CN110846580A

CN110846580A - 一种高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢及其生产方法

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Publication number: CN110846580A
Application number: CN201911232439.6A
Authority: CN
Inventors: 胡乃悦; 汪开忠; 胡芳忠; 郝震宇; 杨志强; 吴林; 陈世杰; 杨少朋; 金国忠; 姜婷; 尹德福
Original assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2019-12-05
Filing date: 2019-12-05
Publication date: 2020-02-28
Anticipated expiration: 2039-12-05
Also published as: CN110846580B

Abstract

本发明提供了一种高Mo高性能Mn‑Cr系风电输出齿轮用钢及其生产方法，与现有技术相比，本发明大幅度降低了Cr、Ni的添加量，适当提高Mo含量在风电输出齿轮用钢领域具有较大的成本优势。而且，本发明提供的高淬透性及低温冲击Mn‑Cr系的风电输出齿轮用钢，按GB/T 225进行末端淬透性性能检验，末端淬透性控制可满足J9：42～50HRC，J15：40～48HRC，J25：35～43HRC，按GB/T 229进行冲击性能检验‑40℃KV₂≥40J，按GB/T 6394进行950℃高温渗碳晶粒度检验奥氏体晶粒度≥8.5级，晶粒尺寸≤18.5μm。

Description

一种高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢及其生产方法

技术领域

本发明属于齿轮钢领域，涉及一种具有高淬透性及优异低温冲击性能的高Mo的Mn-Cr系齿轮用钢，适用于制造风电输出齿轮。

背景技术

齿轮钢是风电材料中用量较大，要求较高的关键材料。齿轮钢的性能要求不仅影响风电设备的寿命等技术经济指标，同时影响着使用安全性等要求。风电输出齿轮工作环境复杂、恶劣，通常要求其材料具有良好的强韧性以及耐磨性，此外，还需要具有很好的承受冲击、弯曲及接触应力等特点，故要求材料具有高淬透性、优异的冲击及性能，尤其是低温冲击，目前常用材料为CrNiMo系齿轮钢，根据EN 10084，CrNiMo系齿轮钢淬透性控制范围J9：40-47HRC，J15：38-46HRC，J25：35-43HRC，-40℃KV₂≥27J。

而随着风电行业的快速发展，风电输出齿轮对其关键材料齿轮钢的要求越来越苛刻，同时生产成本也纳入了齿轮钢开发要求，CrNiMo系齿轮钢成本较高，而Mn-Cr系齿轮钢具有明显的成本优势，同时在高淬透性Mn-Cr系齿轮钢的开发中已经有了一定的技术积累，但目前仍无法完全满足风电输出齿轮用CrNiMo系齿轮钢性能要求，因此，有必要提供一种具有高淬透性、优异低温冲击性能的Mn-Cr系的风电输出齿轮用钢来替代CrNiMo系齿轮钢，以满足风电齿轮行业进步对材料的需求。

中国专利，公布号为CN105839015A，公布日为2016年8月10日的发明专利公开了一种Mn-Cr系高性能齿轮钢的生产方法，该发明通过优化精炼过程、渣系控制等手段，保证了钢液的洁净度、可浇性及齿轮钢优异的切削性，但该齿轮钢淬透性检测值仅为J9：36.5-38.5HRC，J15：30.5-32.5HRC，尚无法满足风电输出齿轮钢的淬透性控制要求。

中国专利，公布号为CN107604253A，公布日为2018年1月19日的发明专利公布了一种高淬透性Mn-Cr系列渗碳钢，该发明通过提高C、Mn、Cr等元素在较高范围，有效的提高的材料的淬透性，淬透性可达到J9：40-46HRC，J15：34-40HRC，J25：30.5-33.5HRC；并通过Al和N的含量控制保证了渗碳过程中奥氏体晶粒不发生明显长大。虽然淬透性得到了进一步提高，但尚无法满足风电输出齿轮钢J25：35-43HRC的淬透性控制要求。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢，其末端淬透性可以满足J9：40-47HRC，J15：38-46HRC，J25：35-43HRC，-40℃KV₂≥40J，同时可保证在950℃高温渗碳后晶粒度≥8.5级，晶粒尺寸≤19.0μm。

本发明的另一目的在于提供一种高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢的生产方法，采用电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-圆坯连铸-轧制(精整)成材的工艺生产。

本发明具体技术方案如下：

本发明提供的一种高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢，含有以下重量百分比的成分：C：0.21-0.28％，Si：0.15-0.35％，Mn：0.70-1.10％，Cr：1.25-1.40％，Mo：0.30-0.50％，Nb：0.030-0.045％，Ni：0.25-0.45％，Al：0.020-0.040％，P：≤0.010％，S：0.005-0.035％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：90-160ppm，Al/[N]：2.0-4.0，Al_f＝Al-1.93×[N]≤0.02％，4.25％≤[Si+1.4(Mn+Cr)+2Mo+1.2Ni]≤5.35％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

本发明控制上述成分的含量的原理及达到的效果如下：

C：C是钢中最基本有效的强化元素，是影响淬透性最有效的元素，为了保证齿轮钢足够的强度和淬透性，C含量不能低于0.21％，由于齿轮钢为渗碳齿轮钢，因此为保证芯部的韧性，C含量不能高于0.28％，故确定C含量为0.21-0.28％。

Si：Si是脱氧剂，同时通过固溶强化提高钢的强硬度，也可以提高齿轮钢的淬透性，Si的含量不能低于0.15％，但过量的硅使C的活性增加，促进钢在轧制和热处理过程中的脱碳和石墨化倾向使得渗碳层易氧化，故Si的含量不能高于0.35％。Si含量控制在0.15％-0.35％。

Mn：锰是好的脱氧剂和脱硫剂。显著提高淬透性。锰对钢的硬度和冲击韧度影响很大，硬度随锰含量的提高而上升，冲击韧度则随之下降。锰和铁形成固溶体，提高钢中铁素体和奥氏体的硬度和强度；同时又是碳化物形成元素，进入渗碳体中取代一部分铁原子，锰在钢中由于降低临界转变温度，起到细化珠光体作用，也间接地起到提高珠光体钢强度的作用。锰还能显著降低钢的心部温度和奥氏体分解速度。但是作为合金元素锰也有它不利的一面。锰含量较高时，有使钢晶粒粗化的倾向，并增加钢的回火脆性敏感性。冶炼浇铸和锻轧后冷却不当时，容易使钢产生白点。在炼钢过程中，锰是良好的脱氧剂和脱硫剂，一般钢中含锰0.30－0.50％。在碳素钢中加入0.70％以上时就算“锰钢”，较一般钢量的钢不但有足够的韧性，且有较高的强度和硬度，提高钢的淬性，改善钢的热加工性能，含锰11－14％的钢有极高的耐磨性，用于挖土机铲斗，球磨机衬板等。锰量增高，减弱钢的抗腐蚀能力，降低焊接性能。Mn可溶于铁素体，提高钢中铁素体和奥氏体的硬度和强度，同时Mn可以提高奥氏体组织的稳定性，显著提高钢的淬透性。但过量的Mn会降低钢的塑性，钢在热轧时韧性变坏。Mn含量控制在0.70-1.10％。

Cr：Cr可提高钢的淬透性及强度，Cr还可降低C的活度，可降低加热、轧制和热处理过程中的钢材表面脱碳倾向，有利用获得高的抗疲劳性能，故Cr含量不能低于1.25％，过高的Cr会降低钢的韧性，同时会在渗碳层组织中出现大量的碳化物，影响渗碳层性能，故Cr的含量不能高于1.40％。Cr含量控制在1.25-1.40％。

Mo：钼能显著提高钢的淬透性，其作用强于铬。提高钢的硬度和强度，冲击韧度在中等含量时取得最大值。钼是中强碳化物形成元素，在钢中主要以碳化物的形式存在，弥散地分布在基体中强化基体，提高钢的硬度。但是，随着钼含量的提高，钼碳化物的数量增多，分布在晶界处的碳化物对基体的割裂作用加强，导致钢的韧性下降。钼在钢中还能够有效细化铸态组织，提高断面的均匀性；稳定提高回火稳定性，在相变过程中能减缓马氏体板状基体晶界碳化物的析出，从而改善钢的冲击韧度，提高综合性能。钼能使钢的晶粒细化，提高淬透性和热强性能，在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力(长期在高温下受到应力，发生变形，称蠕变)。结构钢中加入钼，能提高机械性能。还可以抑制合金钢由于火而引起的脆性。在工具钢中可提高红性。Mo能明显提高钢的淬透性，防止回火脆性及过热倾向。此外，本发明中Mo元素与Cr元素的合理配合可使淬透性和回火抗力得到明显提高，并且Mo能细化晶粒。而Mo含量过低则上述作用有限，Mo含量过高，促进晶界铁素体薄膜的形成，不利于钢的热塑性，增加钢的再热裂纹倾向，且成本较高。因此，控制Mo含量为Mo：0.30-0.50％。

Nb：Nb是非常有效的细化晶粒的微合金化元素，Nb的碳氮化物可以“钉扎”晶界，阻碍奥氏体晶粒长大，有效的降低渗碳淬火变形，在钢中的特点就是提高奥氏体的再结晶温度，从而达到细化奥氏体晶粒的目的，从而提高钢的强韧性，但同时会降低钢的淬透性。Nb含量低于0.03％时，渗碳温度超过980℃，保温时间超过10小时时，不能很好的满足晶粒度要求，而过量的Nb作用增加不明显。因此，Nb含量控制在0.030％-0.045％。

Ni：Ni能有效提高钢的心部韧性，降低韧脆转变温度，提高低温冲击性能，具有提高钢材料疲劳强度的效果，而Ni成本较高，且Ni含量过高会降低热加工后的切削性。故，Ni含量控制在0.25-0.45％。

Al：Al是有效的脱氧剂，且能形成AlN细化晶粒，Al含量低于0.020％时，作用不明显，高于0.040％时易形成粗大的夹杂物，恶化钢的性能。因此，Al含量应控制在0.020-0.040％。

[N]：能与Nb、B和Al等形成化合物，细化晶粒，合理的Al/[N]对晶粒细化明显作用，而过高的[N]会形成气泡等连铸缺陷。因此，[N]含量应控制在130-170ppm，同时控制Al/[N]：2.0-4.0。Al_f＝Al-1.93×[N]为钢中自由铝含量，若过高，则会导致材料在后续锻造过长中淬透性升高，因此，应控制在Al_f≤0.02％。

P和S：硫容易在钢中与锰形成MnS夹杂，使钢产生热脆，但是添加少量的S，在不影响产品性能的同时，会明显改善齿轮钢的切削性能，而MnS同时具有细化晶粒的效果；P是具有强烈偏析倾向的元素，增加钢的冷脆，降低塑性，对产品组织和性能的均匀性有害。控制P≤0.010％，S：0.005-0.035％。

T.O和[H]：T.O在钢中形成氧化物夹杂，控制T.O≤10ppm；[H]在钢中形成白点，严重影响产品性能，控制[H]≤1.0ppm。

[Si+1.4(Mn+Cr)+2Mo+1.2Ni]：在钢的末端淬透性控制时，Si、Mn、Cr、Mo以及Ni对J15与J25的存在着不同的影响，为了保证J15与J25符合设计要求，[Si+1.4(Mn+Cr)+2Mo+1.2Ni]应控制在4.25％-5.35％。

本发明提供的一种高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢的生产方法，所述生产方法的工艺流程为：电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-连铸-轧制、精整成材；

进一步的，生产过程中，连铸坯经过1230-1280℃加热保温≥5h后进行圆钢轧制；

优选的，钢坯在加热炉的均热温度控制在1230-1280℃，预热、加热和均热总时间控制5.0h-10.0h。

进一步的，开轧温度：1120-1180℃，终轧温度930-980℃。

进一步的，轧后经过冷床冷却至600-650℃入坑缓冷。

优选的，缓冷时间≥24h。出坑后进行修磨扒皮，确保表面无脱碳、零缺陷。

与现有技术相比，本发明根据保淬透性的合金配比公式，进行合金成分的配比，通过适当降低Mn元素的含量，并提高Mo元素的含量，保证材料淬透性不降低的同时，减小了材料出现脆性的风险，同时，Mo元素与Nb元素的配合使用，起到更好的细化晶粒作用，保证材料在后续高温、长时间的渗碳处理时，不易出现晶粒粗大现象。而且，本发明提供的高淬透性及低温冲击Mn-Cr系的风电输出齿轮用钢，按GB/T 225进行末端淬透性性能检验，末端淬透性控制可满足J9：42-50HRC，J15：40-48HRC，J25：35-43HRC，按GB/T 229进行冲击性能检验-40℃KV₂≥40J，按GB/T 6394进行950℃高温渗碳晶粒度检验奥氏体晶粒度≥8.5级，晶粒尺寸≤18.5μm。

附图说明

图1为实施例1生产的齿轮钢高温渗碳后晶粒度；

图2为实施例2生产的齿轮钢高温渗碳后晶粒度；

图3为实施例3生产的齿轮钢高温渗碳后晶粒度；

图4为实施例4生产的齿轮钢高温渗碳后晶粒度；

图5为实施例5生产的齿轮钢高温渗碳后晶粒度。

图6为对比例1生产的齿轮钢高温渗碳后晶粒度；

图7为对比例2生产的齿轮钢高温渗碳后晶粒度；

图8为对比例3生产的齿轮钢高温渗碳后晶粒度。

具体实施方式

实施例1-实施例5

一种高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢，含有以下重量百分比化学成分：见下表1和表2。

上述实施例1-5所述的高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢的生产方法：采用下表1和表2特定成分的齿轮钢，并采用电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-连铸-轧制(精整)的工艺生产5炉钢(分别为实施例1-5的钢成分)，连铸坯经过1230-1280℃加热保温≥5h后进行圆钢轧制，开轧温度：1120-1180℃，终轧温度930-980℃，轧后经过冷床冷却至600-650℃入坑缓冷，缓冷时间48h。上述实施例1-5工艺参数具体见表3。

对比例1-对比例3

按照EN 10084中的要求生产2炉20MnCr5(上线、中线)分别对应对比例1和2，1炉18CrNiMo7-6钢(中线)，对应对比例3，其钢的成分及含量见表1和表2。采用电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-连铸-轧制(精整)，连铸坯经过1200-1250℃加热保温≥4h后进行圆钢轧制，开轧温度：1100-1150℃，终轧温度900-950℃，轧后经过冷床冷却至600-650℃入坑缓冷，缓冷时间48h。

表1本发明实施例1-5及对比例1-3对比化学成分(％)，其余为Fe和不可避免的杂质元素

表2本发明实施例1-5中Al_f及[Si+1.4(Mn+Cr)+2Mo+1.2Ni](％)

实施例	Al<sub>f</sub>	[Si+1.4(Mn+Cr)+2Mo+1.2Ni]
			实施例1	0.013	4.54
实施例2	0.013	4.73
			实施例3	0.010	4.79
实施例4	0.010	4.97
			实施例5	0.010	4.73

表3实施例1-5和对比例1-3轧钢生产工艺参数

表4为本发明实施例1-5及对比例1-3生产的钢末端淬透性值，由表4能够看出，本发明实施例1-5所述齿轮钢淬透性控制J9、J15及J25值均在风电输出齿轮用钢要求的范围内，对比例3(CrNiMo系)与实施例基本相当，而对比例1和2不满足要求。

表4本发明实施例1-5及对比例1-3生产的钢末端淬透性值(HRC)

表5为本发明实施例1-5及对比例1-3生产的钢低温冲击性能检验，由表5能够看出，本发明实施例1-5所述齿轮钢低温冲击性能-40℃KV₂均在风电输出齿轮用钢要求的范围内，对比例3(CrNiMo系)与实施例基本相当，而对比例1和2不满足要求。

表5实施例1-5及对比例1-3生产的钢低温冲击性能(J)

表6为本发明实施例1-5及对比例1-3生产的钢在相同条件下经过950℃高温渗碳6h的奥氏体晶粒度级晶粒尺寸检验，由表6能够看出，本发明实施例1-5所述齿轮钢经过高温渗碳后，晶粒度均在9.0级以上，晶粒尺寸13.9-18.2μm，对比例晶粒度在8.0-8.5级，晶粒尺寸18.8-21.2。

表6本发明实施例1-5及对比例1-3生产的钢高温渗碳后晶粒度及晶粒尺寸

由图1-5和表1-表6可知，本发明钢通过合金成分设计，合理的生产工艺控制，提供了一种高淬透性及低温冲击Mn-Cr系的风电输出齿轮用钢，按GB/T 225进行末端淬透性性能检验，末端淬透性J9、J15及J25控制与CrNiMo系相当，按GB/T 229进行冲击性能检验-40℃KV₂与CrNiMo系相当，按GB/T 6394进行950℃高温渗碳晶粒度检验奥氏体晶粒度≥8.5级，晶粒尺寸≤18.5μm。同时本发明大幅度降低了Cr、Ni的添加量(比对比例3的Cr和Ni含量低得多)，在风电输出齿轮用钢领域具有较大的成本优势。

Claims

1.一种高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢，其特征在于，所述高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢含有以下重量百分比的成分：C：0.21-0.28％，Si：0.15-0.35％，Mn：0.70-1.10％，Cr：1.25-1.40％，Mo：0.30-0.50％，Nb：0.030-0.045％，Ni：0.25-0.45％，Al：0.020-0.040％，P：≤0.010％，S：0.005-0.035％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：90-160ppm，Al/[N]：2.0-4.0，Al_f＝Al-1.93×[N]≤0.02％，4.25％≤[Si+1.4(Mn+Cr)+2Mo+1.2Ni]≤5.35％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

2.一种权利要求1所述的高Mo高性能Mn-Cr系风电输出齿轮用钢的生产方法，所述生产方法的工艺流程为：电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-连铸-轧制、精整成材，其特征在于，生产过程中，连铸坯经过1230-1280℃加热保温≥5h后进行圆钢轧制。

3.根据权利要求2所述的生产方法，其特征在于，钢坯在加热炉的均热温度控制在1230-1280℃，预热、加热和均热总时间控制5.0h-10.0h。

4.根据权利要求2或3所述的生产方法，其特征在于，开轧温度：1120-1180℃，终轧温度930-980℃。

5.根据权利要求2所述的生产方法，其特征在于，轧后经过冷床冷却至600-650℃入坑缓冷。

6.根据权利要求5所述的生产方法，其特征在于，缓冷时间≥24h。