CN115418567B

CN115418567B - 一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢及其制造方法

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Publication number: CN115418567B
Application number: CN202211053387.8A
Authority: CN
Inventors: 汪开忠; 胡芳忠; 金国忠; 杨少朋; 杨志强; 陈世杰; 何云龙
Original assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2022-08-31
Filing date: 2022-08-31
Publication date: 2024-01-19
Anticipated expiration: 2042-08-31
Also published as: CN115418567A

Abstract

本发明公开了一种Nb‑Ti‑B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢及其制造方法，属于齿轮钢技术领域。本发明的齿轮钢，其组分包括以下重量百分比的化学成分：C：0.22‑0.26％，Si：≤0.10％，Mn：0.30‑0.50％，Cr：0.80‑0.90％，Mo：0.30‑0.50％，Ni：0.30‑0.50％，Al：0.030～0.050％，Nb：0.020～0.050％，Ti：0.030～0.080％，B：0.0035～0.0050％；P：≤0.010％，S：≤0.015％，T.O：≤10ppm，[N]：90～160ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素，采用电弧炉冶炼‑LF精炼‑RH真空处理‑连铸‑轧制‑缓冷制造得到。本发明的齿轮钢，其抗拉强度1250～1500MPa，屈服强度1000～1200MPa、断后伸长率≥20％、断面收缩率≥35％、室温冲击功(U2)≥80J，按GB/T 6394进行980℃高温渗碳晶粒度检验奥氏体晶粒度≥9.0级，内氧化层深度≤20μm。

Description

一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢及其制造方法

技术领域

本发明属于齿轮钢技术领域，涉及一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢及其制造方法，适用于制造高品质汽车零部件用钢。

背景技术

汽车齿轮是汽车传动系统的重要组成部分，渗碳技术是齿轮表面硬化处理的主要工艺技术。常规渗碳工艺存在工作周期长，能源消耗、劳动大等问题，严重影响生产节奏。传统渗碳工艺是将齿轮加热到930℃，然后进行渗碳处理。研究表明，当渗碳温度由930℃提高到1050℃时，在获得相同渗碳层的条件下，渗碳时间降低70％。高温渗碳工艺成为汽车制造领域的重要节能减排技术。

中国专利CN10256025A公开了一种耐高温真空渗碳齿轮钢，通过将Al/N比控制在0.6～1.8范围内，满足该齿轮钢耐高温渗碳的目的，但是该钢种在钢水冶炼时容易产生Al2O3，引起水口蓄瘤，且文献(马莉等，特殊钢，2008,29(4)：28-30)指出，温度在970℃～1050℃时，仅添加Al、N不能防止奥氏体晶粒的粗化。

中国专利CN102560255A、CN101319294A、CN101603151A和CN101096742A公布了一种渗碳齿轮钢(渗碳温度930℃)及其制造方法，通过钢中Nb、Ti和Al的作用，但是在更高温度下微合金元素的作用未提及。

在高温渗碳过程中，除了在表面形成氧化物以外，氧可能溶解并进入合金内部，并与合金中较活泼的元素发生氧化反应而形成颗粒状氧化物沉淀，称之为内氧化。齿轮在较长时间的运行过程中，内氧化沉淀物成为疲劳源，最终导致零件疲劳失效；此外，内氧化后的区域合金元素减少，导致合金元素分布不均匀和淬透性下降，从而提高齿轮渗碳变形量和传动噪声。文献《渗碳齿轮内氧化控制技术研究》和《渗碳淬火工艺对12Cr2Ni4钢内氧化级别的影响》均研究了渗碳工艺对内氧化行为的影响，但是未从元素配比角度去考虑如何减小氧化质点。文献《渗碳齿轮内氧化控制技术研究》指出氧化元素Si、Cr、Mn是与内氧化层深度成正比例关系，而Ni、Mo几乎没有影响，但是文中并未对T.O含量做限定，且文献中试验钢为真空感应炉冶炼。

综上所述，目前还没有一种耐980℃高温渗碳、低内氧化齿轮钢并适合电炉生产的齿轮钢。

发明内容

1.要解决的问题

针对现有齿轮钢的以上问题，本发明通过提高渗碳温度，优化合金元素配比，实现了一种耐980℃高温渗碳、低内氧化且适合电炉生产的齿轮钢及其制造方法。

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：

其一，本发明提供了一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.22-0.26％，Si：≤0.10％，Mn：0.30-0.50％，Cr：0.70-0.90％，Mo：0.30-0.50％，Ni：0.30-0.50％，Al：0.030～0.050％，Nb：0.020～0.050％，Ti：0.030～0.080％，B：0.0035～0.0050％；P：≤0.010％，S：≤0.015％，T.O：≤10ppm，[N]：90～160ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

通过对其组分体系及其配比进行优化设计，从而得到耐980℃高温的渗碳齿轮钢，其抗拉强度1250～1500MPa，屈服强度1000～1200MPa、断后伸长率≥20％、断面收缩率≥35％、室温冲击功(U2)≥80J，按GB/T 6394进行980℃高温渗碳晶粒度检验，奥氏体晶粒度≥9.0级，内氧化层深度≤20μm。

需要说明的是，本发明提供的齿轮钢成分中，各成分作用及其含量控制如下：

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，并且成本较低，为了保证齿轮钢有足够的强度和足够的淬透性，需要足够的C含量，并且适量的碳含量有利于固定钢中的微合金元素，避免渗碳过程中被氧化。但过高的碳含量会影响钢的韧性，反而不利于钢的疲劳性能，故确定碳含量范围0.22-0.26％。

Si：Si是强氧化性元素，能够提高C的活性，但Si是易内氧化元素。文献指出，渗碳过程中，由表面到心部，依次形成Cr的氧化物、Mn的氧化物和Si的氧化物，而Si的氧化物是最难祛除的，因此，为了避免内氧化对材料疲劳性能的影响，因尽可能低的降低材料的Si含量，并制定与之相匹配的冶炼工艺，故Si含量控制在≤0.10％。

Mn：Mn可以扩大奥氏体相区，并且稳定奥氏体组织，提高钢的淬透性，因此Mn含量≥0.30％。但是过量的Mn会降低钢的塑性和韧性，且Mn是易氧化元素，较高的Mn含量容易导致渗碳过程中产生内氧化行为，因此Mn含量应≤0.50％，Mn含量控制在0.30-0.50％。

Cr：Cr可提高钢的淬透性及强度，Cr在钢种和碳结合，形成碳化物，由于齿轮钢淬火后低温回火，并无大块的碳化物析出，均以细小的碳化物析出，析出的碳化物在马氏体板条间富集，抑制板条在应力下移动，马氏体中的位错可以缠结，提高强度和抗疲劳性能，故Cr含量≥0.70％，但Cr同样为易氧化元素，在渗碳过程中易产生氧化现象，降低渗碳层性能，故Cr的含量不能高于0.90％。Cr含量控制在0.70～0.90％。

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。且Mo元素为不易氧化元素，可有效遏制渗碳过程中内氧化行为。因此，控制Mo含量为0.30～0.50％。

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在本项目中另一个作用是提高层错能，位错跨过势垒提高，提高抗扭转性能，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0.30～0.50％。

Al：Al是有效的脱氧剂，且能形成AlN细化晶粒，Al含量低于0.030％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。因此在炼钢过程中对Al的加入时机加以调整，保证Al含量应控制在0.030～0.050％。

Ti：Ti是一种廉价的合金元素，它能与钢中C、N形成Ti(C、N)等纳米析出相，该类型细小的析出相溶解温度较高，当齿轮钢高温渗碳时(≥980℃)时，不易被溶解，仍然能够起到钉扎作用，因此Ti含量≥0.030％；但是，Ti易与钢中N反应，生成尖角状夹杂物TiN，导致钢的韧性和疲劳寿命下降，因此钢中Ti含量≤0.080％。综上所述，Ti含量控制在0.030～0.080％。

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％。

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≤0.015％。

T.O：T.O是钢中夹杂物和内氧化点的主要来源，因此，对钢中氧的控制是决定齿轮钢性能的关键，故T.O≤10ppm；

B:B偏聚到晶界提高晶界强度和高温塑性、淬透性。另外，少量的B能够改善渗层的韧性，从而提高材料的接触疲劳寿命，因此B含量应大于0.0035％；但是较高的B会促进钢中形成铁素体，使得钢的强度下降，因此B含量小于0.0050％。为使B达到最佳的效果，还应避免所含B与[N]结合形成BN而不能起到以上作用。因此，B含量应控制在0.0035～0.0050％。

[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]会与钢中Ti反应，导致钢的韧性和疲劳寿命下降。因此，[N]含量应控制在90～160ppm。

作为本发明的进一步优选，本发明的齿轮钢为超低Si钢，以降低渗碳过程中齿轮钢的内氧化行为。为了避免齿轮钢淬透性不足及析出相尺寸控制问题，在钢中添加少量的Ni、B，并适当提高钢中Mn、Cr含量，以提升钢的淬透性。因此，为了达到最佳的合金化效果，各元素之间应该满足以下公式：X＝Cr/13+Mn/15+Si/10+10*T.O-Mo*3-Ni*6-Nb*10-Ti*1，50≤X≤100。

其二，本发明提供的一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢的制备方法，包括以下步骤：电弧炉冶炼-炉外精炼-真空脱气处理-圆坯连铸-轧制(精整)。

在电炉冶炼过程中，通过电炉的强脱氧能力在电炉冶炼时对Mn、Cr元素含量进行控制，从而降低成品钢中的氧含量；利用电炉的强脱氧能力，在电炉冶炼阶段添加含Cr、Mn合金，并调至目标值；

在炉外精炼过程中喂Al线，这样既可以保证铝含量，也能防止钢中含Al夹杂物过多，避免水口蓄瘤；

在真空脱气过程中，真空度≥40Pa，真空脱气时间≥30min。

在棒材轧制过程中，钢坯在加热炉内的残氧含量≤2％。

采用980℃渗碳温度进行渗碳处理，渗碳热处理后在860℃进行油淬处理，待零件冷却至室温后进行低温回火，回火温度为180℃。

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为本发明实施例1的渗碳后晶粒度；

图2为本发明实施例2的渗碳后晶粒度；

图3为本发明实施例3的渗碳后晶粒度；

图4为本发明对比例1的渗碳后晶粒度；

图5为本发明对比例2的渗碳后晶粒度；

图6为本发明对比例3的渗碳后晶粒度；

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。

实施例1-3为采用本发明采用特定成分和特定冶炼工艺的齿轮钢，对比例1～2为采用本发明成分，但是不采用特定冶炼工艺的齿轮钢，对比例3为按照GB/T 3077标准要求并采用常规的冶炼、轧制工艺进行生产的20CrMo。实施例与对比例其他冶炼及轧制生产工艺均相同。

表1本发明实施例化学成分(单位：T.O、[N]为ppm，其它为wt％)

实施例	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Ni	Al	Ti	Nb	B	[N]	T.O	X
																实施例1	0.24	0.07	0.35	0.007	0.005	0.83	0.35	0.36	0.035	0.036	0.027	0.0039	97	7	66.6
实施例2	0.26	0.06	0.43	0.009	0.007	0.85	0.37	0.39	0.037	0.052	0.032	0.0043	93	7	66.3
																实施例3	0.22	0.03	0.48	0.008	0.008	0.90	0.42	0.42	0.043	0.073	0.043	0.0048	93	6	55.8
对比例1	0.24	0.10	0.42	0.009	0.010	0.86	0.32	0.45	0.032	0.056	0.039	0.0042	100	12	116.0
																对比例2	0.26	0.10	0.40	0.008	0.010	0.87	0.43	0.43	0.034	0.063	0.046	0.0046	95	15	145.7
对比例3	0.21	0.25	0.60	0.010	0.010	1.0	0.20	/	0.030	/	/	/	100	18	179.5

表2为本发明实施例经过980℃高温渗碳6h的奥氏体晶粒度级晶粒尺寸检验，由表2能够看出，本发明实施例1～3和对比例1～2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14.8～15.8μm，对比例3所述齿轮钢经高温渗碳后，晶粒度在8.0～8.5级，晶粒尺寸21.6μm。实施例内氧化层深度为12～15μm，而对比例内氧化层深度为23～43μm。

表2本发明实施例与对比例高温渗碳后晶粒度级别、晶粒尺寸与内氧化层深度

实施例	晶粒度/级	晶粒尺寸/μm	内氧化层深度/μm
				实施例1	9.0	15.2	12
实施例2	9.0	14.8	15
				实施例3	9.0	15.8	18
对比例1	9.0	14.3	23
				对比例2	9.0	15.9	26
对比例3	8.0	21.6	43

表3为本发明实施例与对比例按照调质处理后力学性能和疲劳性能统计表，热处理制度为：830℃油冷，180℃空冷。其抗拉强度1250～1500MPa，屈服强度1000～1200MPa、断后伸长率≥20％、断面收缩率≥35％、室温冲击功(U2)≥80J，按GB/T 6394进行980℃高温渗碳晶粒度检验奥氏体晶粒度≥9.0级，内氧化层深度≤20μm。

表3实施例与对比例力学性能和疲劳性能

由图1-2和表1-表3可知，本发明钢通过合金成分设计，合理的生产工艺控制，提出了一种耐高温渗碳低内氧化齿轮用钢及生产工艺，经过980℃高温渗碳后奥氏体晶粒度≥9.0级，同时本发明在20CrMo钢的基础上，通过微合金化元素Nb、Ti、Al对晶界的钉扎作用，抑制奥氏体晶粒在高温渗碳过程中长大，并且通过适量的B元素，一方面提升钢的淬透性，另一方面通过B的晶界净化作用，防止渗碳过程中晶界附近元素富集。此外，本专利充分考虑到了渗碳过程中内氧化现象，并提出超低Si、超低O的合金化思路和利用电炉的超强脱氧能力进行氧含量控制。

Claims

1.一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢，其特征在于：包括以下重量百分比的化学成分：C：0.22-0.26％，Si：≤0.10％，Mn：0.30-0.50％，Cr：0.70-0.90％，Mo：0.30-0.50％，Ni：0.30-0.50％，Al：0.030～0.050％，Nb：0.020～0.050％，Ti：0.030～0.080％，B：0.0035～0.0050％；P：≤0.010％，S：≤0.015％，T.O：≤10ppm，[N]：90～160ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素；

其组分满足以下公式：X＝Cr/13+Mn/15+Si/10+10*T.O-Mo*3-Ni*6-Nb*10-Ti*1，50≤X≤100；

其抗拉强度1250～1500MPa，屈服强度1000～1200MPa、断后伸长率≥20％、断面收缩率≥35％、室温冲击功KU₂≥80J，按GB/T 6394进行980℃高温渗碳晶粒度检验奥氏体晶粒度≥9.0级，内氧化层深度≤20μm。

2.根据权利要求1所述的一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：电弧炉冶炼-炉外精炼-真空脱气处理-连铸-轧制-缓冷。

3.根据权利要求2中所述的一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢的制造方法，其特征在于，在电弧炉冶炼阶段添加含Cr、Mn合金，并调至目标值。

4.根据权利要求2中所述的一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢的制造方法，其特征在于，在炉外精炼的过程中喂Al线。

5.根据权利要求2中所述的一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢的制造方法，其特征在于，在真空脱气处理时，真空度≥40Pa，真空脱气时间≥30min。

6.根据权利要求2中所述的一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢的制造方法，其特征在于，在轧制阶段加热过程中，钢坯在加热炉内的残氧含量≤2％。

7.根据权利要求2中所述的一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢的制造方法，其特征在于，采用980℃渗碳温度进行渗碳处理，渗碳热处理后在860℃进行油淬处理，待零件冷却至室温后进行低温回火，回火温度为180℃。