CN113234998B - 一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种Nb‑Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢及其制造方法，属于合金钢领域。它包本发明通过采用复合微合金化方式，通过添加Ti微合金元素并降低氮含量，减少氮化钛的析出降低TiN对其疲劳性能的影响。使得钢中析出Ti(C、N)和Nb(C、N)等第二相，利用其钉扎晶界来阻止奥氏体晶粒长大。实现齿轮钢高温渗碳的效果，缩短齿轮渗碳热处理工艺时间，降低能源消耗，本发明的材料在1040℃渗碳后按GB/T 6394检测晶粒度≥8.0级，未发生混晶现象。

Description

一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢及其制造方法
技术领域
本发明属于合金钢领域，更具体地说，涉及一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢及其制造方法，适用于制造重载机车齿轮，也可用于风电、高铁、重载汽车等领域的渗碳齿轮制造。
背景技术
齿轮钢是特钢领域中用量较大，要求较高的关键材料，广泛应用于机械、交通、能源等领域。齿轮钢的性能要求不仅影响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。齿轮工作环境复杂、恶劣，主要失效形式为啮合面磨损，接触疲劳引起的麻坑剥落、齿根弯曲疲劳而产生裂纹或折断等。通常要求其材料具有良好的强韧性以及耐磨性，故可以通过材料的接触疲劳来反映材料的性能。
Ti作为合金元素中具有控制奥氏体再结晶、细化晶粒和析出强化的作用。Ti加入港中，通过在高温条件下析出的TiN、TiC或者Ti(C、N)来体现其细化晶粒的效用。在相同条件下，TiN会最先析出，然而TiN的过早析出具有聚集长大倾向，会在钢液中形成颗粒较大并带有棱角的TiN夹杂物，不但起不到细化晶粒的作用，反而会成为疲劳源。钢中6μm的TiN夹杂疲劳性能的危害等同于25μm的氧化物夹杂。在冶炼中试验钢是，在LF冶炼后期加入脱氧剂，钢中Ti含量会较高，较易形成TiN夹杂。因此，为了控制试验钢中的TiN夹杂的形成，使其在钢中最大程度的形成弥散细小的夹杂物颗粒，减少对钢材的危害。贺莹莹等人认为，含Ti能够明显降低奥氏体晶粒的长大速率，根据公式拟合确定含Ti钢中的奥氏体迁移能力为72KJ/mol，而不含Ti钢为45KJ/mol，同时含Ti钢生长指数n为0.16，小于不含Ti的0.25。
常规的渗碳工艺存在着工艺周期长，能源消耗、劳动强度大等问题，严重影响了生产效率，成为齿轮制造过程中的瓶颈。未解决上述问题，开展高温渗碳工艺研究是身份必要的，当渗碳温度提高到1050℃时，渗碳扩散系数提高7倍，渗碳时间可由原来的7小时缩短为2-3小时，显著的提高了渗碳工艺事假，提高生产效率。然而，提高渗碳温度势必会带来混晶等渗碳缺陷，导致零件不合格。
中国专利，公开号为CN 106967925A的文献，公开了一种具有细晶粒窄淬透性带宽的高温渗碳齿轮钢，其通过在齿轮钢中添加Al和N，使钢在高温渗碳时钢中AlN阻碍奥氏体晶粒长大，其缺陷是钢中添加Al，易产生大量脆性夹杂物，不利于提高齿轮的疲劳强度，同时，高Al含量使得钢水的浇筑性变差。
中国专利，公布号为CN 109402498A，公布日为2018年08月29日的发明专利公开了一种高温齿轮钢及其制造方法，其通过采用V、Ti微合金化工艺，确保形成足够的V(C、N)及Ti(C、N)析出相钉扎晶界抑制晶粒长大，其奥氏体晶粒度稳定在7.0-8.0级，提高了齿轮使用寿命。该钢的化学成分(重量％)为：C 0.16～0.20％，Si≤0.08％，Mn 0.90～1.10％，P≤0.025％，S 0.015～0.025％，Cr 1.25～1.40％，V 0.02～0.04％，Al 0.008～0.015％，Ti0.015～0.020％，B 0.0005-0.0035，N 0.008～0.015％，T.O≤0.013％其余为Fe及不可避免的杂质。
发明内容
1.要解决的问题
为解决现有技术同时添加Nb和Ti在1040℃渗碳条件下发生混晶现象，本发明提供一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢及其制造方法，本发明通过采用复合微合金化方式，通过添加Ti微合金元素并降低氮含量，减少氮化钛的析出降低TiN对其疲劳性能的影响。使得钢中析出Ti(C、N)和Nb(C、N)等第二相，利用其钉扎晶界来阻止奥氏体晶粒长大。实现齿轮钢高温渗碳的效果，缩短齿轮渗碳热处理工艺时间，降低能源消耗。试样采用1040℃渗碳处理后再保温到880℃进行油淬处理，最后在200℃回火，试样渗碳后奥氏体晶粒度级别≥8.0级。
2.技术方案
为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：
一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢，所述齿轮钢的化学成分配比(按重量百分比)为C：0.18％～0.23％，Si：≤0.15％，Mn：1.20％～1.50％，Cr：1.00％～1.30％，Mo：≤0.20％，Ni：0.10％～0.50％，Nb：0.020％～0.050％，Ti：0.020％～0.060％，P：≤0.010％，S：0.005％～0.035％，B：0.0016％～0.0019％；T.O：≤20ppm，[H]：≤2.0ppm，[N]：30-50ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素，制得的齿轮钢在1040℃渗碳后晶粒度≥8.0级。
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，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0.25％，故确定C含量为0.18～0.23％。实际操作过程中，可以将C含量控制在0.18％～0.21％之间。
Si：Si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含量≤0.15％。Si是脱氧剂，使得渗碳层容易氧化，从而降低渗碳层韧性，降低齿轮疲劳强度。因此为保证脱氧效果和改善渗层韧性。Si含量控制在≤0.15％。实际操作过程中，可以将Si含量控制在0.10％～0.12％之间。
Mn：Mn是有效的脱氧剂和脱硫剂，也是保证淬透性元素。因此，Mn含量应大于1.20％。但过量的Mn会降低渗碳层韧性使齿轮疲劳强度降低。Mn含量控制在1.20％～1.50％。实际操作过程中，可以将Mn含量控制在1.28％～1.33％之间。
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，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。Cr含量控制在，1.00％～1.30％。实际操作过程中，可以将Cr含量控制在1.20％～1.30％之间。
Mo：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≤0.20％。实际操作过程中，可以将Mo含量控制在0.13％～0.20％之间。
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，Ni含量过高会降低热加工后的切削性。故，Ni含量控制在0.10％～0.50％。实际操作过程中，可以将Ni含量控制在0.12％～0.15％之间。
Ti：Ti与C、O、N都有极强的亲和力，其与C、N结合析出的TiN、TiC相有效的阻碍奥氏体晶粒度长大，起到细化晶粒的作用。同时钢中的Ti能够明显降低Ar3(加热时转变为奥氏体的终了温度)温度，降低组织稳定性，有利于马氏体的形成，从而提高试验料的淬透性。钢中析出的碳氮化钛也能够做为NbC的形核点，从而促进含Nb碳化物的析出，增加析出相的体积分数。碳氮化钛耐高温能力较强，在1200℃-1250℃还能保持较细的尺寸，这有利于阻碍齿轮钢在高温时晶粒长大，使得第二相对奥氏体晶界的析出更稳定。因此，Ti含量控制在0.020％～0.060％。实际操作过程中，可以将Ti含量控制在0.33％～0.55％之间。
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。在轧制过程中，细小的碳氮化铌因形变诱导析出，从而达到细化奥氏体晶粒提高钢的强韧性的目的，但过多的Nb会降低钢的淬透性。因此，Nb含量控制在0.020％～0.050％。实际操作过程中，可以将Nb含量控制在0.025％～0.038％之间。
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％。实际操作过程中，可以将P含量控制在0.01％，S可以控制在0.019％～0.020％之间。
[N]：能与Ti、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。同时，钢中形成的细小的TiN颗粒能够有效地阻碍奥氏体在高温条件下长大。但是，TiN属于脆性夹杂，较多的TiN不利于钢的疲劳性能。因此，[N]含量应控制在30-50ppm。因此，N含量控制在30-50ppm。实际操作过程中，可以将[N]含量控制在30-50ppm。
T.O和[H]：T.O在钢中形成氧化物夹杂，控制T.O≤20ppm；[H]在钢中形成白点，严重影响产品性能，控制[H]≤2.0ppm。实际操作过程中，可以将T.O含量控制在15ppm-16ppm。
Dc：钢中第二相粒子阻止高温下奥氏体晶粒粗化的基本原理可由公式Dc＝Ad/f来表示，其中Dc为临界晶粒尺寸，A为比例系数，f为第二相体积分数。通常A值取0.17就可以保证晶粒尺寸的有效控制；而若晶粒在一开始未能被钉扎而处于不断的长大的过程，则不能保证晶粒停止长大，因此A值取0.44比较保险。因此，Dc＝0.44d/f。在高温加热时，为保证奥氏体晶粒尺寸被第二相稳定钉扎Dc值应小于260。
一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)电弧炉冶炼；
(2)LF精炼；
(3)RH真空处理；
(4)连铸；
(5)轧制；
(6)缓冷。
更进一步地，步骤(5)中，钢坯在加热炉的均热温度控制在1230～1280℃、预热、加热和均热总加热时间控制5.0～10.0h。在实际操作过程中，可将均热温度控制在1237～1257℃，总加热时间控制在7.9～8.3h。
更进一步地，步骤(5)轧制过程中，开轧温度控制在1120～1180℃、终轧温度控制在860～900℃。在实际操作过程中，可将开轧温度控制在1121～1137℃，终轧温度控制在868～875℃。
更进一步地，步骤(6)中，轧制后的钢材经过冷床冷却至550～600℃入坑缓冷，缓冷时间≥48h，出坑后进行修磨扒皮。在实际操作过程中，可冷却至559～565℃，总加热时间控制在7.9～8.3h。
更进一步地，将发明钢和对比钢进行模拟渗碳淬火试验，模拟渗碳工艺分别在950℃、980℃、1020℃和1040℃保温1小时、2小时和4小时，再进行淬火。然后按照GB/T 6394标准评定奥氏体晶粒度。
更进一步地，所述齿轮钢采用1040℃渗碳处理后再保温到880℃进行油淬处理，最后在200℃回火，保温时间≥48h。
此外，实际齿轮钢的生产过程中，如均热温度、开轧温度、终轧温度、入坑温度在较小范围内波动，均在误差范围内。
3.有益效果
相比于现有技术，本发明的有益效果为：
(1)本发明的材料在1040℃渗碳后按GB/T 6394检测晶粒度≥8.0级，未发生混晶现象，其原因在于，这是因为Ti(C、N)和Nb(C、N)等析出相，利用其钉扎晶界阻止奥氏体晶粒长大，使其在钢中最大程度的形成弥散细小的夹杂物颗粒，此外，Ti(C、N)和Nb(C、N)的熔点较高，在高温渗碳时还能保持有大量的未熔的Ti(C、N)和Nb(C、N)，阻止晶粒长大，减少混晶现象的发生；
(2)本发明通过加入Nb和Ti，Ti能够明显降低Ar3(加热时转变为奥氏体的终了温度)温度，从而提高试验料的淬透性；碳氮化钛也能够做为NbC的形核点，从而促进含Nb碳化物的析出，增加析出相的体积分数；Nb可提高渗碳温度，实现齿轮钢高温渗碳的效果，缩短齿轮渗碳热处理工艺时间，降低能源消耗；
(3)本发明采用特定成分及合理的制备方法生产的一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢，通过控制氮含量，控制试验钢中的TiN夹杂的形成，使得钢中析出Ti(C、N)和Nb(C、N)等第二相，利用其钉扎晶界阻止奥氏体晶粒长大，使其在钢中最大程度的形成弥散细小的夹杂物颗粒，在1040℃高温渗碳时还能保持有大量的未熔的Ti(C、N)粒子，有效提高齿轮钢高温渗碳性能。
附图说明
以下将结合附图和实施例来对本发明的技术方案作进一步的详细描述，但是应当知道，这些附图仅是为解释目的而设计的，因此不作为本发明范围的限定。此外，除非特别指出，这些附图仅意在概念性地说明此处描述的结构构造，而不必要依比例进行绘制。
图1为实施例1所得在1040℃条件下试验下的晶粒度；
图2为实施例2所得在1040℃条件下试验下的晶粒度；
图3为实施例3所得在1040℃条件下试验下的晶粒度；
图4为对比例1所得在1040℃条件下试验下的晶粒度；
图5为对比例2所得在1040℃条件下试验下的晶粒度。
具体实施方式
下文对本发明的示例性实施例的详细描述参考了附图，该附图形成描述的一部分，在该附图中作为示例示出了本发明可实施的示例性实施例。尽管这些示例性实施例被充分详细地描述以使得本领域技术人员能够实施本发明，但应当理解可实现其他实施例且可在不脱离本发明的精神和范围的情况下对本发明作各种改变。下文对本发明的实施例的更详细的描述并不用于限制所要求的本发明的范围，而仅仅为了进行举例说明且不限制对本发明的特点和特征的描述，以提出执行本发明的最佳方式，并足以使得本领域技术人员能够实施本发明。因此，本发明的范围仅由所附权利要求来限定。
淬透性在齿轮钢的生产和应用中具有重要的作用，渗碳处理后的齿轮具有良好耐磨性和强韧性，淬透性是指钢在一定奥氏体条件下淬火时获得马氏体的能力，影响过冷奥氏体稳定性的主要因素有钢的化学成分、奥氏体均匀性、晶粒大小及奥氏体化状态。高温渗碳过程中，奥氏体晶粒长大的倾向明显，易出现组织粗化，甚至出现“混晶”现象。粗大晶粒使渗碳层碳浓度相对增高，导致脆断抗力显著降低，弯曲强度下降，晶粒粗化还会引起齿轮剥落的脆化因素增加。如钢中含有混晶会导致材料受力时不同晶粒之间受力不均，降低材料的力学性能。
混晶现象与钢中的第二相质点对晶界的钉扎密切相关。当界面能所提供的晶界迁移的驱动力与第二相质点对晶界的钉扎力相等时，晶界就不会发生迁移，晶粒也就不会长大，而钉扎力较界面能小时，晶粒就会发生长大。因此，本发明通过加入Nb和Ti并控制氮含量，使得钢中析出Ti(C、N)和Nb(C、N)等第二相，利用其钉扎晶界阻止奥氏体晶粒长大，使其在钢中最大程度的形成弥散细小的夹杂物颗粒，此外，TiC的熔点为3140℃，TiN的熔点为2950℃，NbC的熔点为3500℃，NbN的熔点为2573℃，因此在1040℃高温渗碳时还能保持有大量的未熔的Ti(C、N)粒子，阻止晶粒长大，减少混晶现象的发生，有效提高齿轮钢高温渗碳性能。
本发明采用特定成分的齿轮钢，共生产3炉本发明钢，并采用电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-连铸-轧制(精整)，连铸坯经过1230～1280℃加热保温≥5h后进行圆钢轧制，开轧温度：1120～1180℃，终轧温度860～900℃，轧后经过冷床冷却至≥650℃入坑缓冷，缓冷时间≥48h。
将圆钢轧制成φ70mm的圆钢，取圆钢样进行模拟渗碳淬火，工艺为：渗碳温度分别为950℃、980℃、1020℃和1040℃，保温1h、2h和4h后进行880℃淬火、200℃回火。
其中表1为本发明实施例化学成分；表2为实验例和对比例未熔析出相含量、析出相平均尺寸和DC值；表3为轧钢生产工艺参数；表4为本发明实施例950℃渗碳后晶粒度级别；表5为本发明实施例980℃渗碳后晶粒度级别；表6为本发明实施例1020℃渗碳后晶粒度级别；表7为本发明实施例1040℃渗碳后晶粒度级别。
表1本发明实施例化学成分(单位：T.O和[N]为ppm，其他为wt％)
Figure BDA0003030139740000071
表2实验例和对比例未熔析出相含量、析出相平均尺寸和DC值
未熔析出相含量f/％ 析出相平均尺寸d/nm Dc
实施例1 1.1 598 239.2
实施例2 1.3 589 199.4
实施例3 1.7 576 149.1
对比例1 0.5 823 724.2
对比例2 0.3 856 1255.5
表2为渗碳温度为1040℃下，实验例和对比例未熔析出相含量、析出相平均尺寸和DC值，其中相较于未同时添加Nb和Ti的试样，添加了Nb和Ti的试样的未熔析出相含量有所增大，且析出相平均尺寸有所减小，说明Nb和Ti的添加在提高析出相含量的同时，使得钢中析出Ti(C、N)和Nb(C、N)等第二相，利用其钉扎晶界阻止奥氏体晶粒长大，使其在钢中最大程度的形成弥散细小的夹杂物颗粒。此外，添加了Nb和Ti的试样的DC值相较于未同时添加Nb和Ti的试样的DC值(临界晶粒尺寸)有所减小，DC值减小，有利于防止奥氏体晶粒长大，避免发生混晶现象。
表3轧钢生产工艺参数
Figure BDA0003030139740000072
Figure BDA0003030139740000081
表4本发明实施例950℃渗碳后晶粒度级别
Figure BDA0003030139740000082
表5本发明实施例980℃渗碳后晶粒度级别
Figure BDA0003030139740000083
表6本发明实施例1020℃渗碳后晶粒度级别
Figure BDA0003030139740000084
表7本发明实施例1040℃渗碳后晶粒度级别
Figure BDA0003030139740000085
Figure BDA0003030139740000091
本发明的试样在1040℃下保温1h、2h和4h均无混晶现象发生，对比例的试样在相同条件下均出现混晶。这是因为Ti(C、N)和Nb(C、N)等析出相，利用其钉扎晶界阻止奥氏体晶粒长大，使其在钢中最大程度的形成弥散细小的夹杂物颗粒，此外，Ti(C、N)和Nb(C、N)的熔点较高，在高温渗碳时还能保持有大量的未熔的Ti(C、N)和Nb(C、N)，阻止晶粒长大，减少混晶现象的发生。
以上仅为本发明的较佳实施例，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本专业的技术人员，在不脱离本申请技术方案的范围内，利用上述揭示的技术内容做出些许的变动或修饰均等同于等效实施案例，均属于技术方案范围内。

Claims (7)

1.一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢，其特征在于，所述齿轮钢的化学成分配比(按重量百分比)为C：0.18％～0.23％，Si：≤0.15％，Mn：1.20％～1.50％，Cr：1.00％～1.30％，Mo：≤0.20％，Ni：0.10％～0.50％，Nb：0.020％～0.050％，Ti：0.020％～0.060％，P：≤0.010％，S：0.005％～0.035％，B：0.0016％～0.0019％；T.O：≤20ppm，[H]：≤2.0ppm，[N]：30-50ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素，制得的齿轮钢在1040℃渗碳后晶粒度≥8.0级。
2.一种根据权利要求1所述一种Nb-Ti微合金化高接触疲劳性能渗碳齿轮钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
(1)电弧炉冶炼；
(2)LF精炼；
(3)RH真空处理；
(4)连铸；
(5)轧制；
(6)缓冷。
3.根据权利要求2所述一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢的制备方法，其特征在于，步骤(5)中，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所述一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢的制备方法，其特征在于，步骤(5)轧制过程中，开轧温度控制在1120～1180℃、终轧温度控制在860～900℃。
5.根据权利要求2所述一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢的制备方法，其特征在于，步骤(6)中，轧制后的钢材经过冷床冷却至600～650℃入坑缓冷，缓冷时间≥48h，出坑后进行修磨扒皮。
6.根据权利要求2所述一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢的制备方法，其特征在于，将制得的齿轮钢进行模拟渗碳淬火试验，模拟渗碳工艺分别在950℃、980℃、1020℃和1040℃保温1小时、2小时和4小时。
7.根据权利要求6所述一种Nb-Ti微合金化耐高温渗碳齿轮钢的制备方法，其特征在于，所述齿轮钢采用1040℃渗碳处理后再保温到880℃进行油淬处理，最后在200℃回火，保温时间≥48h。
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