CN118360556A - 齿轮用钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种钢，其除了包含90wt.％以上的Fe和不可避免的杂质以外，还含有以质量百分含量计的如下化学元素：C：0.15～0.23％，Si：0.02～0.40％，Mn：0.40～0.90％，Cr：0.35～0.95％，Ni：1.40～2.00％，Mo：0.15～0.40％，Al：0.020～0.050％，Nb：0.002～0.030％，N：0.005～0.020％。此外，本发明还公开了制造上述钢的方法，包括如下步骤：(1)冶炼和浇铸；(2)加热；(3)锻造或轧制；(4)精整。本发明的钢具有较高的淬透性及较窄的淬透性带宽和良好的高温晶粒稳定性，且易于切削，适用于高温渗碳，可用于制造大扭矩或重载荷汽车变速器或减速器及差速器等，特别是用于制造新能源车减速器用齿轮，具有良好的使用前景和应用价值。

Description

齿轮用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种齿轮或齿轴用钢及其制造方法。
背景技术
随着汽车工业全球化深入发展，市场和用户对汽车安全性、可靠性、耐久性和舒适性的需要日益增长，对汽车零部件的要求也越来越高，具有高温稳定性和高疲劳寿命及高可靠性是重要的发展方向之一。
新能源汽车是战略性新兴产业，发展新能源汽车是中国从汽车大国迈向汽车强国的必由之路。新能源车传动和变速系统，尤其是减速器，对齿轮的要求很高：例如要具有超大扭矩、低噪音，且要抗冲击、耐疲劳等，将更多地采用高温真空渗碳钢。相应的，要求渗碳齿轮钢具备高温奥氏体稳定、淬透性较高且带宽较窄、抗冲击、组织均匀并且易于加工等特性。
高温渗碳齿轮表面一般要经过渗碳和淬火+回火等处理，以得到硬度较高的表面和韧性较好的心部，最终获得优异的抗疲劳寿命及耐磨性能。近年来，面对汽车特别是新能源车减速器及差速器对齿轮的高技术要求，高温渗碳技术应用日趋广泛。采用高温渗碳工艺，既可以获得性能优异的渗碳齿轮，又可以大幅提升生产效率，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℃甚至更高。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℃，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。高温真空渗碳技术以其自身的优势逐渐成为替代气体渗碳技术的必然选择。
目前广泛使用的CrNiMo系渗碳齿轮钢，以其优异的综合性能，在新能源车减速器及差速器上有广阔的应用前景。CrNiMo系高温渗碳齿轮钢的主要技术难题是如何在提高渗碳温度的同时，使齿轮不出现混晶和晶粒粗大现象。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风险。不仅如此，为了应对复杂形状齿轮的淬火及回火，伴随高温真空渗碳后的气体淬火应用日趋广泛，对齿轮钢的淬透性也提出了更高要求。
经理论分析后的试验研究表明，在CrNiMo系渗碳齿轮钢中添加Al、Nb、V、Ti及N等元素，这些元素的碳氮化物可防止高温渗碳时晶粒粗化。但齿轮高温晶粒异常长大、因制备困难而在大生产中所得齿轮钢晶粒度不稳定等问题仍然存在。
公告号CN106967925B、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，公开了一种高温渗碳齿轮钢，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。所述钢在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。该专利添加了较高含量的Mo元素，会导致成本升高。
公告号CN108866439B、名称为“一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢”的中国专利，公开了一种CrNiMo系高温渗碳齿轮钢及生产方法，其组分及重量百分比含量为：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％，其余为铁和不可避免的杂质。该发明采用复合微合金化方式，利用析出相钉扎晶界抑制高温真空渗碳过程中的奥氏体晶粒的粗化长大，实现重载齿轮钢渗碳温度的提高。
公告号CN11o172638B、名称为“一种高温渗碳齿轮钢及生产方法”的中国专利，公开了一种CrNiMo系高温渗碳齿轮钢及生产方法，其组分及重量百分比含量为：C：0.18～0.22％，Si：0.20～0.30％，Mn：0.75～0.85％，P≤0.010％，S：0.010～0.025％，Cr：0.45～0.55％，Ni：0.45～0.65％，Mo：0.15～0.25％，Al：0.008～0.015％，V：0.04～0.08％，Zr：0.03～0.08％，N：0.0060～0.0080％，其余为铁和不可避免的夹杂。在传统齿轮钢的基础上添加V、N、Zr、Al、S等元素，使发明的齿轮钢在950-1100℃渗碳，保温时间在4.5～5.5h情况下，奥氏体晶粒度不低于6级。
考虑到V元素控制高温奥氏体晶粒度效果并不明显，Ti元素添加后易于形成块状夹杂物而影响钢的疲劳寿命。为应对越来越高的渗碳齿轮钢技术要求，适用于高温渗碳、高淬透性要求且易于生产和加工的CrNiMo系渗碳齿轮用钢的研发制造迫在眉睫。
发明内容
为了解决现有技术中的上述技术问题，本发明的第一方面，提供了一种钢。通过优化钢的成分设计，合理控制钢中微合金元素与氮元素的含量，获得的钢不仅具有良好的高温晶粒稳定性，还具有较窄的淬透性带宽，且易于加工。该钢在950～1050℃高温渗碳后的奥氏体晶粒度保持5～8级(测定参考GB/T 6394-2017)，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，具有良好的应用前景。
具体地，本发明提供一种钢，其除包含90质量％以上的Fe和不可避免的杂质以外，还含有以质量百分含量计的如下化学元素：
C：0.15～0.23％，Si：0.02～0.40％，Mn：0.40～0.90％，Cr：0.35～0.95％，Ni：1.40～2.00％，Mo：0.15～0.40％，Al：0.020～0.050％，Nb：0.002～0.030％，N：0.005～0.020％。
优选地，本发明的钢，含有以质量百分含量计的如下化学元素：
C：0.15～0.23％，Si：0.02～0.40％，Mn：0.40～0.90％，Cr：0.35～0.95％，Ni：1.40～2.00％，Mo：0.15～0.40％，Al：0.020～0.050％，Nb：0.002～0.030％，N：0.005～0.020％；余量为Fe及不可避免的杂质。
优选地，本发明的钢，还含有选自Cu、V、Ti、S中的一种以上，其中，Cu≤0.30％，V≤0.02％，Ti≤0.03％，S≤0.04％。
优选地，本发明的钢中，杂质元素以质量百分比计的含量满足：P≤0.02％，Sn≤0.03％，O≤0.0025％，B≤0.0010％。
在本发明的钢中，各化学元素的设计原理具体如下所述：
C：C是钢中必需的成分，同时其也是影响钢的淬透性最主要的元素之一。齿轮用钢需要高表面强度的同时也需要足够的心部冲击韧性。当钢中C元素含量低于0.15％时，钢材的强度不足，且不能保证良好的淬透性要求；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，且C含量过高对钢材的塑性不利。特别是对Mn含量较高的齿轮用钢，C含量大于0.23％时不利于钢的加工性能。因此，在本发明所述的钢中，将C的质量百分比控制在0.15～0.23％之间。
Si：Si元素不仅能够很好地消除氧化铁对钢的不良影响，也能溶入铁素体中，使铁素体强化，从而提高钢的强度、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。综合考虑Si的有益效果和不利影响，在本发明所述的钢中，将Si的质量百分比控制在0.02～0.40％。
Mn：Mn是影响钢淬透性的主要元素之一。Mn元素的脱氧能力很好，其可以还原钢中的氧化铁，能够有效提高钢的产量。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。此外，Mn还能与钢中的S形成MnS，可以消除S的有害作用，其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，还能减低钢的红韧性。当钢中Mn元素含量小于0.40％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，且钢材在水淬时存有开裂可能性。因此，在本发明所述的钢中，将Mn的质量百分比控制在0.40～0.90％之间。
Cr：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、耐磨性等性能。另外，Cr还能降低钢中C元素的活度，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，在本发明所述的钢中，将Cr元素的质量百分比控制在0.35～0.95％之间。
Ni：Ni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，在本发明所述的钢中，将Ni的质量百分比控制在1.40～2.00％。
Mo：Mo可在钢中固溶，其有利于提高钢的淬透性，提高钢材强度。在较高的温度回火时，Mo会形成细小的碳化物进一步提高钢的强度。同时，Mo与锰和镍的联合作用，又可以显著提高奥氏体的稳定性。考虑到Mo为贵重金属，其成本较高，为了控制生产成本，在本发明所述的钢中，将Mo的质量百分比控制在0.15～0.40％。
Al：Al是钢中细化晶粒的元素。Al元素与N配合可抑制高温奥氏体晶粒粗化，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，在本发明所述的钢中，将Al元素的质量百分比控制在0.020～0.050％之间。
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。需要注意的是，钢中Nb元素含量不宜过高，当钢中Nb含量过高时，在冶炼过程中会形成粗大的NbC颗粒，无法起到抑制晶粒长大的作用，反而降低钢材的冲击韧性。因此，在本发明所述的钢中，将Nb元素的质量百分比控制在0.002～0.030％之间。
N：N为钢中的间隙原子，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)，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，在本发明所述的钢中，将N元素的质量百分比控制在0.005～0.020％之间。
Cu：本发明可以根据需要在钢中添加Cu元素。Cu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，在本发明所述的钢中，将Cu的质量百分比控制为Cu≤0.30％。
S：S一般作为钢中的杂质元素存在，其会显著降低钢的塑性和韧性。基于此，在本发明所述的钢中，将S的质量百分比控制在S≤0.040％。
V：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，降低钢的塑性。考虑到生产成本和竞争力，在本发明所述的钢中，将V元素的质量百分比控制在0.02％以下。
Ti：Ti加入钢中可以形成细小析出相，但钢中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块状TiN颗粒，降低钢的冲击韧性。因此在本发明所述的钢中，控制Ti元素含量为Ti≤0.03％。
优选地，在本发明的钢中，微合金元素系数rM/X的范围为1.0～4.0，其中rM/X＝([Nb]/93-[V]/51+[Ti]/48+[Al]/27)/([N]/14)，式中各元素符号代表相应元素质量百分含量百分号前的数值。
Al和Nb是主要的细化晶粒微合金元素，本发明通过控制钢中Al、Nb、V、Ti、N的含量以及微合金元素系数rM/X，使得Al、Nb、V及Ti这些微合金元素与N元素及碳元素形成析出物，从而在高温阶段抑制奥氏体晶粒长大。当rM/X值较高时，合金元素相互耦合，难以形成细小弥散的析出物，成本也有所增加，因此，本发明中r值不超过4.0。
优选地，在本发明的钢中，杂质以质量百分比计的含量满足如下：P≤0.020％、O≤0.0025％、B≤0.0010％、Sn≤0.030％。
P、O、B、Sn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钢中，控制P含量为：P≤0.020％。
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，在本发明所述的钢中，控制O元素含量为O≤0.0025％，优选为O≤0.0020％。
Sn：Sn是低熔点元素，虽有提高切削性能的效果，但会在晶界聚集，导致裂纹等缺陷发生。在本发明所述的钢中，控制Sn元素含量为Sn≤0.030％。
优选地，添加元素Cu、S和残留元素P、Sn的含量满足：Cu+10×Sn+P+S≤0.50％，式中各元素符号代表相应元素质量百分含量百分号前的数值。
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，在齿轮用钢中加入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钢中，控制B元素含量为B≤0.0010％。
优选地，本发明的钢的临界理想直径DI值为1.8～5.0，单位为英寸(inch)，其中：DI＝0.54[C]×(3.3333[Mn]+1)×(0.70[Si]+1)×(0.363[Ni]+1)×(2.16[Cr]+1)×(3.00[Mo]+1)×(0.365[Cu]+1)×(1.73[V]+1)，式中各元素符号代表相应元素质量百分含量百分号前的数值。
本发明的钢在控制各个化学元素质量百分含量的同时，还可以优选地将临界理想直径DI的值控制在1.8～5.0in.之间。需要说明的是，当DI值较低时，钢材淬透性不足，不能得到足够强度的芯部组织结构；而当DI值较高时，制造困难且成本较高。
优选地，本发明的钢在950～1050℃的高温(真空)渗碳后的奥氏体晶粒度保持5～8级，更优选为6～8级，晶粒度测定参考GB/T 6394-2017。
优选地，本发明的钢的末端淬透性较高，并具有特定的硬度分布，且淬透性带宽较窄。具体地，本发明的钢满足如下：J1.5mm＝43～48HRC、J5mm＝38～45HRC、J9mm＝31～39HRC、J15mm＝24～32HRC。
本发明的另一目的在于提供一种制造上述钢的方法，该方法生产简单，所获得的钢具有高温奥氏体稳定、淬透性带宽窄、强韧性高、易切削和尺寸精度高等特点，可有效应用于制造汽车用变速箱或新能源车用减速器及差速器等高要求零部件，具有良好的应用前景。
具体地，本发明的上述制造钢的方法，包括如下步骤：
(1)对钢水进行冶炼和浇铸，获得钢坯；
(2)对钢坯进行加热；
(3)锻造或轧制；以及
(4)精整。
本发明制造方法的步骤(1)中的冶炼可以采用电炉冶炼或真空感应炉冶炼，并经过精炼及真空处理。当然在一些其他的实施方式中，也可以采用转炉进行冶炼。
在步骤(1)中，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；可以控制出渣条件为：出渣温度1630～1660℃；[P]≤0.020％；可以控制出钢条件为：出钢温度1630～1650℃；[P]≤0.015％，[C]≥0.03％。
电炉冶炼或转炉冶炼完成后，需要在钢包精炼炉上进行钢液精炼，以去除钢中的有害气体和夹杂物。控制钢包入座、测温并分析，可以根据情况调整氩气压力；LF初脱氧可以喂Al到0.04wt.％，然后可以补加合金块搅拌5～10分钟。当钢液测温T＝1650～1670℃时，可以进行真空脱气，真空脱气的真空度可以控制为66.7Pa，且保持不低于15分钟，以保证[O]≤0.0025％。另外，在本技术方案中，可以控制吊包温度为1550～1570℃，由于降低了吊包温度，加快了元素扩散，有利于进一步减轻枝晶偏析。
优选地，在步骤(1)中，浇铸可以采用模铸或连铸。连铸浇注过程中钢包内高温钢液通过保护套管，浇进中间包，中间包过热度为20～40℃。中间包使用前完全清理、内表面为耐火涂层且不得有裂缝；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。在本发明中，可以依据不同的钢坯尺寸控制浇注速度为0.6～2.1m/min。
优选地，在步骤(3)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。其中，中间坯的加热温度可以控制在1050～1250℃之间，保温时间可以控制在3～24hr.之间。
本发明的方法中，步骤4)的精整可包括剥皮或退火或正火。优选地，在步骤(4)中，精整过程中包括圆钢剥皮和热处理以及为了保证质量所进行的无损探伤等。根据需要所进行的剥皮工序可以包括：车削剥皮或砂轮剥皮等；根据需要所进行的热处理工序可以包括：正火、退火及等温退火等；根据需要所进行的无损探伤可以包括：超声波探伤或磁粉探伤等。
优选地，在步骤(2)中，首先在预热段将钢坯加热至不高于700℃，然后在第一加热段继续加热至不高于1100℃，优选不高于980℃，保温后继续在第二加热段加热至950～1250℃，优选加热至950～1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1050～1250℃，保温后进行后续轧制或锻造。
本发明的步骤(2)所采用的技术方案同现有技术相比，其均热段温度较高，较高的均热段温度能够在钢坯加热的扩散过程，有利于提高钢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，轧制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。此外只有将轧制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。
优选地，在步骤(3)中，开锻或开轧温度为1100～1250℃，终锻或终轧温度≥900℃。
在步骤(3)中，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1150～1250℃之间，并控制终锻或终轧温度≥900℃。在此种工艺下有利于N从γ固溶体中脱溶并与钢中的微合金元素结合成氮化物。
需要说明的是，N在α-Fe中的溶解度小于在γ-Fe中的溶解度，且由于受相变的激发而造成析出量的二个峰值，如果终锻或终轧温度低，析出相的峰值析出会造成析出相分布不均匀，以及回复再结晶不充分而产生组织上的各向异性，所以终锻或终轧温度≥900℃。另外提高终锻或终轧温度，会得到较细的晶粒，晶粒细小增大了过冷奥氏体转变后的铁素体平均晶粒直径和富锰带带间距之间的差别，减轻了富锰带形成珠光体的趋势，从而减轻了带状组织，有助于提升力学性能。
本发明所述的钢及其制造方法相较于现有技术具有如下优点：
(1)本发明通过合理的化学成分设计并结合优化工艺，可以开发出具有高温奥氏体晶粒稳定的齿轮用钢，采用该齿轮用钢轧制或锻造好的棒材能够有效加工成齿轮，经过高温渗碳等热处理，具有较高且适宜的淬透性、强韧性及耐磨和抗疲劳性能等。
(2)本发明的钢的末端淬透性较高，并具有特定的硬度分布，且淬透性带宽较窄，符合GB/T 5216-2014中20CrNi2MoHH的淬透性要求，如J1.5mm＝43～48HRC、J5mm＝38～45HRC、J9mm＝31～39HRC、J15mm＝24～32HRC，其中“J1.5mm”表示Jominy末端淬透性试验所得离开淬火端1.5mm处的硬度，J5mm、J9mm和J15mm分别是离开淬火端距离5mm、9mm和15mm处的硬度。
(3)本发明的钢中加入适量Al、Nb、V、Ti等微合金元素，通过控制微合金元素与氮及碳元素的含量以及它们之间的原子摩尔比，可阻碍高温奥氏体晶粒的异常长大，提高钢的奥氏体晶粒粗化温度，使该钢在高达1000℃保温4小时或者1050℃保温2小时后晶粒度仍稳定保持在5～8级，各项性能均达到齿轮用钢的使用性能指标。
(4)本发明通过控制钢中微合金元素的含量，避免钢材中出现大颗粒有害夹杂，以保证钢材稳定的生产质量，降低了钢材的生产成本，实现在棒材产线上的批量生产。
(5)本发明所述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，可在保证高温渗碳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。本发明所述钢的应用将极大的缩短齿轮的渗碳时间，降低齿轮生产成本，减少CO2排放，符合节能、环保的时代要求，具有广阔的工业应用前景。
具体实施方式
除非另有定义，否则本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域的普通技术人员的通常理解相同的含义。
除非另有说明，否则本文中的百分比含量均指质量百分比含量。
本发明中的模拟渗碳淬火试验、淬透性测试和硬度的测试手段按如下进行：
模拟渗碳淬火试验：先分别在950℃保温6小时；1000℃保温4小时；1050℃保温2小时。再进行水淬，然后取样观察各实施例和对比例的组织，并按照标准GB/T 6394-2017评定其奥氏体晶粒度。
淬透性测试：各实施例钢和对比例钢按照国家标准GB/T 225-2006从热轧圆钢上取样、制样，参考GB/T 5216-2014进行末端淬透性测试(Jominy试验)，控制正火温度925±10℃，淬火温度925±5℃。
硬度测试：根据GB/T 230.2-2018进行洛氏硬度测试，得到特定位置的硬度值(HRC)，例如，距离淬火端5mm处的硬度，即J5mm值。
下面结合实施例对本发明的技术方案作进一步详细的说明。应明确，以下实施例仅用于对本发明的具体实施方式的描述，并不用于对本发明的保护范围构成任何限制。
实施例1-8和对比例l-4
实施例1-8的钢均采用以下步骤制得：
(1)按照下述表1所示的化学成分进行冶炼和浇铸：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，还可以采用转炉冶炼+炉外精炼+真空处理的方式进行冶炼。浇铸可以采用模铸，也可以采用连铸。
(2)加热：钢坯首先在预热段加热至不高于700℃，然后在第一加热段继续加热至不高于1100℃，保温后继续在第二加热段加热至950～1250℃，保温后进入均热段，均热段温度为1050～1250℃，保温后进行后续轧制或锻造。
(3)锻造或轧制：开锻或开轧温度为1100～1250℃，终锻或终轧温度≥900℃。
(4)精整，包括剥皮或退火或正火。
实施例1-8的钢和对比例1-4钢的具体工艺过程如下所述：
实施例1：按照表1所示的化学成分在50kg真空感应炉上进行冶炼。钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢坯首先在预热段加热至700℃，然后在第一加热段继续加热至900℃，保温后继续在第二加热段加热至1000℃，保温后进入均热段，均热段温度为1100℃，保温后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成Φ55mm棒料，锻后在920℃正火100min。
实施例2：按照表1所示的化学成分在150kg真空感应炉上进行冶炼。钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢坯首先在预热段加热至650℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1100℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续锻造，控制终锻温度为1000℃，最终锻造成Φ80mm棒料，锻后车削剥皮。
实施例3：按照表1所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至980℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1220℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为1000℃，最终轧制成Φ120mm棒料。轧制后空冷，经650℃保温12小时退火处理，通过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
实施例4：按照表1所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成280mm×280mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至620℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1150℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续轧制。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：按照表1所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1230℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1050℃，中间坯尺寸220mm×220mm。而后再将中间坯预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为950℃，成品棒材规格为Φ55mm。轧制后空冷，等温退火处理，即在900℃保温90min后风冷至600℃，保温120min后出炉空冷，而后经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
实施例6：按照表1所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成280mm×280mm连铸坯，控制连铸坯首先在预热段加热至680℃，然后在第一加热段继续加热至900℃，保温后继续在第二加热段加热至1180℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1000℃，中间坯尺寸140mm×140mm。而后再将中间坯预热至700℃，第一加热段加热至1100℃，第二加热段加热至1220℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为920℃，成品棒材规格为Φ25mm。轧制后空冷，车削剥皮处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
实施例7：按照表1所示的化学成分转炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成模铸坯，控制铸坯首先在预热段加热至620℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1150℃，保温后进入均热段，均热段温度为1200℃，保温后进行后续轧制。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Φ160mm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8：按照表1所示的化学成分转炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成模铸坯，控制铸坯首先在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至950℃C，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1230℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1050℃，中间坯尺寸260mm×260mm。而后再将中间坯预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为950℃，成品棒材规格为Φ90mm。轧制后空冷，而后经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
对比例1：使用与实施例1基本相同的方式制造：按照表1所示的化学成分在50kg真空感应炉上进行冶炼。钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢坯首先在预热段加热至700℃，然后在第一加热段继续加热至900℃，保温后继续在第二加热段加热至1000℃，保温后进入均热段，均热段温度为1100℃，保温后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成Φ55mm棒料，锻后在920℃正火100min。
对比例2和对比例3来自商品材，牌号分别为20CrNi2MoH和SAE 4320H。
对比例4：使用与实施例5基本相同的方式制备：按照表1所示的化学成分电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后浇铸成320mm×425mm连铸坯，控制连铸坯在预热段加热至600℃，然后在第一加热段继续加热至950℃，保温后继续在第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热段温度为1230℃，保温后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制第一终轧温度为1050℃，中间坯尺寸220mm×220mm。而后将中间坯预热段加热至680℃，第一加热段加热至1050℃，第二加热段加热至1200℃，保温后进入均热段，均热温度1220℃，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为950℃，成品棒材规格为Φ55mm。轧制后空冷，等温退火处理，即在900℃保温90min后风冷至600℃，保温120min后出炉空冷，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。
表1列出了实施例1-8的钢和对比例1-4的对比钢的各化学元素的质量百分配比、临界理想直径DI值(单位为英寸)及微合金元素系数rM/X。
表2列出了实施例1-8的钢和对比例1-4的对比钢在上述工艺步骤中的具体工艺参数。
在表2中，实施例5、实施例6和实施例8及对比例4在本发明上述工艺中的步骤(2)和步骤(3)中有两栏参数，是因为这些钢在轧制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。
表3列出了实施例1-8的钢和对比例1-4的对比钢的测试试验结果。
从表3中可以看出，本发明所述实施例1-8的钢经过模拟渗碳淬火试验中的不超过950℃、1000℃和1050℃的3种温度模拟渗碳后，其奥氏体晶粒度都维持在5～8级范围内，没有观察到混晶、晶粒异常粗大等现象。
而对比例3的对比钢在1000℃的温度下模拟渗碳淬火后观察到了混晶现象(2级)，其中6(2)表示平均晶粒度为6级，而局部区域发生粗化为2级。继续提高模拟渗碳温度至1050℃后，对比例1、对比例2和对比例3的奥氏体晶粒异常长大严重，其中5(0)表示平均晶粒度为5级，而局部区域发生粗化为0级。对比例1的对比钢淬透性较低，未达到GB/T5216-2014规定的20CrNi2MoHH高淬透性轴齿用钢要求；而对比例4的淬透性过高，超出了20CrNi2MoHH高淬透性轴齿用钢的J9mm和J15mm处硬度要求，制备的齿轮在试验过程中发生崩齿，未达到合格的疲劳寿命。
综上所述，本发明的钢，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和较高的淬透性，且易于切削，适用于高温渗碳，其代表性位置J5mm淬透性在41-44HRC范围内，高达1000℃保温4h或1050℃保温2h的高温真空渗碳后的奥氏体晶粒度保持在5～8级。采用该钢轧制或锻造好的棒材能够有效加工成齿轮，经过高温渗碳等热处理，具有适宜的强韧性，可以有效应用于制造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，具有良好的使用前景和推广应用价值。
需要说明的是，本发明中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，除非彼此之间产生矛盾。在不脱离本发明的范围的情况下可对本发明进行各种修改和变化，这对本领域技术人员而言将是显而易见的。例如，作为一个实施方式的一部分显示或描述的特征可以与另一个实施方式一起使用以产生又一个实施方式。因此，本发明旨在涵盖落入所附权利要求及其等价物范围内的这些修改。

Claims (12)

1.一种钢，其特征在于，所述钢除了包含90质量％以上的Fe和不可避免的杂质以外，还含有以质量百分含量计的如下化学元素：
C：0.15～0.23％，Si：0.02～0.40％，Mn：0.40～0.90％，Cr：0.35～0.95％，Ni：1.40～2.00％，Mo：0.15～0.40％，Al：0.020～0.050％，Nb：0.002～0.030％，N：0.005～0.020％。
2.如权利要求1所述的钢，其特征在于，所述钢含有以质量百分含量计的如下化学元素：
C：0.15～0.23％，Si：0.02～0.40％，Mn：0.40～0.90％，Cr：0.35～0.95％，Ni：1.40～2.00％，Mo：0.15～0.40％，Al：0.020～0.050％，Nb：0.002～0.030％，N：0.005～0.020％；余量为Fe及不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，所述钢还含有选自Cu、V、Ti、S中的一种以上，其中，Cu≤0.30％，V≤0.02％，Ti≤0.03％，S≤0.04％。
4.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，所述钢中，杂质元素以质量百分比计的含量满足：P≤0.02％，Sn≤0.03％，O≤0.0025％，B≤0.0010％。
5.如权利要求4所述的钢，其特征在于，所述钢还含有Cu、S，且元素含量满足：Cu+10×Sn+P+S≤0.50％，式中各元素符号代表相应元素质量百分含量百分号前的数值；其中，Cu≤0.30％，S≤0.04％。
6.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，所述钢的临界理想直径DI值的范围为1.8～5.0，单位为英寸，其中，
DI＝0.54[C]×(3.3333[Mn]+1)×(0.70[Si]+1)×(0.363[Ni]+1)×(2.16[Cr]+1)×(3.00[Mo]+1)×(0.365[Cu]+1)×(1.73[V]+1)，式中各元素符号代表相应元素质量百分含量百分号前的数值。
7.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，所述钢的微合金元素系数rM/X的范围为1.0～4.0，其中rM/X＝([Nb]/93-[V]/51+[Ti]/48+[Al]/27)/([N]/14)，式中各元素符号代表相应元素质量百分含量百分号前的数值。
8.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，所述钢的J1.5mm＝43～48HRC、J5mm＝38～45HRC、J9mm＝31～39HRC、J15mm＝24～32HRC。
9.如权利要求1或2所述的钢，其特征在于，所述钢在950～1050℃高温真空渗碳后的奥氏体晶粒度为5～8级，优选为6～8级。
10.一种制造权利要求1-9中任意一项所述的钢的方法，其特征在于，其包括步骤：
(1)对钢水进行冶炼和浇铸，制得钢坯；
(2)对钢坯进行加热；
(3)锻造或轧制；
(4)精整。
11.如权利要求10所述的方法，其特征在于，在步骤(2)中，首先在预热段将钢坯加热至不高于700℃，然后在第一加热段继续加热至不高于1100℃，保温后继续在第二加热段加热至950～1250℃，保温后进入均热段，均热段温度为1050～1250℃，保温后进行步骤(3)。
12.如权利要求10所述的方法，其特征在于，在步骤(3)中，开锻或开轧温度为1100～1250℃，终锻或终轧温度≥900℃。
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