CN117144236A - 一种易切削高温晶粒度稳定的表面硬化钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种易切削高温晶粒度稳定的表面硬化钢，其含有Fe和不可避免的杂质，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.225～0.265％，Si：0.05～0.35％，Mn：0.80～1.20％，S：0.015～0.040％，Cr：0.90～1.20％，Al：0.020～0.050％，N：0.008～0.020％，Nb：0.003～0.030％，Ti：0.002～0.020％。相应地，本发明还公开了上述表面硬化钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼；(2)铸造；(3)加热：加热温度为1100～1250℃，保温时间为3～12h；(4)锻造或轧制。本发明所述的表面硬化钢具有良好的高温晶粒稳定性和较高的淬透性及较窄的淬透性带宽，且易于切削，其具有良好的使用前景和应用价值。

Description

一种易切削高温晶粒度稳定的表面硬化钢及其制造方法
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，随着汽车工业的深入发展，市场和用户对汽车安全、环保和舒适的需要也在日益增长，同时对汽车零部件的技术要求也越来越高。
众所周知，在制备汽车零部件时，特别是在制备高性能齿轮或轴类零部件时，零部件表面通常需要进行硬化处理，如渗碳和淬火及回火处理，或者感应淬火及低温回火，或者经过碳氮共渗处理，以得到硬度较高的表面和韧性较好的心部，并最终获得优异的抗疲劳寿命及耐磨性能。
当前，针对汽车领域，特别是新能源车减速器及差速器对于齿轮或轴类零部件的高技术要求，高温渗碳技术的应用已经变得日趋广泛，采用高温渗碳工艺不仅能够获得性能优异的渗碳齿轮，还可以大幅提升生产效率，并减少气体排放而保护环境。
目前，国内外常用的气体渗碳温度一般不高于930℃，而高温真空渗碳由于其处理环境无氧，因此其渗碳温度可高达960℃甚至1000℃以上。根据渗碳原理计算，渗碳温度提高50℃左右，获得同样厚度硬化层的渗碳时间可以缩短50％左右；因此，如果把渗碳温度从930℃提高到980℃，则可以使渗碳时间缩短为原来的50％，生产效率明显提升。此外，采用高温真空渗碳所得齿轮，表面少甚至无沿晶氧化，可以明显提高抗冲击断裂性能。
由此可见，高温真空渗碳技术以其自身的优势已经逐渐成为替代气体渗碳技术的必然选择。
在当前现有技术中，中低碳齿轮钢通常在调质状态下使用，也可在正火后使用，用于制造在磨损及摩擦条件下或在很大冲击负荷下工作的重要机件，如轴、小轴、平衡杠杆、摇杆、连杆、螺栓、螺帽、齿轮和各种滚子等。这种钢可用作高频表面淬火用钢，也可以渗碳或者渗氮或者碳氮共渗，用于制作对表面硬度及耐磨性要求较高的零件。
目前广泛使用的中低碳MnCr系齿轮钢，以其优异的综合性价比，在新能源车减速器及差速器上也有大量应用。MnCr系高淬透性齿轮钢的主要技术难题是：如何在提高渗碳温度或延长感应加热时间的同时，确保齿轮后轴类零部件不出现混晶和晶粒粗大现象；而一旦发生晶粒异常长大，则容易导致热处理变形和早期疲劳断裂等，有影响传动效率和造成交通事故的可能性。不仅如此，为了应对复杂形状零部件的淬火及回火，伴随高温真空渗碳的气体淬火应用日趋广泛，对钢的淬透性也提出了更高要求。
试验研究表明，在MnCr系渗碳齿轮钢中添加Al、Nb、V、Ti及N等元素，利用碳氮化物可以有效抑制高温晶粒异常长大。但是这种技术方案仍然存在着：晶粒粗化温度不够高、大生产所得零部件奥氏体晶粒度不稳定等问题。
例如：公开号为CN103361559A，公开日为2013年10月23日，名称为“一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢”的中国专利文献，一种Nb、Ti复合微合金化的20CrMnTi易切削齿轮钢，钢的组分为：C：0.17～0.22％，Si：0.20-0.35％，Mn：0.9～1.10％，P:≤0.025％，S：0.020～0.035％，Cr：1.05～1.30％，Al：0.015～0.035％，Ti：0.02～0.06％，Nb：0.02～0.06％，余量为铁与不可避免的杂质。通过控制Nb、Ti及Al等微合金元素含量，提高齿轮渗碳温度或缩短渗碳时间，如1050℃*1h，或者1000℃*6h。在该技术方案中，其添加了0.02～0.06％的Ti和Nb元素，可将渗碳温度提高到1000℃。
又例如：公开号为CN106967925A，公开日为2017年7月21日，名称为“一种具有细晶粒窄淬透性带宽的高温渗碳齿轮钢”的中国专利文献，公开了一种具有细晶粒窄淬透性带宽的高温渗碳齿轮钢，其化学成分包括C：0.19～0.21％，Si：0.20～0.30％，Mn：0.70～0.80％，P≤0.010％，S≤0.005％，Cr：1.10～1.20％，Mo：0.35～0.38％，Al：0.025～0.055％，Ca：0.015～0.0025％，N：0.0080～0.020％，[O]≤0.0015％，其余为Fe及不可避免的杂质。在该技术方案中，钢材在经过980-1000℃高温渗碳处理后基体晶粒尺寸仍然保持在15～20μm范围内，晶粒度控制在7-8级。
再例如：公开号为CN111286671A，公开日为2020年6月16日，名称为“一种超纯净高温细晶粒齿轮钢、制造方法及其应用”的中国专利文献，其化学成分包括C：0.15～0.21％，Si：≤0.12％，Mn：1.00～1.30％，Cr：1.00～1.30％，S：0.010～0.025％，P≤0.025％，Ni：0.70～1.00％，Mo：0.02～0.10％，B：0.0020～0.0040％，Cu≤0.20％，Al≤0.05％，Ca≤0.0005％，Ti≤0.003％，N：0.0080～0.016％，且N＝(0.80～1.0)×(0.5％Al+0.7％B)，余量为Fe及不可避免的杂质，使得在960℃以上的高温渗碳处理后基体晶粒度仍然在6级以上。该专利添加了B元素，利用Al、B、N充分结合，形成AlN、BN质点，获得了可在1000℃*4h高温处理后晶粒度仍在6级以上的齿轮圆钢。
由此可见，为了应对越来越高的渗碳齿轮钢技术要求，适用于高温真空渗碳处理且易于切削的高淬透性MnCr系渗碳齿轴用钢的研发制造迫在眉睫。
基于此，为了克服现有技术中存在的问题，本发明较为经济地获得一种新的表面硬化钢，其不仅具有良好高温奥氏体晶粒度稳定性，还具有较高的淬透性，且易于切削加工，可以有效应用于汽车用变速箱或新能源车用减速器及差速器等高端零部件中，具有良好的使用前景和推广价值。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种易切削高温晶粒度稳定的表面硬化钢，其通过优化钢材的成分体系成分设计，合理控制钢中微合金元素与氮元素的含量，可以较为经济地获得高温晶粒度稳定的表面硬化钢，其不仅具有良好高温晶粒稳定性，还具有较高的淬透性以及较窄的淬透性带宽，且易于切削加工。
为了实现上述目的，本发明提出了一种易切削高温晶粒度稳定的表面硬化钢，其含有Fe和不可避免的杂质，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.225～0.265％，Si：0.05～0.35％，Mn：0.80～1.20％，S：0.015～0.040％，Cr：0.90～1.20％，Al：0.020～0.050％，N：0.008～0.020％，Nb：0.003～0.030％，Ti：0.002～0.020％。
进一步地，在本发明所述的表面硬化钢中，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.225～0.265％，Si：0.05～0.35％，Mn：0.80～1.20％，S：0.015～0.040％，Cr：0.90～1.20％，Al：0.020～0.050％，N：0.008～0.020％，Nb：0.003～0.030％，Ti：0.002～0.020％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
本发明所设计的这种表面硬化钢是一种表面硬化的MnCr系齿轴用钢，其可以有效应用于汽车用变速箱或新能源车用减速器及差速器等高端零部件中，具有良好的使用前景和推广价值。
在本发明所述的易切削高温晶粒度稳定的表面硬化钢中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的表面硬化钢中，C是钢中所必需的成分，其同时也是影响钢材淬透性的最主要元素之一。为了兼顾高温渗碳、碳氮共渗(软氮化)和表面感应淬火等表面硬化多种需求，本发明较常规齿轮钢提高了碳含量。本发明所设计的这种表面硬化钢在获得高表面强度的同时，也需要一定的心部冲击韧性，当钢中C元素含量太低时，低于0.225％时，则钢材的强度不足，且不能保证良好的淬透性要求，难以适用于软氮化及感应淬火需求；相应地，钢中C元素的含量也不宜太高，当钢中C元素含量太高时，则无法满足齿轮心部韧性的需求，且C含量过高对钢材的塑性不利，特别是对Mn含量较高的钢材，当钢中C元素含量大于0.265％时，不利于钢材的加工性能，且容易造成热处理变形。因此，为发挥C元素的有益效果，在本发明所述的表面硬化钢中，将C元素的质量百分含量控制在0.225～0.265％之间。
Si：在本发明所述的表面硬化钢中，Si元素不仅能够更好地消除氧化铁对钢的不良影响，其也能溶入铁素体，使铁素体强化，提高钢材的强度、硬度、耐磨性和弹性及弹性极限。同时，需要注意的是，Si元素会提高钢的Ac3温度，因导热性较差，有开裂风险以及脱碳倾向。基于此，综合考虑Si的有益效果和不利影响，在本发明所述的表面硬化钢中，将Si元素的质量百分含量控制在0.05～0.35％之间。
Mn：在本发明所述的表面硬化钢中，Mn是影响钢淬透性的主要元素之一。Mn元素的脱氧能力较好，其可以还原钢中的氧化铁，能够有效提高钢的产量。同时，Mn能够溶入铁素体，提高钢材的强度和硬度，并使钢材在热轧后冷却时得到片层较细、强度较高的组织。此外，Mn元素还能与钢中的S元素配合形成MnS，其可以消除过量S的有害作用，具有使钢形成和稳定奥氏体组织的能力，可以强烈增加钢的淬透性，还能提高钢的热加工性能。当钢中Mn元素含量小于0.80％时，钢材的淬透性不足；而当钢中Mn元素含量过高时，则会使钢材的热塑性变差，影响生产，且钢材在水淬时容易发生裂纹。因此，在本发明所述的表面硬化钢中，将Mn元素的质量百分含量控制在0.80～1.20％之间。
S：在本发明所述的表面硬化钢中，S元素一般作为钢中的杂质元素，过量的S元素会显著降低钢的塑性和韧性，但发明人发现一定含量的S元素可与Mn形成非金属夹杂物，适量的S能够改善钢材的切削性能。因此，为了发挥S元素的有益效果，在本发明所述的表面硬化钢中，将S元素的质量百分含量控制在0.015～0.040％之间。
Cr：在本发明所述的表面硬化钢中，Cr是本发明钢中添加的主要合金元素之一，Cr可以显著提高钢的淬透性以及强度、接触疲劳等性能。此外，Cr元素还能降低钢中C元素的活度，其可以防止加热、轧制和热处理过程中的脱碳。但需要注意的是，钢中Cr元素含量同样不宜过高，过高含量的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，在本发明所述的表面硬化钢中，将Cr元素的质量百分含量控制在0.90～1.20％之间。
Al：在本发明所述的表面硬化钢中，Al属于细化晶粒元素。Al元素与N元素配合可进一步细化晶粒，并提高钢材的韧性。晶粒细化在提高钢的力学性能尤其是强度和韧性方面有重要的作用，同时晶粒细化还有助于降低钢的氢脆敏感性。但需要注意的是，钢中Al元素含量不宜过高，过高含量的Al易增加钢中夹杂物产生的机会。因此，在本发明所述的表面硬化钢中，将Al元素的质量百分含量控制在0.020～0.050％之间。
N：在本发明所述的表面硬化钢中，N为间隙原子，其可以与钢中的微合金结合形成MN型析出物(“M”是指合金元素)，并在高温下能够钉扎晶界，从而抑制奥氏体晶粒长大。当钢中N元素含量较低时，则形成的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，则容易在炼钢中富集，降低钢的韧性。因此，为发挥N元素的有益效果，在本发明所述的表面硬化钢中，将N元素的质量百分含量控制在0.008～0.020％之间。
Nb：在本发明所述的表面硬化钢中，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，并可以有效细化晶粒。需要注意的是，钢中Nb元素含量同样也不宜过高，当钢中Nb含量过高时，在冶炼过程中会形成粗大的NbC颗粒或NbN颗粒，反而会降低钢材的冲击韧性和疲劳性能。因此，在本发明所述的表面硬化钢中，将Nb元素的质量百分含量控制在0.003～0.030％之间。
Ti：在本发明所述的表面硬化钢中，Ti加入钢中虽然可以形成细小析出相，起到细化晶粒的作用。但钢中Ti元素含量不宜过高，当钢中Ti元素含量过高时，则会在冶炼过程中形成粗大的带棱角的TiN颗粒，降低钢的冲击韧性和疲劳性能。因此，在本发明所述的表面硬化钢中，将Ti元素的质量百分含量控制在0.002～0.020％之间。
进一步地，在本发明所述的表面硬化钢中，其还含有下述各化学的至少其中之一：0＜Ni≤0.20％，0＜Cu≤0.20％，0＜Mo≤0.10％，0＜V≤0.010％。
在本发明上述技术方案中，为了获得更优的实施效果，还可以进一步在表面硬化钢中添加适量的Ni、Cu、Mo和V元素，这些元素均可以进一步地提高本发明所述的表面硬化钢的性能，可以考虑添加其中的一种或几种。
Ni：在本发明中，Ni元素在钢中以固溶形式存在，其可以有效提高钢的低温冲击性能。但需要注意的是，过高的Ni含量会导致钢材中的残留奥氏体含量过高，而降低钢的强度。因此，考虑生产成本以及竞争力，在本发明所设计的表面硬化钢中，可以优选地将Ni的质量百分比控制为0＜Ni≤0.20％。
Mo：在本发明中，Mo元素可在钢中固溶，其有利于提高钢的淬透性，提高钢材强度。此外，在较高的温度回火时，Mo会配合形成细小的碳化物，其能够进一步提高钢材的强度；另外，钼与锰的联合作用，还可以显著提高奥氏体的稳定性。当然，考虑到Mo为贵重金属，其成本较高，为了控制生产成本，在本发明所述的表面硬化钢中，可以优选地将Mo的质量百分比控制为0＜Mo≤0.10％。
Cu：在本发明中，Cu元素可以提高钢材的强度，并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，在本发明所述的表面硬化钢中，可以优选地将Cu的质量百分含量控制为0＜Cu≤0.20％。
V：在本发明中，V可以有效提高钢的淬透性。在钢中V元素可以与C元素或N元素形成析出物，从而进一步提高钢的强度。如果C元素和V元素含量过高，则会形成粗大的VC颗粒。考虑到生产成本和竞争力，在本发明所述的表面硬化钢中，将V元素的质量百分比控制为0＜V≤0.010％。
进一步地，在本发明所述的表面硬化钢中，在不可避免的杂质中，P≤0.015％，O≤0.0020％，B≤0.0005％，Ca≤0.003％。
在上述技术方案中，P元素、B元素、O元素和Ca元素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。
P：P容易在钢中晶界处偏聚，会降低晶界结合能，恶化钢的冲击韧性，因此在本发明所述的表面硬化钢中，控制P含量为：P≤0.015％。
O：O能够与钢中的Al元素形成氧化物以及复合氧化物等，为保证钢组织均匀性和低温冲击功及疲劳性能，在本发明所述的表面硬化钢中，可以控制O元素含量为：O≤0.0020％。
B：B是对淬透性较为敏感的元素，由于B元素容易偏聚，B含量的微小变化会引起钢材淬透性较大的波动，在齿轴用钢中加入B元素不利于齿轮钢淬透性带宽的窄幅控制。因此在本发明所述的表面硬化钢中，控制B元素含量为：B≤0.0005％。
Ca：在本发明所述的表面硬化钢中，Ca元素容易形成夹杂物，进而影响最终产品的疲劳性能。因此，为了确保钢材的性能，可以控制Ca元素含量为：Ca≤0.003％。
进一步地，在本发明所述的表面硬化钢中，其淬透性临界理想直径DI的值为2.8～3.4；其中：
DI＝0.54×C×(3.33Mn+1)×(0.70Si+1)×(0.36Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3.00Mo+1)×(0.36Cu+1)×(1.73V+1)×(2.50Nb+1)；
式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
在本发明的上述技术方案中，本发明所设计的这种表面硬化齿轴用钢在控制单一元素质量百分含量的同时，还可以优选地将淬透性临界理想直径DI的值控制在2.8～3.4inches(英寸)之间。这是因为：当DI值较低时，钢材淬透性不足，在表面硬化过程中难以保证心部硬度；而当DI值较高时，则制造困难且成本较高，并有严重热处理变形的风险。
进一步地，在本发明所述的表面硬化钢中，其微合金元素系数rM/X的范围为1.0～2.0；其中：
rM/X＝(20Nb/93+Al/27+Ti/48-V/510)/(N/14+C/120)
式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
在本发明上述技术方案中，发明人对微合金元素系数rM/X的范围进行了优化设计。Al、Nb、Ti和N均是主要的细化晶粒元素，本发明的积极效果就是控制齿轮钢中Al、Nb、Ti、V、N、C的含量以及微合金元素系数rM/X，以形成大量细小弥散的析出物，从而在高温阶段抑制奥氏体晶粒长大。
进一步地，在本发明所述的表面硬化钢中，940～1050℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持在5～9级。
本发明所设计的这种表面硬化的齿轴用钢在940～1050℃的高温渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持5～9级，其在长时间感应加热后仍能保持奥氏体晶粒稳定，可以有效应用于汽车用变速箱或新能源车用减速器及差速器等高端零部件中，具有良好的使用前景和价值。
进一步地，在本发明所述的表面硬化钢中，其J9mm处的淬透性为36～40HRC。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述表面硬化钢的制造方法，该制造方法生产简单，所获得的表面硬化钢不仅具有较高的淬透性，其还具有高温奥氏体晶粒度稳定、淬透性带宽窄、易切削、尺寸精度高、疲劳性能高等特点，具有良好的推广前景和应用价值。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的表面硬化钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)加热：加热温度为1100～1250℃，保温时间为3～12h；
(4)锻造或轧制。
在本发明上述技术方案中，发明人对加热工艺进行了优化设计，同现有技术相比，在步骤(3)的加热工艺中所采用的技术方案，具有较高的加热温度，较高的加热温度能够在钢坯加热的扩散过程，有利于提高铸坯的成分均匀性和组织均匀度。同时，在此温度下，析出相有着较快的固溶速度，因此加热温度高将使钢中原始未溶的析出相粒子有更多的溶解，使基体中微合金元素浓度增加，在以后冷却时析出更多更弥散的粒子。此外，只有将加热温度向上提高以后，才能使终轧温度提高，使轧后奥氏体回复再结晶更充分，析出相分布更均匀。
相应地，在本发明所述的技术方案中，本发明所述制造方法的步骤(1)中的冶炼可以采用电炉冶炼或转炉冶炼，并经过精炼及真空处理。当然在一些其他的实施方式中，也可以采用真空感应炉进行冶炼。
在步骤(1)中，当采用电炉冶炼时，电炉冶炼的炉料可以选用低P、S废钢、切头及优质生铁；合金可以准备铬铁、低磷锰铁、钼铁等；还原剂可以包括：电石、碳粉和铝粉；在氧化期：勤流渣去P；可以控制出渣条件为：出渣温度为1630～1660℃；P≤0.015％；可以控制出钢条件为：出钢温度为1630～1650℃；[P]≤0.010％，[C]≥0.03％。
相应地，在步骤(2)中，浇铸可以采用模铸或连铸。其中，在连铸浇注过程中，钢包内高温钢液可以通过保护套管，浇进中间包，中间包过热度可以控制在20～40℃之间。中间包使用前完全清理、内表面为耐火涂层且不得有裂缝；采用优质大口径水口，中间包内的钢液经连铸结晶器，电磁搅拌充分，可以浇注出140mm×140mm～320mm×425mm断面尺寸的合格连铸坯。在本技术方案中，可以依据不同的方坯尺寸控制浇注速度为0.6～1.1m/min。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，直接锻造或轧制至最终成品尺寸。
在本发明中当进行锻造时，可以直接锻造至最终成品尺寸；而当进行轧制时，既可以采用钢坯直接轧制到最终成品尺寸，也可以采用钢坯先轧制到指定的中间坯尺寸，再进行加热和轧制到最终成品尺寸。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，先轧制到中间坯尺寸，再进行中间加热，然后轧制到最终成品尺寸；其中，中间加热温度为1100～1250℃，保温时间为3～12h之间。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，控制开锻或开轧温度为1100～1250℃，控制终锻或终轧温度≥900℃。
在上述技术方案中，在本发明所述制造方法的步骤(4)中，在钢坯出炉后，可以采用高压水除鳞去氧化皮，控制开锻或开轧温度在1100～1250℃之间，并控制终锻或终轧温度≥900℃。这是因为：在此种工艺下有利于N从奥氏体固溶体中脱溶并与钢中的微合金元素结合成氮化物。
相较于现有技术，本发明所述的易切削高温晶粒度稳定的表面硬化钢及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：
(1)本发明通过合理的化学成分设计并结合优化工艺，可以开发出具有一种高温奥氏体晶粒稳定的表面硬化钢，采用该表面硬化钢轧制或锻造好的棒材能够有效加工成齿轮，其在经过高温渗碳或碳氮共渗或感应淬火等热处理后，仍然具有适宜的淬透性、强韧性及耐磨和抗疲劳性能。
(2)在本发明中，发明人控制了微合金元素与氮及碳元素的含量，并且严格控制原子摩尔比，加入适量Nb元素，以阻碍高温奥氏体晶粒的异常长大，提高了齿轮钢的奥氏体晶粒粗化温度，使该表面硬化钢在940～1050℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持在5～9级，且各项性能均能够达到齿轴用钢的使用性能指标。
(3)本发明所设计的这种易切削高温晶粒度稳定的表面硬化钢的成分和工艺设计合理，其通过控制钢中微合金元素的含量，从而避免了钢材中出现大颗粒有害夹杂，其不仅能够保证钢材稳定的生产质量，还可以降低钢材的生产成本，并实现在棒材产线上的批量生产。
综上所述可以看出，本发明所述的表面硬化钢的奥氏体晶粒度及淬透性和成本竞争力等方面均优于现有专利技术，其可在保证高温表面硬化和高淬透性及窄带宽等性能的前提下，控制钢材中合金元素的种类和数量，提高钢材的适用性。
在实际应用时，本发明所述的表面硬化钢的应用将极大地缩短齿轮的渗碳时间，降低齿轮生产成本，减少CO2排放，其符合环保、节能、省资源的时代要求，具有广阔的工业应用前景。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例对本发明所述的易切削高温晶粒度稳定的表面硬化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1-8和对比例1-4
实施例1-8的表面硬化钢均采用以下步骤制得：
(1)按照下述表1-1和表1-2所示的化学成分进行冶炼：其中冶炼可以采用50kg真空感应炉、150kg真空感应炉或者500kg真空感应炉进行冶炼，也可以采用电炉冶炼+炉外精炼+真空脱气的方式进行冶炼，或者采用转炉冶炼+炉外精炼+真空脱气的方式进行冶炼。
当采用电炉冶炼时，电炉冶炼的炉料可以选用低P、S废钢、切头及优质生铁；合金可以准备铬铁、低磷锰铁、钼铁等；还原剂可以包括：电石、碳粉和铝粉；在氧化期：勤流渣去P；可以控制出渣条件为：出渣温度为1630～1660℃；P≤0.015％；可以控制出钢条件为：出钢温度为1630～1650℃；[P]≤0.010％，[C]≥0.03％。
(2)铸造：采用模铸或连铸进行铸造，以获得铸锭；
当采用连铸进行浇铸时，钢包内高温钢液可以通过保护套管，浇进中间包，中间包过热度可以控制在20～40℃之间。中间包使用前完全清理、内表面为耐火涂层且不得有裂缝；采用优质大口径水口，中间包内的钢液经连铸结晶器，电磁搅拌充分，可以浇注出140mm×140mm～320mm×425mm断面尺寸的合格连铸坯，并依据不同的方坯尺寸控制浇注速度为0.6～1.1m/min，然后将制备的连铸坯进入缓冷坑进行缓冷。
(3)加热：将铸锭放到加热炉内加热，控制加热温度为1100～1250℃，控制保温时间为3～12h。
(4)锻造或轧制：在钢坯出炉后，可以采用高压水除鳞去氧化皮，控制开锻或开轧温度在1100～1250℃之间，并控制终锻或终轧温度≥900℃；
当进行锻造时，可以直接锻造至最终成品尺寸；而当进行轧制时，既可以采用钢坯直接轧制到最终成品尺寸，也可以采用钢坯先轧制到指定的中间坯尺寸，再进行加热和轧制到最终成品尺寸；其中，中间坯的加热温度可以控制在1100～1250℃之间，保温时间可以控制在3～12h之间。
在本发明中，实施例1-8的表面硬化钢的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明设计规范要求。而对比例1-4的化学成分设计以及相关工艺均存在不满足本发明设计规范要求的参数，其化学成分设计可以参见下述表1-1和表1-2。
表1-1列出了实施例1-8的表面硬化钢和对比例1-4的对比钢材的各化学元素的质量百分配比。
表1-1.(wt.％，余量为Fe和除P、B、O和Ca以外的其他不可避免的杂质)
表1-2列出了由实施例1-8的表面硬化钢和对比例1-4的对比钢材的各化学元素的质量百分含量计算得到的淬透性临界理想直径DI、微合金元素系数rM/X。
表1-2.
编号 DI rM/X
实施例1 2.9 2.0
实施例2 3.4 1.8
实施例3 2.8 1.0
实施例4 3.1 2.2
实施例5 2.8 1.9
实施例6 2.9 2.4
实施例7 3.4 1.9
实施例8 2.8 1.8
对比例1 3.0 1.2
对比例2 3.2 2.7
对比例3 3.2 1.8
对比例4 2.7 0.7
注：DI＝0.54×C×(3.33Mn+1)×(0.70Si+1)×(0.36Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3.00Mo+1)×(0.36Cu+1)×(1.73V+1)×(2.50Nb+1)；rM/X＝(20Nb/93+Al/27+Ti/48-V/510)/(N/14+C/120)；式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
实施例1-8的表面硬化钢和对比例1-4的对比钢材的具体生产工艺操作如下所述：
实施例1
按表1-1和表1-2所示的化学成分在50kg真空感应炉上进行冶炼。钢水模铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢锭加热温度为1100℃，保温8h后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成Φ50mm棒料。
实施例2
按表1-1和表1-2所示的化学成分在150kg真空感应炉上进行冶炼。钢水模铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢锭加热温度为1200℃，保温4h后进行后续锻造，控制终锻温度为950℃，最终锻造成Φ80mm棒料。
实施例3
按表1-1和表1-2所示的化学成分在500kg真空感应炉上进行冶炼。钢水模铸成钢锭，加热并经锻造开坯，钢锭加热温度为1180℃，保温5h后进行后续锻造，控制终锻温度为950℃，最终锻造成Φ90mm棒料。
实施例4
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成280mm×280mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热然后加热至1200℃，保温4h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为970℃，最终轧制成φ90mm棒料。轧制后空冷，砂轮剥皮处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
实施例5
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成280mm×280mm连铸坯，控制连铸坯缓慢加热到1200℃，保温5h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制中间坯终轧温度为1000℃，中间坯尺寸140mm×140mm。而后再将中间坯加热至1220℃，保温3h后，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为920℃，成品棒材规格为Φ25mm。
实施例6
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯加热至1240℃，保温7h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制中间坯终轧温度为1080℃，中间坯尺寸220mm×220mm。而后再将中间坯加热至1200℃，保温6h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为950℃，成品棒材规格为Φ50mm。
实施例7
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行转炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后模铸成模铸坯，铸坯加热至1200℃，保温12h进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制中间坯终轧温度为1050℃，中间坯尺寸260mm×260mm。而后再将中间坯加热至1180℃，保温12h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，并控制终轧温度为950℃，成品棒材规格为Φ80mm。
实施例8
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行转炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后模铸成模铸坯，控制铸坯缓慢加热至1220℃，保温10h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为970℃，最终轧制成Φ90mm棒料。轧制后空冷，砂轮剥皮处理。
对比例1
按表1-1和表1-2所示的化学成分在50kg真空感应炉上进行冶炼。钢水模铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢锭加热至1100℃，保温8h后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成Φ60mm棒料。
对比例2
按表1-1和表1-2所示的化学成分在150kg真空感应炉上进行冶炼。钢水模铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢锭加热至1200℃，保温5h后进行后续锻造，控制终锻温度为950℃，最终锻造成Φ50mm棒料。
对比例3：来自商品材，其制备工艺此处不进行赘述，规格为Φ60mm。
对比例4
按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯缓慢加热至1230℃，保温10h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制中间坯终轧温度为1050℃，中间坯尺寸220mm×220mm。而后将中间坯加热至1200℃，保温4h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为950℃，成品规格为Φ50mm。
表2-1和表2-2列出了实施例1-8的表面硬化钢和对比例1-4的对比钢材在上述工艺步骤(1)-(4)中的具体工艺参数。
表2-1.
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表2-2.
在上表2中，实施例5、实施例6和实施例7及对比例4在本发明上述工艺中的轧制工艺时，是将钢坯先轧制到指定的中间坯尺寸，而后再次进行加热和轧制到最终成品尺寸。
将得到的实施例1-8的表面硬化钢和对比例1-4的对比钢分别取样，并进行模拟渗碳淬火试验、淬透性测试及硬度测试，将所得各实施例和对比例的测试试验结果分别列于表3中。
相关模拟渗碳淬火试验、淬透性测试和硬度测试手段，如下所述：
(a)模拟渗碳淬火试验：分别在940℃保温5小时、980℃保温4小时、1020℃保温4小时和1050℃保温4小时，再进行水淬，然后取样分析各实施例和对比例的组织，并按照标准ASTM E112评定其奥氏体晶粒度。
(b)淬透性测试：各实施例钢和对比例钢按照国家标准GB/T 225从热轧圆钢上取样、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920±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)，比如距离淬火端9mm处的硬度，即J9mm。利用硬度值可以体现淬透性，硬度值越大，则淬透性越好。
(c)切削性能测试：各实施例钢和对比例钢采用普通车床进行切削加工，搜集切屑来评价钢材的切削性能：切屑为容易破断的颗粒状评价为“好”，而切屑为连续不容易破断的螺旋状则评价为“差”，切屑介于两者之间呈“C”型的评价为“中”。
表3列出了实施例1-8的表面硬化钢和对比例1-4的对比钢材的测试试验结果。
表3.
从表3中可以看出，本发明所述实施例1-8的表面硬化钢在经过模拟渗碳淬火试验中的940℃、980℃、1020℃、1050℃的4种温度模拟渗碳后的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度都维持在5～9级范围内，且没有观察到混晶、晶粒异常粗大等现象。
并且实施例1-8的表面硬化钢的淬透性均比较高，其在J9mm处的淬透性在36～40HRC之间，且切削性能良好，采用车床加工的碎屑均为颗粒状，容易断屑。
而对比例4的对比钢在980℃的温度下模拟渗碳淬火后观察到了混晶现象(1级)，其中5(1)表示平均晶粒度为5级，而局部区域发生异常粗化为1级。继续提高对比例钢的模拟渗碳温度至1020℃后，奥氏体晶粒异常长大严重，其中4(0)表示平均晶粒度为4级，而局部区域发生粗化为0级。模拟渗碳温度到1020℃时，对比例1和对比例2的钢材也发生晶粒异常长大。模拟渗碳温度到1050℃时，包括对比例3在内的对比例钢材均发生晶粒异常长大。对比例3添加了较多的V元素，在高温下并未起到抑制奥氏体晶粒长大的效果。对比例4的钢材淬透性较低，仅为35HRC，达不到高淬透性表面硬化齿轮钢要求。而对比例1的钢材切屑为螺旋状，难以加工。
综上所述可以看出，本发明所述的表面硬化钢通过合理的化学成分设计并结合优化工艺，可以获得具有较高温度奥氏体晶粒稳定性和较高的淬透性及较窄的淬透性带宽，且易于切削，适用于高温渗碳，其代表性位置J9mm淬透性均为36～40HRC，在高达940～1050℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持在5～9级。
采用该表面硬化钢轧制或锻造好的棒材能够有效加工成齿轮或轴类零部件，其在经过高温渗碳或碳氮共渗或感应淬火等热处理后，仍然具有适宜的硬度分布，其可以有效应用于汽车用变速箱或新能源车用减速器及差速器等高端零部件中，具有良好的使用前景和价值。
需要说明的是，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，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (12)

1.一种易切削高温晶粒度稳定的表面硬化钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其特征在于，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.225～0.265％，Si：0.05～0.35％，Mn：0.80～1.20％，S：0.015～0.040％，Cr：0.90～1.20％，Al：0.020～0.050％，N：0.008～0.020％，Nb：0.003～0.030％，Ti：0.002～0.020％。
2.如权利要求1所述的表面硬化钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.225～0.265％，Si：0.05～0.35％，Mn：0.80～1.20％，S：0.015～0.040％，Cr：0.90～1.20％，Al：0.020～0.050％，N：0.008～0.020％，Nb：0.003～0.030％，Ti：0.002～0.020％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的表面硬化钢，其特征在于，其还含有下述各化学的至少其中之一：0＜Ni≤0.20％，0＜Cu≤0.20％，0＜Mo≤0.10％，0＜V≤0.010％。
4.如权利要求1或2所述的表面硬化钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.015％，O≤0.0020％，B≤0.0005％，Ca≤0.003％。
5.如权利要求1或2所述的表面硬化钢，其特征在于，其淬透性临界理想直径DI的值为2.8～3.4；其中：
DI＝0.54×C×(3.33Mn+1)×(0.70Si+1)×(0.36Ni+1)×(2.16Cr+1)×(3.00Mo+1)×(0.36Cu+1)×(1.73V+1)×(2.50Nb+1)；
式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
6.如权利要求1或2所述的表面硬化钢，其特征在于，其微合金元素系数rM/N的范围为1.0～2.0；其中：
rM/X＝(20Nb/93+Al/27+Ti/48-V/510)/(N/14+C/120)
式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。
7.如权利要求1或2所述的表面硬化钢，其特征在于，940～1050℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持在5～9级。
8.如权利要求1或2所述的表面硬化钢，其特征在于，其J9mm处的淬透性为36～40HRC。
9.如权利要求1-8中任意一项所述的表面硬化钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：
(1)冶炼；
(2)铸造；
(3)加热：加热温度为1100～1250℃，保温时间为3～12h；
(4)锻造或轧制。
10.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，直接锻造或轧制至最终成品尺寸。
11.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，先轧制到中间坯尺寸，再进行中间加热，然后轧制到最终成品尺寸；其中，中间加热温度为1100～1250℃，保温时间为3～12h之间。
12.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，控制开锻或开轧温度为1100～1250℃，控制终锻或终轧温度≥900℃。
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