一种高Si含量高淬透性贝氏体渗碳齿轮钢及其生产方法

摘要

本发明公开了一种高Si含量高淬透性贝氏体渗碳齿轮钢及其生产方法，属于齿轮钢技术领域。本发明的齿轮钢，其组分包括以下重量百分比的化学成分：C：0.22～0.25％，Si：1.60～2.0％，Mn：1.50～2.00％，S：≤0.010％，Cr：0.55～1.00％，Mo：0.30～0.50％，Ni：0.5～0.8％，Al：0.030～0.050％，P：≤0.010％，[N]：90～160ppm，[H]≤1.0ppm，T.O≤10ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素，采用电弧炉冶炼‑LF精炼‑RH真空处理‑连铸‑锻制(精整)成材，所得钢末端淬透性满足J9：44～48HRC，J15：42～47HRC，J25：39～45HRC，经930℃油淬+低温回火后的力学性能为：抗拉强度1400MPa～1500MPa，断面收缩率41％，冲击功达到80～100J，渗碳后渗碳晶粒≥8.0级，心部硬度≥39HRC。

说明书

技术领域

本发明属于齿轮钢技术领域，涉及一种高Si含量高淬透性贝氏体渗碳齿轮钢及其生产方法，适用于汽车及工程机械用齿轮。

背景技术

随着中国汽车行业的不断发展，汽车的产销量逐年增加，国内汽车行业在国际上的影响力越来越大，汽车关键零部件也在不断的蓬勃发展，我国已经成为世界汽车零部件不可缺少的中坚力量。汽车有底盘系统、传动系统、发动机系统等，其中齿轮作为动力传输中的关键零部件，要求具有较高的强韧性、耐磨性以及抗扭转性能等，尤其是近些年新能源汽车的爆发式增长，对齿轮的需求量逐年增加，同时，由于新能源车的瞬时加速度大，扭矩高，对齿轮的性能需要也越来越高。

常用的齿轮钢材料通常经过渗碳热处理进行表面强化处理，保证表面具有一定的硬度而心部具有一定的韧性，从而达到良好的强韧性匹配，但目前大多齿轮钢经过渗碳热处理后表面为马氏体，心部为珠光体+铁素体+少量的贝氏体，尤其是大型齿轮这种特征更为明显。近些年，高性能齿轮钢中出现了贝氏体齿轮钢等新钢种，其组织为细长的贝氏体铁素体和残余奥氏体组织成，贝氏体内部的高密度位错与内部碳化物等出现缠绕交割，显著提高了钢的强度，但碳化物的粗大，影响的钢的强韧性，且该钢种心部硬度不足，造成扭转强度较低。因此，有必要开发一种高强韧性细晶粒贝氏体齿轮钢，同时具有高淬透性，低变形齿轮材料，以满足汽车行业对新能源汽车用齿轮高啮合低振动的需求。

经检索，中国专利公开号为CN108866439B的发明专利中公开了一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢，其成分质量百分比为：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Fe和不可避免杂质。该专利采用复合微合金化方式，通过添加Nb、Ti微合金元素并控制其含量，实现了重载齿轮钢渗碳温度的提高，细化了晶粒，但对齿轮钢的淬透性却没有进行严格控制。

又如，中国专利公布号为CN111471938B，公布日为2021年6月04日的发明专利公布了一种无碳化物贝氏体电动汽车齿轮用钢及其生产方法，通过克服现齿轮钢的调质工序存在的淬火热处理变形、工序难度问题，热轧态性能达到抗拉强度1700～18500MPa，屈服强度1500～1650MPa，冲击功为45～65J，冲击功偏低，难以满足齿轮钢的使用需求。

发明内容

1.要解决的问题

本发明的目的在于从根本上解决齿轮钢心部硬度不足的问题，同时提高了齿轮钢的强韧性以及扭转强度，以适应齿轮钢性能不断提高的使用需求，而，提供了一种高Si含量高淬透性贝氏体渗碳齿轮钢及其生产方法。

2.技术方案

为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：

本发明提供了一种高Si含量高淬透性贝氏体渗碳齿轮钢，其包括以下重量百分比的化学成分：

C：0.22～0.25％，Si：1.60～2.0％，Mn：1.50～2.00％，S：≤0.010％，Cr：0.55～1.00％，Mo：0.30～0.50％，Ni：0.5～0.8％，Al：0.030～0.050％，P：≤0.010％，[N]：90～160ppm，[H]≤1.0ppm，T.O≤10ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

需要说明的是，本发明提供的齿轮钢成分中，各成分作用及其含量控制如下：

C：C是钢中最基本有效的强化元素，是影响淬透性最有效的元素，提高碳含量能够有效增加强度，同时能够提高心部硬度，要含有一定量的碳含量，本发明采用低碳含量，同时为保证心部具有足够的硬度，控制碳含量在0.22～0.25％。

Si：Si是脱氧剂，同时通过固溶强化提高钢的强硬度，也可以提高齿轮钢的淬透性，本发明中的Si一方面起到固溶强化的作用，另一方面促进贝氏体的形成，故Si含量不能低于1.6％，但过量的硅使C的活性增加，促进钢在锻制和热处理过程中的脱碳和石墨化倾向使得渗碳层易氧化，故Si的含量控制在1.60～2.0％。

Mn：Mn贝氏体相变元素，同时Mn可以固溶在奥氏体和贝氏体中，增加贝氏体钢的强度以及奥氏体的稳定性，Mn元素可以提高淬透性。本发明中的Mn主要用来降低珠光体和铁素体相变区，提高贝氏体相变区，同时提高淬透性，但过量的Mn会降低钢的塑性，钢在热锻时韧性变坏。Mn含量控制在1.50～2.00％。

Cr：Cr可提高钢的淬透性及强度，Cr在钢中和碳结合，形成碳化物，由于齿轮钢淬火后低温回火，并无大块的碳化物析出，均以细小的碳化物析出，析出的碳化物在马氏体板条间富集，抑制板条在应力下移动，马氏体中的位错可以缠结，提高强度和抗疲劳性能，但与此同时，过高的Cr会形成碳化物膜影响渗碳效果，降低渗碳层性能。Cr含量控制在Cr：0.55～1.00％。

Mo：Mo能明显提高钢的淬透性，防止回火脆性及过热倾向。此外，本发明中Mo元素与Cr元素的合理配合，0.85％≤Cr+Mo≤1.5％可使淬透性和回火抗力得到明显提高，并且Mo能细化晶粒。而Mo含量过低则上述作用有限，Mo含量过高，促进晶界铁素体薄膜的形成，不利于钢的热塑性，增加钢的再热裂纹倾向，且成本较高。因此，控制Mo含量为0.30～0.50％。

Ni：Ni能有效提高钢的心部韧性，降低韧脆转变温度，提高低温冲击性能，具有提高钢材料疲劳强度的效果，Ni在本项目中另一个作用是提高层错能，位错跨过势垒提高，提高抗扭转性能，而Ni成本较高，且Ni含量过高会降低热加工后的切削性。故Ni含量控制在0.5～0.8％。

Al：Al是有效的脱氧剂，且能形成AlN细化晶粒，Al含量低于0.030％时，作用不明显，高于0.050％时易形成粗大的夹杂物，恶化钢的性能。本发明中的Al元素另一个作用是降低因为加入B而导致的奥氏体粗化温度降低，因此需要特殊在炼钢过程中Al的加入时机加以调整，保证Al含量应控制在0.030～0.050％。

P和S：硫容易在钢中与锰形成MnS夹杂，使钢产生热脆；P是具有强烈偏析倾向的元素，增加钢的冷脆，降低塑性，对产品组织和性能的均匀性有害。控制P≤0.010％，S：≤0.010％。

T.O和[H]：T.O在钢中形成氧化物夹杂，控制T.O≤10ppm；[H]在钢中形成白点，严重影响产品性能，控制[H]≤1.0ppm。

[N]：能与Nb、B和Al等形成化合物，细化晶粒，合理的Al/[N]对晶粒细化明显作用，而过高的[N]会形成气泡等连铸缺陷，控制在2≤Al/[N]≤5为宜。因此，[N]含量应控制在90～130ppm。

钢的淬透性主要取决于过冷奥氏体稳定性的大小，过冷奥氏体愈稳定，钢的临界冷却速度越小，其淬透性就越大。影响过冷奥氏体稳定性的因素主要有钢的化学成分、奥氏体均匀性、奥氏体晶粒大小、及奥氏体化状态等。研究发现，Cr、Mn、Mo等合金元素可增加材料的淬透性、P、Sn等脆化晶界的残余元素的含量降低，和反复淬火以使结晶晶粒细化也有助于提高材料的淬透性。但是由于资源稀缺且价格昂贵，希望避免使用Cr、Mo等合金元素。一般添加Al可以作为脱氧剂，AlN同时有晶界钉扎效果，也可添加防止晶粒粗化。之前也有研究表明在奥氏体中自由的Al可以延迟奥氏体向铁素体的转变，其原因认为和Al在铁素体、奥氏体转变界面附近分布有关。采用高Si含量，固溶强化的同时，增加淬透性，促进贝氏体相变，降低表面残余奥氏体含量。

本发明提供了上述齿轮钢的生产工艺，包括电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-连铸-锻制(精整)成材。试验钢在精炼过程中充分脱氧，保证较低的氧含量，并在真空处理后期加入铝线进行调Al，这样既可以保证铝的含量，也能防止钢中夹杂物过多。具体的，包括以下工艺步骤：

1)加热：钢坯在加热炉的均热温度控制在1230～1280℃、预热、加热和均热总时间控制5.0h～10.0h。

2)锻造：开锻温度1120～1200℃、终锻温度930～970℃。

3)缓冷：锻后经过冷床冷却至600～650℃入坑缓冷，缓冷时间≥24h，出坑后进行修磨扒皮，确保表面无脱碳、零缺陷。

齿轮钢的加工工艺：在1200℃高温加热时，Al和N都固溶在奥氏体中，在随后的缓冷阶段，会在奥氏体晶界上或者晶界周围富集。随后，尽管在淬火时的加热过程中，发生AlN的析出和残余的固溶Al的扩散，但原来粗大的奥氏体晶界附近偏析的Al在点阵中移动，很难大量移动到新生成的奥氏体晶界的周围，固溶Al量相对减少，造成晶粒附近的固溶Al量达不到足够提高淬透性的必要含量。因此，富集在枝晶间隙处自由铝，经过锻制后，自由铝在原奥氏体晶界处富集，且不会随着热处理后晶界变化而变化。

采用上述技术方案生产的一种高Si含量高淬透性贝氏体齿轮用钢，按GB/T 225进行末端淬透性性能检验，末端淬透性J9、J15及J25控制与CiNiMo系相比得到了大幅度提高，成本比18CrNiMo7-6大幅度降低，其末端淬透性满足J9：44～48HRC，J15：42～47HRC，J25：39～45HRC。

经过930℃油淬+200℃低温回火后的力学性能为：抗拉强度1400MPa～1500MPa，断面收缩率≥41％，冲击功达到80～100J。

按GB/T 6394进行本发明另外提供了一种渗碳热处理工艺，采用930℃渗碳后油淬冷却+低温回火，渗碳后渗碳晶粒≥8.0级，心部硬度≥39HRC。

附图说明

以下将结合附图和实施例来对本发明的技术方案作进一步的详细描述，但是应当知道，这些附图仅是为解释目的而设计的，因此不作为本发明范围的限定。此外，除非特别指出，这些附图仅意在概念性地说明此处描述的结构构造，而不必要依比例进行绘制。

图1为本发明实施例1的渗碳后晶粒度；

图2为本发明实施例1热扎态组织；

具体实施方式

下文对本发明的示例性实施例的详细描述参考了附图，该附图形成描述的一部分，在该附图中作为示例示出了本发明可实施的示例性实施例。尽管这些示例性实施例被充分详细地描述以使得本领域技术人员能够实施本发明，但应当理解可实现其他实施例且可在不脱离本发明的精神和范围的情况下对本发明作各种改变。下文对本发明的实施例的更详细的描述并不用于限制所要求的本发明的范围，而仅仅为了进行举例说明且不限制对本发明的特点和特征的描述，以提出执行本发明的最佳方式，并足以使得本领域技术人员能够实施本发明。因此，本发明的范围仅由所附权利要求来限定。

本发明中实施例1～5为采用本发明中特定成分和特定冶炼工艺生产得到的5炉钢，其采用采用电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-连铸-锻制(精整)，连铸坯经过1230～1280℃加热保温≥5h后进行圆钢锻制，开锻温度：1120～1200℃，终锻温度930～970℃，锻后经过冷床冷却至≥650℃入坑缓冷，缓冷时间48h。

对比例1～2为按照GB/T 3077中的要求生产2炉18CrNiMo7-6钢(中线)作为对比钢，并采用电弧炉冶炼-LF精炼-RH真空处理-连铸-锻制(精整)，连铸坯经过1200～1250℃加热保温≥4h后进行圆钢锻制，开锻温度：1100～1150℃，终锻温度900～950℃，锻后经过冷床冷却至600～650℃入坑缓冷，缓冷时间48h。

具体的，实施例1～5和对比例1～2中钢的化学成分如表1所示：

表1本发明实施例及对比例中钢的化学成分(单位：[N]，[H]为ppm，其它为wt％)

本发明实施例1～5及对比例1～2锻钢生产工艺参数如表2所示：

表2本发明实施例及对比例的锻钢工艺参数

表3为本发明实施例及对比例齿轮钢的末端淬透性值，由表3能够看出，本发明实施例1～5所述齿轮钢淬透性控制J9、J15、J25值均在汽车及工程机械用齿轮用钢要求的范围内，与对比例相比淬透性相当，但成本更低。同时贝氏体强韧性高，变形小。J9：44～48HRC，J15：42～47HRC，J25：39～45HRC，经过930℃油淬+200℃低温回火后的力学性能为：抗拉强度1400MPa～1500MPa，断面收缩率≥41％，冲击功达到80～100J。

表3本发明实施例及对比例所得齿轮钢的末端淬透性值(HRC)

本发明经过热处理后(910℃*1h正火+830℃*50min水淬+160℃低温回火)抗拉强度1400MPa～1500MPa，断面收缩率≥41％，冲击功达到80～100J，具体如表4所示：

表4本发明实施例及对比例所得齿轮钢的力学性能

表5为本发明实施例φ50mm规格圆钢经过930℃渗碳油淬+低温回火后检验，由表5能够看出，本发明实施例1～5所述齿轮钢经过930℃渗碳油淬+低温回火后，晶粒度≥8.0级，心部硬度≥39HRC。

表5本发明实施例及对比例中所得齿轮钢晶粒度及心部硬度

结合表4，表5可知，本发明采用高Si含量对组织进行调控，促进贝氏体相变，同时Si固溶强化，提高钢材的前强度，配合高淬透性合金元素Mn、Cr、Ni等元素，提高钢材的淬透性，在贝氏体组织的情况下，强韧性以及淬透性高于传统的马氏体组织，满足新能源汽车低噪声、高加速的需求。