CN108866439B

CN108866439B - 一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢

Info

Publication number: CN108866439B
Application number: CN201810775502.XA
Authority: CN
Inventors: 王昭东; 安小雪; 田勇; 王昊杰; 王斌
Original assignee: Northeastern University China
Current assignee: Northeastern University China
Priority date: 2018-07-16
Filing date: 2018-07-16
Publication date: 2020-07-24
Anticipated expiration: 2038-07-16
Also published as: CN108866439A

Abstract

本发明涉及一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢，其成分质量百分比为：C：0.15‑0.23％，Si：0.10‑0.40％，Mn：0.45‑0.90％，Cr：1.50‑1.80％，Ni：1.40‑1.70％，Mo：0.15‑0.55％，Nb：0.02‑0.08％，Ti：0.015‑0.08％，P：≤0.020％，S：≤0.020％，其余为Fe和不可避免杂质。本发明采用复合微合金化方式，通过添加Nb、Ti微合金元素并控制其含量，利用其析出相钉扎晶界来抑制高温真空渗碳过程中奥氏体晶粒的粗化长大，实现重载齿轮钢渗碳温度的提高，有效缩短齿轮渗碳热处理工艺时间，大幅度降低能源消耗，节约齿轮生产成本。

Description

一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢

技术领域

本发明属于合金渗碳钢技术领域，特别涉及一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢。

背景技术

齿轮产品是工程机械工业的关键基础件，随着汽车、高铁和风电等产业的发展，高速、重载已成为重点发展方向。借鉴工业发达国家的经验，重载齿轮钢的发展趋势是由较少含量的Cr、Ni、Mo合金钢取代高Cr、Ni合金钢。由于重载齿轮对强度、耐磨性、疲劳强度、冲击韧性等机械性能指标的要求均高于普通齿轮，因此经常需要进行深层渗碳处理。但是，我国传统气体渗碳温度一般为930℃，需要在高温下长时间保温，对于一些经常需要深层渗碳处理、或使用要求较高的重载齿轮，渗碳热处理工艺时间有时甚至长达几十个小时。

高温真空渗碳技术可以大幅度降低热处理过程所用的时间，实际应用表明，渗碳温度每提高50℃可以减少约一半的工艺时间，生产效率明显提高，节能效果极为显著，因此高温真空渗碳逐渐替代传统气体渗碳已成为必然发展趋势。但是，普通齿轮钢在经过930℃以上的高温真空渗碳后，极易得到粗大的晶粒和混晶组织，严重影响齿轮的使用性能。所以，开发适用于高温真空渗碳的重载齿轮钢具有十分重要的现实意义和实用价值。

微合金化和二次淬火可以使齿轮钢在高温真空渗碳后具有细小的晶粒尺寸，但二次淬火增加了工序和成本，因此，国内外学者通常向齿轮钢中添加Nb、Ti、B、V、Al等微合金元素，来克服高温真空渗碳时晶粒粗化问题，这是由于微合金元素细小弥散的碳氮化物析出相在高温真空渗碳时能够起到钉扎晶界的作用。

目前，高温渗碳齿轮钢大多添加Al元素，以A1N细化晶粒，但是Al₂O₃夹杂物的存在容易导致疲劳裂纹的萌生，降低齿轮的疲劳性能；而且AlN高温稳定性差，950℃以上容易发生溶解，失去钉扎晶界的作用。传统Cr-Mn-Ti系列齿轮钢利用Ti元素来提高奥氏体晶粒粗化温度，但是其作用有限且在冶炼过程中容易形成大的块状TiN夹杂，严重影响齿轮的疲劳性能。而添加Nb元素可以实现齿轮钢在高温真空渗碳后仍保持细小的晶粒，但是单独添加Nb元素作用有限，同时添加Nb、Ti微合金元素则可以进一步提高齿轮的渗碳温度。

Cr-Ni-Mo系重载齿轮钢的强度和韧性均优于传统20CrMnTi齿轮钢，是未来重载齿轮钢的发展方向之一。但是由于国内现有工艺和设备的限制，高温真空渗碳齿轮钢的研究大多数集中在1000℃以下、利用单一Nb微合金化提高一些成分简单的齿轮钢奥氏体晶粒粗化温度的可行性、以及Nb含量提高晶粒粗化温度的幅度方面，而对于一些合金体系复杂的Cr-Ni-Mo系列重载齿轮钢1000℃以上高温真空渗碳的研究开展十分缓慢。因此，应该采用Nb、Ti复合微合金化，将Cr-Ni-Mo系列重载齿轮钢的渗碳温度提高到1000℃及以上，从而达到降低能耗、节约成本的目的。

发明内容

本发明的目的在于提供一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢，以解决传统重载齿轮用钢热处理过程中渗碳温度低、工艺周期长的问题。

本发明采用Nb、Ti复合微合金化手段，向Cr-Ni-Mo系列重载齿轮钢中加入Nb、Ti微合金元素，避免重载齿轮钢在高于930℃的高温真空渗碳过程中奥氏体晶粒的异常长大和混晶组织，使钢材晶粒度高于7级，满足重载齿轮热加工过程之中各项工艺要求，达到重载齿轮钢的各项性能指标，大大缩短了渗碳热处理工艺周期。

本发明的技术方案为：

一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮钢，其成分质量百分比为：C：0.15-0.23％，Si：0.10-0.40％，Mn：0.45-0.90％，Cr：1.50-1.80％，Ni：1.40-1.70％，Mo：0.15-0.55％，Nb：0.02-0.08％，Ti：0.015-0.08％，P：≤0.020％，S：≤0.020％，其余为Fe和不可避免杂质。

进一步地，所述成分质量百分比中优选：Nb：0.036-0.05％；Ti：0.026-0.05％。

上述Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢的应用，该重载齿轮用钢在1000～1100℃进行高温真空渗碳，渗碳时间为0.5～4h，钢材的晶粒度保持在7.0～8.0级。

本发明齿轮钢的成分设计中，C元素保证强度及心部韧性；Si元素可以提高淬透性、抗氧化和抗蚀性；Mn元素可以提高强度和耐磨性；Cr元素可以提高淬透性并増强二次硬化效应；Ni元素可以提高淬透性以及马氏体基体的韧性；Mo元素可以增加时效稳定性，在提高强度的同时韧性并不下降，还可细化奥氏体晶粒，与Ni元素共同加入可以提高疲劳性能；Nb、Ti微合金元素可以细化晶粒并提高强度，有效抑制高温真空渗碳过程中奥氏体晶粒的粗化长大。

本发明向Cr-Ni-Mo系列重载齿轮钢中加入了适量的Nb、Ti微合金元素，改变了以往单独加入Nb元素或单独加入Ti元素来提高齿轮钢晶粒粗化温度的方式，而是共同加入Nb、Ti微合金元素，并严格控制其加入量。

微合金元素Nb、Ti极易与齿轮钢中的C、N形成细小弥散的碳氮化物析出相，这些碳氮化物析出相可以钉扎晶界，起到抑制奥氏体晶粒长大的作用，这种抑制作用受到碳氮化物析出相钉扎晶界时的作用力大小影响。因此，碳氮化物析出相所占的体积分数越大，尺寸越小，钉扎晶界的作用越明显，奥氏体晶粒长大越困难，从而起到细化晶粒的作用。

此外，钢中添加的Mo元素可以降低Nb、Ti析出相在高温真空渗碳过程中的粗化速率，影响Nb、Ti碳氮化物析出相的尺寸分布，Mo和Nb的添加对延迟晶粒异常长大和降低混晶程度都是有益的。因此，本发明向Cr-Ni-Mo系齿轮钢中添加Nb、Ti微合金元素，可以在高温真空渗碳过程中抑制奥氏体晶粒的异常粗化长大，避免渗碳齿轮钢力学性能的恶化。

齿轮钢中Nb元素的碳氮化物析出相在高温时比较稳定，细化晶粒作用明显。高温真空渗碳过程中需要一定体积分数的析出相才能抑制奥氏体晶粒的长大，但是，当Nb元素的含量超过一定值时，铸坯中Nb元素的碳氮化物析出相已不能回溶到齿轮钢基体中，随着后续热加工或热处理过程的进行，一些析出相会发生粗化，而粗大的析出相不能在高温真空渗碳过程中阻止奥氏体晶粒的长大，因此，过多的Nb元素并不能起到继续提高齿轮钢晶粒粗化温度的作用。结合Thermo-Calc的计算结果，本发明确定向Cr-Ni-Mo系齿轮钢中添加的Nb含量为0.02-0.08wt％。

Nb(C,N)和Ti(C,N)是高温真空渗碳过程中抑制奥氏体晶粒长大的主要因素，与单独添加Nb元素或Ti元素相比，向Cr-Ni-Mo齿轮钢中同时添加Nb、Ti元素可以形成更多的Nb、Ti复合析出相，Nb、Ti复合析出相与富Nb析出相的粗化速率相近；此外，Mo元素可以与(Nb,Ti)C形成(Nb,Ti,Mo)C，并且一定程度上降低富Nb、Ti元素析出相的粗化速率，同样起到抑制奥氏体晶粒粗化长大的作用。因此，同时添加Nb、Ti元素可以有效抑制Cr-Ni-Mo系齿轮钢高温真空渗碳过程中晶粒的异常粗化长大，并且适当节约Nb元素的含量。但是，当Ti元素的含量过多时，在齿轮的冶炼过程中容易产生大块状的TiN夹杂，导致齿轮钢的疲劳性能显著恶化，因此，本发明确定向Cr-Ni-Mo系齿轮钢中添加的Ti含量为0.015-0.08％。

综上所述，向Cr-Ni-Mo系列重载钢中复合添加Nb、Ti微合金元素，可以形成大量析出相，在高温真空渗碳时阻碍奥氏体晶粒粗化长大。因此，本发明确定向Cr-Ni-Mo系齿轮钢中添加的Nb和Ti含量分别为0.02-0.08wt％和0.015-0.08％。

本发明的优点在于：采用新型Nb、Ti复合微合金化的Cr-Ni-Mo系列重载齿轮钢，显著提高现行重载齿轮生产的渗碳温度，实现其1000℃以上的高温真空渗碳，在保证产品质量的前提下，提高生产效率、降低开发成本，达到节能降耗的目的。

附图说明

图1为0.02～0.08Nb析出相的体积分数示意图。

图2为0.015～0.08Ti析出相的体积分数示意图。

图3为0.02Nb-0.015Ti析出相的体积分数示意图。

图4为0.02Nb-0.04Ti析出相的体积分数示意图。

图5为0.02Nb-0.05Ti析出相的体积分数示意图

图6为0.05Nb-0.015Ti析出相的体积分数示意图

图7为0.05Nb-0.05Ti析出相的体积分数示意图

图8为实施例0.036Nb-0.026Ti析出相的体积分数示意图

图9为实施例的模拟渗碳工艺示意图。

具体实施方式

根据本发明所设计的化学成分范围，实施例重载齿轮钢和对比钢均采用50kg真空感应炉冶炼，钢水浇注成铸锭后经1200℃锻造开坯，最终锻造成

的棒材。实验材料具体化学成分见表1。

实施例

将发明钢和对比钢进行模拟渗碳淬火实验，实验设备为高温气氛炉，模拟渗碳淬火工艺为：所有的样品随炉升温，然后加热到设定渗碳温度，模拟渗碳温度分别为950℃、1000℃、1050℃、1100℃、1150℃，在不同温度下分别保温1h、2h、4h、8h，之后迅速进行水淬，最后取样观察各种工艺条件下的晶粒尺寸，按照GB/T 6394-2002评定其奥氏体晶粒度等级，实验结果见表2-5。

可见，本发明钢经过950℃模拟渗碳工艺处理后，其奥氏体晶粒度等级均保持在8级，未发现异常长大现象；经过1000℃和1050℃模拟渗碳工艺处理后，其奥氏体晶粒均匀细小，晶粒度等级仍然可以维持在在7-8级，并且没有观察到明显的混晶组织；经过1100℃模拟渗碳工艺处理后，其奥氏体晶粒度等级略有下降，但在保温4h以内时仍然在7级以上，且无异常长大现象。分析其原因可能是因为发明钢中分布着大量Nb、Ti和Mo等合金元素的碳氮化物析出相，其在1100℃及以下温度时未发生溶解，可以有效钉扎晶界，阻碍晶粒的粗化和异常长大。结合图8中Thermocalc的计算结果，可知1100℃时试验钢中仍存在大量(Nb,Ti)C，因此也解释了其在1100℃模拟渗碳时仍可以保持相对均匀细小晶粒组织的原因。而对比钢在950℃模拟渗碳处理后，晶粒已经粗化，并且存在明显的混晶组织，在随后更高温度下的模拟渗碳处理后，晶粒继续粗化长大，晶粒度等级明显下降。这可能是由于对比钢中的部分碳化物或AlN等粒子在950℃时发生溶解，失去钉扎作用，因此出现混晶组织，而随后更高温度下，钉扎晶界的粒子已基本完全溶解，晶粒正常粗化长大。由实验结果可知，与对比钢相比，发明钢的晶粒粗化温度明显提高。

因此，本发明钢在经过1000℃以上模拟渗碳工艺处理后，其奥氏体晶粒度仍可以维持在7-8级，没有观察到明显的混晶组织，可以满足高温真空渗碳工艺所要求的较高的抗晶粒粗化能力的需求。

表1本发明钢和对比钢的化学成分(wt％)

成分	C	Si	Mn	Cr	Ni	Mo	P	S	Nb	Ti
											+Nb、Ti	0.18	0.22	0.56	1.48	1.63	0.31	0.0038	0.0034	0.036	0.026
对比钢	0.17	0.20	0.60	1.65	1.74	0.35	0.0037	0.0058	——	——

表2本发明钢和对比钢950℃模拟渗碳淬火后的晶粒度级别

表3本发明钢和对比钢1000℃模拟渗碳淬火后的晶粒度级别

表4本发明钢和对比钢1050℃模拟渗碳淬火后的晶粒度级别

表5本发明钢和对比钢1100℃模拟渗碳淬火后的晶粒度级别

Claims

1.一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢的应用，其特征在于，成分质量百分比为：C：0.15-0.23％，Si：0.10-0.40％，Mn：0.45-0.90％，Cr：1.50-1.80％，Ni：1.40-1.70％，Mo：0.15-0.55％，Nb：0.036-0.05％，Ti：0.026-0.05％，P：≤0.020％，S：≤0.020％，其余为Fe和不可避免杂质；该重载齿轮用钢是采用Nb、Ti复合微合金化手段，向Cr-Ni-Mo系列重载齿轮钢中加入Nb、Ti微合金元素而成的；该重载齿轮用钢在1000～1100℃进行高温真空渗碳，渗碳时间为0.5～4h，钢材的晶粒度保持在7.0～8.0级。