一种高强度长寿命齿轮钢的晶粒细化方法

摘要

本发明涉及一种高强度长寿命齿轮钢的晶粒细化方法，控制钢中Al：0.020‑0.030％、Nb：0.010‑0.060％、N：0.0060‑0.0100％、Ti≤0.0035％、O≤0.0012％。降低Al、Ti含量，增加Nb，配合一部分N，利用Al+Nb+N的共同作用细化晶粒。轧制工艺对晶粒的细化具有关键影响，在轧制方面，根据AlN、NbC、NbN、Nb(C,N)的熔解/析出温度、析出相的研究，针对性作出改进：在加热时使Nb、C、Al、N熔入γ‑Fe，轧制的前几道次采用大压缩比，形成大变形，细化组织，为后道质点AlN、NbC的析出提供组织准备；控制终轧温度，使轧后NbC、AlN等质点大量析出；轧后缓冷，冷却速度≤8℃/min，延长Al、Nb碳化物、氮化物或碳氮化物的析出时间。通过以上改进，确保齿轮钢的晶粒充分细化。

权利要求

1.一种高强度长寿命齿轮钢的晶粒细化方法，其特征在于：该齿轮钢的化学成分按质量百分比计为：C：0.22-0.32% ，Si：0.17-0.37% ，Mn：0.55-1.55%  ，P≤ 0.015%，S≤ 

0.030%，Cr：0.60-1.65% ，Mo：0.15-0.45% ， Ni：0.65-1.65% ， Cu：0.02-0.25% ， B：

0.0003-0.0006% ，余量为Fe及不可避免的杂质元素；其中还包括Al：0.020-0.030%、Nb：

0.010-0.060%、N：0.0060-0.0100%、Ti≤0.0035%、O≤0.0012%；

由钢水浇注的连铸坯，铸坯经轧制工艺获得所述齿轮钢，步骤如下（1）加热：控制加热炉加热温度和保温时间，使钢中AlN、NbC、NbN、Nb(C,N)充分熔解，实现Nb、C、Al、N熔入γ-Fe；

（2）轧制：坯料出炉后开始轧制，轧制的前五道次采用大压缩比，单道次压缩比≥1.33，形成大变形，细化组织，为后道AlN、NbC质点的析出提供组织准备；

（3）轧后缓冷：控制轧后冷却速度≤8℃/min，延长Al、Nb碳化物、氮化物或碳氮化物的析出时间，不可水冷。

2.根据权利要求1所述的高强度长寿命齿轮钢的晶粒细化方法，其特征在于：Nb：

0.015-0.045%、Ti≤0.0030%。

3. 根据权利要求1所述的高强度长寿命齿轮钢的晶粒细化方法，其特征在于： Nb：

0.030-0.045%、Ti≤0.0015%。

4.根据权利要求1所述的高强度长寿命齿轮钢的晶粒细化方法，其特征在于：O≤

0.0008%。

5. 根据权利要求1所述的高强度长寿命齿轮钢的晶粒细化方法，其特征在于： 步骤（2）轧制的终轧温度控制在930-1050℃，使轧后NbC、AlN质点大量析出。

6.根据权利要求1所述的高强度长寿命齿轮钢的晶粒细化方法，其特征在于：步骤（1）加热炉的加热温度为1100-1240℃，保温3小时以上。

7.根据权利要求1所述的高强度长寿命齿轮钢的晶粒细化方法，其特征在于：所述齿轮钢经950℃×4小时/水淬检验材料奥氏体晶粒度，按照GB/T6394评级，评9-9.5级。

说明书

一种高强度长寿命齿轮钢的晶粒细化方法

技术领域

[0001] 本发明涉及特种钢冶炼，具体涉及一种晶粒细化方法以此获得高强度长寿命的齿轮钢。

背景技术

[0002] 对于淬火+低温回火齿轮钢而言，由于晶粒细化可提高渗碳层对裂纹传播的抗力，增加渗碳层的强度、韧性。目前国内外的渗碳齿轮钢用AlN或用Ti来细化晶粒，930℃保温6小时渗碳淬火后奥氏体晶粒按GB/T6394评级在6-7.5级。

[0003] 但单纯用Ti细化晶粒，钢中不可避免存在如图1所示的大尺寸尖棱状TiN质点，降低了齿轮接触疲劳寿命。目前国内部分企业采用AlN来细化晶粒，但Al含量过高，在浇涛时水口结瘤严重，在浇涛过程中，水口结瘤物会随机的冲到结晶器内，在结晶器内上浮不充分而在钢中形成大尺寸夹杂物。如图2。

[0004] 据国内外相关研究表明，细化渗碳层和内部晶粒能明显改善疲劳性能，同时实现强化而不明显降低塑性、韧性。另外有文献指出，晶粒细化到8-10级，齿轮寿命将提高2-5倍，接触疲劳强度提高约40％。

[0005] 因此，开发一种新的晶粒细化方法，避开TiN、AlN质点的不利影响，避免浇涛过程中水口结瘤物随机的冲到结晶器内，形成大尺寸的夹杂物。进一步细化奥氏体晶粒使能达到理想的9-10级，提高渗碳层的强度和韧性，提高渗碳层接触疲劳强度,提高齿轮的疲劳寿命，是本领域技术人员迫切需要解决的技术问题。

发明内容

[0006] 本发明为高强度长寿命齿轮钢的生产提供一种晶粒细化方法。

[0007] 所采用的技术方案为：①在成分设计方面，降低Al、Ti含量，增加Nb，配合一部分N，利用Al+Nb+N的共同作用细化晶粒。②轧制工艺对晶粒的细化具有关键影响，在轧制方面，根据AlN、NbC、NbN、Nb(C,N)的熔解/析出温度、析出相的研究，针对性的改进含Al+Nb+N的钢种合理的加热、轧制、冷却制度。

[0008] 本申请细化晶粒的原理是通过钢中的硬质点如TiC、NbC、AlN钉扎在基体中，在齿轮零件长时间高温渗碳时，阻止晶界移动，从而达到细化晶粒的目的。传统添加Ti，在钢中形成TiC质点来细化晶粒，但用Ti细化晶粒，钢中不可避免存在不变形的尖棱状TiN硬质点，对齿轮的加工，齿轮疲劳寿命都有很大的危害。

[0009] 采用Al细化晶粒，高的Al含量在浇涛时水口结瘤严重，在浇涛过程中，水口结瘤物随机的冲到结晶器内，在结晶器内上浮不充分形成大尺寸夹杂物，造成齿轮前期失效。

[0010] 本发明对高强度长寿命齿轮钢的化学成分进行重新设计：具体包括C：0.22-0.32％，Si：0.17-0.37％，Mn：0.55-1.55％，P≤0.015％，S≤0.030％，Cr：0.60-1.65％，Mo：
0.15-0.45％，Ni：0.65-1.65％，Cu：0.02-0.25％，B：0.0003-0.0006％，余量为Fe及不可避免的杂质元素；

[0011] 其中Al：0.020-0.030％、Nb：0.010-0.060％、N：0.0060-0.0100％、Ti≤0.0035％、O≤0.0012％。

[0012] 本发明在细化晶粒方面Al含量由传统的0.030-0.045％降低到0.020-0.030％，添加Nb含量0.010-0.060％，优选0.015-0.045％，更优选0.030-0.045％。

[0013] 本发明在N控制方面，控制N在0.0060-0.0100％。

[0014] 本发明在细化晶粒方面，为了消除TiN的不良影响，控制Ti≤0.0035％，优选Ti≤0.0030％，更优选Ti≤0.0015％。如果冶炼条件许可，要尽可能低的控制钢中的Ti含量。

[0015] 本发明在控制O含量方面，优选O≤0.0012％，更优选O≤0.0008％，通过低氧含量浇铸，减缓水口结瘤物生成，连浇炉数由4炉提高到6炉。

[0016] 本发明综合研究了AlN、NbC、NbN、Nb(C,N)熔解温度、析出温度，对析出相进行研究，根据研究结果，制定了含Al+Nb+N的钢种合理的加热、轧制、冷却工艺，具体如下：

[0017] (1)在钢坯加热方面，加热炉加热温度需控制在1100-1240℃，根据相关研究，Nb在钢中的固熔温度和Nb含量有关。NbC在加热超过一定温度，Nb和C分别熔入γ-Fe。AlN在钢中的固熔温度和NbC相近。当加热超过一定温度，Nb、C、Al、N大部分熔入γ-Fe。

[0018] (2)在轧制工艺方面，合理分配各道变形量，在轧制的前五道次，采用大压缩比，单道次压缩比控制在≥1.33。目的是轧制变形深入，打碎铸态柱状晶等粗晶组织。同时通过大变形，细化组织，为后道各种AlN、NbC等质点的析出提供组织准备。

[0019] (3)终轧温度需要控制在930-1050℃，终轧温度设定的前提是方便轧后NbC、AlN等质点的大量析出。有相关研究指出，在900-1100℃，NbC质点大量析出，温度过低，不利于NbC质点的析出。AlN的析出机理和NbC相近。根据大量生产实践数据，终轧温度低于900℃，用AlN来细化晶粒，效果很差。

[0020] (4)轧后冷却速度需控制在≤8℃/min，轧后要缓冷，需要采取措施控制轧后冷却速度，控制冷却速度的目的，是让NbC、AlN等质点的析出有足够的时间，根据大量的生产实践表明，按这样的工艺执行，析出的NbC、AlN等质点的大小、数量、弥散程度，对齿轮后道渗碳热处理过程中奥氏体晶粒长大的阻碍最明显。

[0021] (5)不可窜水冷却，主要是后道窜水冷却，钢材温降太快，AlN、NbC来不及析出。Nb、Al、N以固熔态存在于钢中，起不到晶粒细化的效果。

[0022] 与现有技术相比，本发明的优点在于：

[0023] 本发明针对的高强度长寿命齿轮钢晶粒细化方法，由于取消Ti，钢材内没有不变形的尖棱状TiN硬质点，对齿轮加工，齿轮疲劳寿命都有很大的益处。

[0024] 本发明降低Al含量，通过低氧含量浇铸，减缓水口结瘤物生成，连浇炉数由4炉提高到6炉，最大限度的避免了水口结瘤物进入到钢水，提高了钢水的纯净度，最大限度的避免了齿轮前期失效。由于最大限度的避免了水口结瘤物进入到材料内部，材料的疲劳寿命有很大提高。

[0025] 本发明进一步提高了高强度长寿命齿轮材料奥氏体晶粒度，常规工艺930℃×5小时/水淬检验材料奥氏体晶粒度，按照GB/T6394评级，评5-6.5级。本发明用Al+Nb+N共同作用细化晶粒，通过新的成份设计，加热、轧制、冷却制度的创新，进一步细化了奥氏体晶粒度。新开发的高强齿轮钢经950℃×4小时/水淬检验材料奥氏体晶粒度，按照GB/T6394评级，评9-9.5级。图3是本发明高强齿轮钢950℃×4小时/水淬法检验的钢材奥氏体晶粒度。本发明，通过工艺的创新，进一步提高了奥氏体化温度，节约了能源。

附图说明

[0026] 图1为尖棱状TiN夹杂物；

[0027] 图2为水口结瘤物进入钢水在组织中形成夹杂物的形貌，夹杂物的主要成分是Al2O3；

[0028] 图3本发明高强齿轮钢经950℃×4小时/水淬法钢材奥氏体晶粒度，钢材奥氏体晶粒度9.0级。

具体实施方式

[0029] 以下结合实施例对本发明作进一步详细描述。

[0030] 实施例1

[0031] 熔炼40吨下述所示化学成分组成的钢，进行连续铸造，制作截面尺寸200mm×200mm的连铸坯，所得连铸坯的化学成分按照质量百分比计包括：C：0.25％，Si：0.26％，Mn：
0.85％，P≤0.008％，S≤0.006％,Cr：1.35％，Mo：0.21％，Al：0.022％，Nb：0.035％，Ni：
0.75％，Ti：0.0004％，Cu：0.12％，N：0.0074％，O：0.0008％，B：0.0006％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

[0032] 钢水连铸成连铸坯，连浇炉数6炉，把连铸坯加热至1120℃以上，保温时间≥3小时，坯料1050℃以上温度开轧，轧制方式为连轧，中间轧制过程不能窜水，在轧制的前五道次，采用大压缩比，单道次压缩比≥1.33。中间道次合理分配各道变形量，终轧温度≥930℃，高温下坑(下坑温度≥500℃)缓冷-起坑-取样-精整-检验-入库-发货。钢材取样，950℃×4小时/水淬法检验钢材奥氏体晶粒度，按GB/T6394评级，评9.0级。

[0033] 实施例2

[0034] 熔炼100吨下述所示化学成分组成的钢，进行连续铸造，制作截面尺寸200mm×200mm的连铸坯，所得连铸坯的化学成分按照质量百分比计包括：C：0.26％，Si：0.27％，Mn：
0.86％，P≤0.010％，S≤0.003％,Cr：1.36％，Mo：0.25％，Al：0.021％，Nb：0.033％，Ni：
0.80％，Ti：0.0008％，Cu：0.12％，N：0.0068％，O：0.0007％,B：0.0005％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

[0035] 钢水连铸成连铸坯，连浇炉数6炉，把连铸坯加热至1120℃以上，保温时间≥3小时，在坯料1050℃以上温度开轧，轧制方式为连轧，中间轧制过程不能窜水，在轧制的前五道次，采用大压缩比，单道次压缩比≥1.33。中间道次合理分配各道变形量。终轧温度≥930℃，高温下坑(下坑温度≥500℃)缓冷-起坑-取样-精整-检验-入库-发货。钢材取样，950℃×4小时/水淬法检验钢材奥氏体晶粒度，按GB/T6394评级，评9.0级。

[0036] 实施例3

[0037] 熔炼100吨下述所示化学成分组成的钢，进行连续铸造，制作截面尺寸300mm×340mm的连铸坯，所得连铸坯的化学成分按照质量百分比计包括：C：0.26％，Si：0.27％，Mn：
0.86％，P≤0.010％，S≤0.003％,Cr：1.36％，Mo：0.25％，Al：0.023％，Nb：0.045％，Ni：
0.80％，Ti：0.0008％，Cu：0.12％，N：0.0090％，O：0.0007％,B：0.0005％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

[0038] 钢水连铸成连铸坯，连浇炉数6炉，把连铸坯加热至1120℃以上，保温时间≥3小时，在坯料1050℃以上温度开轧，轧制方式为连轧，中间轧制过程不能窜水，在轧制的前五道次，采用大压缩比，单道次压缩比≥1.33，中间道次合理分配各道变形量。终轧温度≥950℃，高温下坑(下坑温度≥500℃)缓冷-起坑-取样-精整-检验-入库-发货。钢材取样，950℃×4小时/水淬法检验钢材奥氏体晶粒度，按GB/T6394评级，评9.0级。

[0039] 除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。