专利名称：一种低变形齿轮钢及其制造方法
技术领域：
本发明涉及合金钢，特别是涉及一种主要用于制造车辆、工程机械等运输工具的变速箱、驱动桥齿轮的低变形齿轮钢及其制造方法。
背景技术：
随着时代的发展和科技的进步，人们对汽车舒适度的要求也越来越高，汽车运行过程中产生的振动和噪声受到越来越多的关注。变速及传动系统的噪音是汽车主要的噪声来源之一，其主要原因是齿轮精度不高造成的齿轮运转不均匀。而要提高齿轮精度，除了要改进齿轮的机械加工和热处理工艺外，还应对齿轮用原材料-齿轮钢的组织和性能提出更高的要求。本发明的思路就是通过改善齿轮钢的带状组织和晶粒度均匀性，获得低热处理变形的齿轮钢材。齿轮钢带状组织是指沿钢材轧制方向形成的以先共析铁素体为主的带与以珠光体为主的带彼此堆叠而成的组织形态。带状组织的存在使材料的性能具有明显的方向性，制成齿轮后容易造成齿轮表面的硬度和强度不均匀，齿轮热处理后变形紊乱，不易修正，降低了齿轮的精确性、可靠性，使得齿轮成品率降低，影响整个钢种的使用。其形成原因主要受化学成分、冶炼和轧制工艺的影响。在钢坯中产生的枝晶偏析，经过轧制出现不同程度的铁素体+珠光体带状组织，多年来一直是影响齿轮钢质量的主要问题之一。同样齿轮钢奥氏体晶粒度及其均匀性对齿轮钢的热处理变形有着较大影响。粗晶粒和混晶不仅使齿轮钢的强度及脆断抗力显著下降，而且对齿轮的热处理变形也有不利影响。同时晶粒度和带状组织之间也有着极其微妙的关系。本发明即通过成分设计、控制浇钢、控制钢坯加热和控制轧制等步骤达到同时控制带状组织和晶粒度，以减小热处理变形的目的。CN1311339A公开了一种减小工件变形的淬火方法，其特征在于增加淬火时料盘旋转角度参数，渗碳阶段工件可以根据减小高温变形的方式进行摆放，渗碳后可以通过翻转机构使料盘向前和侧向翻转0-90度，从而使工件成最佳的角度进入淬火介质中，从而改善变形，但并未涉及原材料的内容。CN1257132A公开了一种齿轮用微变形渗碳钢及热加工工艺，其特征在于以Si、Mn 为主要合金元素，再添加Mo、Re等元素，以求达到空气淬火的目的，即渗碳后直接空冷，在表面获得要求的马氏体+过渡形态的贝氏体和部分残留奥氏体，心部为贝氏体组织，省略传统的淬火和回火工艺。但此工艺增加了合金含量，延长了热处理时间，提高了成本。CN 85202802U公开了一种改变齿轮毛坯内偏析形态的钢材，通过提供特殊断面的齿轮毛坯原料，保证齿轮毛坯中的方形偏析变成圆形，使齿轮在淬火时沿径向得到等效的涨缩变形，提高装配齿轮的啮合精度。但特殊断面形态的齿轮毛坯原料的设计和制造困难， 不利于推广应用。CN1586767A公开了一种提高连铸坯质量的方法及震动支撑辊装置，通过结构简单、易控制的震动支撑辊装置来提高连铸坯中心等轴晶率，以达到明显改善连铸坯中心缩孔和疏松，减少偏析且有效避免了凝固末端轻压下所造成的轧制裂纹产生，从而提高连铸坯质量的方法。该方法未考虑化学成分及热加工工艺对晶粒度和带状组织的影响。CN101381803A公开了一种齿轮钢带状组织控制方法，在不改变现有工艺流程的前提下，分别控制不同的轧制温度1000-1100°C、终轧温度750-880°C，可使钢材铁素体+珠光体带状组织级别< 2. 5级，涉及到的轧制温度较低，不利于晶粒度的细化。CN101176911A公开了一种改善连铸机铸坯内部组织的方法，通过在二冷段施加与浇注方向相同的电磁力，从而增加连铸坯中心部位密度以及增加中心部及皮下深层的等轴晶，减少柱状晶，减轻、消除碳及其重金属偏析和白亮带，进而改善连铸坯组织提高连铸坯质量。以上发明大多未考虑晶粒度和带状组织对齿轮钢热处理变形的影响。本发明通过优化化学成分设计及热加工工艺，实现同时控制晶粒度和带状组织，从而达到改善齿轮钢热处理变形的目的。
发明内容
本发明的目的在于提供一种低变形齿轮钢，主要是通过控制冶炼、钢坯加热和轧制等手段改善齿轮钢棒材的晶粒度和带状组织，使齿轮钢的热处理变形稳定均匀，变形量减小。为了实现上述目的，本发明的低变形齿轮钢，其化学成分(重量％)是C: O. 10-0. 30%, Si 0. 15-0. 25 %, Mn 0. 60-0. 90 %, P ^ O. 030 %, S 0. 010-0. 035 %, Cr O. 85-1. 25%,Mo 0. 15-0. 35%,Al :0. 020-0. 050%,Cu :彡 O. 20%,N :0. 0100-0. 0250%，其
余为平衡量的Fe以及不可避免的杂质。本发明的另一个目的是提供上述低变形齿轮钢的制造方法，该方法包括电炉初炼，钢包精炼、真空脱气后，在1550_1570°C温度吊包；连铸浇注，过热度为20-40°C，浇注速度为O. 6-2. 10m/min，连铸坯进缓冷坑缓冷或热送；冷却的钢坯在预热段温度低于700°C，然后在I加热段880_980°C，保温后进入II 加热段，II加热段温度为950-1200°C，保温后进入均热段，均热段温度为1180-1220°c，保温后出炉轧制，加热总时间195-210min，方坯料阴阳面温差彡30°C钢坯出炉；开轧温度1155_1200°C，终轧温度> 950°C。本发明钢通过控制低温浇铸、高温加热、高温轧制和高温终轧，获得了好的显微组织，带状组织级别< 2. 5级；本发明钢通过成分优化、高温加热、高温轧制和高温终轧，控制了第二相粒子AlN的析出时机和析出数量，细化了奥氏体晶粒，使奥氏体晶粒度达到7. 5级或更细；本发明可以按用户要求实现各种规格齿轮钢的生产，通过改善齿轮钢材带状组织和晶粒度，使钢材组织和成分均匀，降低齿轮钢热处理变形，提高齿轮加工精度，特别是降低齿轮制造过程中的废品率，降低生产成本。
图I是本发明实施例3的典型金相组织图，其中晶粒度为8级。图2是本发明实施例3的典型金相组织图，其中带状组织为I. 5级。 图3是试验例2的环形试样示意图。
具体实施例方式以下结合实施例详细地说明本发明的特点和优点。本发明中，除非另有指明，含量均指重量百分比含量。为了实现提供热处理变形稳定均匀，变形量减小的低变形齿轮钢的目的，各个元素的控制如下C和Mn :提高齿轮钢强度的主要元素，保证一定的强度需要保证一定的C、Mn含量， 但是碳含量高对塑性不利，特别是当Mn含量较高时，碳含量大于O. 30%的是不利于加工性能的，同样C低于O. 10%时渗碳效果不佳。锰能与硫形成MnS消除硫的有害作用。锰具有使钢形成和稳定奥氏体组织的能力，由于降低临界转变温度而起到细化珠光体的作用。同时由于C、Mn元素的带状偏聚是产生带状组织的主要原因，带状组织的消除也主要是从消除C、Mn等元素的微观偏析入手，加快钢液凝固期间的C、Mn扩散速度，但如果含量过高的话难以达到元素尤其是Mn元素均匀化所需要的时间。另外过高的Mn还能够促进晶粒长大， 所以Mn含量不易过高，综合以上特点，本发明钢控制O. 10-0. 30%的C、0. 60-0. 90%的Mn 比较合理。更优选为O. 10-0. 29%的C。更优选为O. 60-0. 89%的Mn。Si :硅能提高钢的强度、硬度、弹性和耐磨性，硅提高钢的AC3温度，对钢的回火稳定性有很大好处，但硅的导热性较差，容易有开裂危险，且脱碳倾向比较严重。因此，硅控制在O. 15-0. 25%比较适宜。S :为改善钢的切削性，需要加入一定量的硫，如果S含量低，则切削性能不明显，S含量过高时，会形成硫化物夹杂，显著降低钢的塑性和韧性，所以S的含量控制在 O. 010-0. 035%，更优选为 O. 012-0. 035%。Cr :是本发明钢中添加的主要合金元素之一，Cr的添加可以显著提高钢的淬透性以及强度、耐磨性等性能，但是Cr同时也是容易产生带状偏聚的元素，同时过高的Cr会明显降低淬火及回火钢材的韧性。因此，本发明中Cr含量确定为O. 85-1. 25%，更优选为
O.86-1. 23%。Mo:是本发明钢中添加的主要合金元素之一，钥作为中强碳化物形成元素可以强烈地阻碍碳化物的形核和长大，同时还可以有效提高淬透性，钥与锰的联合作用，又可以显著提高奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性。Mo元素能够推迟珠光体转变，促进针状铁素体组织的形成，通过添加适量的Mo能够有效抑制带状组织的形成，但过高的Mo会增加冶炼成本，所以本发明钢加入O. 15-0. 35%的钥是比较经济有效的含量，更优选为O. 16-0. 35%。Al和N :本发明积极效果就是控制齿轮钢中A1、N的含量。在冶炼初期，Al主要作为脱氧剂添加形成Al2O3夹杂上浮，进入到渣系。为细化晶粒必须在钢中有一定体积分数的 AlN粒子，在高温下能够钉扎晶界，抑制奥氏体晶粒长大。某些资料认为AlN粒子数大于IO7 个/_2，能稳定细化晶粒，为此，首先必须确保钢中有合适的铝、氮含量，避免某种元素的过多或过少影响性能。VD真空处理毕喂Al丝，在低氧条件下此时的Al主要作为合金元素起微合金化的作用。Al与钢中的N结合形成AlN相，在奥氏体晶界处起到钉扎晶界抑制奥氏体晶粒长大的作用。但是，如果Al过量或者A1/N比配合不好，容易在钢材中形成夹杂影响钢材质量。过量的Al形成Al2O3夹杂难以去除，同时Al2O3和CaS等容易吸附在中间包水口 “结瘤”，造成钢水可浇性差。而且AlN粒子的半径增大，会形成针状夹杂物。AlN的另一形成元素N采用合金的添加方式，但过量的N会造成气体含量高，易形成皮下气泡，影响钢材质量，所以应具有合适的 Al、N 含量A1 0. 020-0. 050%、N :0. 0100-0. 0250% Cu:本发明中Cu是作为杂质进行控制的，在O. 20%以下为宜，优选为O. 15%以下。上述低变形齿轮钢的制备方法，采用二步法工艺流程第一步电炉初炼一钢包精炼+真空脱气一连铸；第二步轧钢机热加工轧制成钢棒。具体地，第一步，电炉初炼一钢包精炼+真空脱气一连铸在60-150吨的电弧炉中进行钢液初炼；相应吨位的钢包精炼；连铸浇注；生产出 140 X 140mm2 320 X 425mm2断面尺寸的合格连铸坯I、电炉初炼炉料选用低P、S废钢、切头及优质生铁，合金需准备铬铁、低磷锰铁、 钥铁等，还原剂硅铁粉、碳粉、铝粉；氧化期勤流渣去P，出渣条件τ = 1630-16600C ； P 彡 O. 015% ;出钢条件T = 1630-1650°C ； [P] ( O. 010%, [C]彡 O. 03%。2、钢包精炼、真空脱气在钢包精炼炉(容量与电炉相匹配)上，进行钢液的精炼， 去除钢中的有害气体和夹杂物，钢包入座、测温、分析，根据情况调整氩气压力；LF初脱氧喂Al后补加合金块搅拌5 10分钟，调整化学成分至要求范围。当钢液测温T彡15800C 时，进入真空位脱气，真空度彡66. 7Pa保持15-20分钟，保证[H] ( O. 00015% ;所有成分进入优化要求的范围内开始吊包，吊包温度1550-1570°C。3、连铸浇注钢包内高温钢液通过保护套管，浇进中间包，中间包过热度 20-40°C。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，加电磁搅拌，以合理的拉速，浇注出140X 140mm2 320X425mm2断面尺寸的合格连铸坯，依据不同的方坯尺寸浇注速度为O. 6-2. 10m/min，合格连铸坯进缓冷坑缓冷或热送。第二步钢棒轧制采用轧钢机热加工轧制方法，先将合格的连铸坯表面进行清理，再将其热加工轧制至成品钢棒，工艺要点I.加热炉加热工艺钢坯在预热段温度低于700°C，然后在I加热段为 880-980°C，保温后进入II加热段，II加热段温度为950-120(TC，保温后进入均热段，均热段温度为1180-1220°C，保温后出炉轧制，加热总时间195-210min，方坯料阴阳面温差 (30°C钢坯出炉。本技术方案同现有技术相比均热温度提高20°C，以实施钢坯加热的扩散过程，有利于提高连铸坯的成分均匀性和组织均匀度。研究表明AlN在此温度下，有着最快的固溶速度，因此，轧制加热温度高将使钢中原始未溶的AlN粒子有更多的溶解，使基体中 A1、N浓度增加，在以后冷却时析出更多更弥散的粒子。此外只有提高加热温度才能使终轧温度提高，使轧后奥氏体回复再结晶更充分，AlN分布更均匀。2.控制轧制工艺钢坯出炉后，高压水除磷去氧化皮，开轧温度1155_1200°C，终轧温度> 950°C。在此种工艺下有利于N从Y固溶体中脱溶并与钢中的Al结合成A1N。由于氮在α-Fe中的溶解度小于在Y-Fe中的溶解度，且由于受相变的激发而造成AlN析出量的二个峰值，如果终轧温度低，由于AlN的峰值析出，会造成AlN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，所以终轧温度> 950°C。带状组织是沿钢材轧制方向以先共析铁素体为主的带状与以珠光体为主的带彼此堆叠而成的组织形态，是影响齿轮钢热处理变形的主要因素之一，它破坏了钢材组织结构的连续性，使齿轮钢的各项性能产生明显的各向异性。从理论上讲，带状组织产生的根本原因是奥氏体转变过程中不同区域形核速率的差异，提高加热温度，采取相当于高温扩散退火的措施使合金元素的原子充分扩散，钢中的铁素体和珠光体在随后的冷却再结晶时就不会有带状成核形成。有研究表明终轧温度对带状组织的影响主要是通过改变相对晶粒 δ的大小来影响的，δ =(过冷奥氏体转变后铁素体平均晶粒直径d-富锰带带间距s)/
S。所以提高终轧温度，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d和富猛带带间距s之间的差别,减轻了富Mn带形成珠光体的趋势,从而减轻了带状组织。本发明采用环形试样测量齿轮钢渗碳淬火后的热处理变形量，评定齿轮钢热处理变形大小和优劣。环形试样的规格为外径Φ70πιπι、内径Φ40mm、厚度25mm，尽量模拟齿轮的齿廓形状，同时去除棒材心部的疏松等可能的缺陷，如实地反映材料组织对于热处理变形的影响。实施例本发明实施例钢的化学成分,见表I。表I实施例的化学成分
权利要求
1.低变形齿轮钢，其按重量百分比计的化学成分是c0. 10-0. 30 %, Si O. 15-0. 25 %, Mn 0. 60-0. 90 %, P ^ O. 030 %, S 0. 010-0. 035 %，Cr 0. 85-1. 25 %, Mo 0. 15-0. 35%, Al 0. 020-0. 050%, Cu ^ 0. 20%, N :0. 0100-0. 0250%，其余为平衡量的 Fe以及不可避免的杂质。
2.如权利要求I所述的低变形齿轮钢，其特征在于，所述钢的晶粒度在7.5级以上，带状组织< 2. 5级。
3.如权利要求I或2所述的低变形齿轮钢，其特征在于，C:0. 10-0. 29%。
4.如权利要求1-3任一所述的低变形齿轮钢，其特征在于，Mn:0. 6-0. 89%。
5.如权利要求1-4任一所述的低变形齿轮钢，其特征在于，P< O. 025%。
6.如权利要求1-5任一所述的低变形齿轮钢，其特征在于，S:0. 012-0. 035%。
7.如权利要求1-6任一所述的低变形齿轮钢，其特征在于，Cr:0. 86-1. 23%。
8.如权利要求1-7任一所述的低变形齿轮钢，其特征在于，Mo:0. 16-0. 35%。
9.如权利要求1-8任一所述的低变形齿轮钢，其特征在于，Al:0. 022-0. 050%。
10.如权利要求1-9任一所述的低变形齿轮钢，其特征在于，Cu< . 15%。
11.如权利要求1-10任一所述的低变形齿轮钢，其特征在于，N:0. 0111-0. 0248%。
12.如权利要求1-11任一所述的低变形齿轮钢的制造方法，包括如下步骤电炉初炼，钢包精炼、真空脱气后，在1550-1570°C温度吊包；连铸浇注，过热度为20-40°C，浇注速度为O. 6-2. 10m/min，连铸坯进缓冷坑缓冷或热送；冷却的钢坯在预热段温度低于700°C，然后在I加热段880-980°C，保温后进入II加热段，II加热段温度为950-1200°C，保温后进入均热段，均热段温度为1180-1220°C，保温后出炉轧制，加热总时间195-210min，方坯料阴阳面温差彡30°C钢坯出炉；开轧温度1155-1200°C，终轧温度> 950°C。
13.如权利要求12所述的方法，其特征在于，电炉初炼中，出渣条件T=1630-1660°C; P彡O. 015 % ;出钢条件T = 1630-1650 V ；总磷含量[P] ( O. 010 %,总碳含量 [C]彡 O. 03%。
14.如权利要求12或13所述的方法，其特征在于，钢包精炼、真空脱气中，当钢液测温T彡15800C时，进入真空位脱气，真空度彡66. 7Pa保持15-20分钟，保证总氢含量 [H] ( O. 00015% ;当所有成分进入权利要求1-11中任一项所述组成要求的范围内时开始吊包。
15.如权利要求12-14任一所述的方法，其特征在于，连铸浇注140X140mm2 320 X 425mm2断面尺寸的方坯连铸坯。
16.如权利要求12-15任一所述的方法，其特征在于，钢包精炼中，LF初脱氧喂Al后补加合金块搅拌5-10分钟，调整化学成分至所要求的范围。
全文摘要
本发明涉及低变形齿轮钢，其化学成分(重量％)是C0.10-0.30％，Si0.15-0.25％，Mn0.60-0.90％，P≤0.030％，S0.010-0.035％，Cr0.85-1.25％，Mo0.15-0.35％，Al0.020-0.050％，Cu≤0.20％，N0.0100-0.0250％，其余为平衡量的Fe以及不可避免的杂质。所述钢的制造方法包括电炉初炼，钢包精炼、真空脱气后，在1550-1570℃温度吊包；连铸浇注，过热度20-40℃，浇注速度0.6-2.10m/min，连铸坯进缓冷坑缓冷或热送；冷却的钢坯在预热段温度低于700℃，然后，在880-980℃的I加热段保温后，进入950-1200℃的II加热段保温后，进入1180-1220℃的均热段保温后出炉轧制，加热总时间195-210min，方坯料阴阳面温差≤30℃，钢坯出炉；开轧温度1155-1200℃，终轧温度＞950℃。
文档编号C22C38/22GK102605260SQ20121004448
公开日2012年7月25日 申请日期2012年2月24日 优先权日2012年2月24日
发明者丁毅, 安金敏, 尹辉, 杨伟宁, 覃明 申请人:宝山钢铁股份有限公司