CN117363974A - 一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢及其生产方法 - Google Patents

一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢及其生产方法，该钢的化学成分为：O≤0.0012％，N:0.008％～0.014％，Nb：0.01％～0.018％，Ti≤0.0015％，As≤0.01％，Sn≤0.01％，Sb≤0.005％，Pb≤0.0015％，B≤0.002％，其他元素满足国标GB/T 3203中对G20CrNiMo的要求，余量为Fe及不可避免的杂质。生产流程为KR铁水预处理‑转炉‑LF炉外精炼‑RH真空脱气‑CCM连铸‑连铸坯缓冷‑连铸坯加热轧制成材‑轧材缓冷‑球化退火‑精整‑车皮，钢材具有较低的硬度、较低的抗拉强度、较高的塑性、较高的组织球化率、较低的表面脱碳层、较细晶粒度、高的纯净度以及一定的淬透性，并满足“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢。

Description

一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢及其生产 方法
技术领域
本发明属于特种钢冶炼技术领域，具体涉及一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢及其生产方法。
背景技术
在我国经济发展的现阶段，低碳经济已经成为我国发展的主要方向，在此背景下，新能源汽车应运而生。相较于传统燃油汽车，新能源汽车采用非常规的车用燃料作为动力来源，一般具备零排放或近似零排放的环保标准、舒适干净、价格便宜、制造成本和使用成本低等优点。
传统的汽车用渗碳轴承钢采用“热锻成型”的加工工艺生产，这种传统工艺对钢材的外形尺寸一般没有特殊要求，为了保证切削性能，钢材经过加热锻造后需进行完全退火热处理，或者利用锻后余热进行退火热处理，获得铁素体+珠光体的平衡组织，降低硬度，切削加工成毛坯件后，最终进行表面渗碳热处理。但是这种“锻造+退火+切削加工”的传统工艺会导致零件的加工时间过长，能耗较大，而且为了避免零件存在表面脱碳或者一定深度的表面缺陷，要求钢材预留较大的切削加工余量，这极大地降低了材料的利用率，增加了生产成本，不利于新能源汽车的改革换代。
随着特钢技术的发展，钢材的表面精度控制水平越来越高，热处理技术也飞速地发展，这种“热锻成型”的传统工艺逐渐被“冷锻”工艺所取代。“冷锻”工艺可以提高材料的利用率，降低零件的加工流程以及减少相应的加工能耗，由于“冷锻”工艺具有成型性较好的优点，因此需要采用精轧机组完成钢材的轧制以及严格的等温退火热处理，才能保证钢材具有极小的尺寸偏差和极高的组织及硬度均匀性，这对钢材提出了严峻的要求。
在新能源汽车快速发展的同时，“冷挤压”作为一种新型成型方式得到了广泛的应用。对比“冷锻”工艺，“冷挤压”工艺不需要钢材具有极小的尺寸偏差，对尺寸精度有一定的放宽，也不需要钢材经过严格的等温退火热处理来获得极均匀的铁素体+珠光体组织，但是要求钢材具有更低的硬度、高球化率的铁素体+球状渗碳体组织以及表面脱碳层深度较浅。若钢材的硬度偏高，容易造成在冷挤压过程中变形量最大的地方发生开裂、挤伤，导致材料的报废，因此钢材需要有较低的硬度。为保证材料在冷挤压过程中变形的一致性以及提高材料的利用率，减少冷挤压后材料的切削加工余量，要求钢材的微观组织为高球化率的铁素体+球状渗碳体组织，以及较浅的表面脱碳层。
通常的热轧材和等温退火精轧材不能满足“冷挤压”的成型工艺对原材料的性能要求，因此本发明在国标GB/T 3203《渗碳轴承钢》中规定的高级优质钢的要求基础上，通过对连铸和轧制等关键工序进行优化研究和控制，提高钢材的原始组织均匀性，通过对等温球化退火热处理关键技术的研究，降低硬度改变微观组织，从而满足冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的使用要求，推动“冷挤压”成型的发展。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是针对上述现有技术提供一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢及其生产方法，使其能完全满足“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的较低的硬度、高球化率的铁素体+球状渗碳体组织、较浅的表面脱碳层深度等关键指标。
本发明的钢材的主要技术指标如下：
本发明为保证满足“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的使用要求，要求钢材球化退火后具有较低的布氏硬度、较低的抗拉强度以及较高的塑性，具体的力学性能指标见表1。
表1
其次，为达到“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的力学性能指标，对钢材的微观组织方面提出了严格要求。要求钢材具有较高的奥氏体晶粒度≥6级，且不能存在混晶组织；要求球化退火后的钢材具有较高的球化率≥80％；表面不存在全脱碳层，半脱碳层的深度≤0.7D％，D为钢材的直径。
为满足新能源汽车零部件的“长寿命”要求以及较高的安全性，因此本发明要求钢材在满足基本使用要求的前提下，对材料中的非金属夹杂物提出了严格的要求。B类和D类非金属夹杂物属于脆性夹杂物，具有较高的硬度以及几乎为“0”的塑性，因此在“冷挤压”过程中容易造成应力集中，进而与基体分离产生裂纹，导致材料报废；A类非金属夹杂物为硫化物，属于塑性夹杂物，具有较高的延展性，而且一般钢中含有一定的硫化物，能够改善钢材的切削性能，因此这类夹杂物对钢材的使用寿命危害较小，轴承钢中一般不存在C类非金属夹杂物。本发明要求按照GB/T 10561检验钢材的非金属夹杂物等级，具体的非金属夹杂物的指标如下表2。
表2
本发明为保证满足新能源汽车用渗碳轴承钢的使用要求，要求按照GB/T 225检验钢材的末端淬透性，具有一定的淬透性，具体的淬透性要求如下表3。
表3
端淬距离/mm J3 J5 J9
硬度/HRC 32-44 23-37 ≤29
本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢，化学成分在国标GB/T 3203《渗碳轴承钢》中规定基础上，对气体含量和残余元素含量进行设计如下：O≤0.0012％，N:0.008％～0.014％，Nb：0.01％～0.018％，Ti≤0.0015％，As≤0.01％，Sn≤0.01％，Sb≤0.005％，Pb≤0.0015％，B≤0.002％，其他元素满足国标GB/T 3203中对G20CrNiMo的要求，余量为Fe及不可避免的杂质。
(1)O、N含量的确定
因为冶炼过程中添加Al元素进行脱氧，会导致钢水中存在一定含量的酸溶铝，这部分Al原子极易与O原子结合，生成Al2O3夹杂物，由于Al2O3夹杂物通常为脆性夹杂物，而且本发明对非金属夹杂物提出严格的要求，因此在GB/T 3203规定Al≤0.05％的条件下，需要严格控制O含量，本发明的O含量的范围确定为≤0.0012％。
除去与O原子结合生成Al2O3夹杂物，另一部分Al原子也易于N原子结合，生成稳定的AlN析出物，AlN的析出温度较高，通常在轧制前期析出，可以有效地阻止奥氏体晶粒长大，从而起到细化晶粒的作用。因此为了保证满足钢材的奥氏体晶粒度≥6级，且不存在混晶，需要在冶炼过程中添加一定的N含量。由于AlN是按照原子比1∶1析出的，即重量比27：14，若N含量偏高，则会导致Al原子浓度相对偏低，不利于AlN的析出，所以本发明的N含量须严格控制在0.008～0.014％以内。
(2)Nb含量的确定
Nb易与N形成铌化氮析出物，与AlN析出物具有相似作用，能够钉扎晶界，有效地阻止奥氏体晶粒长大，起到细化晶粒的作用，所以本发明的Nb含量须严格控制在0.01～0.018％以内
(3)Ti含量的确定
Ti以TiN或Ti(C,N)型脆性夹杂物的形式存在于材料中，属于脆性夹杂物，对钢材的疲劳寿命的损害程度比通常的Al2O3夹杂物更严重，本发明在添加N含量的基础上，要求Ti含量不得超过0.0015％。
(4)As、Sn、Sb、Pb含量的确定
As、Sn、Sb、Pb属于钢中的残余有害元素，，由于原子半径大，导致扩散形核能较高，多在晶界富集且分布不均，降低钢材的热塑性，会导致连铸坯在轧制过程中发生表面开裂，造成材料报废。本发明这些残余有害元素含量确定为As≤0.01％，Sn≤0.01％，Sb≤0.005％，Pb≤0.0015％。
(5)B含量的确定
B元素属于钢中的残余元素，能够显著提高钢材的末端淬透性；低B渗碳钢具有优异的渗碳热处理性能，在渗碳过程中，钢材的表面碳浓度不易过度增大，渗碳热处理后，可以直接淬火。因此本发明在GB/T 3203《渗碳轴承钢》中对Cr、Ni、Mo的规定基础上，为保证钢材的淬透性满足本发明的指标要求，且有利于渗碳热处理，要求B≤0.002％。
上述适用于“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的生产流程为KR铁水预处理-转炉-LF炉外精炼-RH真空脱气-CCM连铸-连铸坯缓冷-连铸坯加热轧制成材-轧材缓冷-等温球化退火-精整-车皮-表面和内部探伤。
本发明的适用于“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的主要生产工艺特点如下：
(1)钢水冶炼：
转炉初炼：冶炼原料须通过KR铁水预处理，减少铁水中有害元素P和S的含量，获得干净的铁水。转炉进行初炼的目的主要为降低C的含量，降低P、S和Ti元素的含量，出钢终点碳≥0.25％，终点磷≤0.02％，出钢S含量≤0.015％。在转炉进行初炼时添加含B的清洁废钢，提高钢水含B量，使B≤0.002％；铁水废钢比≥90％，降低钢水中残余元素的含量。转炉出钢温度≥1600℃，出钢时添加铝铁脱氧剂，使到精炼炉第一个样的Al含量控制在0.040～0.055％之间。
LF精炼：在初炼钢水中加入锰铁、硅铁、铬铁、钼铁和铌铁等低Ti的合金材料，为保证满足Ti含量≤0.015％；精炼过程还需采用优质耐火材料，防止耐火材料剥落而生成脆性非金属夹杂物；精炼渣采用CaO-Al2O3-SiO2三元渣系的高性能精炼渣，保持长时间的精炼化渣过程，精炼化渣时间≥1h，让非金属夹杂物得到充分上浮；精炼过程采用添加SiC+铝铁的方式进行联合脱氧，其中以SiC脱氧为主，防止钢水中Al含量超出目标控制，LF出钢的Al含量控制在0.02-0.04％之间；
RH真空脱气：最高真空度≤1.5mbar，高真空时间≥30min，在高真空条件下，采用氩气进行搅拌，这样在保证去气的同时充分发挥其去除非金属夹杂的作用；破空后，采用底吹氮的方式，提升钢水的氮含量，确保钢水氮含量≤0.014％，底吹氮的过程防止钢水接触空气，避免二次氧化。
(2)连铸：
采用正方形连铸坯，连铸坯的规格范围为200mm*200mm-300mm*300mm，确保钢材大压缩比轧制，从而保证了材料的致密度；全程采用保护浇注，保护钢水不被二次氧化污染；为有效改善中心疏松和缩孔等低倍缺陷，连铸过程采用轻压下技术；因本产品的合金含量较高，为有效改善由于合金含量高导致的成分偏析严重，连铸过程采用电磁搅拌技术和低过热度浇注，过热度控制在≤25℃；连铸过程采用恒定慢拉速进行浇铸，拉速范围为0.65～1.25m/min；连铸坯应采用火焰切割，连铸坯长度为10-12米之间，火切后的连铸坯需进入缓冷坑进行缓冷，缓冷时间应在24h～65h之内,防止连铸坯由于合金含量高而开裂。
(3)轧制:
将连铸坯送至加热炉内加热后轧制成成品钢材。由于连铸坯经过长时间缓冷后为冷坯,所以进入加热炉的节奏需控制在3min/支～5min/支，加热炉的预热段温度控制在600℃～820℃,预热段加热时间为20min～50min,保证每支连铸坯得到充分的预热；随后进入加热段,加热段温度控制在950℃～1080℃,加热时间控制在75min～130min；随后进入均热段,均热段温度控制1120℃～1200℃,均热段时间控制在105min～200min。加热炉需严格控制燃气的空煤比在0.08-1.04范围之内，以减少加热炉中的残氧量，控制轧材的脱碳层深度。轧制开轧温度控制在1020℃-1150℃，终轧温度≥950℃，轧制成φ20mm～φ30mm的棒材。将轧后棒材进行下坑缓冷，还需加一层保温罩,防止晶粒粗大，缓冷速度须控制在20℃/min-40℃/min以内,缓冷时间≤48小时。
(4)等温球化退火:
钢材经过常规的等温退火后，金相组织为铁素体+片层状珠光体，原始热轧组织中的贝氏体组织得以去除，但是该热处理工艺会导致钢材存在严重的带状组织，珠光体的带状组织处钢材的硬度偏高，会造成“冷挤压”过程的开裂，不能满足“冷挤压”成型的使用要求，因此钢材必须经过本发明的等温球化退火热处理，获得球状渗碳体+铁素体的金相组织。
首先采用热模拟机测定该钢种的奥氏体化温度(900℃)、AC1温度(730℃)和贝氏体转变温度(600℃)，因此本发明的等温球化退火工艺：将轧制圆棒(缓冷出坑温度≤200℃)装入球化退火炉，初始炉温控制在500℃左右，圆棒随炉升温至700℃-850℃，升温速度为5℃/min-20℃/min，并在此温度进行第一段保温3h-6h，使钢材得到充分的奥氏体化；随后在1h内炉冷至600℃-680℃，并进行第二段保温4h-6h，此温度必须控制在贝氏体转变温度以上，防止形成贝氏体组织，在此温度下奥氏体晶粒转变为铁素体和珠光体组织，并在长时间的保温过程中，珠光体进一步分解为球状渗碳体+铁素体；随后炉冷至400℃-500℃，最后出炉空冷，此目的为防止钢材经过第二保温后，冷却速度过快而形成贝氏体组织。
(5)精整：包括矫直、倒角等精整工序，确保钢材弯曲度≤1mm/m。
(6)车皮：在保证尺寸精度要求下，圆棒进行精密车加工，去除钢材表面微小缺陷，制得目标棒材成品，确保尺寸在±0.2mm范围；由于本发明的等温球化退火要求钢材进行两次长时间的保温，这造成钢材表面存在严重的脱碳层，为减小脱碳层深度，要求单边车皮量≥0.1mm。
(7)表面和内部采用100％无损检测，检验合格才能成为合格品。
与现有技术相比，本发明的优点在于：
(1)钢材经球化退火热处理后，抗拉强度≤550Mpa，断后延伸率≥20％，断面收缩率≥55％，布氏硬度≤160HBW。
(2)钢材晶粒度细于6级，不允许存在混晶组织。
(3)钢材球化率≥80％。
(4)表面不存在全脱碳层，半脱碳层的深度≤0.7D％，D为钢材的直径；
(5)微观夹杂物根据GB/T 10561A法检验物满足A类细系≤2.0，A类粗系≤1.0，B类细系≤1.0，B类粗系≤0.5，C类细系＝0，C类粗系＝0，D类细系≤1.0，D类粗系≤0.5，DS类≤1.0。
(6)钢材淬透性满足J3(32-44HRC)，J5(23-37HRC)，J9(≤29HRC)。
附图说明
图1为本发明实施例产品1的球化退火态金相组织(左：100X，右：500X)，组织为：球状渗碳体+铁素体。
图2为本发明实施例产品2的球化退火态金相组织(左：100X，右：500X)，组织为：球状渗碳体+铁素体。
图3为“热锻”成型-对比例1产品的热轧态金相组织(左：100X，右：500X)，组织为：铁素体+贝氏体+少量片层状珠光体。
图4为“冷锻”成型-对比例2产品的等温退火态金相组织(左：100X，右：500X)，组织为：铁素体+片层状珠光体。
具体实施方式
结合本发明的较佳实施例对本发明的技术方案作更详细的描述。但该等实施例仅是对本发明较佳实施方式的描述，而不能对本发明的范围产生任何限制。
本发明实施例的适用于“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的制造工艺为：铁水预处理+顶底复吹转炉BOF-钢包精炼炉LF-真空循环脱气炉RH炉-CCM连铸坯-连铸坯缓冷-连铸坯轧制成材-轧材缓冷-等温球化退火-精整-车皮-表面和内部探伤。
具体地，铁水首先进行KR铁水预处理。转炉采用铁水废钢比为95％，两个实施例的出钢终点碳≥0.25％，终点磷≤0.02％，出钢S含量≤0.015％。LF炉外精炼时选用低Ti、优质耐火材料和高性能精炼合成渣，RH过程中保持充足的循环处理时间，RH结束后钢水的熔炼成分如下表4所示。连铸过程全程采用保护浇注，并采用轻压下技术和电磁搅拌技术，过热度控制在≤25℃，连铸方坯截面尺寸为240mm*2400mm。
本发明各实施例、“热锻”成型的对比例产品和“冷锻”成型的对比例产品的化学成分(wt％)见表4和续表4。
表4
序号 C Si Mn P S Cr Mo Al Ni Nb
本发明的实施例1 0.20 0.28 0.79 0.011 0.001 0.51 0.16 0.030 0.51 0.012
本发明的实施例2 0.20 0.27 0.80 0.012 0.001 0.52 0.17 0.032 0.50 0.013
“热锻”成型-对比例1 0.18 0.26 0.78 0.013 0.001 0.52 0.17 0.038 0.49 0.0015
“冷锻”成型-对比例2 0.18 0.28 0.78 0.018 0.002 0.51 0.17 0.036 0.50 0.0012
续表4
从熔炼成分上看，由于本发明冶炼铁水废钢比95％，并采用低Ti合金及优质耐火材料，有害元素如Ti，As，Sn，Sb，Pb的含量较低，冶炼过程严格控制氧含量，并在RH过程中保持充足的循环处理时间，氧含量控制在0.0012％以内。
将上述连铸方坯送至加热炉内加热后轧制成成品钢材。连铸坯进入加热炉的节奏需控制在3.5min/支，预热段温度为650℃,加热时间为30min，加热段温度控制在1050℃,加热时间90min，均热段温度控制1200℃,加热时间控制在120min。轧制开轧温度控制在1080℃，终轧温度为980℃，轧制成φ27.4mm的棒材。
随后，将轧材进行等温球化退火热处理，本发明各实施例的等温球化退火热处理工艺和“冷锻”成型对比例2的等温退火工艺的如下表5所示。
表5
序号 热处理工艺
本发明的实施例1 790℃*4h，炉冷650℃*5h，炉冷500℃，出炉空冷
本发明的实施例2 760℃*5h，炉冷680℃*4.5h，炉冷500℃，出炉空冷
“冷锻”成型-对比例2 900℃*2h，快冷650℃*5h，炉冷550℃，出炉空冷
最后将棒材经后续矫直、倒角、车皮、表面+内部探伤，制得目标棒材成品。本发明各实施例的力学性能结果见表6，与“热锻”成型-对比例1和“冷锻”成型-对比例2的硬度对比见表7，组织、脱碳层深度和奥氏体晶粒度对比见表8，微观非金属夹杂物的评级对比见表9，末端淬透性对比见表10。
表6
本发明各实施例的力学性能能满足“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的使用要求。
表7
由于本发明各实施例经过本发明的等温球化退火热处理,进一步降低钢材的布氏硬度,完全能满足“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的使用要求。
表8
本发明的各实施例的球化退火后的组织以球状渗碳体+铁素体，球化率≥85％,如图1和图2所示,完全满足“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的使用要求。“热锻”成型的对比例产品1的热轧态组织以铁素体+贝氏体为主，含有少量的片层状珠光体组织，如图3所示，“冷锻”成型的对比例产品2的等温退火态组织为铁素体+片层状珠光体，经过等温退火后组织较细，如图4所示，但是组织要求均不满足“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的使用要求。
本发明各实施例经过车皮，表面不存在脱碳层。
本发明各实施例通过AlN+铌化氮的方式进一步细化奥氏体晶粒，比常规(仅添加AlN来细化奥氏体晶粒)钢材的奥氏体晶粒度更细。
表9
序号 A细 A粗 B细 B粗 C细 C粗 D细 D粗 DS
本发明的实施例1 1.0 0.5 0.5 0 0 0 0.5 0～0.5 0
本发明的实施例2 1.0 0.5 0.5 0 0 0 0.5 0 0
“热锻”成型-对比例1 1.5 0.5 0.5 0.5 0 0 0.5 0 0～0.5
“冷锻”成型-对比例2 1.0 0.5 0.5 0.5 0 0 0.5 0.5 0～0.5
从表9的非金属夹杂物检验结果来看，由于本发明在冶炼原辅材料的精心挑选以及冶炼加工工艺上的优化，非金属夹杂物指标完全满足“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的要求。
表10
序号 J3 J5 J9
本发明的实施例1 42.5 35.5 24.5
本发明的实施例2 41.5 34.0 24.0
“热锻”成型-对比例1 39.5 32.5 23.5
“冷锻”成型-对比例2 38.5 31.0 23.0
由检验数据可以看出，由于残余B元素含量稍高,本发明各实施例J3和J5点淬透性稍有提高,能完全满足“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的淬透性要求。
综上，本发明涉及的一种适用于“冷挤压”成型的新能源汽车用渗碳轴承钢及其生产方法，在纯净度方面，采取铁水预处理、精炼、真空脱气各工序的关键参数进行优化控制，有效的去除有害非金属夹杂；在晶粒度方面，通过在钢水中添加一定量的Al和N元素，以及在轧制过程中采用高温加热工艺，对轧制和冷却工艺的进行优化，控制钢材的奥氏体晶粒度。从而在满足钢材淬透性和力学性能的基础上，使钢材获得了较高的纯净度和较高的晶粒度，在生产效率、生产成本和产品质量稳定性上显著增强了产品的竞争力。
尽管以上详细地描述了本发明的优选实施例，但是应该清楚地理解，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢，其特征在于：该钢的化学成分为：O≤0.0012％，N:0.008％～0.014％，Nb：0.01％～0.018％，Ti≤0.0015％，As≤0.01％，Sn≤0.01％，Sb≤0.005％，Pb≤0.0015％，B≤0.002％，其他元素满足国标GB/T 3203中对G20CrNiMo的要求，余量为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢，其特征在于所述轴承钢经球化退火热处理后，抗拉强度≤550Mpa，断后延伸率≥20％，断面收缩率≥55％，全截面布氏硬度≤160HBW；钢材晶粒度细于6级，无混晶组织，钢材球化率≥80％；表面不存在全脱碳层，半脱碳层的深度≤0.7D％，D为钢材的直径。
3.根据权利要求1所述的一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢，其特征在于轴承钢微观夹杂物根据GB/T 10561A法检验物满足A类细系≤2.0，A类粗系≤1.0，B类细系≤1.0，B类粗系≤0.5，C类细系＝0，C类粗系＝0，D类细系≤1.0，D类粗系≤0.5，DS类≤1.0；钢材淬透性满足J3：32-44HRC，J5：23-37HRC，J9≤29HRC。
4.一种如权利要求1所述的适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的制造方法，其特征在于：所述方法包括以下步骤：
(1)钢水冶炼；
(2)大尺寸的CCM连铸坯；
(3)连铸坯缓冷，连铸坯应采用火焰切割，连铸坯长度为10-12米之间，火切后的连铸坯需进入缓冷坑进行缓冷，缓冷时间24h～65h之内,防止由于合金含量高而开裂；
(4)连铸坯加热轧制成材，预热段温度控制在600℃～820℃,加热段温度控制在950℃～1080℃,均热段温度控制1120℃～1200℃，加热炉控制燃气的空煤比在0.08-1.04范围之内，轧制开轧温度控制在1020℃-1150℃，终轧温度≥950℃；
(5)轧材缓冷，将轧后棒材进行下坑缓冷，加一层保温罩，缓冷速度控制在20℃/min-40℃/min以内,缓冷时间≤48小时，缓冷出坑温度≤200℃；
(6)等温球化退火热处理，将轧制圆棒装入球化退火炉，随炉升温至700℃-850℃，升温速度为5℃/min-20℃/min，并在此温度进行第一段保温3h-6h；随后在1h内炉冷至600℃-680℃，并进行第二段保温4h-6h，随后炉冷至400℃-500℃，最后出炉空冷；
(7)精整：包括矫直、倒角等精整工序，确保钢材弯曲度≤1mm/m。
(8)车皮：在保证尺寸精度要求下，圆棒进行精密车加工，单边车皮量≥0.1mm，制得目标棒材成品，确保尺寸在±0.2mm范围；
(9)表面和内部采用100％无损检测，检验合格才能成为合格品。
5.根据权利要求4所述的一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的制造方法，其特征在于：步骤(1)是将冶炼原料依次经铁水预处理KR、转炉冶炼、LF精炼、RH真空脱气，其中转炉的铁水废钢比≥90％，采用含B废钢，提高钢水含B量，B≤0.002％，出钢终点碳≥0.25％，终点磷≤0.02％，出钢S含量≤0.015％，出钢温度≥1600℃，出钢时添加铝铁脱氧剂，使到精炼炉第一个样的Al含量控制在0.040～0.055％之间；LF精炼过程加入低Ti的合金材料，采用优质耐火材料，防止耐火材料剥落而生成脆性非金属夹杂物，精炼渣采用CaO-Al2O3-SiO2三元渣系的高性能精炼渣，保持长时间的精炼化渣过程，精炼化渣时间≥1h，让非金属夹杂物得到充分上浮，精炼过程采用添加SiC+铝铁的方式进行联合脱氧，其中以SiC脱氧为主，防止钢水中Al含量超出目标控制，LF出钢的Al含量控制在0.02-0.04％之间；RH真空脱气：最高真空度≤1.5mbar，高真空时间≥30min，采用氩气进行搅拌，破空后，采用底吹氮的方式，确保钢水氮含量≤0.014％，底吹氮的过程防止钢水接触空气，避免二次氧化。
6.根据权利要求4所述的一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的制造方法，其特征在于：步骤(2)采用正方形尺寸的连铸坯，采用正方形连铸坯，连铸坯的规格范围为200mm*200mm-300mm*300mm，确保钢材大压缩比轧制，从而保证了材料的致密度；全程采用保护浇注，保护钢水不被二次氧化污染；为有效改善中心疏松和缩孔等低倍缺陷，连铸过程采用轻压下技术、电磁搅拌技术和低过热度浇注，过热度控制在≤25℃，连铸过程采用恒定慢拉速进行浇铸，拉速范围为0.65～1.25m/min。
7.根据权利要求4所述的一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的制造方法，其特征在于：步骤(3)中进入加热炉的节奏控制在3min/支～5min/支，预热段加热时间为20min～50min，保证每支连铸坯得到充分的预热；加热段时间控制在75min～130min，均热段时间控制在105min～200min。
8.根据权利要求4所述的一种适用于冷挤压成型的新能源汽车用渗碳轴承钢的制造方法，其特征在于：步骤(4)中首先采用热模拟机测定该钢种的奥氏体化温度900℃、AC1温度730℃和贝氏体转变温度600℃，将轧制圆棒装入球化退火炉，初始炉温控制在500℃左右，圆棒随炉升温至700℃-850℃，升温速度为5℃/min-20℃/min，并在此温度进行第一段保温3h-6h，使钢材得到充分的奥氏体化；随后在1h内炉冷至600℃-680℃，并进行第二段保温4h-6h，此温度必须控制在贝氏体转变温度以上，防止形成贝氏体组织，在此温度下奥氏体晶粒转变为铁素体和珠光体组织，并在长时间的保温过程中，珠光体进一步分解为球状渗碳体+铁素体；随后炉冷至400℃-500℃，最后出炉空冷，此目的为防止钢材经过第二保温后，冷却速度过快而形成贝氏体组织。
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