CN117107143A - 一种含硼表面变质层钢及其制备方法 - Google Patents

一种含硼表面变质层钢及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN117107143A
CN117107143A CN202311378774.3A CN202311378774A CN117107143A CN 117107143 A CN117107143 A CN 117107143A CN 202311378774 A CN202311378774 A CN 202311378774A CN 117107143 A CN117107143 A CN 117107143A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
boron
treatment
workpiece
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202311378774.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN117107143B (zh
Inventor
王晶
袁福平
武晓雷
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Institute of Mechanics of CAS
Original Assignee
Institute of Mechanics of CAS
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Institute of Mechanics of CAS filed Critical Institute of Mechanics of CAS
Priority to CN202311378774.3A priority Critical patent/CN117107143B/zh
Publication of CN117107143A publication Critical patent/CN117107143A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN117107143B publication Critical patent/CN117107143B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D7/00—Casting ingots, e.g. from ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)

Abstract

本发明公开了一种含硼表面变质层钢的制备方法，包括如下步骤：取原料，对原料进行VIM真空熔炼处理，并在融化期加入Cr、Ni、Mo、Co、Nb、V、W以及B元素，得到熔融态钢；将熔融态钢浇筑至电极锭模内进行定型处理，出炉后得到成型钢锭，对钢锭进行退火处理，退火后进行真空自耗重熔处理，得到真空自耗钢锭；其中B和W元素相互配合，抑制M23C6粗化，加强马氏体稳定，提高位错攀移所需的Orowan应力，细化晶粒和马氏体板条；将真空自耗钢锭进行退火处理，退火后进行高温均质化处理，并进行镦拔锻造，退火后得到含硼钢。发明实现了对M23C6粗化的抑制，加强了工件中马氏体稳定性，提高位错攀移所需的Orowan应力，减少后续热处理过程中工件的开裂几率。

Description

一种含硼表面变质层钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及热处理技术领域，具体涉及一种含硼表面变质层钢及其制备方法。
背景技术
表面变质层钢是一种材料为钢材的精密型工件，如齿轮等，一般使用在高温高载的工作环境中，具有很高的经济学价值。在表面变质层钢的生产过程中，需要对表面变质层钢进行热处理，以提高其硬度、韧性等物理性能，以提高其使用寿命。
传统的表面变质层钢在制备时，为了提高其硬度，会添加C、Cr、Nb、Mo等元素，C元素是为了便于与Cr、Mo等元素形成碳化物在晶粒内或晶界析出起到强化硬化的效果，且有利于形成表面渗碳层提高高温性能以及摩擦磨损性能。但在对工件进行制备时，M23C6容易在材料内部粗化，导致晶粒和马氏体板条粗化，后续热处理时容易开裂。
同时在后续热处理的过程中，由于与W、Nb元素结合的晶粒容易在渗碳处理时在高于700℃的温度环境中内不断长大，导致Laves相增加，Laves相形成晶间碳化物，引起开裂。以上两个问题导致工件在热处理的过程中成件率低，制备成本提高。
故现需要一种表面变质层钢以及表面变质层钢的制备工艺，能够在进行后续表面热处理时有效降低工件的表面开裂概率，提高其成件率。
发明内容
本发明的目的在于提供一种含硼表面变质层钢及其制备方法，以解决现有技术中在热处理时表面变质层钢容易开裂的技术问题。
为解决上述技术问题，本发明具体提供下述技术方案：
本发明提供了一种含硼表面变质层钢的制备方法，包括如下步骤：
取原料，对所述原料进行VIM 真空熔炼处理，并在融化期加入Cr、 Ni、 Mo、 Co、Nb、 V 、W以及B元素，得到熔融态钢；
将所述熔融态钢浇筑至电极锭模内进行定型处理，出炉后得到成型钢锭，对所述钢锭进行退火处理，退火后进行真空自耗重熔处理，得到真空自耗钢锭；
其中B和W元素相互配合，抑制M23C6粗化，加强马氏体稳定，提高位错攀移所需的Orowan 应力，细化晶粒和马氏体板条；
将所述真空自耗钢锭进行退火处理，退火后进行高温均质化处理，并进行镦拔锻造，退火后得到含硼钢。
作为本发明的一种优选方案，对所述含硼钢进行热处理，包括如下步骤：
对所述含硼钢进行预氧化处理，使具有致密氧化膜的所述含硼钢表面继续形成Fe的氧化物，以使致密氧化膜疏松多孔；
对具有疏松多孔氧化膜的所述含硼钢进行渗碳处理，在工件表面形成深度范围为1.4mm~2.5mm的硬化层，所述B元素抑制Nb碳化物的长大，抑制Laves相的形成；
对淬火后的工件依次进行加热淬火处理、深冷处理与中温回火，得到中间件，其中，所述中温回火的温度为460℃~540℃，保温时间为1h~4h；
对所述中间件进行渗氮处理，将所述硬化层中的残余奥氏体转变为稳定的马氏体，以制得含硼表面变质层钢。
作为本发明的一种优选方案，所述渗碳处理为真空渗碳或气体渗碳；
其中，所述气体渗碳的具体条件为：温度范围为930℃~980℃，保温时间为20h~50h，碳势控制范围为1.0%~1.3%；
所述真空渗碳处理的具体条件为：温度范围为930℃~980℃，保温时间为10h~40h，在所述渗碳处理的过程中，强渗阶段、扩散阶段依次重复进行，所述阶段和扩散阶段的时间比为1:2~1:3；碳势控制范围为1.0%~1.3%。
作为本发明的一种优选方案，所述预氧化处理的温度范围是800℃~950℃；
作为本发明的一种优选方案，所述加热淬火包括如下步骤：
在真空炉中，将缓冷后的所述含硼钢在真空环境中加热至1060℃~1100℃，所述含硼钢内外温度均匀且内部组织全部奥氏体化后，用风冷将所述含硼钢快速冷却到室温。
作为本发明的一种优选方案，所述深冷处理包括如下步骤：
以2.5~6.0℃/min的降温速度将所述工件的温度下降至-120℃~-190℃，保温2h~4h后，以2.0~10.0℃/min的升温速度将所述工件回温至室温。
作为本发明的一种优选方案，所述渗氮处理采用真空渗氮或气体渗氮，满足以下条件：
渗氮深度为0.2mm～0.6mm；
温度范围：460℃-520℃；
保温时间：10h~50h。
作为本发明的一种优选方案，所述退火包括如下步骤：
将工件冷却至100-200℃后，升温至650℃，保温5h，降温至100-200℃；
其中，升温速度≤100℃/h。
作为本发明的一种优选方案，在真空自耗重熔处理的过程中，对夹杂元素含量进行控制，要求所述夹杂元素的含量之和≤0.008%；
所述夹杂元素包括S、P、 O、N以及H元素。
作为本发明的一种优选方案，所述高温均质化处理包括如下步骤：
将退火后的所述真空自耗钢锭加热至500℃，保温1-1.5h，以≤100℃/h的速度升温至800±10℃，保温1-1.5h，后升温至1190-1205℃，保温3-3.5h。
作为本发明的一种优选方案，所述镦拔锻造包括如下步骤：
采用抢温快锻，始锻温度≥1150℃，终锻温度≥950℃，4 次镦粗结合4 次拔长；
其中，镦粗压下量为高度的1 / 2；
每次锻造前将所述真空自耗钢锭回炉加热至1180℃后，保温 1-1.5h；
最后一火次的预留变形量＞ 1.5。
本发明还提供了一种含硼表面变质层钢，包括如下组分：
0.13-16% C、13.3-14.1% Cr、4.3-4.8% Mo、0.58-0.62% V、2.1-2.4% Ni、13.0-13.6% Co、0.025-0.035% Nb、0.007-0.01％ B、0-1.0% W。
本发明与现有技术相比较具有如下有益效果：
本发明采用熔融态钢浇筑来控制真空自耗钢锭内的元素组成，并通过真空自耗钢锭来优化各个元素的分布，使得B元素在成件中的含量达到0.007-0.01 wt.%，W元素在成件中的含量达到0.9-1.0 wt.%，B元素与W元素配合抑制材料中M23C6的粗化，具有细化晶粒和马氏体板条的作用，加强马氏体稳定，提高位错攀移所需的 Orowan 应力来提高力学性能，减少后续热处理过程中工件的开裂几率；其次在热处理过程中，配合B元素的添加，抑制含Nb碳化物的长大，同时能够对Mo元素进行调控，抑制Laves相形成晶间碳化物，减少Nb和Mo的碳化物在晶间偏距，防止材料在渗碳处理的高温状态下开裂。
本发明通过渗碳处理使得工件的表面形成颇具厚度的硬化层，并在渗碳处理后，采用渗氮处理对工件进行修复，对工件心部进行长时间的时效处理，不仅使得硬化层中的碳化物向工件的内部扩散，防止工件表面硬化层脱落，提高工件的硬度，使得表面变质层钢的表层硬度达到66~70HRC；且使得工件的心部析出更多的碳化物，心部的硬度进一步的提升，降低工件的内应力，提高材料韧性，同时消除软化层与软点，提高成件性能。
附图说明
为了更清楚地说明本发明的实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍。显而易见地，下面描述中的附图仅仅是示例性的，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图引伸获得其它的实施附图。
图1为本发明提供含硼表面变质层钢的制备方法的流程示意图；
图2为本发明提供的退火曲线；
图3为本发明提供的高温均质化处理中的热处理曲线；
图4 为本发明提供的对比例1（左）与实施例1（右）的金相照片。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明提供了一种含硼表面变质层钢，其化学组分如表1所示：
表1
在表1中，表面变质层钢中主要添加了C、Cr、Mo、V以及Ni、Co、Nb、W、Mo、B等元素，其中Cr元素作为不锈钢中的主要功能元素之一，加入一定量的Cr可以保证发明钢的耐蚀性，同时上述提到Cr与C可以形成碳化物析出产生析出强化，同时能提高钢的淬透性。但是加入过量的Cr容易降低钢的韧性，因此Cr元素的加入量控制在13.3%~14.1%之间。
其次，Co元素作为不锈钢中的另一种主要功能元素，Co的加入降低了Mo在基体中的溶解度，促进了Mo的碳化物的形成，提高材料的强度和硬度，同时Co可以作为奥氏体稳定元素，提高钢的淬透性。Co使析出相更弥散，但是过量的Co会影响材料的切削加工性能，因此，优选的，Co元素的加入量控制在13.0%~13.6%之间。
Mo元素作为主要的强化元素，起到固溶强化和析出强化两方面的作用。如上Mo可以与C形成M2X碳化物在马氏体基体上析出，由于M2X碳化物具有极高的稳定性，提高了钢的高温抗性和回火稳定性，而且对提高齿轮的冲击强度也特别有效。Mo能扩大钝化范围，提高抗腐蚀性能。但是Mo是一种铁素体稳定元素，含量过多将会导致钢的韧性下降，因此Mo元素的加入量控制在4.3%~4.8%之间。
W元素能降低 Ms，延缓 M23C6粗化，固溶强化。但是W元素促进 Laves 相生成，Laves相在实际应用中脆性问题严重，断裂韧性很低，且容易沿Laves相开裂，因此配合B元素的添加，可以抑制Laves相的生成，提高韧性，有效解决开裂问题。其次，在制备过程中添加B元素，可以与W元素配合抑制M23C6粗化，随着 W、B元素 含量提升，M23C6个数增多，面积分数上升但平均粒径下降。同时，W、B 元素具有细化晶粒和马氏体板条的作用。
碳化物形成元素由强到弱为Ti、Zr、V、Nb、Mo、Cr、Mn及Fe，由于Ti在钢中与N、C生成尖、棱角且非常硬的Ti（C、N）化合物，轧制时不变形并在其与基体之间造成裂纹。因此对齿轮的疲劳寿命影响较大，所以表面变质层钢不宜加较多的Ti细化晶粒或防止混晶，本发明通过添加少量的Nb元素来细化晶粒，且Nb元素的加入量在0.025%~0.035%之间。
以上分别提到了Mo元素、Cr元素、Co元素、Nb元素在材料中的功能以及相互之间的关系，在对此种表面变质层钢进行表面热处理时，研究表明，由于在热处理的过程中，温度范围超过700℃ 时，Laves相容易析出，Mo越多Laves相越多，且含Nb化合物容易在材料中长大，导致Laves相的析出温度降低，Laves相形成晶间碳化物，Laves相析出的越多越容易引起工件开裂；其次Cr23C6的周边容易形成Cr23C6碳化物连城网状，会导致晶界析出相造成淬火开裂。
为了解决上述问题，本发明添加了微量的B元素，并通过熔融态钢浇筑、真空自耗重熔处理等来调控W元素与B元素的分布，使得B元素分布在W元素的周边，抑制含Nb碳化物的长大，从而抑制Laves相的生成，同时能够对Mo元素进行调控，抑制M23C6粗化，加强马氏体稳定，提高位错攀移所需的 Orowan 应力来提高力学性能，防止材料在热处理的高温热环境过程中开裂，提高成件率。
同时B元素在Cr23C6的周边抑制Cr23C6碳化物连城网状，防止晶界析出相造成淬火开裂。
为了对元素的分配进行调控，同时尽量减少本发明含硼表面变质层钢中杂质的含量，如图1所示，本发明还提供了一种含硼表面变质层钢的制备方法，包括如下步骤：
取原料，对原料进行VIM 真空熔炼处理，并在融化期加入Cr、 Ni、 Mo、 Co、 Nb、 V、W以及B元素，得到熔融态钢；
将熔融态钢浇筑至电极锭模内进行定型处理，出炉后得到成型钢锭，对钢锭进行退火处理，退火后进行真空自耗重熔处理，即对钢锭进行VAR 重熔，得到真空自耗钢锭；
将真空自耗钢锭进行退火处理，退火后进行高温均质化处理，并进行镦拔锻造，退火后得到含硼钢。
表面变质层钢制备的整个工艺流程为：VIM 真空熔炼→钢锭退火→VAR 重熔→钢锭退火→高温均质化→钢锭退火→大快镦拔锻→锻材退火→径锻机锻造成材→退火→检验→车光→超声探伤→交库。
本发明主要采用熔融态钢浇筑来控制真空自耗钢锭内的元素组成，并通过真空自耗钢锭来优化各个元素的分布，主要是控制B元素分布在W元素以及M23C6周边，并控制杂原子的含量，减少有害元素的产生，且由于B元素难溶于铁素体和马氏体，容易和铌和钼结合，在形核位点上也能发挥作用，在热轧时热塑性好，提高发明钢淬透性。
且由于在材料中加入了B元素，加了B可以与W配合抑制M23C6粗化，随着 W、B 含量提升，M23C6个数增多，面积分数上升但平均粒径下降。同时，W、B 元素具有细化晶粒和马氏体板条的作用。B 元素通过抑制M23C6粗化、加强马氏体稳定，提高位错攀移所需的 Orowan应力来提高力学性能； W 元素通过析出相强化、固溶强化、位错强化来提高力学性能。
W元素能降低 Ms，延缓M23C6粗化，固溶强化，但是W元素促进 Laves 相生成，Laves相在实际应用中脆性问题严重，断裂韧性很低，且容易沿Laves相开裂，因此配合B元素的添加，可以抑制Laves相的生成，提高韧性，有效解决开裂问题。
其次，B元素的适量添加使本发明表面变质层钢的热处理工艺的可操作性更强了，材料工件不容易开裂，工艺上没有太多的限制条件，可采用气体渗碳，渗碳后缓冷或直接加热淬火均可，提高了成品率，降低了成本，具有实际应用价值。
而如果不添加B元素，热处理步骤就要改为渗碳→直接加热淬火→深冷回火，因为工件容易在缓冷过程中开裂，所以渗碳后不宜采用缓冷，只能采用真空渗碳炉操作，渗碳后直接加热淬火。
在添加B元素，本发明还包括对发明钢进行表面热处理，具体包括如下步骤：
S1、预氧化处理，在高温条件下使具有致密氧化膜的工件表面继续形成Fe的氧化物，以使致密氧化膜疏松多孔；
S2、渗碳处理，在工件表面形成深度范围为1.4mm~2.5mm的硬化层，在渗碳过程中，B元素在Nb元素周侧分布，抑制Laves相的形成；
S3、加热淬火处理，将渗碳后的工件从渗碳温度直接加热至奥氏体化温度，保温后直接进行快速冷却淬火处理；
S4、对淬火后的工件依次进行深冷处理与中温回火，并重复多次后，得到中间件，其中，中温回火的温度为460℃~540℃，保温时间为1h~4h；
S5、对中间件进行渗氮处理，将硬化层中残留的奥氏体转变为稳定的马氏体，以制得含硼表面变质层钢。
在热处理的过程中，所要解决的主要技术问题为：Laves相的形成导致热处理过程中易开裂的技术问题；M23C6碳化物连成网状的问题以及在淬火和回火过程中原奥氏体组织没有完全转化为马氏体，在这两个局部区域保留了较多的残余奥氏体，导致硬度达不到要求，形成软点和凹点的技术问题。
本发明解决上述技术问题的思路为：
（1）首先使用含硼钢，B元素与W元素配合抑制材料中M23C6的粗化，具有细化晶粒和马氏体板条的作用，防止在热处理过程中残余奥氏体；
（2）在渗碳处理过程中，配合B元素的添加，抑制含Nb碳化物的长大，从而抑制Laves相的生成，同时能够对Mo元素进行调控，抑制Laves相形成晶间碳化物，减少Nb和Mo的碳化物在晶间偏距，防止材料在渗碳处理的高温状态下开裂；同时B元素和W元素在Cr23C6的周边抑制Cr23C6碳化物连城网状，防止晶界析出相造成淬火开裂；
（3）通过渗碳处理使得工件的表面形成颇具厚度的硬化层，并在渗碳处理后，采用渗氮时效处理对工件进行修复，一方面渗氮过程相当于对工件进行长时间的时效处理，能使硬度凹点和软化层中不稳定的残余奥氏体向马氏体转变，还能使得硬化层中的碳化物向工件的内部扩散，同时工件的心部析出更多的碳化物，两者共同提升心部的硬度，使表面变质层钢从表面硬化层到心部的组织平滑过渡，防止工件表面硬化层脱落，提高工件整体（从表层到心部）的强韧性以及综合力学性能；另一方面，渗氮可以将表层软化区渗入氮原子形成硬度更高的氮化物，而表面软化层（5~10μm）远远小于最小渗氮深度（200μm）。因此，只要合理控制渗氮时效温度和时间，无论硬化层的厚度与渗氮的厚度在不在发明范围内，都能够同时消除软化层与硬度凹点。
除此之外，本发明在避免渗碳后由严重晶格畸变和大量析出碳化物引起的高内应力导致的开裂问题采用了以下两种方法：第一种是通过热处理消除应力，渗碳处理后直接加热至奥氏体化温度，保温时间的要求为至工件内外温度均匀，以使得工件全部奥氏体化，且保证奥氏体晶粒不长大结束，保温结束后直接进行快速冷却淬火，此时，因为渗碳导致的碳化物以及晶格间隙中的碳原子会全部固溶到奥氏体晶格中，并使内部的晶粒重新排列从而较为彻底的消除内应力。而现有技术中避免工件开裂的方式为随炉缓慢冷却，在缓冷过程中容易使网状碳化物沿晶界析出，这是产生裂纹的重要起源；第二种消除内应力方法是冷却法，对工件进行加热淬火处理后，需要立刻进行深冷处理，通过使工件迅速冷却能使内部的晶粒重新排列消除晶格畸变引起的内应力。
在深冷处理中，深冷件一般回温至室温后出深冷处理设备，按工件要求也可直接出深冷设备，在空气中自然回温。深冷件的后处理应去除工件表面的冷凝水分，另外值得注意的是深冷件应及时回火，回火工艺及参数按工件的性能要求而定。
优选的，深冷处理包括将工件温度下降至零下100℃以下，并保温，保温后恢复至室温，不同的降温与升温速度会对工件内应力的消除造成影响，温度变化过快容易导致材料内部不均匀，导致材料开裂，过慢会难以去除其中的内应力，故深冷处理的降温速度限定在2.5~6.0℃/min之间，工件的温度下降至-120℃~-190℃停止降温，保温2h~4h后升温。升温的速度限定在2.0~10.0℃/min之间，使工件回温至室温。
降温的具体温度与保温时间与工件的材料、大小相关，可以按照实际的生产指标进行调整。
另外，预氧化处理是能够成功进行渗碳处理的必要条件。其追要针对的是含Cr的致密氧化膜影响渗碳效果的问题，预氧化处理的温度范围是800℃~950℃，在具有致密氧化膜的工件表面继续形成Fe的氧化物，以松散致密氧化膜，便于渗碳处理时碳元素的渗入。
为了提高渗碳效率，缩短渗碳时间，并满足不同渗层的工件渗碳需求，渗碳处理的有效渗层厚度为1.4mm～2.5mm；渗碳处理的具体条件为：温度范围为930℃~980℃，保温时间为10h~40h。在渗碳处理的过程中，强渗阶段、扩散阶段依次重复进行，对强渗阶段和扩散阶段的时间进行精准的控制，强渗阶段和扩散阶段的时间比为1:2~1:3，在脉冲脉冲电流下进行表面富集的碳向心部较长时间的扩散，其主要目的是为了提高钢表面的硬化层深度，提高进一步成型工件表面的硬度，从而使得表面变质层钢的抗摩擦磨损性能与热硬性进一步提升。
由于该材料渗入了浓度非常高的碳，材料表面渗入了大量的碳会产生严重的晶格畸变，引起很大的内应力，本身容易开裂。此时若回火温度低了能量不够不足以降低内应力、稳定组织，若回火温度高了时间长容易使更多基体中的碳从晶界析出，引起碳化物的长大，在晶界连成网状碳化物，导致沿晶开裂。
为此，在本发明中，中温回火的温度严格控制在460℃-540℃，时间为1h-4h，提升整体（从表面到心部）硬度，防止材料开裂。同时在淬火后回火有进一步提升整体（从表面到心部）硬度，提高韧性，提升综合力学性能。
而对淬火后的工件依次重复进行多次的深冷处理与中温回火过程，其对解决软化层与凹点的问题同样具有非常重要的作用。
现有技术中也提及了渗氮处理技术，但本发明为了提高材料表面的硬度，首先进行了渗碳处理，在经过高浓度渗碳以后，现有的渗氮技术不容易渗进去，因为表层的碳会阻碍氮原子的扩散，必须在现有渗氮工艺的基础上，对渗氮的深度和浓度进行改进，并调节渗氮的参数，使N原子能够渗进去。
为了解决碳原子阻碍的问题，渗氮处理采用真空渗氮，满足以下条件：渗氮深度为0.2mm~0.6mm；温度为460℃-520℃。
优选的，渗氮处理的保温时间为10h~30h。
由于上述可知，渗氮时效处理一个是将高能量不稳定的状态向低能量的稳定态转变的过程，工件经过长时间的渗氮加热后，硬化层中高浓度的碳由于严重的晶格畸变能量很高，此时渗氮加热会使其获得迁移的驱动力，因此硬化层中的碳会向心部碳浓度低的地方扩散，降低畸变能，这个状态是更稳定的。同样心部基体中原来就存在碳和合金元素，持续加热使其获得了驱动力，C和Mo、含Cr的等合金元素从基体中析出，基体的畸变能减小，使工件整体的能量降低，趋于稳定态。
此方法不仅能够提高材料表层的硬度，且能够降低心部的碳含量，经济实用，节省成本，且易于实现。
本发明还一般性的包括其他步骤：
1）在渗碳处理前进行预备热处理，对畸变控制要求较高的齿轮首选调质，调质后组织是回火索氏体，其渗碳体呈球粒状，组织均匀细密；
2）在预备热处理后进行工件准备，渗碳前保证工件表面清洁，去氧化皮、锈斑、油垢、污渍，并进行无损检测，保证渗碳前无裂纹，防渗部位采取必要的防渗保护措施；
3）重复进行深冷处理与中温回火两三次，深冷和回火的次数可以根据工件形状大小而定，一般2~4次，回火可以使组织稳定，消除内应力，同时可以析出碳化物起到强化作用；
4）在渗氮处理之前进行清洗及检测，即及时清理工件表面的油污，并检测其从表面到心部的硬度分布、表面碳含量，得到工件表面碳的质量分数在0.7%~1.3%范围内，即符合要求。
特别的是，本发明能够真空渗碳或气体渗碳对工件进行处理，气体渗碳的具体条件为：温度范围为930℃~980℃，保温时间为20h~50h，碳势控制范围为1.0%~1.3%，真空渗碳处理的具体条件为：温度范围为930℃~980℃，保温时间为10h~40h，碳势控制范围为1.0%~1.3%。
若不添加B元素，在热处理时采用气体渗碳会增加工件开裂的概率。
以下进一步提供生产的细节步骤：
一、物料准备
所用金属或合金原料应洁净，不得有油污、锈蚀、灰尘等脏物，需烘烤的原料按相关规定烘烤后方可使用，若用返回料须清除氧化皮和脏物。
二、真空感应冶炼
（1）冶炼工艺
向原料的熔化期加入： Cr、 Ni、 Mo、 Co、 Nb、 V 、W、B等元素，按照工艺曲线控制真空度和输入功率。
（2）预处理
浇注前应检查清理电极锭模，锭模内表面必须无裂纹、冲蚀和污染物；
浇注前锭模应先预热至 200～250℃，取炉前样后备模进入模铸室，浇注时应做好相应记录，记录开始浇注和终浇的时间。
（3）钢锭处理
真空感应钢锭出炉后进行退火，退火曲线如图2所示。
三、真空自耗冶炼
真空自耗钢锭（Φ 495mm） 出炉后进行退火，退火曲线见图 2。
精炼采用 VAR（真空自耗电极熔炼炉），熔炼后各类夹杂物要求严格，夹杂元素控制要求[S]+[P]+[O]+[N]+[H]≤0.008%。
四、高温均质化处理
真空自耗钢锭退火后，进行高温均质化处理，热处理曲线如图3所示。
需要严格控制均质化温度，超过 1210℃可能造成严重开裂，在均质化出炉后，立刻进行退火，工艺执行图 2，根据后工序镦+拔对坯料高度的要求，对自耗锭进行锯切定尺处理。
五、锻造
（1）始锻温度≥1150℃，终锻温度≥950℃，抢温快锻。采用镦拔锻造，镦粗压下量为高度的1/2。 开坯过程中采用大压下量，确保钢坯内部致密度。
（2）锻造采用 4 次镦粗+4 次拔长，过程注意终锻温度，防止开裂。成品规格Φ300mm。
（3）多火成材，回炉加热 1180℃保温 1-1.5h 进行锻造，且最后一火次的预留变形量（锻比）应大于 1.5。坯料不得在炉内长时间停留。
（4）锻后立刻退火，退火工艺执行图 2规定，锻后超声波检测，得到含硼钢，在含硼钢中，确定B元素在含Nb碳化物以及Cr23C6的周边分布。
六、表面热处理
1、预备
对畸变控制要求较高的含硼钢首选调质，调质后组织是回火索氏体，准备渗碳体，其渗碳体呈球粒状，组织均匀细密；
渗碳前保证工件表面清洁，去氧化皮、锈斑、油垢、污渍；
进行无损检测，保证渗碳前无裂纹；
防渗部位采取防渗保护措施。
2、预氧化处理
对工件进行预氧化处理，温度为850℃，在高温条件下使具有致密氧化膜的工件表面继续形成Fe的氧化物，以使致密氧化膜疏松多孔。
2、渗碳
对工件进行渗碳处理，渗碳温度为 930℃~980℃，渗碳时间为20h~50h，工件表面逐渐硬化，硬化层深度范围为1.4mm~2.5mm，渗碳时碳势控制范围为1.0%~1.3%。
4、缓冷
在保护气氛中对渗碳后的工件进行缓冷处理，控制工件的缓冷速度，直至工件温度降至200℃~250℃。
5、加热淬火
在真空炉中，将缓冷后的工件在真空环境中重新加热到1050℃~1150℃，工件内外温度均匀后，用风冷将工件冷却到室温。
6、深冷处理
淬火完成后，将工件以2.5~6.0℃/min的降温速度将工件的温度下降至-120℃~-190℃，保温2h~4h；
以2.0~10.0℃/min的升温速度将工件回温至室温。
7、中温回火
将深冷处理后的工件再次加热至350℃~550℃，保温1h~4h，并重复步骤6与步骤7两到三次，重复完成后得到中间件，进行下一个步骤。
8、清洗及检测
对中间件及时清理表面油污，并检测其从表面到心部的硬度分布、表面碳含量。
9、渗氮处理
对中间件在450℃~530℃的温度范围内进行渗氮处理，保温15h~50h，渗氮厚度0.1mm~0.6mm，最终得到发明钢，即含硼表面变质层钢。
首选在制备发明钢的过程中，B元素在形核位点上也能发挥作用，B难溶于铁素体和马氏体，容易和铌和钼结合，在热轧时热塑性好，提高发明钢淬透性。
其次在后续热处理的过程中，一是在渗碳处理过程中，虽然是采用普通的渗碳处理工艺，未采用脉冲式真空渗碳法，但由于B元素分布在W元素的周边，能够抑制Nb的长大，减少W和Mo的碳化物在晶间偏距，从而Laves相形成晶间碳化物，防止发明钢在常规的渗碳处理过程中开裂，提高了成件的品质与成件率。
二是在缓冷与淬火的过程中，B元素分布在Cr23C6的周边抑制Cr23C6碳化物连城网状，防止晶界析出相造成淬火开裂。
故由上述可知，本发明不仅通过在材料中加入了B元素来提高材料的性能，且B元素分布在Nb元素与Cr23C6碳化物的周边，使得材料内部的结构发生改变，使得在后续进行热处理的过程中，可以不采用在真空渗碳炉操作，而是可以采用常规气体渗碳炉操作，如采用渗碳→缓冷→加热淬火→深冷回火这个步骤，就可以防止材料在渗碳以及淬火过程中引起的开裂，在设备购置成本的基础上保证了工件在表面热处理过程中成件率，提高产品的品质，提高生产率。
对元素进行分析：虽然现有技术中也有添加B元素的钢材，但其中最多含有0.001wt.% 的B元素，其热处理过程中的限制条件较多，本发明钢中含有0.007-0.01 wt.% 的B元素，热处理过程中更具可行性，同时本专利中B和W元素形成配合，起到细化晶粒和马氏体板条的作用。
以下提供两个热处理工艺的实施例进行工艺对比。
实施例1
一、物料准备
所用金属或合金原料应洁净，不得有油污、锈蚀、灰尘等脏物，需烘烤的原料按相关规定烘烤后方可使用，若用返回料须清除氧化皮和脏物。
二、真空感应冶炼
（1）冶炼工艺
向原料的熔化期加入： Cr、 Ni、 Mo、 Co、 Nb、 V 、W、B元素，按照工艺曲线控制真空度和输入功率。
（2）浇注
浇注前应检查清理电极锭模，锭模内表面必须无裂纹、冲蚀和污染物；
浇注前将锭模预热至 200℃，取炉前样后备模进入模铸室，记录开始浇注和终浇的时间。
（3）钢锭处理
真空感应钢锭出炉后进行退火，退火包括如下步骤：
将工件冷却至150℃后，升温至650℃，保温5h，降温至150℃；
其中，升温速度为50℃/h。
三、真空自耗冶炼
将真空感应钢锭出炉后退火的工件放入至真空自耗电极熔炼炉中进行处理，平均熔速为350-450 kg/h，真空自耗钢锭出炉后再次进行上述退火操作；
熔炼后各类夹杂物要求严格，夹杂元素控制要求[S]+[P]+[O]+[N]+[H]≤0.008%。
四、高温均质化处理
真空自耗钢锭退火后，进行高温均质化处理，即将退火后的真空自耗钢锭加热至500℃，保温1h，以50℃/h的速度升温至800℃，保温1h，后升温至1200℃，保温3h。
需要严格控制均质化温度，超过 1210℃可能造成严重开裂，在均质化出炉后，立刻进行退火，根据后工序镦+拔对坯料高度的要求，对自耗锭进行锯切定尺处理。
五、锻造
（1）始锻温度≥1150℃，终锻温度≥950℃，抢温快锻，采用镦拔锻造，镦粗压下量为高度的1/2，开坯过程中采用大压下量，确保钢坯内部致密度。
（2）锻造采用 4 次镦粗+4 次拔长，过程注意终锻温度，防止开裂。
（3）多火成材，回炉加热 1180℃保温1h 进行锻造，且最后一火次的预留变形量（锻比）大于 1.5；
（4）锻后立刻退火，锻后超声波检测，得到含硼钢。
六、热处理工艺
选取在上述制备工艺中得到的含硼钢，渗碳前保证含硼钢表面清洁，去氧化皮、锈斑、油垢、污渍；
进行无损检测，保证渗碳前无裂纹；
防渗部位采取防渗保护措施。
2、渗碳
采用常规的气体渗碳，渗碳温度为960℃，渗碳时间为33h；得到的渗碳处理的有效渗层厚度为1.5mm。
4、缓冷
在保护气氛中对渗碳后的工件进行缓冷处理，控制工件的缓冷速度，直至工件温度降至200℃~250℃。
5、加热淬火
在真空炉中，将工件在真空环境中重新加热到1080℃，工件内外温度均匀且内部组织全部奥氏体化后，用风冷将工件快速冷却到室温。
6、深冷处理
淬火完成后，将工件以4℃/min的降温速度将工件的温度下降至-120℃，保温3h；
以6℃/min的升温速度将工件回温至室温（25℃）。
7、中温回火
将深冷处理后的工件再次加热至490℃，保温2.5h，并重复步骤5与步骤6三次，得到中间件，进行下一个步骤。
8、清洗及检测
对中间件及时清理表面油污，并检测其从表面到心部的硬度分布、表面碳含量，得到的中间件表面碳的质量分数为1.2%，符合要求。
9、渗氮处理
对中间件在490℃的温度范围内进行真空渗氮处理，保温35h，渗氮厚度0.5mm ，最终得到发明钢，即实施例1。
对实施例1的元素含量进行检测，按质量百分数计，表面变质层钢至少包含如下组分：
0.13% C、13.3% Cr、4.3% Mo、0.58%V、2.1%Ni、13.0% Co、0.025%Nb、0.99%W、0.009%B。
实施例2
物料准备过程与实施例1相同，不同的是在热处理过程中，具体采用如下步骤：
二、热处理工艺
1、预备
选取在上述制备工艺中得到的含硼钢，渗碳前保证含硼钢表面清洁，去氧化皮、锈斑、油垢、污渍；
进行无损检测，保证渗碳前无裂纹；
防渗部位采取防渗保护措施。
2、预氧化处理
对工件进行预氧化处理，温度为850℃，在高温条件下使具有致密氧化膜的工件表面继续形成Fe的氧化物，以使致密氧化膜疏松多孔；
3、渗碳
对工件进行脉冲式真空渗碳，在渗碳处理的过程中，渗碳温度为960℃，渗碳时间为28h；
强渗阶段、扩散阶段依次重复进行，阶段和扩散阶段的时间比为1:2，工件表面逐渐硬化，得到的渗碳处理的有效渗层厚度为1.6mm。
4、加热淬火
在真空炉中，将渗碳后的工件从渗碳温度直接加热至奥氏体化温度，即1080℃，保温至工件内外温度均匀后，直接油淬或风冷进行快速冷却淬火处理。
5、深冷处理
淬火完成后，将工件以4℃/min的降温速度将工件的温度下降至-120℃，保温3h；
以6℃/min的升温速度将工件回温至室温（25℃）。
6、中温回火
将深冷处理后的工件再次加热至480℃，保温2.5h，并重复步骤5与步骤6三次，得到中间件，进行下一个步骤。
8、清洗及检测
对中间件及时清理表面油污，并检测其从表面到心部的硬度分布、表面碳含量，得到的中间件表面碳的质量分数为1.3%，符合要求。
9、渗氮处理
对中间件在490℃的温度范围内进行真空渗氮处理，保温35h，渗氮厚度0.5mm ，最终得到发明钢，即实施例2。
对实施例2中的元素含量进行检测，按质量百分数计，表面变质层钢至少包含如下组分：
0.13% C、13.3% Cr、4.3% Mo、0.58%V、2.1%Ni、13.0% Co、0.025% Nb、1.0% W、0.010% B。
从上述实施例1与实施例2，可以得到，无论是采用脉冲式气体渗碳还是常规的气体渗碳的热处理工艺，在添加B元素后，能够防止工件在热处理过程中开裂，提高了成件率。
对比例1
制备步骤与实施例1相同，不同的是，对比例1中为添加B。
得到对比例1以及实施例1以及其金相照片（图4），图4左为未加B中对比例1中形成了粗大碳化物，图4右为加B以后实施例1中形成了细小均匀碳化物。由此可见，B元素的含量达到一定程度后，能够抑制材料中M23C6的粗化，具有细化晶粒和马氏体板条的作用。
以上实施例仅为本申请的示例性实施例，不用于限制本申请，本申请的保护范围由权利要求书限定。本领域技术人员可以在本申请的实质和保护范围内，对本申请做出各种修改或等同替换，这种修改或等同替换也应视为落在本申请的保护范围内。

Claims (10)

1.一种含硼表面变质层钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
取原料，对所述原料进行VIM 真空熔炼处理，并在融化期加入Cr、 Ni、 Mo、 Co、 Nb、 V、W以及B元素，得到熔融态钢；
将所述熔融态钢浇筑至电极锭模内进行定型处理，出炉后得到成型钢锭，对所述钢锭进行退火处理，退火后进行真空自耗重熔处理，得到真空自耗钢锭；
其中B和W元素相互配合，抑制M23C6粗化，加强马氏体稳定，提高位错攀移所需的Orowan 应力，细化晶粒和马氏体板条；
将所述真空自耗钢锭进行退火处理，退火后进行高温均质化处理，并进行镦拔锻造，退火后得到含硼钢。
2.根据权利要求1所述的一种含硼表面变质层钢的制备方法，其特征在于，对所述含硼钢进行热处理，包括如下步骤：
对所述含硼钢进行预氧化处理，使具有致密氧化膜的所述含硼钢表面继续形成Fe的氧化物，以使致密氧化膜疏松多孔；
对具有疏松多孔氧化膜的所述含硼钢进行渗碳处理，在工件表面形成深度范围为1.4mm~2.5mm的硬化层，所述B元素抑制Nb碳化物的长大，抑制Laves相的形成；
对淬火后的工件依次进行加热淬火处理、深冷处理与中温回火，得到中间件，其中，所述中温回火的温度为460℃~540℃，保温时间为1h~4h；
对所述中间件进行渗氮处理，将所述硬化层中的残余奥氏体转变为稳定的马氏体，以制得含硼表面变质层钢。
3.根据权利要求2所述的一种含硼表面变质层钢的制备方法，其特征在于，
所述渗碳处理为真空渗碳或气体渗碳；
其中，所述气体渗碳的具体条件为：温度范围为930℃~980℃，保温时间为20h~50h，碳势控制范围为1.0%~1.3%；
所述真空渗碳处理的具体条件为：温度范围为930℃~980℃，保温时间为10h~40h，强渗阶段、扩散阶段依次重复进行，所述阶段和扩散阶段的时间比为1:2~1:3；碳势控制范围为1.0%~1.3%。
4.根据权利要求2所述的一种含硼表面变质层钢的制备方法，其特征在于，
所述预氧化处理的温度范围是800℃~950℃。
5.根据权利要求3所述的一种含硼表面变质层钢的制备方法，其特征在于，
所述加热淬火包括如下步骤：
在真空炉中，将缓冷后的所述含硼钢在真空环境中加热至1060℃~1100℃，所述含硼钢内外温度均匀且内部组织全部奥氏体化后，用风冷将所述含硼钢快速冷却到室温。
6.根据权利要求1所述的一种含硼表面变质层钢的制备方法，其特征在于，
所述深冷处理包括如下步骤：
以2.5~6.0℃/min的降温速度将所述工件的温度下降至-120℃~-190℃，保温2h~4h后，以2.0~10.0℃/min的升温速度将所述工件回温至室温。
7.根据权利要求1所述的一种含硼表面变质层钢的制备方法，其特征在于，所述渗氮处理满足以下条件：
渗氮深度为0.2mm～0.6mm；
温度范围：460℃-520℃；
保温时间：10h~50h。
8.根据权利要求1所述的一种含硼表面变质层钢的制备方法，其特征在于，
所述退火包括如下步骤：
将工件冷却至100-200℃后，升温至650℃，保温5h，降温至100-200℃；
其中，升温速度≤100℃/h。
9.根据权利要求1所述的一种含硼表面变质层钢的制备方法，其特征在于，
所述高温均质化处理包括如下步骤：
将退火后的所述真空自耗钢锭加热至500℃，保温1-1.5h，以≤100℃/h的速度升温至800±10℃，保温1-1.5h，后升温至1190-1205℃，保温3-3.5h。
10.一种含硼表面变质层钢，其特征在于，按质量百分数计，如权利要求1-9任一项所示，所述表面变质层钢至少包含如下组分：
0.13-16% C、13.3-14.1% Cr、4.3-4.8% Mo、0.58-0.62% V、2.1-2.4% Ni、13.0-13.6%Co、0.025-0.035% Nb、0.007-0.01% B、0-1.0% W。
CN202311378774.3A 2023-10-24 2023-10-24 一种含硼表面变质层钢及其制备方法 Active CN117107143B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202311378774.3A CN117107143B (zh) 2023-10-24 2023-10-24 一种含硼表面变质层钢及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202311378774.3A CN117107143B (zh) 2023-10-24 2023-10-24 一种含硼表面变质层钢及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN117107143A true CN117107143A (zh) 2023-11-24
CN117107143B CN117107143B (zh) 2024-02-20

Family

ID=88795158

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202311378774.3A Active CN117107143B (zh) 2023-10-24 2023-10-24 一种含硼表面变质层钢及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN117107143B (zh)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1209464A (zh) * 1997-03-25 1999-03-03 株式会社东芝 高韧性耐热钢、涡轮转子及其制造方法
CN109735794A (zh) * 2019-03-08 2019-05-10 东北大学 一种高温渗碳不锈钢低压真空渗碳热处理方法
CN110527911A (zh) * 2019-09-16 2019-12-03 北京航空航天大学 一种低密度高强高耐蚀齿轮轴承钢及其制备方法
US11180820B1 (en) * 2020-05-20 2021-11-23 University Of Science And Technology Beijing Hot-work die steel and a preparation method thereof
CN114318167A (zh) * 2021-12-15 2022-04-12 中国航发北京航空材料研究院 一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢及制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1209464A (zh) * 1997-03-25 1999-03-03 株式会社东芝 高韧性耐热钢、涡轮转子及其制造方法
CN109735794A (zh) * 2019-03-08 2019-05-10 东北大学 一种高温渗碳不锈钢低压真空渗碳热处理方法
CN110527911A (zh) * 2019-09-16 2019-12-03 北京航空航天大学 一种低密度高强高耐蚀齿轮轴承钢及其制备方法
US11180820B1 (en) * 2020-05-20 2021-11-23 University Of Science And Technology Beijing Hot-work die steel and a preparation method thereof
CN114318167A (zh) * 2021-12-15 2022-04-12 中国航发北京航空材料研究院 一种超高强度高韧性沉淀硬化型渗碳钢及制备方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
TETSUYA MATSUNAGA: "Creep lifetime and microstructure evolution in boron-added 9Cr–1Mo heat-resistant steel", 《MATERIALS SCIENCE & ENGINEERING A》, vol. 760, pages 267 - 276 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN117107143B (zh) 2024-02-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5129564B2 (ja) 浸炭高周波焼入部品
JP6098732B2 (ja) 浸炭鋼部品の製造方法及び浸炭鋼部品
JP5332646B2 (ja) 冷間鍛造性に優れた浸炭用鋼の製造方法
CN111511936B (zh) 用于冷镦的线材、使用其的加工产品、及其制造方法
CN111455146B (zh) 一种低合金马氏体钢强韧化处理方法及马氏体钢
JPWO2011122134A1 (ja) 高周波焼入れ用鋼、高周波焼入れ用粗形材、その製造方法、及び高周波焼入れ鋼部品
JP2019167630A (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼部材
CN104024444A (zh) 钢制部件的制造方法
JPH0156124B2 (zh)
JP2015183265A (ja) 冷間加工性または被削性に優れた鋼材の製造方法
JPH06172867A (ja) 衝撃疲労寿命に優れた歯車の製造方法
JP5904409B2 (ja) 靭性に優れた金型用鋼材の製造方法
JP5405325B2 (ja) 差動歯車およびその製造方法
CN117107143B (zh) 一种含硼表面变质层钢及其制备方法
JP2549039B2 (ja) 歪の小さい高強度歯車の浸炭窒化熱処理方法
JP2018165408A (ja) 冷間加工性または被削性に優れた鋼材の製造方法
JPS6137334B2 (zh)
CN114657363A (zh) 一种改善42CrMoA曲轴带状组织的方法
JP2549038B2 (ja) 歪の小さい高強度歯車の浸炭熱処理方法およびその歯車
JPH05239602A (ja) 高面圧部品
JPH04371524A (ja) 鋸刃台金用高強度鋼板の製造法
CN111842485A (zh) 一种降低含铝合金结构钢盘条脱碳层深度的加热方法
JP2016074951A (ja) 肌焼鋼の製造方法
JP2004244705A (ja) 浸炭性に優れたＮｂ含有肌焼鋼
CN117144288B (zh) 一种表面变质层钢的化学热处理工艺

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant