CN115679198B

CN115679198B - 一种CrMo系齿轮钢及其制造方法

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Publication number: CN115679198B
Application number: CN202110869004.3A
Authority: CN
Inventors: 章军; 赵四新; 高加强
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-07-30
Filing date: 2021-07-30
Publication date: 2024-04-05
Anticipated expiration: 2041-07-30
Also published as: CN115679198A

Abstract

本发明公开了一种CrMo系齿轮钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.205～0.225％，Si：0.20～0.30％，Mn：0.82～0.90％，Cr：1.18～1.26％，Mo：0.22～0.26％，Nb：0.01～0.03％，Al：0.025～0.035％，N：0.0100～0.0160％，S：0.01％～0.025％，Ca：0.001％～0.003％。相应地，本发明还公开了一种上述CrMo系齿轮钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和浇铸：控制结晶器电磁搅拌的频率为2.2‑2.8HZ，电流为295‑305A，末端电磁搅拌的频率为7.5‑8.5HZ，电流为590‑610A；(2)加热；(3)锻造或轧制。本发明所述的CrMo系齿轮钢具有较窄的淬透性带宽，其在至少980℃下高温渗碳条件下的奥氏体晶粒度不粗于6级，其同时具有优良的易切削性能，可用于加工高温渗碳齿轮等，具有良好的推广前景和应用价值。

Description

一种CrMo系齿轮钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种齿轮钢及其制造方法。

背景技术

近年来，随着汽车产业的飞速发展，面对更加广阔的汽车市场，汽车变速器的需求量长久居高不下，整车厂在整车生产效率的提升，对整个产业链生产效率的要求越来越高。

齿轮是汽车变速箱中的一个关键部分，淬透性一直是齿轮钢的关键要求指标之一，淬透性带宽的大小取决于各个位置的组织含量和分布，组织和分布不同很大程度上决定齿轮热处理后的变形量，淬透性带宽越窄，意味着硬度波动越小，证明成分和组织控制越稳定，对齿轮加工后的变形控制越有利，那么在齿轮服役过程中啮合精度提高，齿轮的啮合精度高对噪音的降低十分有利。

然而，目前我国保淬透性结构钢标准GB/T5216-2014对淬透性的要求带宽10HRC以上，汽车行业对淬透性带宽的要求比国标严格，但也仅限于带宽≤7HRC。而日本大同的公开资料显示，大同齿轮钢材料淬透性可达到4HRC。随着汽车行业对汽车齿轮精密加工及装配尺寸公差要求的不断提高，缩小齿轮钢的淬透性带宽成为近年来国内外齿轮钢研究的热点，其已成为行业的大势所趋，特别是一些精度要求高的冷锻齿轮钢更是对淬透性提出苛刻要求。

与此同时，圆钢在加工齿轮的过程中，锻造后需要经过多道次的车削加工，齿轮钢的切削性能就成为了各大加工厂商关注的要点，通常情况下，齿轮钢的冶炼都采用Al进行脱氧，而脱氧产物Al₂O₃是一种硬度极高的物质，由于Al₂O₃极易聚集长大且不易变形，在切削加工过程中经常引起崩刀，不仅影响生产效率，还提高了生产成本。

基于此，针对现有技术的缺陷与不足，本发明期望获得一种新的CrMo系齿轮钢，该CrMo系齿轮钢不仅具有较窄的淬透性带宽，其在至少980℃下的高温渗碳条件下的奥氏体晶粒度不粗于6级，其具备优良的易切削性能，可以广泛应用于高温渗碳齿轮加工过程中，具有良好的推广前景和应用价值。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种CrMo系齿轮钢，该CrMo系齿轮钢采用了合理的化学成分设计，其不仅可以在至少980℃下高温渗碳条件下保持奥氏体晶粒度不粗于6级，还具备较窄的淬透性带宽，其淬透性满足J3：42-46HRC，J5：40-44HRC，J7：37-41HRC，J9：34-38HRC，并且以上各位置处的淬透性带宽均≤4HRC。

此外，该CrMo系齿轮钢还具备优良的易切削性能，其在车削过程中可以有效降低刀具损耗，提高刀具使用寿命，其可以广泛适用于加工高温渗碳齿轮，具有良好的推广前景和应用价值。

为了实现上述目的，本发明提出了一种CrMo系齿轮钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.205～0.225％，Si：0.20～0.30％，Mn：0.82～0.90％，Cr：1.18～1.26％，Mo：0.22～0.26％，Nb：0.01～0.03％，Al：0.025～0.035％，N：0.0100～0.0160％，S：0.01％～0.025％，Ca：0.001％～0.003％。

进一步地，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.205～0.225％，Si：0.20～0.30％，Mn：0.82～0.90％，Cr：1.18～1.26％，Mo：0.22～0.26％，Nb：0.01～0.03％，Al：0.025～0.035％，N：0.0100～0.0160％，S：0.01％～0.025％，Ca：0.001％～0.003％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。

在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，各化学元素的设计原理具体如下所述：

C：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，C元素是影响钢材淬透性的关键元素之一，添加适量的C元素，可以确保钢材具有良好的淬透性和适当的强度，有利于提高钢材加工成最终零件的耐磨性和接触疲劳强度。但需要注意的是，钢中C元素含量提高，会提高钢材的硬度，进而会导致在后续加工过程中材料强度过高，引起齿轮对应位置的淬透性超出设计要求。而当钢中C元素含量太低时，则无法保证钢获得较高的抗拉强度，导致齿轮心部的组织强度偏低，齿轮的抗变形能力降低，使齿轮的疲劳寿命降低。因此，为了实现齿轮钢的窄淬透性，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，将C元素的质量百分含量控制在0.205～0.225％之间。

Si：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，Si元素是铁素体形成元素，其具有较强的固溶强化效果，能够有效提高钢材的强度，提高钢的淬透性和抗回火性。此外，Si是常用的脱氧剂，钢中添加适量的Si元素有利于降低钢中的氧。但需要注意的是，钢中Si元素含量不宜过高，当钢中Si元素含量过高时会降低钢材的塑性。因此，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，将Si元素的质量百分含量控制在0.20～0.30％之间。

Mn：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，Mn元素可以降低相变驱动力△G_γ→α，其可以使奥氏体的等温转变曲线右移，提高钢材的淬透性。需要注意的是，Mn是奥氏体形成元素，其可以降低钢材的Al温度，促进晶粒长大，增大钢材的过热敏感性。Mn是影响齿轮钢淬透性的核心元素，为降低淬透性波动，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，将Mn元素的质量百分含量控制在0.82～0.90％之间。

Cr：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，钢中添加适量的Cr元素，会降低相变驱动力△G_γ→α，阻碍相变时碳化物形核长大，提高钢材的淬透性。但是，Cr元素同时也会促进杂质原子偏聚，增大材料的回火脆性倾向。若钢中Cr元素含量过高，则会形成粗大的碳化物，恶化冷变形性能。此外，Cr能够较大程度地影响齿轮钢淬透性，为降低齿轮钢的淬透性波动范围，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，将Cr元素的质量百分含量控制在1.18～1.26％之间。

Mo：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，Mo元素可以强化铁素体，从而有效提高钢材的淬透性；Mo可以抑制钢中有害元素偏聚，是减轻回火脆性的有效元素。此外，Mo的碳化物稳定不易长大，其能够有效细化晶粒，提高钢材的回火稳定性。但需要注意的是，钢中Mo元素含量不宜过高，Mo元素的合金成本较高，添加过多的Mo会提高材料成本。基于此，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，将Mo元素的质量百分含量控制在0.22～0.26％之间。

Nb：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，Nb属于强碳强氮化物形成元素，Nb元素配合形成的NbC/NbN质点具有稳定性好、弥散分布的特点，其在奥氏体中几乎不溶解，能够有效地阻止晶界迁移，在后续的齿轮高温渗碳条件下，能够有效防止晶粒粗化，确保奥氏体晶粒细化。基于此，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，将Nb元素的质量百分含量控制在0.01～0.03％之间。

Al：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，Al是优良的脱氧剂，Al元素在炼钢过程时还可以形成细小的AlN析出，其可以在随后的冷却过程中抑制奥氏体晶粒长大，从而细化奥氏体晶粒，达到提高钢在低温下的韧性的目的。但需要注意的是，钢中Al元素含量不宜过高，钢中Al元素含量过高会导致较大的Al的氧化物形成，会形成尺寸较大的Al₂O₃夹杂物，粗大的氧化铝硬质夹杂会恶化钢的疲劳性能，也会引起机加工过程中的崩刀限现象。基于此，为了使Al元素发挥其有益效果，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，将Al元素的质量百分含量控制在0.025～0.035％之间。

N：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，N元素在钢中的作用主要是与钢中的Al、Nb等元素形成氮化物，氮化物AlN和NbN在高温条件下不易溶解于奥氏体，因此在高温条件下，AlN和NbN可以弥散分布于奥氏体晶界，阻止奥氏体晶界的迁移，防止奥氏体晶粒粗化。但需要注意的是，钢中N元素含量不宜过高，当钢中N元素含量过高时，会导致其在缺陷处富集量增加，同时会形成粗大的氮化物析出颗粒，影响钢疲劳寿命。基于此，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，将N元素的质量百分含量控制在0.0100～0.0160％之间。

S：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，S元素容易与Mn元素在钢中形成非金属夹杂物MnS，MnS的存在可以产生应力集中源，能使切屑易于折断，从而改善钢材的切削加工性能；同时MnS还具有润滑作用，其本身硬度低，能减少对刀具的磨损。但需要注意的是，钢中S元素含量不宜过高，当S元素含量过高时会产生热脆现象，引起钢坯发生角裂等情况。基于此，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，将S元素的质量百分含量控制在0.01％～0.025％之间。

Ca：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，钢中加入适量的Ca元素，可以形成CaS，CaS附着在Al₂O₃表面，从而改善硬质夹杂物的尺寸和形貌，能够改善材料的易切削性能。但是需要说明的是，钢中Ca元素也不宜过高，高含量的Ca会引起钢种DS类夹杂物(DS类夹杂物是指球形或接近球形，直径≥13μm的单颗粒夹杂物)尺寸超标，对材料的疲劳寿命不利。基于此，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，将Ca元素的质量百分含量控制在0.001％～0.003％之间。

进一步地，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，在其他不可避免的杂质中，各杂质元素含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.012％、Ni≤0.1％、O≤0.003％、B≤0.0004％。

在上述技术方案中，P、Ni、O和B均为钢中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低钢中杂质元素的含量。

其中，杂质元素P能够和Fe结合形成硬脆的Fe₃P相，使得钢在冷加工过程中产生冷脆性，导致钢的塑性变差，受到冲击载荷的作用时发生沿晶断裂，形成较大的解理面，钢中的P元素会在晶界偏聚，降低晶界的结合能，恶化钢的塑性。因此，为了避免钢的脆性变高，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，控制P元素的质量百分含量为P≤0.012％。

此外，杂质元素Ni对钢材的淬透性影响很大，同时Ni属于合金成本较高的元素。因此，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，控制Ni的质量百分含量为Ni≤0.1％。

相应地，杂质元素O可以与钢中的Al和Ti元素形成Al₂O₃、TiO等化合物，因此，为了保证钢组织均匀性，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，控制O的质量百分含量为O≤0.003％。

杂质元素B对材料淬透性的影响极大，B元素会在奥氏体晶界偏聚，奥氏体分解时新相在奥氏体晶界位置难以形核，从而造成奥氏体分解的孕育期增长，从而降低了扩散性相变的速率，有利于马氏体转变，进而提高钢材的淬透性，但是B偏聚的位置不固定，会造成材料的淬透性波动较大。因此，在本发明中，为了保证齿轮钢的淬透性，将B的质量百分含量控制为B≤0.0004％。

进一步地，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，其还含有0＜Ti≤0.008％。

在上述技术方案中，上述的Ti元素可以进一步提高在本发明所述的CrMo系齿轮钢的性能，其化学元素的设计原理如下所述：

Ti：在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，Ti元素可以与钢中的C元素和N元素形成对应的化合物，其中TiN的形成温度为1400℃以上，通常在液相或δ铁素体中析出，从而实现细化奥氏体晶粒的目的。但需要注意的是，若钢中Ti元素含量过高，则会形成粗大的TiN析出，其会导致钢的疲劳性能降低。基于此，在本发明中，可以控制Ti元素的质量百分含量为0＜Ti≤0.008％。

进一步地，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，其具有Al₂O₃·CaO·MnS复合夹杂物。

进一步地，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，所述复合夹杂物的尺寸为3-5μm。

进一步地，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，其微观组织为马氏体。

进一步地，在本发明所述的CrMo系齿轮钢中，其性能满足：

在至少980℃下高温渗碳条件下的奥氏体晶粒度不粗于6级；

淬透性满足J3：42-46HRC，J5：40-44HRC，J7：37-41HRC，J9：34-38HRC，并且以上各位置处的淬透性带宽均≤4HRC。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述CrMo系齿轮钢的制造方法，该制造方法生产简单，采用该制造方法制得的CrMo系齿轮钢淬透性可以满足：J3：42-46HRC，J5：40-44HRC，J7：37-41HRC，J9：34-38HRC，各位置的淬淬透性带宽均≤4HRC。同时，该CrMo系齿轮钢在至少980℃下高温渗碳条件下晶粒不粗于6级，此外在车削过程中可以有效降低刀具损耗。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的CrMo系齿轮钢的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼和浇铸：控制结晶器电磁搅拌的频率为2.2-2.8HZ，电流为295-305A，末端电磁搅拌的频率为7.5-8.5HZ，电流为590-610A；

(2)加热；

(3)锻造或轧制；

在本发明的上述技术方案中，本发明对制造方法进行了优化设计，其在冶炼过程中通过电磁搅拌，可以促进尺寸较大的夹杂物尽快上浮，提升钢液纯净度，防止夹杂物聚集，减小夹杂物尺寸，降低夹杂物对钢材性能的危害，而细小的Al₂O₃由于搅拌弥散分布于钢水中，通过控制Ca含量，在钢中形成CaS、CaO，CaS会优先在细小的Al₂O₃或CaO质点处形核，对Al₂O₃硬质颗粒形成包裹，从而形成尺寸约5μm左右的Al₂O₃·CaO·MnS复合夹杂物，实现对夹杂物的改性，使原来尖锐且硬度高的Al₂O₃表面覆裹着塑性的MnS，有效避免切削过程中硬质Al₂O₃直接与刀具接触，引起刀具崩刃失效。此外，CaS也增加MnS形核质点，降低MnS的异质形核能，提高钢中复合夹杂物比例，也改善了MnS的形态，使MnS呈椭圆状。复合夹杂物的尺寸约为3-5μm，提升钢材易切削性能，避免钢中形成尺寸较大的MnS。

需要注意的是，在本发明所述制造方法的步骤(1)中，冶炼过程中，可以采用电炉或转炉进行冶炼。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，控制真空脱气镇静时间≥10min，中间包钢水过热度为22-38℃，连铸拉坯速度为0.62-0.68m/min。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，控制加热温度为1100～1200℃。

在上述技术方案中，在步骤(2)中，在某些实施方式中，可以控制钢在1100～1200℃的加热温度下加热，并控制保温一段时间，保温时间可以为6小时。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制终轧或终锻温度≥920℃。

本发明所述的CrMo系齿轮钢及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：

(1)本发明所述的窄淬透性冷锻齿轮钢通过合理的化学成分设计，充分利用各种合金元素对相变和微观组织的影响，形成均匀的马氏体组织，进而达到较窄的淬透性波动，改善后续的齿轮热处理变形。

(2)本发明在化学成分设计中通过在钢中加入S元素，使钢中的S与Mn可以形成塑性优良的MnS，MnS夹杂物在加工过程中起到固体润滑剂的作用，降低刀具和工件的摩擦，从而改善钢材的切削加工性能，变得易切削。

(3)本发明对制造方法进行了优化设计，其在冶炼过程中通过电磁搅拌，促进尺寸较大的夹杂物尽快上浮，提升钢液纯净度，防止夹杂物聚集，减小夹杂物尺寸，降低夹杂物对钢材性能的危害，而细小的Al₂O₃由于搅拌弥散分布于钢水中，通过控制Ca含量，在钢中形成CaS、CaO，CaS会优先在细小的Al₂O₃或CaO质点处形核，对Al₂O₃硬质颗粒形成包裹，从而形成尺寸约3-5μm左右的Al₂O₃·CaO·MnS复合夹杂物，实现对夹杂物的改性，使原来尖锐且硬度高的Al₂O₃表面覆裹着塑性的MnS，有效避免切削过程中硬质Al₂O₃直接与刀具接触，引起刀具崩刃失效。此外，CaS也增加MnS形核质点，降低MnS的异质形核能，提高钢中复合夹杂物比例，也改善了MnS夹杂物的形态，使MnS夹杂物呈椭圆状，提升钢材易切削性能，避免钢中形成尺寸较大的MnS。

(4)为了避免齿轮钢在后续的高温渗碳过程中发生晶粒粗化，本发明通过添加Al、Nb和N，保证基体中产生弥散的AlN、NbC和NbN等弥散析出相，从而确保在至少980℃的高温渗碳条件下，NbC、NbN在奥氏体基体中几乎不溶解，弥散分布于奥氏体晶界，从而起到钉扎作用，有效避免奥氏体晶界的迁移，保持奥氏体晶粒细化。

综上所述可以看出，本发明所述的CrMo系齿轮钢采用了合理的化学成分设计并结合优化生产工艺，其不仅可以在980℃下高温渗碳条件下保持奥氏体晶粒度不粗于6级，还具备较窄的淬透性带宽，淬透性满足J3：42-46HRC，J5：40-44HRC，J7：37-41HRC，J9：34-38HRC，并且以上各位置处的淬透性带宽均≤4HRC。

另外，需要说明的是，本发明所述的CrMo系齿轮钢的化学成分和工艺设计合理，其工艺窗口宽松，可以在棒材产线上实现批量商业化生产，具有良好的推广前景和应用价值。

附图说明

图1示意性地显示了实施例5的CrMo系齿轮钢的淬透性曲线。

图2示意性地显示了实施例5的CrMo系齿轮钢中的MnS夹杂物形态。

图3示意性地显示了在500倍的放大倍数下实施例5的CrMo系齿轮钢中的夹杂物能谱分析以及形态。

图4示意性地显示了在1000倍的放大倍数下实施例5的CrMo系齿轮钢中的夹杂物能谱分析以及形态。

具体实施方式

下面将结合说明书附图以及具体的实施例对本发明所述的CrMo系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1-6和对比例1-3

实施例1-6的CrMo系齿轮钢和对比例1-3的对比齿轮钢均采用以下步骤制得：

(1)按照表1所示的化学成分采用电炉或转炉进行冶炼和浇铸：控制真空脱气镇静时间≥10min，中间包钢水过热度为22-38℃，连铸拉坯速度为0.62-0.68m/min；控制结晶器电磁搅拌的频率为2.2-2.8HZ，电流为295-305A，控制末端电磁搅拌的频率为7.5-8.5HZ，电流为590-610A；冶炼完成后进行连续浇铸制得连铸坯，连铸坯截面尺寸320*425mm。

(2)加热：连铸坯热送，热装进加热炉，控制加热温度为1100～1200℃。

(3)锻造或轧制：将方坯轧制成20-50mm圆钢，控制终轧或终锻温度≥920℃。

本发明所述的实施例1-6的CrMo系齿轮钢均采用以上步骤制得，且其化学成分及相关工艺参数均满足本发明设计规范控制要求。而对比例1-3的对比齿轮钢在化学成分设计以及相关制造工艺中，均存在不满足本发明设计规范要求的参数。

表1列出了实施例1-6的CrMo系齿轮钢和对比例1-3的对比齿轮钢中的各化学元素的质量百分比。

表1.(余量为Fe和除了P、Ni、O以及B以外的其他不可避免杂质)

表2列出了实施例1-6的CrMo系齿轮钢和对比例1-3的对比齿轮钢在上述工艺步骤中的具体工艺参数。

表2.

为了验证本发明所述实施例1-6的CrMo系齿轮钢在980℃的高温渗碳条件下仍然可以保证晶粒细化，可以将得到的实施例1-6的CrMo系齿轮钢和对比例1-3的对比齿轮钢取样，并针对各实施例和对比例齿轮钢样品加热到980℃，在980℃保温4h进行水淬，观察各实施例和对比例齿轮钢样品的奥氏体晶粒度，将所得的观察测试结果列于下述表3之中。

表3列出了实施例1-6的CrMo系齿轮钢和对比例1-3的对比齿轮钢的奥氏体晶粒度观察结果。

表3.

如表3所示，在本发明中，实施例1-6的CrMo系齿轮钢在经过980℃保温4h进行水淬后，其奥氏体晶粒度均不粗于6级，其具有细小的晶粒。且对比例1和对比例2的对比齿轮钢中的奥氏体晶粒度也较优，对比例1为7.5级，对比例2为7级。

但是，不同于上述实施例1-6的CrMo系齿轮钢和对比例1-2的对比齿轮钢，由分析可以发现对比例3中，由于Nb元素的含量不足，导致奥氏体保温过程中晶粒度等级明显要比其他实施例和对比例低，证明添加Nb能有效防止980℃渗碳过程中的晶粒粗化问题。

相应地，检测观察完各实施例和对比例齿轮钢在高温渗碳条件下的奥氏体晶粒度后，可以进一步地对实施例1-6的成品CrMo系齿轮钢和对比例1-3的成品对比齿轮钢再次取样，并对各实施例和对比例齿轮钢样品进行淬透性测试，将所得的淬透性测试结果分别列于表4中。

淬透性测试方法：按照国家标准GB/T 225从各实施例钢和对比例齿轮钢样品的热轧圆钢上取样、制样，参考GB/T 5216进行末端淬透性测试(Jominy试验)，控制正火温度910±10℃，淬火温度880±5℃，根据GB/T 230.2进行洛氏硬度测试，得到特定位置的硬度值(HRC)，比如距离淬火末端3mm处的硬度，即J3mm，其它以此类推。

表4列出了实施例1-6的CrMo系齿轮钢和对比例1-3的对比齿轮钢的淬透性测试结果。

表4.

编号	J3mm/HRC	J5mm/HRC	J7mm/HRC	J9mm/HRC
					实施例1	42.6	42.1	37.1	34.8
实施例2	44.6	41.6	38.8	35.1
					实施例3	45.2	43.5	39.2	35.8
实施例4	43.4	43.9	40.3	36.7
					实施例5	45.3	40.7	37.5	37.5
实施例6	43.2	41.5	39.5	36.6
					对比例1	47.6	44.8	40.9	37.3
对比例2	44.6	42.8	39.5	37.1
					对比例3	45.3	43.2	40.6	37.2

注：上表中，关于钢的淬透性的表达，J3mm表示距离淬火末端3mm处的硬度，J5mm表示距离淬火末端5mm处的硬度，J7mm表示距离淬火末端7mm处的硬度，J9mm表示距离淬火末端9mm处的硬度。

由表4可看出，在本发明中，实施例1-6的CrMo系齿轮钢淬透性满足J3：42.6-45.3HRC，J5：40.7-43.9HRC，J7：37.1-40.3HRC，J9：34.8-37.5HRC，各位置的淬透性带宽均≤4HRC。

相应地，对比例2和对比例3的对比齿轮钢也具有较优的窄淬透性带宽。但不同于上述实施例和对比例的齿轮钢，对比例1中C元素含量超出了设计规范的范围，其引起了材料在J3mm淬透性超过了上限46HRC；在J5mm处的淬透性超过了上限44HRC。

需要说明的是，在本发明中，对比例2在化学元素设计时，Ca和S不符合设计要求，Ca和S元素含量对于材料的淬透性没有太大影响，但是对材料的切削性能会产生很大影响，具体可见后续表5中对比例2的车削加工对比结果。

相应地，在本发明中，对比例3在化学元素设计时，主要是Nb元素的含量不足，Nb不是影响淬透性的关键元素，但是Nb是影响晶粒度的关键元素，具体可以参见表3所示的晶粒度实验结果。

此外，为了说明本发明所述的CrMo系齿轮钢还具备优良的易切削性能，其能够有效提高刀具使用寿命，降低刀具损耗，还可以将实施例6的CrMo系齿轮钢的成品圆钢与对比例2的对比齿轮钢的成品圆钢分别置于相同的数控机床上进行车削加工零件。

在加工零件时，控制数控机床的转速为300r/min，在这一条件下针对实施例6和对比例2的钢材进行加工，刀具报废频率情况如下表4所示。

表5列出了加工实施例6的CrMo系齿轮钢和对比例2的对比齿轮钢制得零件时数控机床刀具报废频率(平均值)。

表5.

编号	报废频率(平均值)
		实施例6	3000件/次
对比例2	1500件/次

由表4可以看出，当数控机床采用本发明所述的实施例6的CrMo系齿轮钢制造齿轮零件时，车床刀具的报废频率(平均值)为3000件/次；而当数控机床采用对比例2的对比齿轮钢制造齿轮钢零件时，车床刀具的报废频率(平均值)为1500件/次。由此可见，本发明所述的CrMo系齿轮钢具有相当优异的易切削性能，其可以降低刀具损耗，本案各实施例6中切削刀具使用寿命是对比例2的两倍。

图1示意性地显示了实施例5的CrMo系齿轮钢的淬透性曲线。

如图1所示，图1表示的是一个实施例5的CrMo系齿轮钢试样四个端淬面测试结果。其中，四个端淬面是指每一个端淬圆柱试样，进行磨四个面，每个面均进行J3、J5、J7、J9硬度测试，每个面均进行端淬硬度测试，从而使得每个面均得到一条曲线，曲线代表着不同位置处的硬度测试结果。

如图2所示，图2显示的是实施例5夹杂物的形态及其分布，与标尺进行比对可以发现MnS夹杂物的尺寸为3-5μm。

图4示意性地显示了在1000倍的放大倍数下实施例5的CrMo系齿轮钢中的夹杂物能谱分析以及形态

图3示意性地显示了实施例5的CrMo系齿轮钢中的夹杂物能谱分析以及形态。

图4示意性地显示了实施例5的CrMo系齿轮钢中的夹杂物能谱分析以及形态。

如图3和图4所示，图3表明该位置夹杂物含有Al、O、Mn、S，证明该夹杂物含有Al₂O₃和MnS，属于复合夹杂物；图4表明该位置夹杂物含有Al、O、Ca、S，证明该夹杂物含有Al₂O₃和CaS，属于复合夹杂物，图3和图4是同一个夹杂物的不同位置，说明该夹杂物是Al₂O₃和MnS及CaS的复合夹杂物，证实了本发明夹杂物改性效果明显。需要说明的是，图3和图4中各元素的重量浓度的单位为wt％。

综上所述可以看出，本发明通过合理的化学成分设计并结合优化工艺，可以充分利用各种合金元素对相变和微观组织的影响，得到具有较窄的淬透性波动的CrMo系齿轮钢，其在至少980℃下高温渗碳条件下的奥氏体晶粒度不粗于6级，淬透性满足J3：42-46HRC，J5：40-44HRC，J7：37-41HRC，J9：34-38HRC，并且以上各位置处的淬透性带宽均≤4HRC，与此同时本发明材料还有效提高了易切削性能，提高刀具使用寿命，具有良好的推广前景和应用价值

需要说明的是，本发明所述的CrMo系齿轮钢的化学成分和工艺设计合理，其工艺窗口宽松，可以在棒材产线上实现批量商业化生产，具有良好的推广前景和应用价值。

此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，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

1.一种CrMo系齿轮钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其特征在于，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.205～0.225％，Si：0.20～0.30％，Mn：0.82～0.90％，Cr：1.18～1.26％，Mo：0.22～0.26％，Nb：0.01～0.03％，Al：0.025～0.035％，N：0.0100～0.0160％，S：0.01％～0.025％，Ca：0.001％～0.003％；

所述CrMo系齿轮钢具有Al₂O₃·CaO·MnS复合夹杂物，所述复合夹杂物的尺寸为3-5μm；

所述CrMo系齿轮钢性能满足：

在至少980℃下高温渗碳条件下的奥氏体晶粒度不粗于6级；

淬透性满足J3：42-46HRC，J5：40-44HRC，J7：37-41HRC，J9：34-38HRC，并且以上各位置处的淬透性带宽均≤4HRC；

所述CrMo系齿轮钢在冶炼和浇铸步骤中，控制结晶器电磁搅拌的频率为2.2-2.8Hz，电流为295-305A，末端电磁搅拌的频率为7.5-8.5Hz，电流为590-610A。

2.如权利要求1所述的CrMo系齿轮钢，其特征在于，在其他不可避免的杂质中，各杂质元素含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.012％、Ni≤0.1％、O≤0.003％、B≤0.0004％。

3.如权利要求1所述的CrMo系齿轮钢，其特征在于，其还含有0＜Ti≤0.008％。

4.如权利要求1所述的CrMo系齿轮钢，其特征在于，其微观组织为马氏体。

5.如权利要求1-4中任意一项所述的CrMo系齿轮钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：

(2)加热；

(3)锻造或轧制。

6.如权利要求5所述的制造方法，其特征在于，在步骤(1)中，控制真空脱气镇静时间≥10min，中间包钢水过热度为22-38℃，连铸拉坯速度为0.62-0.68m/min。

7.如权利要求5所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，控制加热温度为1100～1200℃。

8.如权利要求5所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制终轧或终锻温度≥920℃。