CN115725894B - 一种具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
一种具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢及其制造方法，其成分质量百分比为：C 0.16～0.22％，Si 0.10～0.50％，Mn 0.3～0.9％，P≤0.015％，S≤0.01％，Cr 0.05～0.30％，Ni 1.3～2.3％，Mo 0.3～0.8％，Cu≤0.20％，Al 0.015～0.030％，N 0.007～0.015％，Nb 0.008～0.025％，余量为Fe和其它不可避免的杂质；且，还需同时满足：1.3≤Ni/(1.5Mo+Mn‑1.8Cr)≤2.0；2.0≤Al/N≤2.5，Nb/Al≥0.3且0.02％≤(0.87Nb+N)≤0.033％。其制造方法包括冶炼、铸造、加热和轧制等工序。本发明获得的齿轮钢经过980℃高温渗碳后奥氏体晶粒度为7～8级；经过1000℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度大于6级；室温冲击功Akv≥100J，‑40℃冲击功Akv≥80J，具有较高的室温和低温冲击韧性，可广泛用于严寒条件下工程机械等需要高强韧钢材的场合。
Description
技术领域
本发明属于渗碳齿轮钢制造领域，涉及一种具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢及其制造方法。
背景技术
随着汽车、高铁等产业制造技术和材料生产技术的进步，高速度、高载重量、低噪声和轻量化发展，对汽车齿轮用特殊钢提出了更高的要求。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。
目前应用较多的重载齿轮钢主要有CrMo系齿轮钢、CrNi系齿轮钢和CrNiMo系齿轮钢。CrMo系齿轮钢其最大优点是热处理变形小，是齿轮钢中用量较大的钢号，适用于中重型载重汽车的后桥传动齿轮、发动机齿轮等；CrNi系齿轮钢主要用于重型载重汽车和大型客车的变速箱齿轮和后桥传动齿轮；CrNiMo系齿轮钢用于中重型载重车和大型客车的变速箱齿轮。NiMo系齿轮钢降低了钢中的Cr元素含量，提高了Ni元素含量，使齿轮钢具有更好的冲击韧性，适用于高寒区域的汽车等传动系统齿轮。
为提高性能，齿轮钢大多需要渗碳处理，需要在高温下长时间保温，消耗的能源多、效率低。因此目前多采用提高渗碳温度来缩短渗碳时间，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。近年来，工业大生产较成熟的高温渗碳设备可满足960-980℃渗碳的条件。尽管高温渗碳技术可提高渗碳效率节约能源，但对渗碳齿轮钢也提出了更高的要求。高温渗碳时奥氏体晶粒很容易长大，造成组织粗化，影响齿轮的使用寿命。因此控制奥氏体晶粒对渗碳齿轮钢来说尤为重要。传统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。
目前控制高温渗碳奥氏体晶粒长大的方法主要是添加微合金化元素Nb、Ti。
如中国专利CN201810775502.X公开了“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％，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到1000℃及以上。但Nb、Ti含量过高容易导致析出相在高温下析出聚集，弱化钉扎晶界的效果，而且对淬透性产生不利影响。
中国专利CN201210219885.5公开了“一种晶粒细化的齿轮钢(20CrMnBAlN))及其生产工艺”，其成分为C：0.14～0.22％、Si：0.20～0.35％、Mn：0.80～1.15％、Cr：0.80～1.25％、Al：0.030～0.060％、P≤0.035％、S：0.015～0.030％、B：0.0005～0.030％、0.080％≤N≤0.0140％、Ni≤0.30％、Mo≤0.30％、Cu≤0.20％，该成份与20CrMnTi相近，通过添加较高的Al以及B、N元素来细化晶粒，改善疲劳特性，但B是对淬透性非常敏感的元素，B含量的微小变化会引起淬透性较大的波动，因此齿轮钢中加入B元素不利于齿轮钢淬透性带宽的控制，且当Al＞0.033％会造成中间包水口堵塞，对连铸生产不利。钢中添加微合金还可以提高钢的强度。
中国专利CN201410366719公开了“一种高强度高韧性齿轮钢及其制造方法”，其成分质量百分比为：C：0.14～0.22％，Si：0.15～0.35％，Mn：0.45～0.75％，Cr：1.00～1.35％，Ni：2.80～3.20％，Mo：0.15～0.35％，V：0.08～0.15％，Nb：0.08～0.15％，N≤0.002％，O≤0.0015％，通过添加较高含量的Nb、V元素提高强度，使抗拉强度Rm≥1280MPa，冲击功Akv≥98J，采用真空感应熔炼和真空自耗冶炼工艺，钢中的N元素含量极低，很难采用传统的连铸工艺经济性的生产。
综上，国内外有关高温渗碳齿轮钢控制晶粒长大的技术普遍采用添加微合金元素形成碳化物析出相来阻碍晶粒长大。但微合金元素Nb、Ti含量较高时，其析出相会使奥氏体中固溶的C含量下降，从而降低钢的淬透性，对齿轮钢的淬透性控制不利，而且容易在高温渗碳过程中析出大颗粒形状尖锐的Nb、Ti碳氮化物。对于NiMo系重载齿轮，对这种形状尖锐的大颗粒析出物格外敏感，会严重影响齿轮的冲击韧性和疲劳寿命。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢及其制造方法，所述齿轮钢拥有细晶强化效果，确保齿轮钢经过980℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度为7～8级；经过1000℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度大于6级；还具有较高的室温和低温冲击韧性，室温冲击功Akv≥100J，-40℃冲击功Akv≥80J，满足重载齿轮材料的要求，主要适用于制造汽车传动系统齿轮，亦可用于制造其它大规格齿轮零件。
为达到上述目的，本发明的技术方案如下：
一种具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢，其化学成分质量百分含量为：C：0.16～0.22％，Si：0.10～0.50％，Mn：0.3～0.9％，P≤0.015％，S≤0.01％，Cr：0.05～0.30％，Ni：1.3～2.3％，Mo：0.3～0.8％，Cu≤0.20％，Al：0.015～0.030％，N：0.007～0.015％，Nb：0.008～0.025％，其余为Fe和其它不可避免杂质；上述元素含量需同时满足如下关系：
1.3≤Ni/(1.5Mo+Mn-1.8Cr)≤2.0；
2.0≤Al/N≤2.5；
Nb/Al≥0.3；
0.02％≤(0.87Nb+N)≤0.033％。
进一步，所述的其它不可避免的杂质中O≤0.0020％，H≤0.0002％，B≤0.0010％，V≤0.02％，Ti≤0.01％。
本发明所述齿轮钢中生成AlN和Nb(C,N)析出相中，20～120nm的AlN和Nb(C,N)析出相占比大于85％，且Nb(CN)与AlN析出相质量比大于0.3。
本发明所述齿轮钢经过980℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度为7～8级；经过1000℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度大于6级。
本发明所述齿轮钢的室温冲击功Akv≥100J，-40℃冲击功Akv≥80J。
在本发明所述齿轮钢成分设计中：
碳(C)：C是钢中所必需的成分，同时其也是影响钢的淬透性最主要的元素之一。渗碳齿轮钢需要具有高表面强度的同时也需要足够的心部冲击韧性，当钢中C元素含量太低时，低于0.12％时，钢材的强度不足，且不能满足良好的淬透性要求；相应地，钢中C元素含量也不宜太高，当钢中C元素含量太高时，无法满足齿轮心部韧性的需求。因此，本发明中将C含量控制在0.16～0.22％之间。
硅(Si)：Si元素能溶入铁素体，使铁素体强化，提高钢的强度、硬度、耐磨性和弹性及弹性极限。但同时，Si含量过高时会增加钢的脆性。基于此，本发明中将Si含量控制在0.10～0.50％之间。
锰(Mn)：Mn是影响钢淬透性的主要元素之一，可以强烈增加钢的淬透性，还能减低钢的红韧性。Mn能溶入铁素体，提高钢的强度和硬度，并使钢材在热轧后冷却时得到片层较细、强度较高的珠光体。而当钢中Mn元素含量过高时，则会使钢材的热塑性变差。因此，本发明中将Mn含量控制在0.3～0.9％之间。
铬(Cr)：Cr可以显著提高钢的淬透性以及强度、耐磨性等性能。Cr还可以防止加热、轧制和热处理过程中的脱碳，但是过高的Cr会明显降低淬火及回火钢材的韧性，形成粗大的沿晶界分布的碳化物。因此，本发明中将Cr含量控制在0.05～0.30％之间。
镍(Ni)：Ni是本发明钢中添加的主要合金元素之一，在钢中以固溶形式存在，可以有效提高钢的低温冲击性能。但Ni是贵重合金元素，本发明中将Ni含量控制为1.3～2.3％之间。
钼(Mo)：作为中强碳化物形成元素可以强烈地阻碍碳化物的形核和长大，同时还可以有效提高淬透性，钼与锰的联合作用，又可以显著提高奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性。Mo元素能够推迟珠光体转变，促进针状铁素体组织的形成，通过添加适量的Mo能够有效抑制带状组织的形成，但过高的Mo会增加冶炼成本。因此，本发明中将Mo含量控制在0.3～0.80％。
铝(Al)：Al属于细化晶粒元素，与N元素形成AlN可以进一步细化晶粒，提高钢材的强度和韧性。但钢中Al元素含量不宜过高，过高易增加钢中夹杂物产生的机会，影响钢的浇铸性能，而且会损害钢的韧性。因此，本发明中将Al含量控制在0.015～0.03％之间。
氮(N)：N为间隙原子，可以与钢中的Al、Nb等微合金结合形成MN型析出物，在高温下能够钉扎晶界，抑制奥氏体晶粒长大。当钢中N元素含量较低时，形成的MN少，所起到的钉扎作用不明显；而当钢中N元素含量过高时，会在钢中过早析出富集，降低抑制晶粒长大效果，降低钢的韧性。因此，本发明中将N含量控制在0.007～0.015％之间。
铌(Nb)：Nb元素加入钢中，能够形成细小析出相，从而起到对钢再结晶的抑制作用，可以有效细化晶粒。当钢中Nb含量过高时，在高温回火过程中会形成粗大的NbC颗粒，反而降低钢材的冲击韧性。因此，本发明中将Nb含量控制在0.008～0.025％之间。
铜(Cu)：Cu可以提高钢材的强度，有利于提高钢材的耐候性及耐腐蚀能力。钢中Cu元素含量不宜过高，如果钢中Cu含量过高，则在加热过程中会富集在晶界，导致晶界弱化以致开裂。因此，本发明中将Cu含量控制为Cu≤0.20％。
进一步地，在本发明所述齿轮钢中，在不可避免的杂质中，各杂质元素含量满足下述各项要求：P≤0.015％、S≤0.010％，O≤0.0020％，H≤0.0002％，B≤0.0010％，V≤0.02％，Ti≤0.01％。
在本发明所述齿轮钢的成分设计方案中，P、S、O、H、B、V及Ti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。
在本发明所述齿轮钢的成分设计方案中，控制钢中主要元素Ni、Mo、Mn、Cr的元素含量配比满足以下关系式：1.3≤Ni/(1.5Mo+Mn-1.8Cr)≤2.0。Ni元素作为本发明钢中的主元素，在提高钢的强度同时提高钢材的冲击韧性，实现强度和冲击韧性的良好匹配；Mo、Mn元素搭配可以显著提高奥氏体的稳定性，推迟珠光体转变，促进针状铁素体组织的形成，细化组织，改善钢的冲击韧性；Cr在本发明钢中会产生淬火及回火脆性，不利于钢的冲击性能，但对钢的淬透性有利。通过上述公式的控制可以改善钢的过热敏感性和回火脆性，从而获得优良的冲击性能，同时，避免Mo和Mn含量过量导致钢的韧性降低；所得钢板的室温冲击功Akv≥100J，-40℃冲击功Akv≥80J。
本发明还规定了Al、Nb、N元素的含量范围，同时又规定了上述三种元素需要同时满足：2.0≤Al/N≤2.5；Nb/Al≥0.3；0.020％≤(0.87Nb+N)≤0.033％，用于细化晶粒，通过元素配比和含量来控制析出相的尺寸、数量和比例，齿轮钢中生成AlN和Nb(C,N)析出相，其中20～120nm的AlN和Nb(C,N)析出相占比大于85％，且Nb(CN)与AlN析出相质量比大于0.3，抑制渗碳过程中奥氏体晶粒的长大。
经过研究发现，钢中Al/N值超过2以后，钢中可以形成的AlN粒子数量主要由N元素含量决定。钢中Al/N值超过2.5以后，钢中多余的Al元素会提高AlN粒子的析出温度，从而导致钢在高温冷却过程中过早析出，形成大颗粒的析出物，降低细化晶粒的效果，钢中Al/N值低于2，则不能充分发挥N元素形成AlN粒子析出的作用。因此，本发明中规定了2.0≤Al/N≤2.5，并结合Al、N元素含量的设定，既能使发明钢中N元素充分形成AlN粒子析出，又能使AlN粒子的析出温度从1170℃左右降低到1120℃左右，较低的析出温度可以使AlN粒子的析出更加细小弥散，抑制晶粒长大的效果更好。
本发明钢在加热到980～1000℃进行高温渗碳时，钢中约有18～25％的AlN粒子溶解到奥氏体中，且AlN粒子的溶解最先在晶界处发生，导致使用AlN粒子抑制奥氏体晶粒长大效果不佳，容易产生混晶现象。因此，本发明中还添加了Nb元素，形成的Nb(CN)粒子与AlN粒子相比具有更高的溶解温度，可以与AlN粒子共同起到抑制渗碳过程中奥氏体晶粒长大的作用。
本发明中同时控制Nb/Al≥0.3和0.02％≤(0.87Nb+N)≤0.033％，其目的在于控制钢中AlN粒子和Nb(CN)粒子的析出相数量和析出相比例，确保钢中析出的Nb(CN)粒子和AlN粒子能够相互作用，共同抑制高温渗碳过程中奥氏体晶粒长大，确保发明钢经过980℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度为7～8级；经过1000℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度大于6级，避免奥氏体晶粒长大产生混晶的影响。
本发明所述的具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、浇铸
按上述化学成分进行冶炼、浇铸；
2)加热
加热温度：1130～1250℃，加热温度为1130～1150℃时，保温时间为10～12h，加热温度每提高20℃，对应的保温时间减少1～2h；
3)轧制
采用一火成材工艺或两火成材工艺将铸坯轧制成成品尺寸；其中，
所述一火成材工艺的开轧温度≥1050℃，终轧温度≥850℃；
所述两火成材工艺中的开轧温度≥1050℃，终轧温度≥850℃；中间坯加热温度为1100～1200℃，保温时间3～10h；开轧温度≥1030℃，终轧温度≥850℃；
4)轧制后空冷或缓冷、矫直或热处理、剥皮。
进一步，步骤1)中，冶炼过程采用电炉或转炉冶炼、LF精炼、VD或RH真空处理。
进一步，步骤1)中，所述浇铸采用模铸或连铸，所述模铸烘烤温度≥180℃；所述连铸工艺中，中间包烘烤温度≥1050℃，烘烤时间≥4h，中间包钢水过热度15～35℃，缓冷时间≥24h。
进一步，所述铸坯轧制前采用高压水除鳞去除表面氧化皮。
进一步，轧制后成品为棒材，轧制后产品尺寸规格范围为Φ30～150mm。
本发明所述齿轮钢的制造工艺设计中：
冶炼可以采用电炉或转炉冶炼，并经过LF及VD或RH真空精炼处理，成分满足要求后出钢。后续采用模铸或连铸工艺浇铸成锭坯。模铸时锭模烘烤温度≥180℃，保证锭模干燥及防止铸锭表层激冷产生裂纹；连铸时中间包烘烤温度≥1050℃，烘烤时间≥4h；控制中间包钢水过热度15-35℃，铸坯缓冷时间≥24h，防止铸坯冷裂。
铸坯加热，铸坯加热温度为1130～1250℃，加热温度为1130～1150℃时，保温时间为10～12h，确保钢中的AlN、Nb(C、N)及MC型碳化物等能够全部溶解到钢中，使铸锭内部成分均匀；且加热温度每提高20℃，对应的保温时间可减少1～2h，是因为加热温度越高，元素扩散越快，钢中的析出相溶解到钢中所需的时间越短，因此提高铸坯加热温度，可适当减少保温时间。另外，减少加热时间，还可以防止晶粒因过热而过于粗大，导致铸坯表面过氧化和严重脱碳。
轧制采用一火成材工艺或两火成材工艺，一火成材工艺指在铸坯轧制过程中，直接将铸坯轧制成最终成品尺寸。将铸坯从加热炉内取出，开轧温度≥1050℃；终轧温度≥850℃。
两火成材工艺指先将锭坯轧制到指定的中间坯尺寸，再将中间坯进行加热和轧制到最终成品尺寸。铸坯开轧温度≥1050℃；终轧温度≥850℃。中间坯加热温度为1100～1200℃，保温时间3～10h；开轧温度≥1030℃；终轧温度≥850℃。将铸坯从加热炉内取出，铸坯降温到1100℃左右时，钢中的AlN和Nb(C,N)析出相开始从钢中析出，控制开轧温度可以使铸锭开轧时钢中已经有一定数量的AlN和Nb(C、N)粒子开始析出，钢在轧制过程中发生动态再结晶后，析出的AlN和Nb(C、N)粒子能够抑制再结晶晶粒的长大，起到组织细化的作用。
开轧温度过低，会导致终轧温度过低，轧制过程中不容易产生动态再结晶，钢材变形不均匀导致轧后组织不均匀。开轧温度过高会使钢在发生动态再结晶后晶粒会迅速长大，不利于晶粒细化。轧后将圆钢空冷或放在保温坑内缓慢冷却到室温。最后将热轧后的圆钢按照要求进行矫直处理，根据合同要求进行轧后退火或剥皮等处理。
本发明的有益效果：
本发明所述的NiMo系齿轮用钢，通过对钢中的C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo等强化元素进行优化设计，通过控制Ni、Mo和Mn元素含量配比满足1.3≤Ni/(1.5Mo+Mn-1.8Cr)≤2.0，通过上述公式的控制可以改善钢的过热敏感性和回火脆性，从而获得优良的冲击性能，同时，避免Mo和Mn含量过量导致钢的韧性降低；所得钢板具有较高的室温和低温冲击韧性，室温冲击功Akv≥100J，-40℃冲击功Akv≥80J。
另外，规定了Al、Nb、N元素的含量范围，同时又规定了3种元素需要同时满足：2.0≤Al/N≤2.5；Nb/Al≥0.3；0.020％≤(0.87Nb+N)≤0.033％，在常规AlN细化晶粒的基础上，结合微合金化元素Nb的使用，细化晶粒，控制析出相的尺寸、数量和比例，促使齿轮钢中生成AlN和Nb(C,N)析出相，其中20～120nm的AlN和Nb(C,N)析出相占比大于85％，且Nb(CN)与AlN析出相质量比大于0.3，抑制渗碳过程中奥氏体晶粒的长大，确保本发明钢经过980℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度为7～8级；经过1000℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度大于6级，不出现晶粒粗大或混晶现象；使本发明获得的NiMo系齿轮钢拥有细晶强化效果和优良的冲击韧性，满足重载齿轮材料的要求，亦可用于制造其它大规格齿轮零件。
本发明所述NiMo系齿轮用钢在成分设计的基础上，控制加热温度及保温时间，确保钢中的AlN、Nb(C、N)及MC型碳化物等能够全部溶解到钢中，同时防止晶粒因过热而过于粗大；控制开轧和终轧温度，使铸锭内AlN、Nb(C、N)粒子的析出数量和析出相比例更合理，抑制再结晶晶粒的长大，起到组织细化的作用。工艺设计合理，浇铸性能良好，生产工艺窗口宽松，可以实现批量商业化生产。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步说明，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。
表1为本发明实施例及对比例的成分配比；表2为本发明实施例的制造工艺参数。
本发明实施例的工艺流程为：冶炼、浇铸→加热→轧制→精整。
将按照实施例工艺制造的NiMo系齿轮钢和对比例所示的对比钢分别取样，制备透射电镜试样统计分析析出物种类和数量，进行模拟渗碳淬火试验及力学性能测试，将所得测试试验结果列于表3中。
模拟渗碳淬火试验时，将不同试样在980℃保温4小时和1000℃保温4小时，取出后再进行水淬，然后制取金相样腐蚀后观察各实施例和对比例的组织，并按照标准GB/T6394-2017评定其奥氏体晶粒度。冲击性能试验按照GB/T 229-2007测试。
由表3可知，本发明实施例获得的齿轮钢中生成AlN和Nb(C,N)析出相，其中20～120nm的AlN和Nb(C,N)析出相占比大于85％，且Nb(CN)与AlN析出相质量比大于0.3，所得钢经过980℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度为7～8级；经过1000℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度大于6级。对比例1和2，经过980℃渗碳后，奥氏体晶粒度为6-6.5级，经过1000℃渗碳后，奥氏体晶粒度为5-5.5级，部分试样中发现奥氏体晶粒异常长大，存在混晶现象。同时可以看到，本发明获得的齿轮钢具有非常优异的冲击性能，室温和-40℃冲击功明显优于对比例。本发明获得的NiMo系齿轮钢拥有细晶强化效果和优良的冲击韧性，具有较高的室温和低温冲击韧性，室温冲击功Akv≥100J，-40℃冲击功Akv≥80J，满足重载齿轮材料的要求，主要适用于制造汽车传动系统齿轮，亦可用于制造其它大规格齿轮零件。
Claims (8)
1.一种具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢，其化学成分质量百分含量为：C：0.16~0.22%，Si：0.10~0.50%，Mn：0.3~0.9%，P≤0.015%，S≤0.01%，Cr：0.05~0.30%，Ni：1.3~2.3%，Mo：0.3~0.8%，Cu≤0.20%，Al：0.015~0.030%，N：0.007~0.015%，Nb：0.008~0.025%，其余为Fe和其它不可避免杂质；上述元素含量需同时满足如下关系：
1.3≤Ni/(1.5Mo+Mn-1.8Cr)≤2.0；
2.0≤Al/N≤2.5；
Nb/Al≥0.3；
0.020%≤（0.87Nb+N）≤0.033%；
所述齿轮钢中生成AlN和Nb（C,N）析出相中，20~120nm的AlN和Nb（C,N）析出相占比大于85%，且Nb（C,N）与AlN析出相质量比大于0.3；
所述齿轮钢经过980℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度为7~8级；经过1000℃高温渗碳后，奥氏体晶粒度大于6级。
2.根据权利要求1所述的高温渗碳NiMo系齿轮钢，其特征在于，所述的其它不可避免的杂质中，O≤0.0020%，H≤0.0002%，B≤0.0010%，V≤0.02%，Ti≤0.01%。
3.根据权利要求1或2所述的高温渗碳NiMo系齿轮钢，其特征在于，所述齿轮钢的室温冲击功Akv≥100J，-40℃冲击功Akv≥80J。
4.根据权利要求1~3任一项所述的具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢的制造方法，其包括如下步骤：
1）冶炼、浇铸
按权利要求1或2所述的化学成分进行冶炼、浇铸成铸坯；
2）加热
加热温度：1130~1250℃，加热温度为1130~1150℃时，保温时间为10~12h，加热温度每提高20℃，对应的保温时间减少1~2h；
3）轧制
采用一火成材工艺或两火成材工艺将铸坯轧制成成品尺寸；其中：
所述一火成材工艺的开轧温度≥1050℃，终轧温度≥850℃；
所述两火成材工艺中，一火开轧温度≥1050℃，一火终轧温度≥850℃；中间坯加热温度为1100~1200℃，保温时间3~10h；二火开轧温度≥1030℃，二火终轧温度≥850℃；
4）轧制后空冷或缓冷、矫直或热处理、剥皮。
5.根据权利要求4所述的具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢的制造方法，其特征在于，步骤1）中，冶炼过程采用电炉或转炉冶炼、LF精炼、VD或RH真空处理。
6.根据权利要求4所述的具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢的制造方法，其特征在于，步骤1）中，所述浇铸采用模铸或连铸，所述模铸烘烤温度≥180℃；所述连铸工艺中，中间包烘烤温度≥1050℃，烘烤时间≥4h，中间包钢水过热度为15~35℃，缓冷时间≥24h。
7.根据权利要求4所述的具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢的制造方法，其特征在于，所述铸坯轧制前采用高压水除鳞去除表面氧化皮。
8.根据权利要求4所述的具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢的制造方法，其特征在于，轧制后成品为棒材，所述棒材尺寸规格为Φ30~150mm。
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