CN116640986A - 一种超细晶粒贝氏体齿轮钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种超细晶粒贝氏体齿轮钢及其生产方法，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：0.18～0.22％，Si：1.30～1.60％，Mn：1.00～1.25％，P：≤0.010％，S：≤0.010％，Cr：0.25～0.55％，Mo：0.30～0.50％，Nb：0.015～0.25％，Al：0.030～0.050％，V：0.10～0.20％，B：0.0030～0.0050％，[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(精整)成材，所得钢末端淬透性满足J9：40～47HRC，J15：40～46HRC，J25：35～44HRC，采用渗碳后气淬冷却+低温回火，渗碳后渗层晶粒≥11.0级，表面硬度≥650HV。

Description

一种超细晶粒贝氏体齿轮钢及其生产方法
技术领域
本发明属于齿轮钢技术领域，涉及一种超细晶粒贝氏体齿轮钢及其生产方法，适用于汽车及工程机械用齿轮。
背景技术
随着汽车制造技术和材料生产技术的进步，汽车向着高速度、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。汽车用齿轮钢中以渗碳齿轮钢为主，渗碳处理需要在高温下长时间保温，消耗的能源多、工时长。降低渗碳处理成本的有效途径是缩短渗碳时间。试验表明，当渗碳温度高于常用的930℃提高到1000℃时就能够大幅度缩短渗碳时间。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，因此控制奥氏体晶粒对渗碳齿轮钢来说尤为重要。目前，国内外主要通过Al、N、Nb等微合金化实现齿轮钢的细晶控制。
经检索，中国专利CN103361559A公布了一种采用Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢，通过添加Ti：0.02～0.06％，Nb：0.02～0.06％形成析出相控制晶粒。但并未提及对钢中N含量的控制，含Ti钢需要极低的N含量以避免形成大尺寸TiN析出相破坏齿轮钢疲劳性能。另外，钢中加入Ti元素可导致淬透性降低，显然该专利并未对齿轮钢的综合性能考虑全面。
又如，中国专利CN102560255A发明了一种高温真空渗碳齿轮用钢。通过添加Al0.033％～0.055％细化晶粒。但当Al＞0.033％会造成中间包水口堵塞，无法实现连续浇铸，该专利并未提及解决该问题的技术方案。
目前齿轮钢的专利文献是对现有产品的改进或者工艺的开发，生产中渗碳后的变形以及表面硬度均较低，针对新能源汽车的高强韧性没有聚焦性研发，没有从根本上解决目前齿轮钢面临的高强韧性、高淬透性低变形以及成本压力等问题。
发明内容
1.要解决的问题
本发明的目的在于从根本上解决齿轮钢表面硬度不足的问题，同时解决变形量以及强韧性问题，以适应齿轮钢综合性能的不断提高，而提供了一种超细晶粒贝氏体齿轮钢及其生产方法。本发明的齿轮钢，其末端淬透性可以满足J9：40～47HRC，J15：40～46HRC，J25：35～44HRC，采用渗碳后气淬冷却+低温回火，渗碳后渗层晶粒度≥11.0级，表面硬度≥650HV，表面组织为针状马氏体组织，心部为贝氏体组织。
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，本发明提供了一种超细晶粒贝氏体齿轮钢，其包括以下重量百分比的化学成分：
C：0.18～0.22％，Si：1.30～1.60％，Mn：1.00～1.25％，S：≤0.010％，Cr：0.25～0.55％，Mo：0.30～0.50％，Nb：0.015～0.25％，Al：0.030～0.050％，V：0.10～0.20％，P：≤0.010％，B：0.0030～0.0050％，[N]：90～160ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
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，要含有一定量的碳含量，本发明采用低碳含量，同时为保证心部具有足够的强韧性，控制碳含量在0.18～0.22％。
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，本发明中的Si一方面起到固溶强化的作用，另一方面促进贝氏体的形成，同时抑制碳化物形成，尤其是渗碳层中的碳化物，细化碳化物尺寸，降低残余奥氏体含量，为进一步提高固溶强化效果，故Si含量不能低于1.0％，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的含量控制在1.30～1.60％。
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，但是过高的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。本发明中的Mn主要用来降低珠光体和铁素体相变区，提高贝氏体相变区，同时提高淬透性，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1.00～1.25％。
Cr：Cr可提高钢的淬透性及强度，Cr在钢中和碳结合，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，但与此同时，过高的Cr会形成碳化物膜影响渗碳效果，降低渗碳层性能。Cr含量控制在Cr：0.25～0.55％。
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0.30～0.50％。
Nb：Nb元素和碳、氧有极强的亲和力，能够细化晶粒和组织，同时能够产生固溶强化，经过热处理后提高钢的强度和热敏感性，过高的Nb含量其细晶作用及强度增量不明显，但增加了额外的成本。故控制Nb含量为0.015～0.25％。
V：V元素和碳、氧有极强的亲和力，能够细化晶粒和组织，同时能够产生固溶强化，经过热处理后提高钢的强度和热敏感性，过高的V含量其细晶作用及强度增量不明显，但增加了额外的成本。故控制V含量为0.10～0.20％。
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0.050％时易形成粗大的夹杂物，恶化钢的性能。本发明中的Al元素另一个作用是降低因为加入B而导致的奥氏体粗化温度降低，因此需要特殊在炼钢过程中Al的加入时机加以调整，保证Al含量应控制在0.030～0.050％。
P和S：硫容易在钢中与锰形成MnS夹杂，使钢产生热脆；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≤0.010％。
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。
[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90～130ppm，且3.0≤Al/[N]≤5.0。
更优化的，本发明的齿轮钢，其组分满足以下要求：
1.8≤K＝(Mn+1.5*Si+0.8*C-0.2*(Nb+V)*Af≤2.5
其中Af为材料参数，取0.6～0.7，Mn、Si、C、Nb和V表示元素的质量百分含量，通过上述成分的配合，在保证所得齿轮钢具有良好的淬透性的情况下，还具有适宜的锯切硬度，同时，控制0.012≤Nb+V≤0.23，可以细化晶粒，当Nb+V≥0.012时，细化晶粒的效果最为明显，当大于0.23时，细化晶粒不能继续细化，效果不显著，额外增加其含量还会增加成本，申请人经过研究发现，当控制0.12≤Nb+V≤0.2时为最优范围，所得齿轮钢产品同时兼具了晶粒度、力学性能及成本经济性。
值得进一步说明的是，钢的淬透性主要取决于过冷奥氏体稳定性的大小，过冷奥氏体愈稳定，钢的临界冷却速度越小，其淬透性就越大。Mn是奥氏体形成元素，能够稳定奥氏体，增加钢材的强度，能够提高钢材的淬透性，淬透性提高会促进马氏体的形成，但同时Mn元素也是促进贝氏体形成元素，为避免形成马氏体，通过提高Si元素的含量，促进贝氏体形成，抑制马氏体相变，在固溶强化的同时，进一步增加淬透性，抑制奥氏体形成；利用(Nb，V)(C，N)和AlN细化渗碳层晶粒，利用Cr、Mo提高淬透性，增加强韧性，最终生产所得产品综合性能优异。
其二，本发明提供了上述齿轮钢的生产工艺，包括电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-连铸-轧制(精整)成材。试验钢在精炼过程中充分脱氧，保证较低的氧含量，并在真空处理后期加入铝线进行调Al，这样既可以保证铝的含量，也能防止钢中夹杂物过多。在浇铸过程中，保证恒拉速，避免枝晶粗大，导致微观偏析严重，造成混晶。具体的，包括以下工艺步骤：
1)加热：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。
2)轧制：开轧温度1120～1200℃、终轧温度930～970℃。
3)缓冷：轧后经过冷床冷却至600～650℃入坑缓冷，缓冷时间≥24h，出坑后进行修磨扒皮，确保表面无脱碳、零缺陷。
齿轮钢的加工工艺：在1200℃高温加热时，Al和N都固溶在奥氏体中，在随后的缓冷阶段，会在奥氏体晶界上或者晶界周围富集。随后，尽管在淬火时的加热过程中，发生AlN的析出和残余的固溶Al的扩散，但原来粗大的奥氏体晶界附近偏析的Al在点阵中移动，很难大量移动到新生成的奥氏体晶界的周围，固溶Al量相对减少，造成晶粒附近的固溶Al量达不到足够提高淬透性的必要含量。因此，富集在枝晶间隙处自由铝，经过轧制后，自由铝在原奥氏体晶界处富集，且不会随着热处理后晶界变化而变化。
采用上述技术方案生产的低成本高扭矩输出齿轮用钢，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CiNiMo系相比得到了大幅度提高，成本比18CrNiMo7-6大幅度降低，其末端淬透性满足J9：40～47，J15：40～45HRC，J25：35～44HRC。同时采用930℃渗碳气淬+低温回火处理后产品的晶粒度≥11.0级，表面渗碳层硬度≥650HV，且经过渗碳气淬后表面组织为针状马氏体组织，心部为贝氏体组织，缺口变形量≤0.05。
附图说明
图1为本发明实施例1的渗碳后晶粒度，奥氏体晶粒11.0级别；
图2本发明对比例1渗碳后的晶粒度，奥氏体晶粒7.0级别；
图3为本发明实施例1的基体组织，组织为贝氏体组织；
图4为本发明对比例1的基体组织，组织为马氏体组织。
具体实施方式
本发明中实施例1～5为采用本发明中特定成分和特定冶炼工艺生产得到的5炉钢，其采用采用电弧炉冶炼-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：1120～1200℃，终轧温度930～970℃，轧后经过冷床冷却至≥650℃入坑缓冷，缓冷时间48h。
对比例1～2为按照GB/T 3077中的要求生产2炉18CrNiMo7-6钢(中线)，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。
具体的，实施例1～5和对比例1～2中钢的化学成分如表1所示：
表1本发明实施例及对比例中钢的化学成分(单位：[N]为ppm，其它为wt％)
实例 C Si Mn P S Cr Mo Al Nb Ni V [N] Al/[N] K Nb+V
实施例1 0.18 1.32 1.00 0.007 0.005 0.28 0.30 0.030 0.010 / 0.11 97 3.1 1.86 0.12
实施例2 0.19 1.40 1.05 0.008 0.006 0.32 0.35 0.034 0.011 / 0.13 95 3.6 1.96 0.141
实施例3 0.18 1.42 1.10 0.006 0.007 0.37 0.40 0.040 0.015 / 0.14 100 4.0 2.0 0.155
实施例4 0.20 1.50 1.15 0.005 0.008 0.45 0.42 0.037 0.020 / 0.12 110 3.3 2.12 0.14
实施例5 0.22 1.55 1.20 0.007 0.007 0.52 0.47 0.047 0.023 / 0.13 120 3.9 2.20 0.153
对比例1 0.16 0.22 0.65 0.007 0.005 1.65 0.025 0.032 / 1.55 / 95 3.4 0.66 0
对比例2 0.18 0.27 0.70 0.008 0.007 1.63 0.030 0.034 / 1.60 / 100 3.4 0.75 0
本发明实施例1～5及对比例1～2轧钢生产工艺参数如表2所示：
表2本发明实施例及对比例的轧钢工艺参数
实例 均热温度/℃ 总加热时间/h 开轧温度/℃ 终轧温度/℃ 入坑温度/℃ 缓冷时间/h
实施例1 1250 6.5 1130 935 639 48
实施例2 1250 6.5 1130 948 633 48
实施例3 1250 6.5 1130 939 636 48
实施例4 1250 6.5 1130 941 641 48
实施例5 1250 6.5 1130 941 639 48
对比例1 1230 6.5 1130 921 638 48
对比例2 1230 6.5 1130 927 639 48
表3为本发明实施例及对比例齿轮钢的末端淬透性值，由表3能够看出，本发明实施例1～5所述齿轮钢淬透性控制J9、J15、J25值均在汽车及工程机械用齿轮用钢要求的范围内，与对比例相比淬透性相当，但成本更低。
表3本发明实施例及对比例所得齿轮钢的末端淬透性值(HRC)
实例 J9 J15 J25
要求 40～47 40～45 39～44
实施例1 44.2 44.5 43.2
实施例2 44.5 44.2 43.5
实施例3 45.2 44.8 43.2
实施例4 44.9 45.2 44.5
实施例5 46.2 45.3 44.7
对比例1 43.5 41.3 35.9
对比例2 42.5 40.8 34.6
表4为本发明实施例φ120mm规格圆钢经过930℃渗碳气淬+低温回火后奥氏体晶粒度级晶粒尺寸检验，由表4能够看出，本发明实施例1～5所述齿轮钢经过930℃渗碳气淬+低温回火后，晶粒度≥11.0级，表面渗碳层硬度≥650HV。
表4本发明实施例及对比例所得齿轮钢的经渗碳热处理后相关性能
实例 晶粒度/级 表面硬度/HV 缺口变形量
实施例1 11.0 670 0.02
实施例2 11.0 660 0.03
实施例3 11.5 685 0.05
实施例4 11.0 690 0.04
实施例5 12.0 700 0.03
对比例1 7.0 540 0.3
对比例2 7.5 560 0.4
更具体地，尽管在此已经描述了本发明的示例性实施例，但是本发明并不局限于这些实施例，而是包括本领域技术人员根据前面的详细描述可认识到的经过修改、省略、例如各个实施例之间的组合、适应性改变和/或替换的任何和全部实施例。权利要求中的限定可根据权利要求中使用的语言而进行广泛的解释，且不限于在前述详细描述中或在实施该申请期间描述的示例，这些示例应被认为是非排他性的。在任何方法或过程权利要求中列举的任何步骤可以以任何顺序执行并且不限于权利要求中提出的顺序。因此，本发明的范围应当仅由所附权利要求及其合法等同物来确定，而不是由上文给出的说明和示例来确定。
除非另有限定，本文使用的所有技术以及科学术语具有与本发明所属领域普通技术人员通常理解的相同的含义。当存在矛盾时，以本说明书中的定义为准。速率、压强、温度、时间、或者其它值或参数以范围、优选范围、或一系列上限优选值和下限优选值限定的范围表示时，这应当被理解为具体公开了由任何范围上限或优选值与任何范围下限或优选值的任一配对所形成的所有范围，而不论该范围是否单独公开了。例如，1-50的范围应理解为包括选自1、2、3、4、5、6、7、8、9、10、11、12、13、14、15、16、17、18、19、20、21、22、23、24、25、26、27、28、29、30、31、32、33、34、35、36、37、38、39、40、41、42、43、44、45、46、47、48、49或50的任何数字、数字的组合、或子范围、以及所有介于上述整数之间的小数值，例如，1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8和1.9。关于子范围，具体考虑从范围内的任意端点开始延伸的“嵌套的子范围”。例如，示例性范围1-50的嵌套子范围可以包括一个方向上的1-10、1-20、1-30和1-40，或在另一方向上的50-40、50-30、50-20和50-10。

Claims (10)

1.一种超细晶粒贝氏体齿轮钢，其特征在于：包括以下重量百分比的化学成分：C：0.18～0.22％，Si：1.30～1.60％，Mn：1.00～1.25％，P≤0.010％，S：≤0.010％，Cr：0.25～0.55％，Mo：0.30～0.50％，Nb：0.015～0.025％，Al：0.030～0.050％，V：0.10～0.20％，B：0.0030～0.0050％，[N]：90～160ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
2.根据权利要求1所述的一种超细晶粒贝氏体齿轮钢，其特征在于：其组分满足以下公式：1.8≤K＝(Mn+1.5*Si+0.8*C-0.2*(Nb+V)*Af≤2.5，其中Af为材料参数，取0.6～0.7，同时，满足0.012≤Nb+V≤0.23。
3.根据权利要求1所述的一种超细晶粒贝氏体齿轮钢，其特征在于：0.12≤Nb+V≤0.2。
4.根据权利要求1-3中任一项所述的一种超细晶粒贝氏体齿轮钢的生产方法，其特征在于：包括步骤：电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-连铸-轧制成材，轧制成材包括加热、轧制、缓冷。
5.根据权利要求4中所述的一种超细晶粒贝氏体齿轮钢的生产方法，其特征在于，在LF精炼过程中充分脱氧，氧含量降至10ppm以下；在RH真空处理后期加入铝线，并调至目标值；在浇铸过程中，保证恒拉速。
6.根据权利要求4中所述的一种超细晶粒贝氏体齿轮钢的生产方法，其特征在于，加热时，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为5.0h～10.0h。
7.根据权利要求4中所述的一种超细晶粒贝氏体齿轮钢的生产方法，其特征在于，在轧制阶段时，开轧温度为1120～1200℃、终轧温度为930～970℃。
8.根据权利要求4中所述的一种超细晶粒贝氏体齿轮钢的生产方法，其特征在于，轧后经过冷床冷却至600～650℃入坑缓冷，缓冷时间≥24h。
9.根据权利要求3-8中任一项所述的一种超细晶粒贝氏体齿轮钢的生产方法，其特征在于，齿轮钢的末端淬透性满足J9：40～47HRC，J15：40～46HRC，J25：35～44HRC。
10.根据权利要求3-8中任一项所述的一种超细晶粒贝氏体齿轮钢的生产方法，其特征在于，包括渗碳热处理，齿轮钢经930℃渗碳气淬+低温回火处理后所得产品的晶粒度≥11.0级，表面硬度≥650HV，渗碳气淬后表面组织为针状马氏体组织，心部为贝氏体组织。
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