一种齿轴用钢及其制造方法与流程

1.本发明涉及合金钢领域，特别涉及一种齿轴用钢及其制造方法。


背景技术：

2.随着汽车工业深入发展，市场和用户对汽车安全、环保和舒适的需要日益增长，汽车零部件的技术要求也越来越高。其中高性能齿轮或轴类零部件表面一般要经过硬化处理，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，最终获得优异的抗疲劳寿命及耐磨性能等。近年来，面对汽车特别是新能源车减速器及差速器对齿轮或轴类零部件的高技术要求，高温渗碳技术应用日趋广泛，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，并减少气体排放而保护环境。
3.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℃，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。
4.中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，用于制作要求高的表面硬度及耐磨性的零件。
5.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在提高渗碳温度或延长感应加热时间的同时，齿轮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，为了应对复杂形状齿轮的淬火及回火，伴随高温真空渗碳的气体淬火应用日趋广泛，对齿轮钢的淬透性也提出了更高要求。
6.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，利用碳氮化物可防止高温热处理时的晶粒异常长大。但仍存在着齿轮晶粒粗化温度不够高、大生产所得齿轮钢奥氏体晶粒度不稳定等问题。
7.例如：公告号为cn 10047346 c、名称为“高强度汽车用齿轮钢”的中国专利，其钢中复合加入了nb、v、al等合金元素，细化了原始奥氏体晶粒。通过加入微量的nb、v后，齿轮钢的晶粒度、淬透性及其带宽均得到明显优化；同时增加了齿轮钢的综合力学性能，使用寿命延长。但该专利没有说明具体渗碳温度，添加了al、nb和v等微合金元素，仅可以满足常规气体渗碳的温度要求。
8.又例如：专利cn 101096742a公开了一种高强度汽车用齿轮钢，钢中复合加入了
nb、v、al等合金元素，细化了原始奥氏体晶粒。通过加入微量的nb、v后，齿轮钢的晶粒度、淬透性及其带宽均得到明显优化，从而使批量生产的齿轮的热处理变形量较小，配对率提高；同时增加了齿轮钢的综合力学性能，使用寿命延长；而且，成本低。该专利添加了贵金属元素mo和v及nb等，系成本较高的mncr系渗碳齿轮钢。
9.又例如：专利cn 102605260a公开了一种低变形齿轮钢，该专利钢需要添加mo元素提高淬透性，高温渗碳奥氏体晶粒稳定性不足。
10.又例如：日本专利jp19890142775公开了一种含pb控ca的mncr系齿轮钢，具有良好的易切削性。如有需求，添加≤5％ni和/或≤1％mo，0.005～0.2％nb和/或0.005～0.2％ta，以提高韧性和疲劳强度。对比专利含pb及ta等元素，不符合环保法制规定，难以回收。
11.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方块状夹杂物而影响疲劳寿命，较高含量的b元素则容易在晶界偏聚，为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。


技术实现要素：

12.本发明的目的在于解决高温晶粒稳定性差的问题。本发明提供了一种齿轴用钢及其制造方法，该齿轴用钢具有良好的高温晶粒稳定性，且具有较高的淬透性和较窄的淬透性带宽。
13.为解决上述技术问题，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢，包括按质量百分比计的化学成分：
14.c：0.27～0.33％，si：0.15～0.35％，mn：0.65～1.00％，s：0.010～0.040％，cr：0.80～1.20％，al：0.030～0.050％，n：0.008～0.020％，nb：0.002～0.030％，
15.其中，淬透性临界理想直径di的值为3.0～3.5in.；其中：di＝0.54
×c×
(3.33mn+1)
×
(0.70si+1)
×
(0.363ni+1)
×
(2.16cr+1)
×
(3.0mo+1)
×
(0.365cu+1)
×
(1.73v+1)
×
(2.50nb+1)，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
16.采用上述技术方案，所述齿轴用钢具有良好的高温晶粒稳定性，且具有较高的淬透性和较窄的淬透性带宽。
17.根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢，所述齿轴用钢还包括：c：0.27～0.33％，si：0.15～0.35％，mn：0.65～1.00％，s：0.010～0.040％，cr：0.80～1.20％，al：0.030～0.050％，n：0.008～0.020％，nb：0.002～0.030％；余量为fe和其他不可避免的杂质。
18.根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢，ni≤0.20％，cu≤0.10％，mo≤0.10％，v≤0.02％中的至少一种元素。
19.根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢，在其他不可避免的杂质中，各杂质元素含量满足下述各项要求：p≤0.015％、o≤0.0020％、h≤0.0002％、b≤0.0005％、ti≤0.005％、ca≤0.003％。
20.根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢，微合金元素综合系数r
m/x
的范围为0.5～2.0，其中r
m/x
＝(20*[nb]/93+[al]/27)/([n]/14+[c]/120)，式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
[0021]
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢，940～1020℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度保持5～8级。
[0022]
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢，所述齿轴用钢在代表性位置j9mm的淬透性为39～45hrc。
[0023]
本发明的实施方式还公开了一种齿轴用钢的制造方法，其特征在于，所述齿轴用钢成分如上述内容所述，所述制造方法包括下述步骤：
[0024]
冶炼和浇铸；
[0025]
加热；
[0026]
锻造或轧制。
[0027]
采用上述技术方案，所述齿轴用钢具有良好的高温晶粒稳定性，且具有较高的淬透性和较窄的淬透性带宽。
[0028]
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢的制造方法，所述加热步骤中，钢坯加热温度为1100～1250℃，保温3～12h后进行后续轧制或锻造。
[0029]
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢的制造方法，在所述锻造或轧制步骤中，终锻或终轧温度≥900℃。
[0030]
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢的制造方法，所述加热步骤包括：预热段、升温段、均热段，其中所述预热段，将钢坯加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h；随后进入所述升温段，将所述钢坯加热至900～1100℃，升温速度为100～200℃/h；然后进入所述均热段，将所述钢坯加热至1100～1250℃，升温速度为100～200℃/h，保温3～12h。
[0031]
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢的制造方法，所述预热段、所述升温段、所述均热段之间的保温时间为10～60s。
[0032]
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢的制造方法，对所述钢坯进行所述加热步骤之后轧制到中间坯尺寸，对所述中间坯进行第二次加热，然后进行热轧。
[0033]
根据本发明的另一具体实施方式，本发明的实施方式公开了一种齿轴用钢的制造方法，所述第二次加热步骤包括：预热段、升温段、均热段，其中所述预热段，将钢坯加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h；随后进入所述升温段，将所述钢坯加热至900～1100℃，升温速度为100～200℃/h；然后进入所述均热段，将所述钢坯加热至1100～1250℃，升温速度为100～200℃/h，保温3～12h。
具体实施方式
[0034]
以下由特定的具体实施例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭示的内容轻易地了解本发明的其他优点及功效。虽然本发明的描述将结合较佳实施例一起介绍，但这并不代表此发明的特征仅限于该实施方式。恰恰相反，结合实施方式作发明介绍的目的是为了覆盖基于本发明的权利要求而有可能延伸出的其它选择或改造。为了提供对本发明的深度了解，以下描述中将包含许多具体的细节。本发明也可以不使用这些细节实施。此外，为了避免混乱或模糊本发明的重点，有些具体细节将在描述中被省略。需要
说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。
[0035]
在下文中，将描述本发明的组分体系，以重量百分比计。
[0036]
c：0.27～0.33％
[0037]
在本发明所述的高淬透性高温晶粒度稳定齿轴用钢中，c是钢中所必需的成分，同时其也是影响钢的淬透性最主要的元素之一。渗碳齿轮钢需要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0.27％时，则钢材的强度不足，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含量较高的渗碳齿轮钢，c含量大于0.33％时不利于钢的加工性能。因此，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，将c的质量百分比控制在0.27～0.33％之间。
[0038]
si：0.15～0.35％
[0039]
在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，将si的质量百分比控制在0.15～0.35％之间。
[0040]
mn：0.65～1.00％
[0041]
在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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，还能提高钢的热加工性能。当钢中mn元素含量小于0.65％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，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，将mn的质量百分比控制在0.65～1.00％之间。
[0042]
s：0.010～0.040％
[0043]
在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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，一定含量的s元素可与mn形成非金属夹杂物，适量的s能改善钢材的切削性能。基于此，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，将s的质量百分比控制在0.010～0.040％之间。
[0044]
cr：0.80～1.20％
[0045]
在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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、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，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，将cr元素的质量百分比控制在0.80～1.20％之间。
[0046]
al：0.030～0.050％
[0047]
在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，al属于细化晶粒元素。al元素与n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，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，将al元素的质量百分比控制在0.030～0.050％之间。
[0048]
n：0.008～0.020％
[0049]
在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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)，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，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，将n元素的质量百分比控制在0.008～0.020％之间。
[0050]
nb：0.002～0.030％
[0051]
在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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，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颗粒或nbn颗粒，反而降低钢材的冲击韧性。因此，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，将nb元素的质量百分比控制在0.002～0.030％之间。
[0052]
进一步地，所述齿轴用钢还包括：ni≤0.20％，cu≤0.20％，mo≤0.10％，v≤0.02％中的至少一种元素。
[0053]
ni≤0.20％
[0054]
在本发明所述的高淬透性高温晶粒度稳定齿轴用钢中，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，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，可以优选地将ni的质量百分比控制为ni≤0.20％。
[0055]
cu≤0.20％
[0056]
在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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，在本发明所述的高淬透性齿轴用钢中，可以优选地将cu的质量百分比控制为≤0.20％。
[0057]
mo≤0.10％
[0058]
在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，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，会形成细小的碳化物进一步提高钢的强度；钼与锰的联合作用，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，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，可以优选地将mo的质量百分比控制为≤0.10％。
[0059]
v≤0.02％
[0060]
在本发明所述的齿轴用钢中，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，在本发明所述的齿轴用钢中，将v元素的质量百分比控制为≤0.02％。
[0061]
进一步地，所述齿轴用钢的淬透性临界理想直径di值为3.0～3.5in.，其中：di的
值为3.0～3.5in.；其中：
[0062]
di＝0.54
×c×
(3.33mn+1)
×
(0.70si+1)
×
(0.363ni+1)
×
(2.16cr+1)
×
(3.0mo+1)
×
(0.365cu+1)
×
(1.73v+1)
×
(2.50nb+1)，
[0063]
式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值，单位为英寸(in.)。描述淬透性临界理想直径di值是1942年m.a.grossman最先提出的，就是在淬火烈度为无限大的、假想的淬火介质中淬火时的临界直径。当di值较低时，钢材淬透性不足；而当di值较高时，制造困难且成本较高。
[0064]
进一步地，所述齿轴用钢，在其他不可避免的杂质中，各杂质元素含量满足下述各项要求：p≤0.015％、o≤0.0020％、h≤0.0002％、b≤0.0005％、ti≤0.005％、ca≤0.003％。
[0065]
其中，在上述技术方案中，p、o、h、b、v、ti和ca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。
[0066]
p≤0.015％
[0067]
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高温渗碳齿轴用钢中，控制p含量为：p≤0.015％。
[0068]
o≤0.0020％
[0069]
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，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，可以控制o元素含量为o≤0.0020％。
[0070]
h≤0.0002％
[0071]
h会在钢中缺陷处聚集，在抗拉强度级别超过1000mpa钢中，会发生氢致延迟断裂。因此在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，控制h元素含量为h≤0.0002％。
[0072]
b≤0.0005％
[0073]
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高温渗碳齿轴用钢中，控制b元素含量为b≤0.0005％。
[0074]
ti≤0.005％
[0075]
ti加入钢中虽然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tin颗粒，降低钢的冲击韧性。因此在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，控制ti元素含量为：ti≤0.005％。
[0076]
ca≤0.003％
[0077]
在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，ca元素容易形成夹杂物，进而影响最终产品的疲劳性能，因此可以控制ca元素含量为ca≤0.003％。
[0078]
进一步地，在本发明所述的高温渗碳齿轴用钢中，微合金元素系数r
m/x
的范围为0.50～2.00，其中
[0079]rm/x
＝(20*[nb]/93+[al]/27)/([n]/14+[c]/120)，
[0080]
式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量的百分号前面的数值。
[0081]
参考mx型化合物中金属元素与非金属元素的原子比，定义微合金元素系数r
m/x
是nb和al等微合金元素含量与c和n元素含量的比值，用来控制钢中纳米尺度的mx型析出物的
数量、尺寸及分布等。当r
m/x
较低时，难以析出足够数量的aln、nbn、nb(c，n)等氮化物及碳氮化物；当r
m/x
较高时，形成的析出物较为粗大，无法在高温下抑制晶粒粗化。
[0082]
在上述技术方案中，al、nb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、n的含量以及微合金元素系数，本发明通过添加适量的al和nb，与n元素及碳元素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。
[0083]
进一步地，在本发明所述的高淬透性高温晶粒度稳定齿轴用钢中，940～1020℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持5～8级。
[0084]
本发明还提供了一种齿轴用钢的制造方法，获得的齿轴用钢具有良好的高温晶粒稳定性，且具有较窄的淬透性带宽、易切削、疲劳性能高，以及在940～1020℃的高温真空渗碳后的奥氏体晶粒度为5～8级，晶粒细化。可应用于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，具有良好的推广前景和应用价值。
[0085]
该齿轴用钢的制造方法包括下述步骤：
[0086]
冶炼和浇铸；
[0087]
加热；
[0088]
锻造或轧制
[0089]
在冶炼和浇铸步骤中，可以采用电炉冶炼或转炉冶炼，并经过精炼及真空处理。在其他实施方式中，也可以采用真空感应炉进行冶炼。
[0090]
具体来说，在冶炼和浇铸步骤中，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；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％。
[0091]
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0.04％，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]≤0.0020％、[h]≤0.00015％。另外，在本技术方案中，可以控制吊包温度为1550～1570℃，由此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。
[0092]
相应地，在冶炼和浇铸步骤中，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；采用优质大口径水口，水口流钢中孔不小于φ85mm，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。然后，使连铸坯进缓冷坑缓冷，缓冷时间不少于24小时。
[0093]
在加热步骤中，进行加热可以采用缓慢加热的方式。例如将加热步骤分成三个阶段，包括预热段、升温段和均热段，所述预热段将所述钢坯加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h；随后进入所述升温段，将所述钢坯加热至900～1100℃，升温速度为100～200℃/h；接着进入所述均热段，将所述钢坯加热至1100～1250℃，升温速度为100～200℃/h；之后保温，保温时间3～12h。均热段的保温主要为了让钢坯能够从内到外加热均匀，使得钢坯整体温度都能保证在上述要求控制的1100～1250℃。其中，预热段和升温段之间、升温
段和均热段之间可以保温一段时间，例如保温10～60s。也可以直接从预热段进入到升温段，从升温段进入到均热段。
[0094]
另外，对所述钢坯进行所述加热步骤之后轧制到中间坯尺寸，可对所述中间坯进行第二次加热，然后进行热轧。对中间坯第二次加热步骤包括预热段、升温段和均热段，所述预热段将所述中间坯加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h；随后进入所述升温段，将所述中间坯加热至900～1100℃，升温速度为100～200℃/h：接着进入所述均热段，将所述中间坯加热至1100～1250℃，升温速度为100～200℃/h；之后保温，保温时间为3～12h。第二次加热步骤之后，对中间坯再进行轧制形成最终产品尺寸。均热段的保温主要为了让钢坯能够从内到外加热均匀，使得钢坯整体温度都能保证在上述要求控制的1100～1250℃。并且，预热段和升温段之间、升温段和均热段之间可以保温一段时间，例如保温10～60s。或者也可以直接从预热段进入到升温段，从升温段直接进入到均热段。
[0095]
本发明提供的齿轴用钢的制造方法中，加热步骤与现有技术相比，其均热段温度较高，而较高的均热温度能够在钢坯加热的扩散过程中，有利于提高连铸坯的成分均匀性和组织均匀度。同时在较高的均热温度下，析出相具有较快的固溶速度，因此，较高的轧制加热温度可以促进钢中原始未溶的析出相粒子的溶解，使得基体中微合金元素浓度增加，在后续冷却时析出更多更弥散的粒子。此外，只有将提高轧制加热温度后，才能使终轧温度提高，从而使得轧制后奥氏体的回复与再结晶更充分，析出相分布更均匀。
[0096]
此外，在本发明所述制造方法的锻造或轧制步骤中，可以对钢坯采用锻造或者轧制。具体地，可以选用以下三种方式之一：(1)可以加热后直接锻造至最终产品尺寸；(2)加热后直接轧制到最终成品尺寸；(3)加热后先对钢坯轧制到指定的中间坯尺寸，再进行第二次加热，然后再进行热轧到最终成品尺寸。
[0097]
在锻造或轧制步骤中，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。
[0098]
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，细小的晶粒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。
[0099]
本发明提供的齿轴用钢及其制造方法，具有以下有益效果：
[0100]
(1)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轴用钢，采用该高淬透性、高温晶粒度稳定齿轴用钢轧制或锻造后的棒材能够有效加工成齿轮，经过高温渗碳或碳氮共渗或感应淬火等热处理，具有高淬透性、强韧性及耐磨和抗疲劳性能且易于切削加工。
[0101]
(2)本发明采用的mncr系渗碳齿轮钢中，控制了微合金元素、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，使该齿轮钢在高达980℃真空渗碳4h后或在1020℃真空渗碳2h后晶粒度仍稳定保持在5～8级，各项性能达到齿轮用钢的使用性能指标。
[0102]
(3)本发明提供的齿轴用钢的成分和工艺设计合理，通过控制钢中微合金元素的含量，连铸过程采用大口径水口，从而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。
[0103]
(4)本发明提供的齿轴用钢，在保证高温渗碳和高淬透性、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，仅含有较少量的ni、mo、cu、v等贵重金属元素，提高钢材的适用性。本发明所述齿轴用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。
[0104]
实施例1-6和对比例7-10
[0105]
实施例1-6的齿轴用钢均采用以下步骤制得：
[0106]
(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，或者采用转炉冶炼+炉外精炼+真空脱气的方式进行冶炼。浇铸方式是模铸或者连铸，连铸采用大口径水口，流钢中孔直径不小于φ85mm。
[0107]
(2)加热：可以采用缓慢加热的方式。例如将加热步骤分成三个阶段，包括预热段、升温段和均热段，所述预热段将所述钢坯加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h；随后进入所述升温段，将所述钢坯加热至900～1100℃，升温速度为100～200℃/h；接着进入所述均热段，将所述钢坯加热至1100～1250℃，升温速度为100～200℃/h；之后保温，保温时间3～12h。均热段的保温主要为了让钢坯能够从内到外加热均匀，使得钢坯整体温度都能保证在上述要求控制的1100～1250℃。其中，预热段和升温段之间、升温段和均热段之间可以保温一段时间，例如保温10～60s。或者也可以直接从预热段进入到升温段，从升温段进入到均热段。
[0108]
另外，还对中间坯第二次加热步骤包括预热段、升温段和均热段，所述预热段将所述中间坯加热至600～700℃，升温速度为100～500℃/h；随后进入所述升温段，将所述中间坯加热至900～1100℃，升温速度为100～200℃/h，接着进入所述均热段，将所述中间坯加热至1100～1250℃，升温速度为100～200℃/h；之后保温，保温时间为3～12h。第二阶段加热后，对中间坯再进行轧制形成最终产品尺寸。均热段的保温主要为了让钢坯能够从内到外加热均匀，使得钢坯整体温度都能保证在上述要求控制的1100～1250℃。其中预热段和升温段之间、升温段与均热段之间可以保温一段时间，例如保温10～60s。也可以直接从预热段进入到升温段，从升温段直接进入到均热段。具体工艺如表2所示。
[0109]
(3)锻造或轧制：可以对钢坯采用锻造或者轧制。具体地，可以选用以下三种方式之一：(1)可以加热后直接锻造至最终产品尺寸；(2)加热后直接轧制到最终成品尺寸；(3)加热后先对钢坯轧制到指定的中间坯尺寸，再进行第二次加热，然后再进行热轧到最终成品尺寸。控制终锻或终轧温度≥900℃。
[0110]
实施例1-6的齿轴用钢具体工艺过程如下所述：
[0111]
实施例1：按照下述表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，控制钢锭首先预热至700℃，升温速度为500℃/h；然后加热至900℃，升温速度为200℃/h；保温后继续加热至1100℃，升温速度为200℃/h；保温后进入均热段，保温12h后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成φ50mm棒料。
[0112]
实施例2：按照下述表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，控制钢锭首先预热至650℃，升温速度为400℃/h；然后加热至950℃，升温速度为200℃/h；保温后加热至1180℃，升温速度为200℃/h；保温后进入均热段，保温5h后进行后续锻造，控制终锻温度为980℃，最终锻造成φ60mm棒料。
[0113]
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，采用浸入式水口流钢中孔直径为φ85mm。控制连铸坯首先进入预热段，预热至600℃，升温速度为100℃/h；然后进入升温段，再升温至1080℃，升温速度为100℃/h；保温后再加热至1200℃进入均热段，升温速度为100℃/h；均热10h后轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制终轧温度为1050℃，中间坯尺寸140mm
×
140mm。而后再将中间坯进行第二次加热步骤，先进入预热段，预热至660℃，升温速度为300℃/h；再进入升温段，升温至1050℃，升温速度为300℃/h；保温后进入均热段，加热至1220℃，升温速度为100℃/h；均热3h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二次终轧温度为900℃，成品棒材规格为φ20mm。
[0114]
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320mm
×
425mm连铸坯，采用浸入式水口流钢中孔直径为φ90mm。控制连铸坯首先进入预热段，预热至600℃，升温速度为200℃/h；然后进入升温段，加热至1100℃，升温速度为100℃/h；保温后加热至1240℃进入均热段，升温速度为150℃/h；均热时间4h后轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制终轧温度为1080℃，中间坯尺寸220mm
×
220mm。而后再将中间坯加热，先进入预热段，预热至680℃，升温速度为300℃/h；再进入升温段，升温至1050℃，升温速度为200℃/h；保温后进入均热段，加热至1200℃，升温速度为100℃/h；均热3h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二次终轧温度为950℃，成品棒材规格为φ80mm。
[0115]
实施例5：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，控制铸坯首先进入预热段，预热至600℃，升温速度为200℃/h；然后进入升温段，加热至930℃，升温速度为100℃/h；保温后进入均热段，加热至1150℃进入均热段，升温速度为150℃/h；均热时间12h，后续进行轧制成中间坯，控制第一次终轧温度为1020℃，中间坯尺寸260mm
×
260mm。而后再将中间坯进行第二次加热步骤，首先进入预热段，预热至680℃，升温速度为200℃/h；再进入升温段，加热至1100℃，升温速度为100℃/h；保温后加热至1200℃进入均热段，升温速度为100℃/h；均热时间5h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二终轧温度为990℃，成品棒材规格为φ90mm。
[0116]
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，采用浸入式水口流钢中孔直径为φ85mm。控制连铸坯首先进入预热段，预热至620℃，升温速度为200℃/h；然后进入升温段，加热至950℃，升温速度为100℃/h；保温后加热至1250℃进入均热段，升温速度为100℃/h；保温11h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φ80mm圆钢。
[0117]
对比例7-10的钢的具体工艺过程如下所述：
[0118]
对比例7来自商品材，经电炉炼钢。
[0119]
对比例8：实施方式同实施例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，控制钢锭首先进入预热段，预热至700℃，升温速度为500℃/h；然后进入升温段，加热至900℃，升温速度为200℃/h；保温后继续加热至
1100℃进入均热段，升温速度为200℃/h；均热时间12h，进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成φ50mm棒料。
[0120]
对比例9：实施方式同实施例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，控制钢锭首先进入预热段，预热至650℃，升温速度为400℃/h；然后进入升温段，加热至950℃，升温速度为200℃/h；保温后继续加热至1180℃进入均热段，升温速度为200℃/h；均热时间5h，进行后续锻造，控制终锻温度为980℃，最终锻造成φ60mm棒料。
[0121]
对比例10：实施方式同实施例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320mm
×
425mm连铸坯，采用浸入式水口流钢中孔直径为φ90mm。控制连铸坯首先进入预热段，预热至600℃，升温速度为200℃/h；然后进入升温段，加热至1050℃，升温速度为100℃/h；保温后继续加热至1240℃进入均热段，升温速度为150℃/h；均热时间8h，保温后进行轧制。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1080℃，中间坯尺寸220mm
×
220mm。而后将中间坯进行第二次加热步骤，首先进入预热段，预热至680℃，升温速度为300℃/h；再进入升温段，加热至1050℃，升温速度为200℃/h；继续加热至1200℃进入均热段，升温速度为100℃/h；均热3h后出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制第二次终轧温度为950℃，成品棒材规格为φ80mm。
[0122]
表1列出了实施例1-6的齿轴用钢和对比例7-10的钢的各化学元素的质量百分配比及淬透性临界理想直径di值与微合金元素综合系数r
m/x
。
[0123]
表2列出了实施例1-6的齿轴用钢和对比例7-10的钢在上述工艺步骤中的具体工艺参数。
[0124]
表3列出了实施例1-6的齿轴用钢和对比例7-10的对比钢的测试试验结果。
[0125]
[0126]
[0127][0128]
在表2中，实施例3、实施例4和实施例5及对比例10在本发明上述工艺中的步骤(2)和步骤(3)中有两栏参数，是因为上述三种实施方式在轧制时是将钢坯先轧制到指定的中
间坯尺寸，而后再次进行第二次加热和轧制到最终成品尺寸。
[0129]
将得到的实施例1-6的齿轴用钢和对比例7-10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。
[0130]
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：
[0131]
模拟渗碳淬火试验：分别在940℃保温5小时；960℃和980℃保温4小时；1000℃保温3小时；1020℃保温3小时；1050℃保温1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astm e112评定其奥氏体晶粒度。
[0132]
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870+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。以上工艺参数也可以协商确定。
[0133]
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”。
[0134]
表3列出了实施例1-6的齿轴用钢和对比例7-10的对比钢的测试试验结果。
[0135]
从表3中可以看出，本发明所述实施例1-6的齿轴用钢经过模拟渗碳淬火试验中的不超过1020℃的5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。其中实施例1和实施例3在1050℃加热1h后晶粒度为5级。实施例1-6的淬透性较高，j9mm均为39～45hrc，且切削性能良好，采用车床加工的碎屑均为“c”型，容易断屑。
[0136]
而对比例8的对比钢在960℃的温度下模拟渗碳淬火后观察到了混晶现象(1级)，其中6(1)表示平均晶粒度为6级，而局部区域发生异常粗化为1级。继续提高对比例7、对比例9和对比例10的模拟渗碳温度至980℃后，奥氏体晶粒异常长大严重(1级)，其中5.5(1)表示平均晶粒度为5.5级，而局部区域发生粗化为1级。对比例9和对比例10的钢材淬透性较低，仅为37hrc，达不到sae j1268规定的sae 5130hh高淬透性齿轮钢要求。
[0137]
综上所述可以看出，本发明所述的齿轴用钢，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及较窄的淬透性带宽，且易于切削，适用于高温渗碳和碳氮共渗及表面感应淬火等，其代表性位置j9mm淬透性均为39～45hrc，高达1020℃的高温真空渗碳前后的奥氏体晶粒度温度保持在5～8级。采用该高淬透性高温晶粒度稳定齿轴用钢轧制或锻造好的棒材能够有效加工成齿轮，经过高温渗碳或碳氮共渗或感应淬火等热处理，表层硬化而芯部具有适宜的强韧性，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应用价值。
[0138]
此外，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。
[0139]
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。