Nb、V、Ti微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处理方法和渗碳齿轮钢转让专利
申请号 : CN202110708190.2
文献号 : CN113388783B
文献日 : 2022-04-29
发明人 : 丁毅 , 胡乃悦 , 汪开忠 , 胡芳忠 , 张建 , 杨少朋 , 龚志翔 , 陈世杰 , 金国忠 , 姜婷
申请人 : 马鞍山钢铁股份有限公司
摘要 :
本发明公开了一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处理方法和渗碳齿轮钢，采用Nb、V、Ti微合金化，得到具有铁素体+珠光体组织的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢；其采用了电弧炉冶炼‑LF精炼‑RH真空处理‑连铸‑热轧‑缓冷的工艺进行生产；将热轧缓冷之后的齿轮钢热处理后得到了抗拉强度≥1455MPa，屈服强度≥1320MPa，延伸率≥15％，断面收缩率≥50％，冲击功KV2≥95J的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢；将热轧缓冷之后的齿轮钢渗碳处理后得到了高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢，其在压应力为4.0GPa条件下，其额定疲劳寿命L10≥5×107，中值疲劳寿命L50≥8.2×107。
权利要求 :
1.一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢，其特征在于，包括以下重量百分比的化学成分：C：
0.15 0.19%，Si：0.15 0.30%，Mn：0.60 0.90%，Cr：1.60 1.80%，Mo：0.20 0.35%，Nb：0.025~ ~ ~ ~ ~ ~
0.040%，Ni：1.50 1.70%，Al：0.020 0.040%，P：≤0.010%，S：≤0.010%，V: 0.05 0.15%、 Ti ~ ~ ~
0.05 0.15％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：≤80ppm，其余为Fe和不可避免的杂质元~
素，其中，Km=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15+10Nb+Al/15（N‑Ti/3.4），且Km：0.97 1.37；
~
所述Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的金相组织为铁素体+珠光体，晶粒度等级为9.0级以上；
所述Nb、V、Ti微合金化齿轮钢经渗碳处理后渗碳层的金相组织为针状马氏体，心部的金相组织为板条马氏体；渗碳层晶粒度≥10.0级，晶粒尺寸≤11.2μm；心部晶粒度≥8.5级，晶粒尺寸≤18.5μm；
所述Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的制备方法包括以下步骤：电弧炉冶炼‑LF精炼‑RH真空处理‑连铸‑热轧‑缓冷；
所述热轧工艺中，连铸坯经过1230 1280℃加热保温≥5h后进行圆钢轧制，开轧温度~
1120 1180℃，终轧温度930 980℃；
~ ~
所述缓冷工艺中，轧后经过冷床冷却至600 650℃入坑缓冷，缓冷时间≥45h。
~
2.如权利要求1所述的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢，其特征在于，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.17 0.19%，Si：0.25 0.28%，Mn：0.72 0.75%，Cr：1.65 1.70%，Mo：0.25~ ~ ~ ~ ~
0.28%，Nb：0.030 0.035%，Ni：1.60 1.63%，Al：0.030 0.035%，P：≤0.010%，S：≤0.001%，V: ~ ~ ~
0.10 0.12%、 Ti 0.10 0.12％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：≤80ppm，其余为Fe和不~ ~
可避免的杂质元素，且Km：1.10 1.15。
~
3.如权利要求1或2所述的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括以下步骤：电弧炉冶炼‑LF精炼‑RH真空处理‑连铸‑热轧‑缓冷；电弧炉冶炼时，铌铁合金在电炉出钢前加入，Ti与V一起在RH脱气完成后加入。
4.如权利要求1或2所述的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的热处理方法，其特征在于，经热轧缓冷之后的齿轮钢经 830±20℃淬火+180±30℃回火进行热处理。
5.如权利要求4所述的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的热处理方法，其特征在于，经热处理之后的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的抗拉强度≥1455MPa，屈服强度≥1320MPa，延伸率≥15%，断面收缩率≥50%，冲击功KV2≥95J。
6.如权利要求1或2所述的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的渗碳处理方法，其特征在于，用
930±20℃两次渗碳两次扩散的工艺进行渗碳，渗碳后，试样冷却到室温，然后加热到880±
20℃，进行油淬，最后在180±30℃回火。
7.一种高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢，其特征在于，将利要求1或2所述的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢经权利要求3所述的制备方法进行制备后再经权利要求6所述的渗碳处理方法处理后得到。
8.如权利要求7所述的高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢，其特征在于，所述高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢的渗碳层的金相组织为针状马氏体，心部的金相组织为板条马氏体；渗碳层晶粒度≥10.0级，晶粒尺寸≤11.2μm；心部晶粒度≥
8.5级，晶粒尺寸≤18.5μm。
9.如权利要求7所述的高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢，其特征在于，所述高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢在压应力为4.0GPa条件下，额定疲劳
7 7
寿命L10≥5×10，中值疲劳寿命L50≥8.2×10。
说明书 :
Nb、V、Ti微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处
理方法和渗碳齿轮钢
技术领域
[0001] 本发明属于齿轮钢技术领域，涉及一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处理方法和渗碳齿轮钢，具体涉及一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢及其制备方
法、热处理方法、渗碳处理方法和一种高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢。
法、热处理方法、渗碳处理方法和一种高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢。
背景技术
[0002] 齿轮钢是特钢领域中用量较大，要求较高的关键材料，广泛应用于机械、交通、能源等领域。齿轮钢的性能要求不仅影响设备的寿命等技术经济指标，同时影响着使用安全
性等要求。齿轮工作环境复杂、恶劣，主要失效形式为啮合面磨损，接触疲劳引起的麻坑剥
落、齿根弯曲疲劳而产生裂纹或折断等。通常要求其材料具有良好的强韧性以及耐磨性，故
可以通过材料的接触疲劳来反映材料的性能。
性等要求。齿轮工作环境复杂、恶劣，主要失效形式为啮合面磨损，接触疲劳引起的麻坑剥
落、齿根弯曲疲劳而产生裂纹或折断等。通常要求其材料具有良好的强韧性以及耐磨性，故
可以通过材料的接触疲劳来反映材料的性能。
[0003] 中国专利CN 101319294 A公开了一种细晶渗碳齿轮钢及其制造方法，该发明特别涉及一种细晶粒渗碳齿轮用钢及其制造方法。该钢的化学成分(重量％)为：C 0.15～
0.25％，Si≤0.35％，Mn 0.60～0.90％，P≤0.015％，S≤0.010％，Cr 0.80～1.20％，Mo
0.15～0.35％，Nb 0.02～0.08％，B 0.0005～0.0035％，Al 0.02～0.06％，Ti 0.01～
0.04％，[N]≤0.015％，[O]≤0.0015％，其余为Fe及不可避免的杂质。同时要求Ti≥2[N]，B
≥([N]－Ti/3.4)/1.4+0.001。并采用终轧温度低于900℃的轧制生产工艺。本发明钢与现
有渗碳齿轮钢20CrMoH相比，渗碳淬火后晶粒度大于10级，弯曲疲劳强度(σ‑1)提高15％以
7
上，接触疲劳寿命(L10)提高30％以上。但其额定接触疲劳也仅为2.0×10左右，随着高铁、
风电等产业对高性能齿轮钢性能要求的逐渐提高，它已不能适应当今对高接触疲劳性能材
料的需求，因此需开发出性能更优的渗碳齿轮钢。
0.25％，Si≤0.35％，Mn 0.60～0.90％，P≤0.015％，S≤0.010％，Cr 0.80～1.20％，Mo
0.15～0.35％，Nb 0.02～0.08％，B 0.0005～0.0035％，Al 0.02～0.06％，Ti 0.01～
0.04％，[N]≤0.015％，[O]≤0.0015％，其余为Fe及不可避免的杂质。同时要求Ti≥2[N]，B
≥([N]－Ti/3.4)/1.4+0.001。并采用终轧温度低于900℃的轧制生产工艺。本发明钢与现
有渗碳齿轮钢20CrMoH相比，渗碳淬火后晶粒度大于10级，弯曲疲劳强度(σ‑1)提高15％以
7
上，接触疲劳寿命(L10)提高30％以上。但其额定接触疲劳也仅为2.0×10左右，随着高铁、
风电等产业对高性能齿轮钢性能要求的逐渐提高，它已不能适应当今对高接触疲劳性能材
料的需求，因此需开发出性能更优的渗碳齿轮钢。
发明内容
[0004] 本发明的目的之一在于提供一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢，通过对齿轮钢的化学成分及含量进行控制，得到具有铁素体+珠光体组织且性能优良的齿轮钢。
[0005] 本发明的目的之二在于提供一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的制备方法，通过控制各生产工艺参数得到具有铁素体+珠光体组织且性能优良的齿轮钢齿轮钢。
[0006] 本发明的目的之三在于提供一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的热处理方法，经热处理之后的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的抗拉强度≥1455MPa，屈服强度≥1320MPa，延伸率≥
15％，断面收缩率≥50％，冲击功KV2≥95J。
15％，断面收缩率≥50％，冲击功KV2≥95J。
[0007] 本发明的目的之四在于提供一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的渗碳处理方法，该处理方法可以使齿轮钢获得良好的疲劳性能。
[0008] 本发明的目的之五在于提供一种高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢，其是通过将本发明提供的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢经本发明提供的制备方法制备之后
再经渗碳处理方法处理后得到，其具有较高的接触疲劳性能。
再经渗碳处理方法处理后得到，其具有较高的接触疲劳性能。
[0009] 为实现上述目的，本发明采取的技术方案如下：
[0010] 一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.15～0.19％，Si：0.15～0.30％，Mn：0.60～90％，Cr：1.60～1.80％，Mo：0.20～0.35％，Nb：0.025
～0.040％，Ni：1.50～1.70％，Al：0.020～0.040％，P：≤0.010％，S：≤0.010％，V:0.05～
0.15％，Ti 0.05～0.15％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：≤80ppm，其余为Fe和不可避
免的杂质元素，其中，Km＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15+10Nb+Al/15(N‑Ti/3.4)，且
Km：0.97～1.37。
～0.040％，Ni：1.50～1.70％，Al：0.020～0.040％，P：≤0.010％，S：≤0.010％，V:0.05～
0.15％，Ti 0.05～0.15％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：≤80ppm，其余为Fe和不可避
免的杂质元素，其中，Km＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15+10Nb+Al/15(N‑Ti/3.4)，且
Km：0.97～1.37。
[0011] 所述Nb、V、Ti微合金化齿轮钢优选为包括以下重量百分比的化学成分：C：0.17～0.19％，Si：0.25～0.28％，Mn：0.72～0.75％，Cr：1.65～1.70％，Mo：0.25～0.28％，Nb：
0.030～0.035％，Ni：1.60～1.63％，Al：0.030～0.035％，P：≤0.010％，S：≤0.001％，V:
0.10～0.12％、Ti 0.10～0.12％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：≤80ppm，其余为Fe和
不可避免的杂质元素，且Km：1.10～1.15。
0.030～0.035％，Ni：1.60～1.63％，Al：0.030～0.035％，P：≤0.010％，S：≤0.001％，V:
0.10～0.12％、Ti 0.10～0.12％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：≤80ppm，其余为Fe和
不可避免的杂质元素，且Km：1.10～1.15。
[0012] 所述Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的金相组织为铁素体+珠光体，晶粒度等级为9.0级以上。
[0013] 本发明提供的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的制备方法，包括以下步骤：电弧炉冶炼‑LF精炼‑RH真空处理‑连铸‑热轧‑缓冷。
[0014] 在电弧炉冶炼、RH真空处理时，铌铁合金在电炉出钢前加入，V在RH真空处理后期加入；Nb由于其较高的熔点，在钢中极难加入纯Nb进行冶炼，加入的Nb也很难被烧损，因此
加入纯度较高的铌铁合金，为保证Nb可以充分利用，铌铁合金加入时机应着重考虑，通常Nb
在LF炉前期加入，但为了Nb更均匀，本发明要求，铌铁合金在电炉出钢前加入，以保证Nb的
收得率，由于Nb较高的熔点，较早加入的Nb也很难被烧损。Ti是强脱氧剂，且极易与[N]形成
夹杂物，为保证Ti效果，本实验要求减少[N]元素含量，且Ti在RH脱气完成后加入，减少形成
TiN夹杂物的几率，且能保证Ti元素良好的收得率和作用效果。V在冶炼过程中收得率较高，
通常情况下会在LF前期加入，保证形成的大颗粒V(C，N)夹杂物上浮，但本发明[N]含量控制
的较低，因此，跟Ti一起加入，可保证不产生较大的V(C，N)夹杂物颗粒。
加入纯度较高的铌铁合金，为保证Nb可以充分利用，铌铁合金加入时机应着重考虑，通常Nb
在LF炉前期加入，但为了Nb更均匀，本发明要求，铌铁合金在电炉出钢前加入，以保证Nb的
收得率，由于Nb较高的熔点，较早加入的Nb也很难被烧损。Ti是强脱氧剂，且极易与[N]形成
夹杂物，为保证Ti效果，本实验要求减少[N]元素含量，且Ti在RH脱气完成后加入，减少形成
TiN夹杂物的几率，且能保证Ti元素良好的收得率和作用效果。V在冶炼过程中收得率较高，
通常情况下会在LF前期加入，保证形成的大颗粒V(C，N)夹杂物上浮，但本发明[N]含量控制
的较低，因此，跟Ti一起加入，可保证不产生较大的V(C，N)夹杂物颗粒。
[0015] 所述热轧工艺中，连铸坯经过1230～1280℃加热保温≥5h后进行圆钢轧制，合理的温度和保温暖时间保证了铸坯的温度均匀性，同时兼顾了经济性，开轧温度1120～1180
℃，保证了材料变形的稳定，终轧温度930～980℃，较高的终轧温度可防止Nb在晶界析出不
均匀，出现混晶。
℃，保证了材料变形的稳定，终轧温度930～980℃，较高的终轧温度可防止Nb在晶界析出不
均匀，出现混晶。
[0016] 所述缓冷工艺中，轧后经过冷床冷却至600～650℃入坑缓冷；所述缓冷的时间≥45h，利用钢材余温实现在线退火，保证得到铁素体+珠光体的金相组织，出坑后进行修磨扒
皮，确保表面无脱碳、零缺陷。
皮，确保表面无脱碳、零缺陷。
[0017] 优选为，连铸坯经过1250～1260℃加热保温6.0～7.0h后进行圆钢轧制，开轧温度1140～1160℃，终轧温度950～960℃，轧后经过冷床冷却至630～640℃入坑缓冷45～50h，。
[0018] 本发明提供的所述Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的热处理方法为：经热轧缓冷之后的齿轮钢经830±20℃淬火+180±30℃回火进行热处理。
[0019] 经热处理之后的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的抗拉强度≥1455MPa，屈服强度≥1320MPa，延伸率≥15％，断面收缩率≥50％，冲击功KV2≥95J。
[0020] 本发明提供的所述Nb、V、Ti微合金化齿轮钢的渗碳处理方法，用930±20℃两次渗碳两次扩散的工艺进行渗碳，渗碳后，试样冷却到室温，然后加热到880±20℃，进行油淬，
最后在180±30℃回火。
最后在180±30℃回火。
[0021] 本发明提供的高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢，是将本发明所述的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢经本发明所述的制备方法进行制备后再经本发明所述的渗碳处
理方法处理后得到。
理方法处理后得到。
[0022] 所述高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢的渗碳层的金相组织为针状马氏体，心部的金相组织为板条马氏体；渗碳层晶粒度≥10.0级，晶粒尺寸≤11.2μm；心部
晶粒度≥8.5级，晶粒尺寸≤18.5μm。
晶粒度≥8.5级，晶粒尺寸≤18.5μm。
[0023] 所述高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化渗碳齿轮钢在压应力为4.0GPa条件下，7 7
额定疲劳寿命L10≥5×10，中值疲劳寿命L50≥8.2×10。
额定疲劳寿命L10≥5×10，中值疲劳寿命L50≥8.2×10。
[0024] 本发明提供的齿轮钢的成分中，各成分作用及其含量控制如下：
[0025] 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，为了保证齿轮钢足够的强度和淬透性，C含量不能低于0.15％，由于齿轮钢为渗碳齿轮钢，因此为保证芯部
的韧性，C含量不能高于0.19％，故确定C含量为0.15～0.19％。
的韧性，C含量不能高于0.19％，故确定C含量为0.15～0.19％。
[0026] 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，Si的含量不能低于0.15％，但过量的硅使C的活性增加，促进钢在轧制和热处理过程中
的脱碳和石墨化倾向使得渗碳层易氧化，故Si的含量不能高于0.30％。Si含量控制在0.15
～0.30％。
的脱碳和石墨化倾向使得渗碳层易氧化，故Si的含量不能高于0.30％。Si含量控制在0.15
～0.30％。
[0027] Mn：Mn可溶于铁素体，提高钢中铁素体和奥氏体的硬度和强度，同时Mn可以提高奥氏体组织的稳定性，显著提高钢的淬透性。但过量的Mn会降低钢的塑性，钢在热轧时韧性变
坏。Mn含量控制在0.60～90％。
坏。Mn含量控制在0.60～90％。
[0028] Cr：Cr可提高钢的淬透性及强度，Cr还可降低C的活度，可降低加热、轧制和热处理过程中的钢材表面脱碳倾向，有利用获得高的抗疲劳性能，故Cr含量不能低于1.60％，过高
的Cr会降低钢的韧性，同时会在渗碳层组织中出现大量的碳化物，影响渗碳层性能，故Cr的
含量不能高于1.80％。Cr含量控制在1.60‑1.80％。
的Cr会降低钢的韧性，同时会在渗碳层组织中出现大量的碳化物，影响渗碳层性能，故Cr的
含量不能高于1.80％。Cr含量控制在1.60‑1.80％。
[0029] 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0.20～0.35％。
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0.20～0.35％。
[0030] 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含量过高会降低热加工后的切削性。故，Ni含量控制在1.50～
1.70％。
1.70％。
[0031] Al：Al是有效的脱氧剂，且能形成AlN细化晶粒，Al含量低于0.020％时，作用不明显，高于0.040％时易形成粗大的夹杂物，恶化钢的性能。因此，Al含量应控制在0.020‑
0.040％。
0.040％。
[0032] [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。且过高的[N]会与Ti等微量元素行程TiN夹杂物，影响
材料性能，因此，[N]含量应控制在≤80ppm。
材料性能，因此，[N]含量应控制在≤80ppm。
[0033] 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％。
0.010％。
[0034] 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。
[0035] Nb：Nb是非常有效的细化晶粒的微合金化元素，Nb的碳氮化物可以“钉扎”晶界，阻碍奥氏体晶粒长大，有效的降低渗碳淬火变形，在钢中的特点就是提高奥氏体的再结晶温
度，从而达到细化奥氏体晶粒的目的，从而提高钢的强韧性，但同时会降低钢的淬透性。Nb
含量低于0.025％时，渗碳温度超过980℃，保温时间超过10小时，不能很好的满足晶粒度要
求，而过量的Nb作用增加不明显。因此，Nb含量控制在0.025～0.040％。
度，从而达到细化奥氏体晶粒的目的，从而提高钢的强韧性，但同时会降低钢的淬透性。Nb
含量低于0.025％时，渗碳温度超过980℃，保温时间超过10小时，不能很好的满足晶粒度要
求，而过量的Nb作用增加不明显。因此，Nb含量控制在0.025～0.040％。
[0036] V：钒是广泛使用的微合金化元素，具有在加热时阻止奥氏体晶粒长大的作用。钒的加入可通过V(C，N)的沉淀和未溶V(C，N)粒子的晶界钉扎作用而阻止奥氏体晶粒的长大；
从而提高钢的强韧性，但同时会降低钢的淬透性。过量的V加入会增加生产成本，因此V含量
应控制在V:0.05～0.20％。
从而提高钢的强韧性，但同时会降低钢的淬透性。过量的V加入会增加生产成本，因此V含量
应控制在V:0.05～0.20％。
[0037] Ti：钛是钢中强脱氧剂。它能使钢的内部组织致密，细化晶粒力；降低时效敏感性和冷脆性。V:0.05～0.15％。
[0038] Nb、Ti、V是最常用的微合金化元素，它们对晶界的钉扎作用依次降低。Nb、Ti、V等合金的加入，可形成碳氮物，在钢的加热和冷却过程中通过溶解一析出行为对钢起到强化
作用，此外微合金元素以置换溶质原子形式在钢铁中存在，容易在位错线上偏聚，对位错产
生强烈的拖拽作用，最终对再结晶起到强烈的阻止作用。
作用，此外微合金元素以置换溶质原子形式在钢铁中存在，容易在位错线上偏聚，对位错产
生强烈的拖拽作用，最终对再结晶起到强烈的阻止作用。
[0039] Nb、Ti、V微合金化齿轮钢在生产过程中，Ti(C，N)、V(C，N)和Nb(C，N)将会沉淀析出，当对齿轮钢加热奥氏体化时，未溶的碳氮化物质点将会起到钉扎晶界阻止再结晶的作
用，从而细化奥氏体晶粒。当Ti在高温渗碳时，可以析出较多的Ti(C，N)，V(C，N)在900℃以
下奥氏体化时具有阻止奥氏体晶粒长大的作用，而Nb(C，N)在1 100℃以下较难溶解，对奥
氏体晶粒的长大具有阻碍作用。此外，无论是固溶态还是析出态的铌、钒和钛都可延缓奥氏
体再结晶，起到细化奥氏体晶粒的作用。通过添加少量Nb、V和Ti合金并采用合理的配比，保
障齿轮钢在渗碳过程中晶粒细化，提高渗碳后齿轮的强度，还可以降低Cr、Ni、Mo等合金元
素的使用，降低生产成本。根据试验结果，我们认为Nb、V、Ti合金的加入量除满足成分范围
要求外，还应符合Km：0.97～1.37，其中计Km＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15+10Nb+Al/
15(N‑Ti/3.4)。
用，从而细化奥氏体晶粒。当Ti在高温渗碳时，可以析出较多的Ti(C，N)，V(C，N)在900℃以
下奥氏体化时具有阻止奥氏体晶粒长大的作用，而Nb(C，N)在1 100℃以下较难溶解，对奥
氏体晶粒的长大具有阻碍作用。此外，无论是固溶态还是析出态的铌、钒和钛都可延缓奥氏
体再结晶，起到细化奥氏体晶粒的作用。通过添加少量Nb、V和Ti合金并采用合理的配比，保
障齿轮钢在渗碳过程中晶粒细化，提高渗碳后齿轮的强度，还可以降低Cr、Ni、Mo等合金元
素的使用，降低生产成本。根据试验结果，我们认为Nb、V、Ti合金的加入量除满足成分范围
要求外，还应符合Km：0.97～1.37，其中计Km＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15+10Nb+Al/
15(N‑Ti/3.4)。
[0040] Nb、Ti和V在钢中以置换溶质原子存在，Nb、Ti和V原子比铁原子尺寸大，易在位错线上偏聚，对位错攀移产生强烈的拖曳作用，使再结晶形核受到抑制，因而对再结晶具有强
烈的阻止作用。在高温渗碳时，Nb、Ti和V元素对再结晶的作用表现为溶质拖曳机制，使得在
渗碳过程中，晶界扩展收到影响，且渗碳时，大量碳原子进入使得渗碳层，增大了间隙原子
Nb、Ti和V形成MC的几率，也增加了位错密度。渗碳后缓冷，再加热到奥氏体化温度以上，使
得晶内溶质，有充足时间向位错上新形成的MC处迁移，孕育成新的晶界，从而再进行淬火
时，得到更细的晶粒。
烈的阻止作用。在高温渗碳时，Nb、Ti和V元素对再结晶的作用表现为溶质拖曳机制，使得在
渗碳过程中，晶界扩展收到影响，且渗碳时，大量碳原子进入使得渗碳层，增大了间隙原子
Nb、Ti和V形成MC的几率，也增加了位错密度。渗碳后缓冷，再加热到奥氏体化温度以上，使
得晶内溶质，有充足时间向位错上新形成的MC处迁移，孕育成新的晶界，从而再进行淬火
时，得到更细的晶粒。
[0041] 与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
[0042] 1.本发明通过对齿轮钢的化学成分及含量进行控制，采用Nb、V、Ti微合金化，得到具有铁素体+珠光体组织、晶粒为9.0级以上的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢；
[0043] 2.本发明将热轧缓冷之后的齿轮钢经830±20℃淬火+180±30℃回火进行热处理得到了抗拉强度≥1455MPa，屈服强度≥1320MPa，延伸率≥15％，断面收缩率≥50％，冲击
功KV2≥95J的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢；
功KV2≥95J的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢；
[0044] 3.本发明所述的Nb、V、Ti微合金化齿轮钢经本发明所述的制备方法进行制备后再经930±20℃两次渗碳两次扩散的工艺进行渗碳，此种渗碳方式可以保证渗碳表层具有较
高的碳含量，保证淬火后的表面硬度，同时分段扩散保证了扩散的均匀性，使得渗碳层与基
体的良好的过度，保证基体和渗碳层性能过度稳定，渗碳后冷却到室温，然后加热到880±
20℃进行油淬，冷却后再次淬火保证了晶粒细化，同时减少了残余奥氏体含量，保证了材料
的接触疲劳性能，最后在180±30℃回火处理后得到了高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化
7
渗碳齿轮钢，该渗碳齿轮钢在压应力为4.0GPa条件下，其额定疲劳寿命L10≥5×10 ，中值疲
7
劳寿命L50≥8.2×10。
高的碳含量，保证淬火后的表面硬度，同时分段扩散保证了扩散的均匀性，使得渗碳层与基
体的良好的过度，保证基体和渗碳层性能过度稳定，渗碳后冷却到室温，然后加热到880±
20℃进行油淬，冷却后再次淬火保证了晶粒细化，同时减少了残余奥氏体含量，保证了材料
的接触疲劳性能，最后在180±30℃回火处理后得到了高接触疲劳性能的Nb、V、Ti微合金化
7
渗碳齿轮钢，该渗碳齿轮钢在压应力为4.0GPa条件下，其额定疲劳寿命L10≥5×10 ，中值疲
7
劳寿命L50≥8.2×10。
附图说明
[0045] 图1为实施例1中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的晶粒度图；
[0046] 图2为实施例2中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的晶粒度图；
[0047] 图3为实施例3中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的晶粒度图；
[0048] 图4为对比例1中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的晶粒度图；
[0049] 图5为对比例2中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的晶粒度图；
[0050] 图6为对比例3中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的晶粒度图；
[0051] 图7为对比例4中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的晶粒度图；
[0052] 图8为实施例1中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的晶粒度图；
[0053] 图9为实施例2中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的晶粒度图；
[0054] 图10为实施例3中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的晶粒度图；
[0055] 图11为对比例1中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的晶粒度图；
[0056] 图12为对比例2中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的晶粒度图；
[0057] 图13为对比例3中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的晶粒度图；
[0058] 图14为对比例4中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的晶粒度图；
[0059] 图15为实施例3热轧圆钢的显微组织图；
[0060] 图16为对比例3热轧圆钢的显微组织图；
[0061] 图17为实施例1中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的显微组织图；
[0062] 图18为实施例2中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的显微组织图；
[0063] 图19为实施例3中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的显微组织图；
[0064] 图20为对比例1中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的显微组织图；
[0065] 图21为对比例2中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的显微组织图；
[0066] 图22为对比例3中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的显微组织图；
[0067] 图23为对比例4中的齿轮钢在渗碳处理之后的渗碳层的显微组织图；
[0068] 图24为实施例1中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的显微组织图；
[0069] 图25为实施例2中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的显微组织图；
[0070] 图26为实施例3中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的显微组织图；
[0071] 图27为对比例1中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的显微组织图；
[0072] 图28为对比例2中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的显微组织图；
[0073] 图29为对比例3中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的显微组织图；
[0074] 图30为对比例4中的齿轮钢在渗碳处理之后的心部的显微组织图。
具体实施方式
[0075] 一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.15～0.19％，Si：0.15～0.30％，Mn：0.60～0.90％，Cr：1.60～1.80％，Mo：0.20～0.35％，Nb：
0.025～0.040％，Ni：1.50～1.70％，Al：0.020～0.040％，P：≤0.010％，S：≤0.010％，V:
0.05～0.15％、Ti 0.05～0.15％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：≤80ppm，其余为Fe和
不可避免的杂质元素，其中，Km＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15+10Nb+Al/15(N‑Ti/
3.4)，且Km：0.97～1.37。
0.025～0.040％，Ni：1.50～1.70％，Al：0.020～0.040％，P：≤0.010％，S：≤0.010％，V:
0.05～0.15％、Ti 0.05～0.15％，T.O：≤10ppm，[H]：≤1.0ppm，[N]：≤80ppm，其余为Fe和
不可避免的杂质元素，其中，Km＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15+10Nb+Al/15(N‑Ti/
3.4)，且Km：0.97～1.37。
[0076] 采用电弧炉冶炼‑LF精炼‑RH真空处理‑连铸‑热轧‑缓冷的工艺进行生产，具体如下：
[0077] 采用电弧炉冶炼‑LF精炼‑RH真空处理‑连铸‑热轧‑缓冷的工艺进行生产，具体如下：
[0078] 连铸坯经过1230～1280℃加热保温≥5h后进行圆钢轧制，开轧温度：1120～1180℃，终轧温度930～980℃，轧后经过冷床冷却至≤650℃入坑缓冷，缓冷时间48h，出坑后进
行修磨扒皮，确保表面无脱碳、零缺陷。
行修磨扒皮，确保表面无脱碳、零缺陷。
[0079] 按照EN 10084中的要求按照同样的生产工艺生产2炉18CrNiMo7‑6钢(中线)作为对比钢。
[0080] 经热轧缓冷后的试验钢经热轧缓冷之后的齿轮钢经830±20℃淬火+180±30℃回火进行热处理后，测试其力学性能。
[0081] 经热轧缓冷后的试验钢加工成接触疲劳试样，按930℃两次渗碳两次扩散的工艺进行渗碳，渗碳后，试样冷却到室温，再加热到880℃，进行油淬，最后试样在180℃回火，然
后进行晶粒度检验及疲劳性能检验。18CrNiMo7‑6钢经轧制后的作为对比钢加工成接触疲
劳试样，按上述同样的方法进行晶粒度检验及疲劳性能检验。
后进行晶粒度检验及疲劳性能检验。18CrNiMo7‑6钢经轧制后的作为对比钢加工成接触疲
劳试样，按上述同样的方法进行晶粒度检验及疲劳性能检验。
[0082] 下面结合实施例对本发明进行详细说明。
[0083] 表1实施例及对比例中的齿轮钢的化学成分(单位：[N]为ppm，其余为％)
[0084]
[0085] 将表1中所述成分的齿轮钢按照电弧炉冶炼‑LF精炼‑RH真空处理‑连铸‑热轧‑缓冷的工艺进行生产，其中热轧及缓冷的工艺参数如表2所示。
[0086] 表2轧钢生产工艺参数
[0087] 均热温度/℃ 总加热时间/h 开轧温度/℃ 终轧温度/℃ 入坑温度/℃ 缓冷时间/h实施例1 1255 6.5 1150 958 632 48
实施例2 1255 6.5 1150 956 633 48
实施例3 1255 6.5 1150 959 636 48
对比例1 1255 6.5 1150 953 638 48
对比例2 1255 6.5 1150 955 633 48
对比例3 1200 6.5 1100 900 600 30
对比例4 1255 6.5 1150 959 636 48
实施例2 1255 6.5 1150 956 633 48
实施例3 1255 6.5 1150 959 636 48
对比例1 1255 6.5 1150 953 638 48
对比例2 1255 6.5 1150 955 633 48
对比例3 1200 6.5 1100 900 600 30
对比例4 1255 6.5 1150 959 636 48
[0088] 上述各实施例和对比例中的轧制缓冷后得到的齿轮钢经830℃淬火+180℃回火进行热处理后的力学性能如表3所示。
[0089] 表3
[0090]
[0091] 注：实施例3与对比例4为完全相同的齿轮钢，只是后续按照不同的渗碳工艺进行了渗碳处理
[0092] 实施例1～3及对比例1～3中轧制后得到的齿轮钢按930℃两次渗碳两次扩散的工艺进行渗碳，渗碳后，试样冷却到室温，再加热到880℃，进行油淬，最后试样在180℃回火；
对比例4轧制后得到的齿轮钢按930℃两次渗碳两次扩散的工艺进行渗碳，渗碳后，试样冷
却到880℃，进行油淬，最后试样在180℃回火；热处理后，进行晶粒度检验及疲劳性能检验，
检验结果分别如表4、5所示，由表4能够看出，本发明实施例1～3所述齿轮钢经过高温渗碳
后，渗碳层晶粒度均在10.0级以上，晶粒尺寸5.3～7.5μm，对比例晶粒度在9.0～9.5级，晶
粒尺寸12.5～～15.3μm；实施例中的心部晶粒度均在9.0级以上，晶粒尺寸12.9～15.2μm，
而对比例中的晶粒度在8.0～8.5级，晶粒尺寸18.2～21.2μm。
对比例4轧制后得到的齿轮钢按930℃两次渗碳两次扩散的工艺进行渗碳，渗碳后，试样冷
却到880℃，进行油淬，最后试样在180℃回火；热处理后，进行晶粒度检验及疲劳性能检验，
检验结果分别如表4、5所示，由表4能够看出，本发明实施例1～3所述齿轮钢经过高温渗碳
后，渗碳层晶粒度均在10.0级以上，晶粒尺寸5.3～7.5μm，对比例晶粒度在9.0～9.5级，晶
粒尺寸12.5～～15.3μm；实施例中的心部晶粒度均在9.0级以上，晶粒尺寸12.9～15.2μm，
而对比例中的晶粒度在8.0～8.5级，晶粒尺寸18.2～21.2μm。
[0093] 表4渗碳后晶粒度级晶粒尺寸
[0094]
[0095] 表5为实施例和对比例的接触疲劳对比，从表5中可见，实施例中的齿轮钢的接触疲劳较对比例齿轮钢接触疲劳性能提升30％以上，在压应力为4.0GPa条件下，额定疲劳寿
7 7
命L10≥5.1×10，中值疲劳寿命L50≥8.4×10。
7 7
命L10≥5.1×10，中值疲劳寿命L50≥8.4×10。
[0096] 表5接触疲劳额定疲劳寿命与中值疲劳寿命
[0097] 接触应力/GPa L10/cycle L50/cycle
7 7
实施例1 4.0 5.16×10 8.42×10
7 7
实施例2 4.0 5.28×10 8.68×10
7 7
实施例3 4.0 5.34×10 8.76×10
7 7
对比例1 4.0 3.36×10 5.60×10
7 7
对比例2 4.0 3.48×10 5.62×10
7 7
对比例3 4.0 4.46×10 6.71×10
7 7
对比例4 4.0 3.56×10 5.91×10
7 7
实施例1 4.0 5.16×10 8.42×10
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实施例2 4.0 5.28×10 8.68×10
7 7
实施例3 4.0 5.34×10 8.76×10
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对比例1 4.0 3.36×10 5.60×10
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对比例2 4.0 3.48×10 5.62×10
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对比例3 4.0 4.46×10 6.71×10
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对比例4 4.0 3.56×10 5.91×10
[0098] 由图1‑2和表1‑表5可知，本发明钢通过合金成分设计，合理的生产工艺控制及渗碳处理工艺，提出了一种具有高接触疲劳的齿轮用钢，经过930℃高温渗碳后渗碳层晶粒尺
寸≤8.6μm，心部晶粒尺寸≤15.5μm，，在压应力为4.0GPa条件下，额定疲劳寿命L10≥5.1×
7 7
10，中值疲劳寿命L50≥8.4×10。
寸≤8.6μm，心部晶粒尺寸≤15.5μm，，在压应力为4.0GPa条件下，额定疲劳寿命L10≥5.1×
7 7
10，中值疲劳寿命L50≥8.4×10。
[0099] 上述参照实施例对一种Nb、V、Ti微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处理方法和渗碳齿轮钢进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围
列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护
范围之内。
列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护
范围之内。