质量百分比超过了0.00015％，会使得钢产生白点缺陷，因此，需要将本发明所述的高淬透性齿轮钢的H的质量百分比控制在0.00015％以下。

O：在本发明所述的技术方案中，由于O容易与Al结合而形成硬质的氧化物类夹杂物，其会降低疲劳强度。尤其是，当O的质量百分比大于0.0020％时，钢的疲劳强度也会显著下降。鉴于此，在本发明所述的高淬透性齿轮钢中对O的质量百分比限定在0.0020％以下。

进一步地，在本发所述的高淬透性齿轮钢中，所述高淬透性齿轮钢的晶粒度稳定，所述高淬透性齿轮钢的所有位置的晶粒度均处于7.0-8.0级。

现有技术中的齿轮钢由于奥氏体晶粒度不稳定，容易产生混晶，不利于渗层的稳定性。与之相反，在本技术方案中，高淬透性齿轮钢的晶粒度非常稳定，所述高淬透性齿轮钢的所有位置的晶粒度均处于7.0-8.0级，这是区别于现有技术的重要特征。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮钢中，其微观组织的基体为铁素体+珠光体，在基体内部和晶界处弥散分布有析出物，所述析出物为Al、Ti、Nb的碳化物、氮化物或碳氮化物的至少其中之一。

在本发明所述的技术方案中，Nb元素具有较高的溶解度，在奥氏体区的温度范围内容易处于固溶状态，在随后的过程中例如热加工过程，随着温度的降低，其会以细小弥散第二相粒子析出。Nb与N有很强的亲和力，N作为一种廉价的微合金化元素加入到钢中，使得处于固溶态的Nb转变为析出态的Nb，能够起到细化晶粒，提高沉淀强化的效果，以达到所需要的强度水平。

此外，当N的质量百分比较少时，析出相以NbC为主，随着N含量的增加，逐渐转变为NbN为主的析出相，主要分布于晶界。因而，在本发明所述的技术方案中，控制N的质量百分比在0.0080-0.0150％时，提高了Nb(C，N)在奥氏体中的析出温度以及析出驱动力，析出物主要为Nb(C，N)颗粒。并且，析出物析出数量越多，颗粒尺寸和间距就会越小，分布形式也发生了变化。较多的细小析出物颗粒弥散地分布在基体内部和晶界，这种细小的析出物颗粒相对奥氏体晶界产生“钉扎”作用，阻止了奥氏体晶粒的长大。由于Nb(C，N)在奥氏体中具有较高的溶解度，在随后冷却过程中析出，通过析出沉淀强化有利于提高钢的强度水平，尤其是大幅度地提升钢的抗拉强度水平。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮钢中，所述珠光体为片层状珠光体，所述铁素体为网状铁素体。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮钢中，Al/N的质量比≥2。

为了进一步提高本案的高淬透性齿轮钢的性能，本技术方案还控制Al与N的质量比≥2。

进一步地，在本发明所述的高淬透性齿轮钢中，其抗拉强度≥1200MPa，屈服强度≥1100MPa，延伸率≥8％。因而，本发明所述的高淬透性齿轮钢具备良好的加工性能，满足汽车用钢的各项性能要求。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种齿轮，该齿轮采用所述的高淬透性齿轮钢制得。

此外，本发明的又一目的在于提供一种所述的高淬透性齿轮钢的制造方法，包括步骤：

(1)电炉初炼；

(2)钢包精炼和真空脱气；

(3)连铸；

(4)在步进式加热炉内进行加热：其中，控制预热段温度低于800℃，第一加热段温度为1040-1100℃，第二加热段温度为1190-1240℃，均热段温度为1170-1220℃；

(5)轧制：控制终轧温度≥950℃。

在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，在电炉初炼时可以采用P和S含量低的钢，例如P和S含量低的废钢、切头以及优质生铁，合金材料则可以采用例如铬铁、低磷锰铁、钼铁，还原剂可以使用例如：硅铁粉、碳粉、铝粉。

此外，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，钢包精炼和真空脱气，以去除钢中有害气体和夹杂物，在钢包入座、测温、分析后，本领域内的技术人员可以根据各实施方式的具体情况来调整钢包内的压力。

在本发明所述的制造方法中，通过控制步骤(4)中的各个温度和步骤(5)中的终轧温度，从而有利于N从γ固溶体中脱溶出来，并与钢中的Ti、Nb、Al结合成碳化物或碳氮化物。由于N在α-Fe中的溶解度小于在γ-Fe中的溶解度，且又由于受到相变的激发而造成碳化物或碳氮化物析出量的二个峰值。一旦终轧温度过低，碳化物或碳氮化物的峰值析出，会造成碳化物或碳氮化物分布不均匀，以及回复再结晶不充分而产生组织上的各向异性，进而影响钢的性能，因此，终轧温度不能太低，需要将其控制为≥950℃。

同时，控制步骤(4)中的步进式加热炉内加热条件，是因为：一方面过高的加热温度易形成向奥氏体晶内生长的针状铁素体，硬度较高不利于加工，而加热温度较低时形成弥散分布的点状、颗粒状铁素体，则降低了韧性。因而，本发明钢采用控制预热段温度低于800℃，第一加热段温度为1040-1100℃，第二加热段温度为1190-1240℃，均热段温度为1170-1220℃。使得钢在奥氏体晶界形成先共析网状铁素体，改善了钢的韧性，提高了其延伸率；另一方面，在本发明钢所述的步骤(4)中的加热条件下，各合金元素充分扩散，促使“C”曲线右移，有利于促进本发明需的珠光体组织例如片状珠光体的转变，而高的温度梯度也能够提高冷速避免粒状珠光体的产生，进一步提高钢的韧性。同时，在本发明所述的技术方案中，钢的奥氏体晶粒细小，因而，珠光体的形核部位增多，有利于促进珠光体的转变，珠光体具有优良的强度和硬度，从而使得获得的高淬透性齿轮钢的抗拉强度和屈服强度得到提高。

进一步地，在本发明所述的制造方法，在所述步骤(1)中，控制出钢温度为≥1650℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法，在所述步骤(2)中，控制吊包温度为1565-1575℃。

本发明所述的高淬透性齿轮钢具有强度高韧性好淬透性高的优点，其抗拉强度≥1200MPa，屈服强度≥1100MPa，延伸率≥8％，并且本发明所述的高淬透性齿轮钢疲劳性能、加工性能、切削性能和锻造性能表现优良，满足汽车用钢的各项性能要求。

此外，本发明所述的齿轮采用上述的高淬透性齿轮钢制得，因而也具有上述优点。

另外，本发明所述的高淬透性齿轮钢的制造方法具有低温浇铸、高温加热和高温终轧的特点，因而，所获得的高淬透性齿轮钢的微观组织为铁素体+珠光体，同时控制了第二相粒子Al、Ti、Nb的碳化物、氮化物和碳氮化物析出时机和析出数量，从而细化了奥氏体晶粒，使得奥氏体晶粒度稳定控制在7.0-8.0级。为此，所获得高淬透性齿轮钢的微观组织和成分更为均匀，具有较高的强度和较好的延伸率，其抗拉强度≥1200MPa，屈服强度≥1100MPa，延伸率≥8％。

并且，本发明所述的高淬透性齿轮钢的制造方法工艺还具有控制温度可靠，工艺步骤成本低的优点。

附图说明

图1为实施例A1的高淬透性齿轮钢的金相组织图。

图2显示了实施例A1的高淬透性齿轮钢制成齿轮后位于齿轮边缘位置处取样测试的奥氏体晶粒。

图3显示了实施例A1的高淬透性齿轮钢制成齿轮后位于齿轮半径二分之一位置处取样测试的奥氏体晶粒。

图4显示了实施例A1的高淬透性齿轮钢制成齿轮后位于齿轮中心位置处取样测试的奥氏体晶粒。

图5为实施例A1的高淬透性齿轮钢位于基体内部的析出物形貌图。

图6为实施例A1的高淬透性齿轮钢位于晶界处的析出物形貌图。

具体实施方式

下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的高淬透性齿轮钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例A1-A8和对比例B1和B2

表1列出了实施例A1-A8的高淬透性齿轮钢以及对比例B1和B2的常规齿轮钢的各化学元素质量百分比。

表1.(wt％，余量为Fe和除了P、S、O和H以外的其他不可避免的杂质)

实施例A1-A8的高淬透性齿轮钢以及对比例B1和B2的常规齿轮钢的制造方法采用以下步骤制得：

(1)电炉初炼：在60-150吨的电弧炉中进行钢液初炼，在氧化期勤流渣去P，控制出钢温度为≥1650℃；

(2)钢包精炼和真空脱气：LF初脱氧后补加合金块搅拌5～10分钟，当钢液测温≥1650℃时，进入真空位脱气，真空度≤66.7Pa，真空保持时间≥15min，以保证H的质量百分比≤0.00015％，然后开始吊包，控制吊包温度为1565-1575℃，吊包时钢中各化学元素的质量百分比见表1；

(3)连铸：连铸时钢包内高温钢液通过保护套管，浇进中间包，控制中间包的过热度20-40℃，中间包内的钢液经连铸结晶器，加电磁搅拌后，以0.6-2.10m/min的拉速浇注出140×140mm²～320×425mm²断面尺寸的连铸坯；

(4)将连铸坯表面进行清理后，置于步进式加热炉内进行加热：其中，控制预热段温度低于800℃，第一加热段温度为1040-1100℃，第二加热段温度为1190-1240℃，加热总时间160min，均热段温度为1170-1220℃；

(5)轧制：控制终轧温度≥950℃。

需要说明的是，在上述步骤(3)连铸中，中间包使用前可以进行完全清理，使得中间包内表面为耐火涂层且无裂缝。

表2列出了实施例A1-A8的高淬透性齿轮钢以及对比例B1和B2的常规齿轮钢的制造方法的具体工艺参数。

表2.

表3列出了实施例A1-A8的高淬透性齿轮钢和对比例B1-B2的常规齿轮钢各项力学性能参数和微观组织情况。

表3.

从表3可以看出，较之于对比例B1-B2，实施例A1-A8的晶粒度更细，实施例A1-A8的抗拉强度Rm≥1200MPa，屈服强度≥1100MPa，延伸率A≥8％，由此可以看出，本案各实施例中的高淬透性齿轮钢具备较高的强度和良好的韧性。

结合表1至表3可以看出，对比例B1和B2中的化学元素例如C、Si、Mn等元素的质量百分比不在本案所限定的范围内，并且对比例B1和B2的工艺方法也不按照本案的制造方法的工艺参数，因而导致对比例B1和B2的屈服强度、抗拉强度和延伸率表现均不如本案各实施例，且晶粒度达不到7.0-8.0级。

此外，本案实施例A1的高淬透性齿轮钢和对比例B1的常规齿轮钢进行了渗碳、淬火+回火后的疲劳性能测试，测试结果列于表4。

表4.

由表4可以看出，本案实施例A1的旋转弯曲疲劳极限相对对比例B1提高了100MPa以上，说明本案实施例A1的疲劳性能表现优良。

图1为实施例A1的高淬透性齿轮钢的金相组织图。由图1可知，本案实施例A1的微观组织为网状铁素体+片层状珠光体。

对实施例A1的高淬透性齿轮钢制成齿轮后位于齿轮边缘位置处、位于齿轮半径二分之一位置处以及位于齿轮中心位置处进行取样，然后对奥氏体晶粒观察并进行了晶粒度测试。

图2显示了实施例A1的高淬透性齿轮钢制成齿轮后位于齿轮边缘位置处取样测试的奥氏体晶粒。由图2可以看出，实施例A1在此处的奥氏体晶粒均匀细小。

图3显示了实施例A1的高淬透性齿轮钢制成齿轮后位于齿轮半径二分之一位置处取样测试的奥氏体晶粒分布情况。由图3可以看出，实施例A1在此处的奥氏体晶粒均匀细小。

图4显示了实施例A1的高淬透性齿轮钢制成齿轮后位于齿轮中心位置处取样测试的奥氏体晶粒分布情况。由图4可以看出，实施例A1在此处的奥氏体晶粒均匀细小。

结合图2至图4可以看出，实施例A1在上述三处位置的奥氏体晶粒均均匀细小，并且经过晶粒度测试，发现实施例A1的高淬透性齿轮钢制成齿轮后位于齿轮边缘位置处、位于齿轮半径二分之一位置处以及位于齿轮中心位置处的晶粒度均为7.5级。

图5为实施例A1的高淬透性齿轮钢位于基体内部的析出物形貌图。对图5中标记处1-5进行分析后发现，标记处1的析出物颗粒主要包括AlN，标记处2的析出物颗粒主要包括Nb(C,N)，标记处3的析出物颗粒主要包括NbC，标记处4的析出物颗粒主要包括NbTiC，标记处5的析出物颗粒主要包括NbTi(C,N)。

图6为实施例A1的高淬透性齿轮钢位于晶界处的析出物形貌图。对图6中标记处21和22进行分析后发现，标记处21的析出物颗粒主要包括AlNb(C,N)，标记处22的析出物颗粒主要包括AlNbTi(C,N)。

结合图5和图6可以看出，较多的细小析出物颗粒弥散地分布在基体内部和晶界，这种细小的析出物颗粒相对奥氏体晶界产生“钉扎”作用，阻止了奥氏体晶粒的长大。由于Nb(C，N)在奥氏体中具有较高的溶解度，在随后冷却过程中析出，通过析出沉淀强化有利于提高钢的强度水平，尤其是大幅度地提升钢的抗拉强度水平。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种高淬透性齿轮钢，其特征在于，其化学元素质量百分比为：

C：0.19％-0.25％，

Si：0.15％-0.35％，

Mn：0.70％-1.05％，

Cr：0.70％-0.80％，

Ni：0.40％-0.65％，

0＜Cu≤0.20％，

Mo：0.33-0.40％，

Al：0.020-0.050％，

Ti：0.003-0.010％,

Nb：0.05-0.08％,

B：0.0001-0.0003％,

N：0.0080％-0.0150％，

余量为Fe和其他不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的高淬透性齿轮钢，其特征在于，所述高淬透性齿轮钢的晶粒度稳定，所述高淬透性齿轮钢的所有位置的晶粒度均处于7.0-8.0级。

3.如权利要求2所述的高淬透性齿轮钢，其特征在于，其微观组织的基体为铁素体+珠光体，在基体内部和晶界处弥散分布有析出物，所述析出物为Al、Ti、Nb的碳化物、氮化物或碳氮化物的至少其中之一。

4.如权利要求3所述的高淬透性齿轮钢，其特征在于，所述珠光体为片层状珠光体，所述铁素体为网状铁素体。

5.如权利要求1所述的高淬透性齿轮钢，其特征在于，Al/N的质量比≥2。

6.如权利要求1-5中任意一项所述的高淬透性齿轮钢，其特征在于，其抗拉强度≥1200MPa，屈服强度≥1100MPa，延伸率≥8％。

7.一种齿轮，其采用如权利要求1-6中任意一项所述的高淬透性齿轮钢制得。

8.如权利要求1-6中任意一项所述的高淬透性齿轮钢的制造方法，其特征在于，包括步骤：

(1)电炉初炼；

(2)钢包精炼和真空脱气；

(3)连铸；

(4)在步进式加热炉内进行加热：其中，控制预热段温度低于800℃，第一加热段温度为1040-1100℃，第二加热段温度为1190-1240℃，均热段温度为1170-1220℃；

(5)轧制：控制终轧温度≥950℃。

9.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(1)中，控制出钢温度为≥1650℃。

10.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，控制吊包温度为1565-1575℃。