RU2828779C2 - Steel for high-temperature cemented gear shaft and method of making such steel - Google Patents
Steel for high-temperature cemented gear shaft and method of making such steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2828779C2 RU2828779C2 RU2023128994A RU2023128994A RU2828779C2 RU 2828779 C2 RU2828779 C2 RU 2828779C2 RU 2023128994 A RU2023128994 A RU 2023128994A RU 2023128994 A RU2023128994 A RU 2023128994A RU 2828779 C2 RU2828779 C2 RU 2828779C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- gear shaft
- less
- present
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 241
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 241
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 31
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 34
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 18
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 55
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 53
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims description 29
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 27
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 25
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 25
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 11
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 10
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 claims description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 6
- 229910052729 chemical element Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 8
- 238000005275 alloying Methods 0.000 abstract description 5
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract description 2
- 238000005255 carburizing Methods 0.000 description 45
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 28
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 24
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 23
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 18
- 230000008569 process Effects 0.000 description 17
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 15
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 14
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 13
- 238000004321 preservation Methods 0.000 description 12
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 10
- 206010016256 fatigue Diseases 0.000 description 10
- 239000000047 product Substances 0.000 description 9
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 9
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 9
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000009489 vacuum treatment Methods 0.000 description 8
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 7
- 239000006249 magnetic particle Substances 0.000 description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 7
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 6
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 6
- 239000003638 chemical reducing agent Substances 0.000 description 6
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 6
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 6
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 6
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 5
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 5
- 238000007689 inspection Methods 0.000 description 5
- 238000009849 vacuum degassing Methods 0.000 description 5
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 5
- UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N Iron oxide Chemical compound [Fe]=O UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 4
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 4
- 238000010079 rubber tapping Methods 0.000 description 4
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 3
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 3
- 230000009931 harmful effect Effects 0.000 description 3
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000010970 precious metal Substances 0.000 description 3
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 3
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 3
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 3
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 description 2
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 2
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 2
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 2
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 2
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 2
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 2
- 239000002105 nanoparticle Substances 0.000 description 2
- 238000009659 non-destructive testing Methods 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 2
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 239000005997 Calcium carbide Substances 0.000 description 1
- 229910001018 Cast iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000604 Ferrochrome Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000616 Ferromanganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001309 Ferromolybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 206010039203 Road traffic accident Diseases 0.000 description 1
- 238000007550 Rockwell hardness test Methods 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 238000009529 body temperature measurement Methods 0.000 description 1
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 1
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 230000002301 combined effect Effects 0.000 description 1
- 239000012612 commercial material Substances 0.000 description 1
- 230000002860 competitive effect Effects 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 230000005284 excitation Effects 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 238000007730 finishing process Methods 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- DALUDRGQOYMVLD-UHFFFAOYSA-N iron manganese Chemical compound [Mn].[Fe] DALUDRGQOYMVLD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000009847 ladle furnace Methods 0.000 description 1
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 1
- 239000006247 magnetic powder Substances 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 238000010606 normalization Methods 0.000 description 1
- 238000013386 optimize process Methods 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- CLZWAWBPWVRRGI-UHFFFAOYSA-N tert-butyl 2-[2-[2-[2-[bis[2-[(2-methylpropan-2-yl)oxy]-2-oxoethyl]amino]-5-bromophenoxy]ethoxy]-4-methyl-n-[2-[(2-methylpropan-2-yl)oxy]-2-oxoethyl]anilino]acetate Chemical compound CC1=CC=C(N(CC(=O)OC(C)(C)C)CC(=O)OC(C)(C)C)C(OCCOC=2C(=CC=C(Br)C=2)N(CC(=O)OC(C)(C)C)CC(=O)OC(C)(C)C)=C1 CLZWAWBPWVRRGI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 description 1
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 1
Abstract
Description
Область техникиField of technology
Настоящее изобретение относится к технической области металлургии, в частности к стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни и способу изготовления этой стали.The present invention relates to the technical field of metallurgy, in particular to steel for high-temperature case-hardened gear shaft and a method for producing this steel.
Уровень техникиState of the art
С углублённым развитием глобализации автомобильной промышленности возрастают требования рынка и пользователей к безопасности, защите окружающей среды и комфорту автомобилей, а также возрастают технические требования к автомобильным деталям. Одним из важных направлений развития является получение деталей зубчатых колёс или валов с высокой температурной стабильностью, высокой усталостной долговечностью, лёгкостью механической обработки и экономической эффективностью.With the deepening development of globalization of the automobile industry, the market and user requirements for safety, environmental protection and comfort of automobiles are increasing, and the technical requirements for automobile parts are also increasing. One of the important development areas is to obtain gear or shaft parts with high temperature stability, high fatigue life, ease of mechanical processing and economic efficiency.
Поверхность зубчатого колеса или детали вала с высокими рабочими характеристиками обычно обрабатывают с помощью цементации, закалки и отпуска для получения поверхности с более высокой твёрдостью и центральной части с лучшей вязкостью и, наконец, получения превосходной усталостной долговечности и износостойкости. В последние годы, в условиях высоких технических требований к зубчатым колёсам в автомобилях, особенно в редукторах и дифференциалах транспортных средств на новых источниках энергии, широко используется технология высокотемпературной цементации, которая позволяет не только получить цементированные зубчатые колёса с превосходными характеристиками, но и также значительно повысить эффективность производства, сократить выбросы газов и защитить окружающую среду.The surface of the gear or shaft part with high performance is generally treated by carburizing, quenching and tempering to obtain a surface with higher hardness and a center with better toughness, and finally to obtain excellent fatigue life and wear resistance. In recent years, under the high technical requirements of gears in automobiles, especially in the reducers and differentials of new energy vehicles, high-temperature carburizing technology has been widely used, which can not only obtain carburized gears with excellent performance, but also greatly improve production efficiency, reduce gas emissions and protect the environment.
В настоящее время обычно используемая температура газовой цементации в стране и за рубежом обычно не превышает 930°C, в то время как температура для высокотемпературной вакуумной цементации может достигать 960°C и даже 1000°C или более благодаря использованию свободной от кислорода среды обработки. Согласно принципу цементации, время цементации для получения закалённого слоя той же толщины можно сократить примерно на 50% благодаря увеличению температуры цементации примерно на 50°С. Следовательно, если температура цементации увеличивается с 930°C до 980°C, время цементации можно сократить до 50% от исходного времени цементации, а эффективность производства значительно повысится. Кроме того, шестерня, полученная посредством высокотемпературной вакуумной цементации, практически не имеет межзёренного окисления на поверхности, что, очевидно, может улучшить сопротивление ударному разрушению. Технология высокотемпературной вакуумной цементации постепенно стала неизбежным выбором для замены технологии газовой цементации благодаря её собственным преимуществам.At present, the commonly used gas carburizing temperature at home and abroad is generally less than 930°C, while the temperature for high temperature vacuum carburizing can reach 960°C and even 1000°C or more due to the use of oxygen-free processing environment. According to the principle of carburizing, the carburizing time to obtain a hardened layer of the same thickness can be shortened by about 50% due to the increase in the carburizing temperature by about 50°C. Therefore, if the carburizing temperature is increased from 930°C to 980°C, the carburizing time can be shortened to 50% of the original carburizing time, and the production efficiency will be greatly improved. In addition, the gear obtained by high temperature vacuum carburizing has almost no intergranular oxidation on the surface, which can obviously improve the impact fracture resistance. High temperature vacuum carburizing technology has gradually become an inevitable choice to replace gas carburizing technology due to its own advantages.
В настоящее время широко используемая сталь для цементированных зубчатых колёс на основе Mn и Cr также широко используется в редукторах и дифференциалах транспортных средств на новых источниках энергии благодаря её превосходным комплексным показателям затрат. Основная техническая проблема стали для высокотемпературных цементированных зубчатых колёс на основе Mn-Cr заключается в том, как повысить температуру цементации, избегая при этом явления смешанных кристаллов и крупных зёрен в шестернях; как только происходит аномальный рост зерна, легко возникает деформация при термообработке и раннее усталостное разрушение, что создаёт возможность вредного влияния на эффективность трансмиссии и может стать причиной дорожно-транспортных происшествий. Кроме того, чтобы справиться с закалкой и отпуском зубчатых колёс сложной формы, широко используется газовая закалка с высокотемпературной вакуумной цементацией, а также выдвигаются более высокие требования к способности упрочнению стали для зубчатых колёс.At present, the widely used Mn-Cr-based case-hardened gear steel is also widely used in the reducers and differentials of new energy vehicles due to its excellent comprehensive cost performance. The main technical problem of Mn-Cr-based high-temperature case-hardened gear steel is how to increase the case-hardening temperature while avoiding the phenomenon of mixed crystals and large grains in the gear; once the abnormal grain growth occurs, heat treatment deformation and early fatigue failure are easy to occur, which may adversely affect the transmission efficiency and cause traffic accidents. In addition, in order to cope with the quenching and tempering of complex-shaped gears, gas quenching with high-temperature vacuum carburizing is widely used, and higher requirements are put forward for the hardening ability of gear steel.
Экспериментальные исследования показали, что добавление таких элементов, как Al, Nb, V, Ti и N, в сталь для цементированных зубчатых колёс на основе Mn-Cr может предотвратить укрупнение зерна во время высокотемпературной цементации благодаря использованию карбонитридов. Однако всё ещё существуют проблемы, связанные с тем, что температура укрупнения зерна зубчатых колёс недостаточно высока и размер зерна стали для зубчатых колёс, полученной при массовом производстве, является нестабильным.Experimental studies have shown that adding elements such as Al, Nb, V, Ti and N to Mn-Cr-based case-hardened gear steel can prevent grain coarsening during high-temperature case-hardening by using carbonitrides. However, there are still problems that the grain coarsening temperature of gears is not high enough and the grain size of gear steel obtained by mass production is unstable.
Например, китайский патент № CN200610028265.8 на изобретение описывает высокопрочную сталь для зубчатых колёс для автомобильной промышленности, в которой в сталь комбинированным образом добавляются легирующие элементы, такие как Nb, V и Al, для измельчения исходных аустенитных зёрен, и сталь включает в себя следующие компоненты в массовых процентах: 0,20-0,40% C, 0,20-0,50% Si, 0,50-1,00% Mn, 0,80-1,30% Cr, 0,015-0,080% Nb, 0,030-0,090% V, 0,15-0,55% Mo и 0,015-0,050% Al, остальное составляют Fe и неизбежные примеси. Добавление незначительного количества Nb и V значительно оптимизирует размер зерна, способность к упрочнению и возможный диапазон стали для зубчатых колёс; в то же время улучшаются комплексные механические свойства стали для зубчатых колёс и продлевается срок службы. Однако в этом патенте не описана конкретная температура цементации, а добавление микролегирующих элементов, таких как Al, Nb и V, может удовлетворить только температурным требованиям традиционной газовой цементации.For example, Chinese Invention Patent No. CN200610028265.8 describes a high-strength steel for gears for the automobile industry, in which alloying elements such as Nb, V and Al are combinedly added to the steel to refine the original austenite grains, and the steel includes the following components in mass percentages: 0.20-0.40% C, 0.20-0.50% Si, 0.50-1.00% Mn, 0.80-1.30% Cr, 0.015-0.080% Nb, 0.030-0.090% V, 0.15-0.55% Mo and 0.015-0.050% Al, the rest being Fe and unavoidable impurities. Adding a small amount of Nb and V greatly optimizes the grain size, hardenability and possible range of gear steel; at the same time, the comprehensive mechanical properties of gear steel are improved and the service life is extended. However, this patent does not describe the specific carburizing temperature, and adding microalloying elements such as Al, Nb and V can only meet the temperature requirements of traditional gas carburizing.
В качестве другого примера китайский патент на изобретение № CN201310301638.4 описывает композитную микролегированную NbTi сталь для зубчатых колёс 20CrMnTi, обладающую хорошей обрабатываемостью и включающую в себя следующие компоненты: 0,17-0,22% C, 0,20-0,35% Si, 0,9-1,10% Mn, 0,025% или меньше P, 0,020-0,035% S, 1,05-1,30% Cr, 0,015-0,035% Al, 0,02-0,06% Ti и 0,02-0,06% Nb, остальное составляют железо и неизбежные примеси. Контролируя содержание микролегирующих элементов, таких как Nb, Ti и Al, можно повысить температуру цементации зубчатых колёс или сократить время цементации, например, 1050°C*1ч или 1000°C*6ч. В этом патенте добавление 0,02-0,06% Ti и Nb позволяет повысить температуру цементации до 1000°C.As another example, Chinese Invention Patent No. CN201310301638.4 describes a 20CrMnTi microalloyed NbTi composite gear steel having good machinability and comprising the following components: 0.17-0.22% C, 0.20-0.35% Si, 0.9-1.10% Mn, 0.025% or less P, 0.020-0.035% S, 1.05-1.30% Cr, 0.015-0.035% Al, 0.02-0.06% Ti and 0.02-0.06% Nb, the rest being iron and unavoidable impurities. By controlling the content of microalloying elements such as Nb, Ti and Al, it is possible to increase the carburizing temperature of gears or shorten the carburizing time, for example, 1050°C*1h or 1000°C*6h. In this patent, adding 0.02-0.06% Ti and Nb allows increasing the carburizing temperature to 1000°C.
В качестве другого примера, китайский патент № CN202010128336.1 на изобретение описывает сверхчистую высокотемпературную мелкозернистую цементированную сталь для зубчатых колёс, включающую в себя следующие химические компоненты: 0,15-0,21% C, 0,12% или менее Si, 1,00-1,30% Mn , 1,00–1,30% Cr, 0,010–0,025% S, 0,025% и менее P, 0,70–1,00% Ni, 0,02–0,10% Mo, 0,0020–0,0040% B, 0,20% и менее Cu, 0,05% и менее Al, 0,0005% или менее Ca, 0,003% или менее Ti и 0,0080-0,016% N, N=(0,80-1,0)×(0,5%Al+0,7%B), остальное составляют Fe и неизбежные примеси. Сталь по-прежнему имеет размер зерна матрицы с номером 6 или более после высокотемпературной цементации при температуре 960°C и более. В этом патенте добавлен элемент B, причём и Al и B достаточно связаны с N, чтобы образовать частицы AlN и BN и, таким образом, получить сталь круглого сечения для зубчатых колёс с размером зерна с номером 6 или более после высокотемпературной обработки при 1000°C*4 ч.As another example, Chinese Patent Invention No. CN202010128336.1 describes an ultra-clean high-temperature fine-grained case-hardened steel for gears, comprising the following chemical components: 0.15-0.21% C, 0.12% or less Si, 1.00-1.30% Mn, 1.00-1.30% Cr, 0.010-0.025% S, 0.025% or less P, 0.70-1.00% Ni, 0.02-0.10% Mo, 0.0020-0.0040% B, 0.20% or less Cu, 0.05% or less Al, 0.0005% or less Ca, 0.003% or less Ti, and 0.0080-0.016% N. N=(0.80-1.0)×(0.5%Al+0.7%B), the rest is Fe and inevitable impurities. The steel still has a matrix grain size of 6 or more after high-temperature carburizing at 960°C or more. In this patent, the element B is added, and both Al and B are sufficiently bonded with N to form AlN and BN particles, and thus obtain a round gear steel with a grain size of 6 or more after high-temperature treatment at 1000°C*4h.
Учитывая, что влияние элемента V на контроль размера зерна высокотемпературного аустенита не является очевидным, квадратные включения легко образуются после добавления элемента Ti, что влияет на усталостную долговечность, более высокое содержание элемента B влияет на склонность к сегрегации на границе зерна. Для удовлетворения всё более высоких технических требований к стали для цементированных зубчатых колёс чрезвычайно актуально разработать и изготовить крупногабаритную цементированную сталь на основе Mn-Cr для вала шестерни, пригодную для высокотемпературной (вакуумной) цементации и обладающую хорошей обрабатываемостью. Considering that the influence of V element on the grain size control of high temperature austenite is not obvious, square inclusions are easily formed after adding Ti element, which affects the fatigue life, higher content of B element affects the tendency of grain boundary segregation. In order to meet the increasingly high technical requirements of case hardened gear steel, it is extremely important to develop and manufacture large-size Mn-Cr-based case hardened steel for pinion shaft, which is suitable for high temperature (vacuum) case hardening and has good machinability.
Раскрытие сущности изобретенияDisclosure of the essence of the invention
Ввиду вышеприведенного анализа, настоящее изобретение направлено на то, чтобы предложить сталь для высокотемпературного цементированного вала шестерни и способа производства стали, чтобы решить проблемы, существующие в предшествующем уровне техники, связанные с тем, что сталь для вала шестерни может отвечать только требованиям традиционной температуры цементации, а деформация термообработки и раннее усталостное разрушение, вызванные укрупнением зерна и нестабильностью размера зерна, легко возникают во время высокотемпературной цементации.In view of the above analysis, the present invention aims to provide a steel for a high-temperature carburizing pinion shaft and a method for producing steel to solve the problems existing in the prior art in that the steel for the pinion shaft can only meet the requirements of the conventional carburizing temperature, and heat treatment deformation and early fatigue failure caused by grain coarsening and grain size instability easily occur during high-temperature carburizing.
Задачей настоящего изобретения является предложить сталь для высокотемпературного цементированного вала шестерни. Сталь для вала шестерни, изготовленная с использованием элементарных компонентов настоящего изобретения, может сохранять надлежащий размер и стабильность аустенитного зерна при высокой температуре, имеет узкий диапазон способности к упрочнению, легко обрабатывается и может эффективно улучшать стабильность производства и безопасность использования стали для вала шестерни. Сталь для вала шестерни поддерживает номера 5-8 размера зерна аустенита до и после высокотемпературной цементации при 940-1050°C и может эффективно применяться для изготовления высококачественных деталей, таких как коробка передач автомобиля или редуктор скорости и дифференциал для транспортного средства на новых источниках энергии, имеет хорошие перспективы применения и стоимость.An object of the present invention is to provide a steel for a high-temperature carburizing pinion shaft. The steel for the pinion shaft produced using the elementary components of the present invention can maintain proper austenite grain size and stability at high temperature, has a narrow range of hardening ability, is easy to process, and can effectively improve the production stability and use safety of the steel for the pinion shaft. The steel for the pinion shaft maintains the austenite grain size of No. 5-8 before and after high-temperature carburizing at 940-1050°C, and can be effectively applied to the manufacture of high-quality parts such as automobile gearbox or speed reducer and differential for new energy vehicles, has good application prospects and cost.
Для достижения вышеуказанной задачи, настоящее изобретение предлагает сталь для высокотемпературного цементированного вала шестерни, содержащую следующие химические компоненты в массовых процентах: 0,17-0,22% C, 0,05-0,35% Si, 0,80-1,40% Mn, 0,010-0,035% S, 0,80-1,40% Cr, 0,020-0,046% Al, 0,006-0,020% N, 0,002-0,030% Nb, 0,02% или менее V и 0,01% или менее Ti. В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни, согласно настоящему изобретению, конструкционный принцип каждого химического элемента конкретно описан следующим образом:In order to achieve the above object, the present invention provides a steel for a high-temperature case-hardened gear shaft containing the following chemical components in mass percentages: 0.17-0.22% C, 0.05-0.35% Si, 0.80-1.40% Mn, 0.010-0.035% S, 0.80-1.40% Cr, 0.020-0.046% Al, 0.006-0.020% N, 0.002-0.030% Nb, 0.02% or less V and 0.01% or less Ti. In the steel for a high-temperature case-hardened gear shaft according to the present invention, the design principle of each chemical element is specifically described as follows:
С: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения С является важным компонентом стали, и в то же время С также является одним из наиболее важных элементов, влияющих на способность к упрочнению стали. От стали для цементированных зубчатых колёс требуется как высокая поверхностная прочность, так и достаточная ударная вязкость центральной части, а при слишком низком содержании С в стали, т.е. менее 0,17%, прочность стали недостаточна и хорошая способность к упрочнению не гарантируется; соответственно, содержание элемента С в стали не должно быть слишком высоким. Когда содержание элемента С в стали слишком велико, требования к вязкости центральной части зубчатого колеса не удовлетворяются, а слишком высокое содержание С вредно для пластичности стали, особенно для стали для цементированных зубчатых колёс, имеющей высокое содержание Mn, а когда содержание C превышает 0,22%, это отрицательно сказывается на обрабатываемости стали. Поэтому, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения массовый процент С регулируется на уровне 0,17-0,22%.C: In the steel for the high temperature case hardened gear shaft of the present invention, C is an important component of the steel, and at the same time, C is also one of the most important elements affecting the hardenability of the steel. The case hardened gear steel is required to have both high surface strength and sufficient toughness of the center portion, and when the C content in the steel is too low, that is, less than 0.17%, the strength of the steel is insufficient and good hardenability is not guaranteed; accordingly, the content of the C element in the steel should not be too high. When the content of the C element in the steel is too large, the toughness requirement of the center portion of the gear is not met, and too high a C content is detrimental to the ductility of the steel, especially for the case hardened gear steel having a high Mn content, and when the C content exceeds 0.22%, it adversely affects the workability of the steel. Therefore, in the steel for the high-temperature carburized gear shaft of the present invention, the mass percentage of C is controlled at 0.17-0.22%.
Si: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения элемент Si может не только лучше устранять неблагоприятное воздействие оксида железа на сталь, но также растворяться в феррите, упрочняя феррит и улучшая прочность, твёрдость, износостойкость, а также упругость и предел упругости стали. В то же время следует отметить, что элемент Si увеличивает температуру Ac3 стали, снижая теплопроводность, в результате чего сталь подвергается риску растрескивания и склонности к обезуглероживанию. Основываясь на этом, принимая во внимание положительные и отрицательные эффекты, связанные с Si в их сочетании, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения массовый процент Si регулируется на уровне 0,05-0,35%.Si: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the Si element can not only better eliminate the adverse effects of iron oxide on steel, but also dissolve in ferrite, strengthening ferrite and improving the strength, hardness, wear resistance, as well as the elasticity and elastic limit of steel. At the same time, it should be noted that the Si element increases the Ac3 temperature of steel, reducing thermal conductivity, as a result of which the steel is at risk of cracking and a tendency to decarburization. Based on this, taking into account the positive and negative effects associated with Si in combination, in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the mass percentage of Si is adjusted to 0.05-0.35%.
Mn: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения Mn является одним из основных элементов, влияющих на способность к упрочнению стали. Элемент Mn обладает превосходной раскисляющей способностью, может уменьшать содержание оксида железа в стали и эффективно увеличивать выход стали. Mn может растворяться в феррите, может улучшать прочность и твёрдость стали, а также может заставлять сталь содержать перлит с более тонкими пластинками и более высокой прочностью при охлаждении стали после горячей прокатки. Кроме того, Mn также может образовывать соединение MnS с S в стали, что может устранить вредное воздействие S. Mn обладает способностью образовывать и стабилизировать аустенитную структуру в стали, может сильно увеличивать способность к упрочнению стали, а также может улучшать обрабатываемость стали в горячем состоянии. При содержании элемента Mn в стали менее 0,80% способность к упрочнению стали недостаточна; когда содержание элемента Mn в стали слишком велико, термопластичность стали ухудшается, оказывается воздействие на производство, и сталь становится склонной к растрескиванию во время закалки в воде. Поэтому, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения массовое процентное содержание Mn регулируется на уровне 0,80-1,40%.Mn: In the steel for the high temperature carburizing gear shaft of the present invention, Mn is one of the main elements affecting the hardenability of steel. The Mn element has excellent deoxidation ability, can reduce the iron oxide content in steel, and effectively increase the yield of steel. Mn can dissolve in ferrite, can improve the strength and hardness of steel, and can make the steel contain pearlite with thinner platelets and higher strength when the steel is cooled after hot rolling. In addition, Mn can also form MnS compound with S in steel, which can eliminate the harmful effect of S. Mn has the ability to form and stabilize the austenite structure in steel, can greatly increase the hardenability of steel, and can also improve the hot workability of steel. When the content of Mn element in steel is less than 0.80%, the hardenability of steel is insufficient; When the content of Mn element in steel is too large, the thermoplasticity of steel deteriorates, affecting production, and the steel becomes prone to cracking during water quenching. Therefore, in the steel for high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the mass percentage of Mn is adjusted to 0.80-1.40%.
S: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения S обычно присутствует в качестве примесного элемента в стали и значительно снижает пластичность и ударную вязкость стали, определённое количество элемента S может образовывать неметаллические включения с Mn и соответствующее количество S может улучшать режущие свойства стали. Основываясь на этом, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения массовое процентное содержание S регулируется на уровне 0,010-0,035%.S: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, S is usually present as an impurity element in the steel and significantly reduces the ductility and toughness of the steel, a certain amount of the S element can form non-metallic inclusions with Mn, and an appropriate amount of S can improve the cutting property of the steel. Based on this, in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the mass percentage of S is adjusted to 0.010-0.035%.
Cr: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения Cr является одним из основных легирующих элементов, добавляемых в сталь настоящего изобретения, при этом Cr может значительно улучшать способность к упрочнению, прочность, износостойкость и подобные свойства стали. Кроме того, Cr также может снижать активность элемента С в стали и предотвращать обезуглероживание при нагревании, прокатке и термообработке, но слишком высокое содержание Cr значительно снижает ударную вязкость закалённой и отпущенной стали, образуя крупные карбиды, распределённые по границам зёрен. Поэтому, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения массовый процент элемента Cr регулируется на уровне 0,80-1,40%.Cr: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, Cr is one of the main alloying elements added to the steel of the present invention, and Cr can significantly improve the hardenability, strength, wear resistance and the like properties of steel. In addition, Cr can also reduce the activity of the C element in steel and prevent decarburization during heating, rolling and heat treatment, but too high a Cr content significantly reduces the impact toughness of quenched and tempered steel, forming large carbides distributed along the grain boundaries. Therefore, in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the mass percentage of the Cr element is adjusted to 0.80-1.40%.
Al: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения Al относится к элементу, предназначенному для измельчения зерна. Комбинация элементов Al и N может дополнительно измельчить зерно и улучшить ударную вязкость стали. Измельчение зерна играет важную роль в улучшении механических свойств стали, особенно прочности и ударной вязкости, и при этом измельчение зерна также помогает снизить склонность стали к водородному охрупчиванию. Однако следует отметить, что содержание элемента Al в стали не должно быть слишком высоким, слишком высокое содержание Al легко увеличит вероятность образования включений в стали. Поэтому, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения массовый процент элемента Al регулируется на уровне 0,020-0,046%.Al: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, Al refers to an element for grain refinement. The combination of the Al and N elements can further refine the grain and improve the toughness of the steel. Grain refinement plays an important role in improving the mechanical properties of steel, especially strength and toughness, and grain refinement also helps reduce the tendency of steel to hydrogen embrittlement. However, it should be noted that the content of the Al element in the steel should not be too high, too high an Al content will easily increase the probability of inclusion formation in the steel. Therefore, in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the mass percentage of the Al element is adjusted to 0.020-0.046%.
N: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения N представляет собой межузельный атом, который может связываться с микросплавами в стали с образованием выделений типа MN («М» относится к легирующим элементам), которые могут фиксировать границы зёрен при высокой температуре, тем самым подавляя рост аустенитных зёрен. При низком содержании элемента N в стали образуется меньше MN и этот эффект фиксирования проявляется незначительно; когда содержание элемента N в стали слишком велико, элемент N имеет тенденцию обогащаться при производстве стали, снижая ударную вязкость стали. Поэтому в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения массовый процент элемента N регулируется на уровне 0,006-0,020%.N: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, N is an interstitial atom that can bond with microalloys in the steel to form MN-type precipitates ("M" refers to alloying elements) that can fix grain boundaries at high temperatures, thereby suppressing the growth of austenite grains. When the content of the N element in the steel is low, less MN is generated and this fixing effect is slight; when the content of the N element in the steel is too high, the N element tends to be enriched in the production of the steel, reducing the toughness of the steel. Therefore, in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the mass percentage of the N element is controlled to be 0.006-0.020%.
Nb: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни по настоящему изобретению добавление элемента Nb в сталь может образовывать мелкие выделения, тем самым препятствуя повторной кристаллизации стали и эффективно измельчая зёрна. Следует отметить, что содержание элемента Nb в стали не должно быть слишком высоким, а когда содержание Nb в стали слишком велико, в процессе плавки будут образовываться крупные частицы NbC, что снизит ударную вязкость стали. Поэтому, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения массовый процент элемента Nb регулируется на уровне 0,002-0,030%.Nb: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, adding the Nb element to the steel can form fine precipitates, thereby inhibiting the re-crystallization of the steel and effectively refining the grains. It should be noted that the content of the Nb element in the steel should not be too high, and when the Nb content in the steel is too high, large NbC particles will be generated during the smelting process, which will reduce the toughness of the steel. Therefore, in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the mass percentage of the Nb element is adjusted to 0.002-0.030%.
V: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения V может эффективно улучшать способность к упрочнению стали. Элемент V может образовывать выделения с элементом C или элементом N в стали, тем самым дополнительно улучшая прочность стали. Если содержание элемента C и содержание элемента V слишком велико, образуются крупные частицы VC. С учётом стоимости производства и конкурентоспособности, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения массовый процент V-элемента регулируется на уровне 0,02% или менее.V: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, V can effectively improve the hardenability of steel. The V element can form precipitates with the C element or the N element in the steel, thereby further improving the strength of the steel. If the content of the C element and the content of the V element are too large, large VC particles are formed. Taking into account the production cost and competitiveness, in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the mass percentage of the V element is adjusted to 0.02% or less.
Ti: добавление Ti в сталь может образовывать мелкие выделения, но в том случае, когда содержание элемента Ti в стали слишком велико, в процессе плавки образуются крупные частицы TiN с краями и углами, тем самым снижая ударную вязкость стали. Поэтому содержание элемента Ti в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения регулируется на уровне 0,01% или менее.Ti: Adding Ti to steel can form fine precipitates, but when the content of Ti element in steel is too large, large TiN particles with edges and corners are formed in the smelting process, thereby reducing the toughness of steel. Therefore, the content of Ti element in steel for high-temperature carburizing gear shaft of the present invention is adjusted to 0.01% or less.
Предпочтительно, сталь для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения может дополнительно содержать по меньшей мере один из элементов Ni, Mo и Cu, в процентах по массе: 0,25% или менее Ni, 0,10% или менее Mo, и 0,20% или менее Cu.Preferably, the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention may further contain at least one of Ni, Mo and Cu, in percentages by mass: 0.25% or less Ni, 0.10% or less Mo, and 0.20% or less Cu.
В настоящем изобретении элементы Ni, Mo и Cu могут дополнительно улучшать характеристики стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения.In the present invention, the elements Ni, Mo and Cu can further improve the performance of steel for the high temperature carburized gear shaft of the present invention.
Ni: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения Ni присутствует в стали в форме твёрдого раствора, и может эффективно улучшать ударные характеристики стали при низких температурах. Однако следует отметить, что слишком высокое содержание Ni приведёт к слишком высокому содержанию остаточного аустенита в стали, тем самым снижая прочность стали. Поэтому, учитывая стоимость производства и конкурентоспособность, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения массовый процент Ni предпочтительно можно регулировать на уровне 0,25% или менее.Ni: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, Ni is present in the steel in the form of a solid solution, and can effectively improve the impact performance of the steel at low temperatures. However, it should be noted that too high a Ni content will result in too high a residual austenite content in the steel, thereby reducing the strength of the steel. Therefore, taking into account the production cost and competitiveness, in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the mass percentage of Ni can preferably be adjusted to 0.25% or less.
Мо: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни по настоящему изобретению Мо может быть растворен в стали в твёрдом состоянии, что полезно для улучшения способности к упрочнению стали и прочности стали. Закалка при более высокой температуре приводит к образованию мелких карбидов, что дополнительно повышает прочность стали; а совместное действие молибдена и марганца позволяет значительно улучшить стабильность аустенита. Учитывая, что Мо представляет собой драгоценный металл и его стоимость высока, для контроля производственных затрат в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни по настоящему изобретению предпочтительно регулировать массовое процентное содержание Мо на уровне 0,10% или менее.Mo: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, Mo can be dissolved in the steel in a solid state, which is useful for improving the hardenability of the steel and the strength of the steel. Quenching at a higher temperature causes the formation of fine carbides, which further increases the strength of the steel; and the combined effect of molybdenum and manganese can significantly improve the stability of austenite. Considering that Mo is a precious metal and its cost is high, in order to control the production cost in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, it is preferable to adjust the mass percentage of Mo to 0.10% or less.
Cu: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни по настоящему изобретению Cu может улучшать прочность стали и его наличие полезно для улучшения атмосферостойкости и коррозионной стойкости стали. Содержание элемента Cu в стали не должно быть слишком высоким, а если содержание Cu в стали слишком велико, Cu будет обогащаться на границах зёрен во время нагрева, что приведёт к ослаблению границ зёрен и растрескиванию. Поэтому, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни по настоящему изобретению массовое процентное содержание Cu предпочтительно может регулироваться на уровне 0,20% или менее.Cu: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, Cu can improve the strength of the steel, and its presence is useful for improving the weather resistance and corrosion resistance of the steel. The content of the Cu element in the steel should not be too high, and if the Cu content in the steel is too high, Cu will be enriched at the grain boundaries during heating, resulting in weakening of the grain boundaries and cracking. Therefore, in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the mass percentage of Cu can preferably be controlled to 0.20% or less.
Предпочтительно, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения среди неизбежных примесей содержание каждого элемента-примеси удовлетворяет следующим требованиям: P≤0,015%, O≤0,0020%, H≤0,0002%, B ≤0,0010% и Ca ≤0,003%.Preferably, in the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, among the inevitable impurities, the content of each impurity element satisfies the following requirements: P≤0.015%, O≤0.0020%, H≤0.0002%, B≤0.0010%, and Ca≤0.003%.
В настоящем изобретении P, O, H, B и Ca являются элементами-примесями в стали, и содержание элементов-примесей в стали должно быть уменьшено в максимально возможной степени, чтобы получить сталь с лучшими эксплуатационными характеристиками и лучшим качеством, если позволяют технические условия.In the present invention, P, O, H, B and Ca are impurity elements in steel, and the content of impurity elements in steel should be reduced as much as possible in order to obtain steel with better performance and better quality if technical conditions allow.
P: P легко сегрегируется на границах зёрен в стали, что снижает энергию связи между зёрнами и ухудшает ударную вязкость стали. Поэтому в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни по настоящему изобретению, содержание Р регулируется на уровне 0,015% или менее.P: P easily segregates at the grain boundaries in steel, which reduces the bond energy between grains and deteriorates the impact toughness of steel. Therefore, in the steel for the high-temperature carburized gear shaft of the present invention, the P content is controlled to 0.015% or less.
O: O может образовывать оксиды, сложные оксиды и подобные соединения с элементом Al в стали, и чтобы обеспечить однородность структуры стали, работу ударного разрушения при низких температурах и усталостные характеристики, содержание элемента O в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения можно регулировать на уровне 0,0020% или менее.O: O can form oxides, complex oxides and the like compounds with the Al element in steel, and in order to ensure the uniformity of the steel structure, the impact fracture performance at low temperatures and the fatigue performance, the content of the O element in the steel for the high-temperature carburized gear shaft of the present invention can be controlled to 0.0020% or less.
H: H будет накапливаться на дефектах стали, а в стали с пределом прочности на разрыв более 1000 МПа произойдёт замедленное разрушение, вызванное водородом. Поэтому в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения содержание элемента H регулируется на уровне 0,0002% или менее.H: H will accumulate on the defects of steel, and in steel with a tensile strength of more than 1000 MPa, delayed fracture caused by hydrogen will occur. Therefore, in the steel for the high-temperature carburized gear shaft of the present invention, the content of the H element is controlled to 0.0002% or less.
B: B является элементом, который более чувствителен относительно способности к упрочнению, небольшое изменение содержания B вызывает большие колебания способности к упрочнению стали, поскольку элемент B легко сегрегируется, и добавление элемента B в сталь для вала шестерни не способствует узкому амплитудному регулированию диапазона способности к упрочнению стали для зубчатых колёс. Поэтому, в стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения содержание элемента B регулируется на уровне 0,0010% или менее.B: B is an element that is more sensitive to hardenability, a small change in the content of B causes a large fluctuation in the hardenability of steel because the B element is easily segregated, and adding the B element to the gear shaft steel does not contribute to the narrow amplitude control of the hardenability range of the gear steel. Therefore, in the high-temperature carburized gear shaft steel of the present invention, the content of the B element is controlled to 0.0010% or less.
Са: В стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения элемент Са легко образует включения, тем самым влияя на усталостные характеристики конечного продукта. Поэтому, содержание элемента Ca может регулироваться на уровне 0,003% или менее.Ca: In the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention, the Ca element easily forms inclusions, thereby affecting the fatigue performance of the final product. Therefore, the content of the Ca element can be controlled at 0.003% or less.
Предпочтительно, настоящее изобретение определяет коэффициент rм/х микролегирующего элемента для описания тонкой дисперсии выделений MX (X относится к C или N), где , и каждый химический элемент в формуле заменен числовым значением перед знаком процента, выражающего процентное содержание по массе соответствующего химического элемента. В настоящем изобретении все элементы Nb, V, Ti и Al могут образовывать выделения микросплавов MX, которые играют определенную роль в измельчении аустенитных зёрен и поддержании стабильности зёрен. Исследования показали, что в температурных условиях, используемых в стали для вала шестерни настоящего изобретения, в процессе формирования наноразмерных выделений MX карбонитрида, V и Nb составляют конкурентные отношения, дальнейшее увеличение содержания элемента V не оказывают существенного влияния на регулирование размера зерна высокотемпературного аустенита, в то время как элемент Ti сам легко образует включения с элементами углерода и азота, оказывая влияние на обрабатываемость стали, кроме того, элемент Ti также легко образует комплекс с Nb, образуя крупные включения во время плавки, оказывая воздействие на влияние выделений Nb при измельчении аустенитных зёрен. Поэтому в настоящем изобретении мелкодисперсные выделения MX образуются главным образом благодаря регулированию количества двух элементов Nb и Al, в частности, микролегирующего элемента Nb, чтобы сохранить стабильность аустенитных зерен при высокой температуре. На основе приведенного выше анализа, коэффициент rм/х микролегирующего элемента по настоящему изобретению рассчитывается, как описано выше, и находится в диапазоне 0,5 - 3,0. Во время процесса плавки коэффициент микролегирующего элемента необходимо регулировать таким образом, чтобы он находился в подходящем диапазоне: если коэффициент микролегирующего элемента слишком велик, во время процесса плавки легко образуются крупные выделения, что снижает ударную вязкость и усталостную долговечность стали; а если коэффициент микролегирующего элемента слишком мал, то подходящее количество мелких выделений не будет образовываться, что не может достичь цели закрепления границ зёрен, подавления перемещения границ зёрен и, таким образом, подавления роста аустенитных зёрен.Preferably, the present invention defines a coefficient r m/x of a microalloying element to describe the fine dispersion of MX precipitates (X refers to C or N), where , and each chemical element in the formula is replaced by a numerical value before the percent sign expressing the percentage content by weight of the corresponding chemical element. In the present invention, all of the elements Nb, V, Ti and Al can form MX micro alloy precipitates, which play a certain role in refining austenite grains and maintaining grain stability. Studies have shown that under the temperature conditions used in the steel for the gear shaft of the present invention, in the process of forming nano-sized MX carbonitride precipitates, V and Nb are in a competitive relationship, further increasing the content of the V element does not have a significant effect on regulating the grain size of high-temperature austenite, while the Ti element itself easily forms inclusions with carbon and nitrogen elements, affecting the machinability of steel, in addition, the Ti element also easily forms a complex with Nb, forming large inclusions during melting, affecting the effect of Nb precipitates in refining austenite grains. Therefore, in the present invention, the fine precipitates MX are mainly formed by adjusting the amount of two elements Nb and Al, in particular the microalloying element Nb, in order to maintain the stability of austenite grains at a high temperature. Based on the above analysis, the coefficient r m/x of the microalloying element in the present invention is calculated as described above and is in the range of 0.5 to 3.0. During the smelting process, the coefficient of the microalloying element needs to be adjusted so that it is in a suitable range: if the coefficient of the microalloying element is too large, large precipitates are easily formed during the smelting process, which reduces the impact toughness and fatigue life of the steel; and if the coefficient of the microalloying element is too small, an appropriate amount of fine precipitates will not be formed, which cannot achieve the purpose of pinning the grain boundaries, suppressing the movement of the grain boundaries and thus suppressing the growth of austenite grains.
Одним из положительных эффектов настоящего изобретения является то, что благодаря регулированию содержания микролегирующих элементов, элементов углерода и азота, а также коэффициенту микролегирующих элементов в стали для зубчатых колёс, надлежащее количество форм выделений Al и Nb выделяется с избытком азота и углеродистых элементов, таким образом эффективно препятствуя росту аустенитного зерна на высокотемпературной стадии.One of the beneficial effects of the present invention is that by regulating the content of microalloying elements, carbon and nitrogen elements, and the ratio of microalloying elements in gear steel, a proper amount of Al and Nb precipitate forms are precipitated with excess nitrogen and carbon elements, thereby effectively inhibiting the growth of austenite grain at a high-temperature stage.
Предпочтительно, сталь для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения имеет способность к упрочнению до 30-43 HRC (число твёрдости по Роквеллу) в репрезентативном положении J9 мм и сохраняет 5-8 номеров размера аустенитного зерна до и после высокотемпературной вакуумной цементации при 940-1050°С.Preferably, the steel for the high-temperature case-hardened gear shaft of the present invention has the ability to be hardened to 30-43 HRC (Rockwell hardness number) at the representative position of J9 mm and maintains 5-8 austenite grain size numbers before and after high-temperature vacuum case-hardening at 940-1050°C.
Другой задачей настоящего изобретения является предложение способа изготовления стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни. Способ изготовления является простым для производства и обладает высокой приспособляемостью, а сталь для высокотемпературного цементированного вала шестерни, изготовленная с помощью способа настоящего изобретения, имеет высокотемпературную стабильность аустенита, узкий диапазон способности к упрочнению, высокую вязкость, хорошую обрабатываемость, высокую точность размеров, высокие усталостные характеристики и подобные параметры, может эффективно применяться к деталям с высокими требованиями, таким как коробка передач для автомобиля или редуктор скорости и дифференциал для транспортного средства на новых источниках энергии, и имеют хорошие перспективы продвижения и стоимость для применения.Another object of the present invention is to provide a method for producing steel for a high-temperature carburizing pinion shaft. The manufacturing method is easy to manufacture and has high adaptability, and the steel for a high-temperature carburizing pinion shaft produced by the method of the present invention has high-temperature austenite stability, a narrow range of hardening ability, high toughness, good machinability, high dimensional accuracy, high fatigue performance and the like, and can be effectively applied to parts with high requirements such as a gearbox for an automobile or a speed reducer and differential for a new energy vehicle, and has good promotion prospects and application cost.
Для достижения вышеуказанной задачи, настоящее изобретение предлагает способ изготовления стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни, включающий в себя следующие этапы:In order to achieve the above object, the present invention provides a method for producing steel for a high-temperature case-hardened gear shaft, comprising the following steps:
плавка и литье;melting and casting;
нагревание;heating;
ковка или прокатка; иforging or rolling; and
чистовая обработка.finishing.
Плавка на этапе плавки и литья процесса изготовления по настоящему изобретению может осуществляться с помощью плавки в электрической печи или конвертерной плавки, а также осуществляются рафинирование и вакуумная обработка, такая как внешнее рафинирование и вакуумная дегазация. Конечно, в некоторых других вариантах осуществления изобретения для плавки можно использовать вакуумную индукционную печь. В качестве загрузки печи для плавки в электрической печи можно использовать стальной скрап с низким содержанием P и S, режущие кромки и высококачественный литейный чугун; сплавы могут быть феррохромом, низкофосфористым ферромарганцем, ферромолибденом и др. сплавами; восстановительный агент может включать в себя: карбид кальция, углеродный порошок и алюминиевый порошок; в период окисления: часто текущий шлак для удаления Р, при этом часто текущий шлак означает процесс, отводящий элемент Р благодаря увеличению количества вытекающего шлака и количества стального шлака, снижая содержание Р в стали; условия выпуска шлака можно регулировать следующим образом: температура выпуска шлака 1630-1660°С; и [P]≤0,015%; а условия выпуска металла из печи можно регулировать следующим образом: температура выпуска металла составляет 1630-1650°С; [P]≤0,011% и [C]≥0,03%.The melting in the melting and casting step of the manufacturing process of the present invention can be carried out by electric furnace melting or converter melting, and refining and vacuum treatment such as external refining and vacuum degassing are also carried out. Of course, in some other embodiments of the invention, a vacuum induction furnace can be used for melting. Steel scrap with a low P and S content, cutting edges and high-quality cast iron can be used as the furnace charge for melting in the electric furnace; the alloys can be ferrochrome, low phosphorus ferromanganese, ferromolybdenum and other alloys; the reducing agent can include: calcium carbide, carbon powder and aluminum powder; in the oxidation period: frequently flowing slag to remove P, wherein frequently flowing slag means a process that removes the P element by increasing the amount of flowing slag and the amount of steel slag, reducing the P content in the steel; the slag tapping conditions can be adjusted as follows: the slag tapping temperature is 1630-1660°C; and [P]≤0.015%; and the furnace metal tapping conditions can be adjusted as follows: the metal tapping temperature is 1630-1650°C; [P]≤0.011% and [C]≥0.03%.
После завершения плавки в электрической печи или конвертерной плавки необходимо провести рафинирование расплавленной стали в ковшовой печи для удаления вредных газов и включений в стали. Контроль размещения литейного ковша, измерение температуры и анализ, а также давление аргона можно регулировать в зависимости от ситуации; первоначального раскисления LF можно добиться с помощью подачи 0,04% Al, а затем добавляя блоки сплава и перемешивая в течение 5-10 минут. Когда измеренная температура расплавленной стали составляет Т=1650-1670°С, может быть выполнена вакуумная дегазация, а степень вакуума при вакуумной дегазации можно регулировать таким образом, чтобы она была на уровне 66,7 Па и поддерживать её в течение не менее чем 15 минут, чтобы обеспечить [O]≤0,0020% и [H]≤0,00015%. Кроме того, в этом техническом решении температуру кранового ковша можно регулировать на уровне 1550-1570°С, а поскольку температура кранового ковша снижается, диффузия элементов ускоряется, что способствует дальнейшему уменьшению дендритной сегрегации.After finishing the electric furnace smelting or converter smelting, it is necessary to carry out refining of molten steel in ladle furnace to remove harmful gases and inclusions in steel. The control of casting ladle placement, temperature measurement and analysis, and argon pressure can be adjusted according to the situation; the initial LF deoxidation can be achieved by feeding 0.04% Al, and then adding alloy blocks and stirring for 5-10 minutes. When the measured temperature of molten steel is T=1650-1670°C, vacuum degassing can be performed, and the vacuum degree in vacuum degassing can be adjusted to be 66.7Pa and maintained for not less than 15 minutes to ensure [O]≤0.0020% and [H]≤0.00015%. In addition, in this technical solution, the temperature of the crane ladle can be controlled at 1550-1570°C, and since the temperature of the crane ladle decreases, the diffusion of elements is accelerated, which helps to further reduce dendritic segregation.
Соответственно, литье может осуществляться посредством литья под давлением или непрерывного литья. В процессе непрерывной разливки высокотемпературная расплавленная сталь в литейном ковше для стали переливается в промежуточный ковш через защитную гильзу, при этом степень перегрева промежуточного ковша составляет 20-40°С. Перед использованием промежуточный ковш полностью очищают, внутренняя поверхность промежуточного ковша покрывается огнеупорным покрытием и не должна иметь трещин; при этом расплавленную сталь в промежуточном ковше полностью перемешивают посредством электромагнитного перемешивания через кристаллизатор непрерывной разливки, в результате чего может быть получена качественная литейная заготовка непрерывной разливки, имеющая размеры поперечного сечения от 140×140 мм до 320×425 мм. В этом техническом решении скорость разливки можно регулировать в пределах 0,6-2,1 м/мин в зависимости от размеров различных квадратных заготовок. Затем непрерывнолитую заготовку медленно охлаждают в литейной яме медленного охлаждения в течение времени медленного охлаждения не менее 24 часов.Accordingly, casting can be carried out by die casting or continuous casting. In the continuous casting process, the high-temperature molten steel in the steel casting ladle is poured into the tundish through the protective sleeve, and the superheating degree of the tundish is 20-40°C. Before use, the tundish is completely cleaned, the inner surface of the tundish is coated with a refractory coating and should not have cracks; at the same time, the molten steel in the tundish is completely stirred by electromagnetic stirring through the continuous casting crystallizer, as a result of which high-quality continuous casting casting blank having a cross-sectional size of 140×140 mm to 320×425 mm can be obtained. In this technical solution, the casting speed can be adjusted within the range of 0.6-2.1 m/min depending on the sizes of different square blanks. The continuously cast billet is then slowly cooled in a slow cooling casting pit for a slow cooling time of at least 24 hours.
Кроме того, на этапе ковки или прокатки способа изготовления по настоящему изобретению, когда выполняется ковка, процесс ковки может быть выполнен напрямую до конечного размера готового продукта; при выполнении прокатки стальная заготовка может быть либо непосредственно прокатана до конечного размера готового продукта, либо стальная заготовка может быть сначала прокатана до заданного промежуточного размера заготовки, затем нагрета и прокатана до конечного размера готового продукта. В том числе температуру нагрева промежуточной заготовки можно регулировать на уровне 1050-1250°С, а время выдержки можно регулировать на уровне 3-24 часов.In addition, in the forging or rolling step of the manufacturing method of the present invention, when forging is performed, the forging process can be performed directly to the final size of the finished product; when rolling is performed, the steel blank can be either directly rolled to the final size of the finished product, or the steel blank can first be rolled to a predetermined intermediate size of the blank, then heated and rolled to the final size of the finished product. In particular, the heating temperature of the intermediate blank can be adjusted to 1050-1250°C, and the holding time can be adjusted to 3-24 hours.
Кроме того, на этапе чистовой обработки способа изготовления по настоящему изобретению процесс чистовой обработки включает в себя удаление поверхностного слоя и термообработку круглой стали, а также неразрушающий контроль для обеспечения качества. На заключительном этапе процесс удаления поверхностного слоя, выполняемый по мере необходимости, может включать в себя: токарную обработку для удаления поверхностного слоя или удаление поверхностного слоя с помощью шлифовального круга, и подобные операции; процесс термообработки, выполняемый по мере необходимости, может включать в себя отжиг, изотермический отжиг и подобные операции; неразрушающий контроль, выполняемый по мере необходимости, может включать в себя ультразвуковой контроль, магнитно-порошковый контроль и подобные способы.In addition, in the finishing step of the manufacturing method of the present invention, the finishing process includes removing the surface layer and heat treating the round steel, and non-destructive testing to ensure quality. In the final step, the surface layer removal process performed as needed may include: turning to remove the surface layer or removing the surface layer using a grinding wheel, and the like; the heat treatment process performed as needed may include annealing, isothermal annealing, and the like; the non-destructive testing performed as needed may include ultrasonic testing, magnetic particle testing, and the like.
Предпочтительно, на этапе нагревания стальная заготовка сначала нагревается до температуры не выше 700°С в секции предварительного нагрева, а затем непрерывно нагревается до температуры не выше 980°С в первой секции нагрева. А после сохранения тепла при этой температуре продолжается нагревание до 950-1200°С во второй секции нагрева. Затем, после сохранения тепла при этой температуре, заготовка вводится в секцию выдержки с температурой 1050-1250°С. А после сохранения тепла при этой температуре приступают к последующей прокатке или ковке.Preferably, in the heating stage, the steel blank is first heated to a temperature of no more than 700°C in the preheating section, and then continuously heated to a temperature of no more than 980°C in the first heating section. And after maintaining the heat at this temperature, heating continues to 950-1200°C in the second heating section. Then, after maintaining the heat at this temperature, the blank is introduced into the holding section with a temperature of 1050-1250°C. And after maintaining the heat at this temperature, subsequent rolling or forging begins.
В приведенном выше техническом решении, по сравнению с предшествующим уровнем техники, техническое решение, принятое на этапе нагревания способа изготовления по настоящему изобретению, имеет более высокую температуру в секции выдержки. Более высокая температура в секции выдержки может быть полезна для улучшения однородности состава и структурной однородности непрерывнолитой заготовки во время диффузионного процесса нагревания стальной плоской заготовки. При этой температуре выделения также имеют более высокую скорость растворения твердого вещества, поэтому высокая температура нагрева прокатки приведет к большему растворению первоначально нерастворенных частиц выделений в стали, увеличению концентрации микролегирующих элементов в матрице и выделению все большего и большего количества дисперсных частиц при последующем охлаждении. Кроме того, только после повышения температуры нагрева для прокатки можно повысить конечную температуру прокатки, что приведет к более полному восстановлению и повторной кристаллизации аустенита после прокатки и более равномерному распределению выделений.In the above technical solution, compared with the prior art, the technical solution adopted in the heating step of the manufacturing method of the present invention has a higher temperature in the holding section. A higher temperature in the holding section can be useful for improving the compositional uniformity and structural uniformity of the continuously cast billet during the diffusion heating process of the steel flat billet. At this temperature, the precipitates also have a higher solid dissolution rate, so that a high rolling heating temperature will lead to greater dissolution of the initially undissolved precipitate particles in the steel, an increase in the concentration of microalloying elements in the matrix, and the precipitation of more and more dispersed particles during subsequent cooling. In addition, only after raising the heating temperature for rolling can the final rolling temperature be increased, which will lead to a more complete recovery and recrystallization of austenite after rolling and a more uniform distribution of precipitates.
Предпочтительно, в способе изготовления по настоящему изобретению на этапе ковки или прокатки конечная температура ковки или конечная температура прокатки регулируется на уровне 900°С или более.Preferably, in the manufacturing method of the present invention, in the forging or rolling step, the forging final temperature or the rolling final temperature is adjusted to 900°C or more.
На этапе ковки или прокатки способа изготовления по настоящему изобретению, после того как стальную плоскую заготовку выгружают из печи, можно использовать воду под высоким давлением для удаления кузнечной окалины и оксидной пленки, а начальная температура для ковки или начальная температура для прокатки регулируется таким образом, чтобы она составляла 1150-1250°С, а конечная температура ковки или конечная температура прокатки регулируется на уровне 900°С или более. Это связано с тем, что в этом процессе предпочтительно, чтобы N выделялся из твердого гамма-раствора и связывался с микролегирующими элементами в стали с образованием нитридов.In the forging or rolling step of the manufacturing method of the present invention, after the steel flat blank is discharged from the furnace, high-pressure water may be used to remove the forge scale and oxide film, and the forging initial temperature or the rolling initial temperature is adjusted to be 1150-1250°C, and the forging final temperature or the rolling final temperature is adjusted to be 900°C or more. This is because in this process, it is preferable for N to precipitate from the solid gamma solution and bond with the microalloying elements in the steel to form nitrides.
Следует отметить, что N имеет меньшую растворимость в α-Fe, чем в γ-Fe, и вследствие возбуждения фазового превращения возникают два пика количества выпадения выделений. Если температура окончательной ковки или окончательной прокатки является низкой, пик выпадения выделений приведет к неравномерному распределению выделений, а также к недостаточному восстановлению и повторной кристаллизации, что приведет к анизотропии микроструктуры. Поэтому температура окончательной ковки или окончательной прокатки составляет 900°C или более, что приводит к равномерному дисперсному распределению мелких выделений. Кроме того, увеличение температуры окончательной ковки или окончательной прокатки приводит к получению более мелких зёрен, что увеличивает разницу между средним диаметром зерна феррита после превращения переохлажденного аустенита и разнесением между полосами, богатыми марганцем, а также снижает тенденцию полос, богатых марганцем, к образованию перлита, тем самым уменьшая полосчатую структуру.It should be noted that N has a lower solubility in α-Fe than in γ-Fe, and two peaks in the amount of precipitates occur due to the excitation of phase transformation. If the final forging or final rolling temperature is low, the peak of precipitates will lead to uneven distribution of precipitates and insufficient recovery and recrystallization, resulting in microstructure anisotropy. Therefore, the final forging or final rolling temperature is 900°C or more, which leads to uniform and dispersed distribution of fine precipitates. In addition, an increase in the final forging or final rolling temperature results in finer grains, which increases the difference between the average grain diameter of ferrite after supercooled austenite transformation and the spacing between manganese-rich bands, and reduces the tendency of the manganese-rich bands to form pearlite, thereby reducing the banded structure.
Положительные эффекты настоящего изобретения заключаются в следующем:The beneficial effects of the present invention are as follows:
1. Согласно настоящему изобретению, сталь для вала шестерни, которая может сохранять стабильность аустенитных зерен в вышеуказанных высокотемпературных условиях, может быть получена посредством разумного контроля химических компонентов. В настоящем изобретении содержание микролегирующих элементов Nb, Al и V, а также элементов углерода и азота в основном контролируют разумным образом, чтобы гарантировать, что выделения MX карбонитрида имеют надлежащий размер и количество, что ограничивает перемещение границ зёрен аустенита и позволяет зёрнам аустенита стали для цементированного вала шестерни настоящего изобретения поддерживать соответствующий размер зерна и стабильность при высокой температуре. Среди них Nb и Al являются основными элементами для образования выделений в настоящем изобретении, влияние элементов V и Ti в регулировании размера зерна высокотемпературного аустенита в настоящем изобретении не очевидно, и для элементов V и Ti легко образовывать комплексы с Nb с образованием крупных включений, тем самым влияя на свойства выделений Nb, и, таким образом, элементы V и Ti рассматриваются в настоящем изобретении как элементы-примеси, которые необходимо регулировать в низком диапазоне, тем самым избегая возникновения крупнозернистых вредных включений в стали, обеспечивая стабильное качество продукции, снижение себестоимости при производстве стали и реализацию массового производства на линии по производству прутков.1. According to the present invention, a steel for a gear shaft that can maintain the stability of austenite grains under the above-mentioned high-temperature conditions can be obtained by reasonably controlling the chemical components. In the present invention, the content of microalloying elements Nb, Al and V, as well as carbon and nitrogen elements, are mainly reasonably controlled to ensure that the MX carbonitride precipitates have an appropriate size and amount, which restricts the movement of austenite grain boundaries and allows the austenite grains of the steel for the case-hardened gear shaft of the present invention to maintain an appropriate grain size and stability at high temperature. Among them, Nb and Al are the main elements for forming precipitates in the present invention, the influence of V and Ti elements in regulating the grain size of high-temperature austenite in the present invention is not obvious, and it is easy for V and Ti elements to form complexes with Nb to form large inclusions, thereby affecting the properties of Nb precipitates, and thus V and Ti elements are regarded in the present invention as impurity elements that need to be controlled in a low range, thereby avoiding the occurrence of large-grained harmful inclusions in steel, ensuring stable product quality, reducing the cost price in steel production, and realizing mass production on a rod production line.
2. Сталь для высокотемпературного цементированного вала шестерни настоящего изобретения не содержит элементы драгоценных металлов или содержит лишь небольшое количество элементов драгоценных металлов, таких как Ni, Mo, Cu, V и подобных элементов, которые могут регулировать тип и количество легирующих элементов в стали с целью обеспечения высокотемпературной цементации, высокой способности к упрочнению, узкого диапазона стали и хорошей обрабатываемости, и подобных параметров, тем самым улучшая возможность использования стали. Размер аустенитного зерна, способность к упрочнению и конкурентоспособность по стоимости стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни, полученных посредством применения элементного состава и способа изготовления по настоящему изобретению, превосходят таковые в существующей патентной технологии.2. The steel for a high-temperature carburizing pinion shaft of the present invention does not contain precious metal elements or contains only a small amount of precious metal elements such as Ni, Mo, Cu, V and the like, which can adjust the type and amount of alloying elements in the steel to ensure high-temperature carburizing, high hardenability, a narrow steel range and good machinability, and the like, thereby improving the usability of the steel. The austenite grain size, hardenability and cost competitiveness of the steel for a high-temperature carburizing pinion shaft obtained by using the elemental composition and manufacturing method of the present invention are superior to those of the existing patent technology.
3. В настоящем изобретении благодаря повышению температуры термообработки на стадии нагрева, ковки или прокатки, восстановление и повторная кристаллизация аустенита после ковки или прокатки становятся достаточными в большей степени, а наноразмерные выделения карбонитридов равномерно диспергируются в матричной стали, при этом стабильность зерна аустенита во время высокотемпературной цементации дополнительно улучшается.3. In the present invention, by increasing the heat treatment temperature in the heating, forging or rolling stage, the recovery and recrystallization of austenite after forging or rolling become sufficient to a greater extent, and the nano-sized carbonitride precipitates are uniformly dispersed in the matrix steel, and the stability of the austenite grain during high-temperature carburizing is further improved.
4. Используя техническое решение настоящего изобретения, может быть получена сталь для вала шестерни, которая может подвергаться вакуумной цементации при высокой температуре до 960°C и даже 1000°C или выше, может сохраняться стабильность аустенитных зёрен во время цементации, а также возможно избежать явления смешанных кристаллов и крупных зёрен. Размер зерна этой стали после вакуумной цементации при температуре до 1000°С в течение 4 часов стабильно сохраняется на уровне 5-8 номеров, а её свойства достигают показателей эксплуатационной характеристики стали для вала шестерни. При использовании стали настоящего изобретения, температура цементации стали может достигать 960°C или более, а цементация в таких высокотемпературных условиях может значительно сократить время цементации вала шестерни, снизить себестоимость производства вала шестерни, сократить выбросы углекислого газа, экономить энергию и защищать окружающую среду, а также имеют широкие перспективы промышленного применения.4. Using the technical solution of the present invention, a steel for a gear shaft can be obtained which can undergo vacuum carburizing at a high temperature of up to 960°C and even 1000°C or higher, the stability of austenite grains can be maintained during carburizing, and the phenomenon of mixed crystals and large grains can be avoided. The grain size of this steel after vacuum carburizing at a temperature of up to 1000°C for 4 hours is stably maintained at the level of 5-8 numbers, and its properties achieve the performance indicators of steel for a gear shaft. When using the steel of the present invention, the carburizing temperature of the steel can reach 960°C or more, and carburizing under such high-temperature conditions can significantly shorten the carburizing time of the gear shaft, reduce the production cost of the gear shaft, reduce carbon dioxide emissions, save energy and protect the environment, and have broad industrial application prospects.
Осуществление изобретенияImplementation of the invention
Варианты осуществления настоящего изобретения будут описаны ниже с конкретными вариантами осуществления, при этом другие преимущества и эффекты настоящего изобретения будут совершенно очевидны специалистам в данной области техники из раскрытия данного описания. Хотя настоящее изобретение будет описано во взаимосвязи с предпочтительными вариантами осуществления, не предполагается, что признаки настоящего изобретения ограничиваются только этим вариантом осуществления. Напротив, описание изобретения во взаимосвязи с вариантами осуществления предназначено для охвата других альтернатив или модификаций, которые могут быть выведены на основе формулы изобретения настоящего изобретения. Последующее описание содержит множество конкретных подробностей для обеспечения полного понимания настоящего изобретения. Настоящее изобретение также можно реализовать на практике без этих подробностей. Кроме того, некоторые конкретные подробности будут опущены в описании, чтобы избежать путаницы или затруднения в понимании сути настоящего изобретения. Следует отметить, что примеры настоящего изобретения и признаки в примерах могут комбинироваться друг с другом без создания конфликта.Embodiments of the present invention will be described below with specific embodiments, while other advantages and effects of the present invention will be clearly apparent to those skilled in the art from the disclosure of this description. Although the present invention will be described in conjunction with preferred embodiments, it is not intended that the features of the present invention are limited to this embodiment. On the contrary, the description of the invention in conjunction with the embodiments is intended to cover other alternatives or modifications that can be inferred from the claims of the present invention. The following description contains many specific details in order to provide a thorough understanding of the present invention. The present invention can also be practiced without these details. In addition, some specific details will be omitted from the description in order to avoid confusion or obscurity in understanding the essence of the present invention. It should be noted that the examples of the present invention and the features in the examples can be combined with each other without creating a conflict.
Примеры 1-8 и Сравнительные примеры 1-4.Examples 1-8 and Comparative examples 1-4.
Все стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни в примерах 1-8 изготавливаются с использованием следующих этапов:All steels for the high temperature case hardened gear shaft in Examples 1-8 are produced using the following steps:
(1) плавка и литье выполняются в соответствии с химическим составом, показанным в следующей таблице 1: при этом плавка может осуществляться с использованием вакуумной индукционной печи ёмкостью 50 кг, вакуумной индукционной печи емкостью 150 кг или вакуумной индукционной печи ёмкостью 500 кг, или плавка также может осуществляться с использованием выполняемой в электропечи плавки+внешнего рафинирования+вакуумной дегазации, или плавка может осуществляться с использованием конвертерной плавки+внешнего рафинирования+вакуумной дегазации. А литье может осуществляться способом литья под давлением или непрерывного литья.(1) Melting and casting are carried out according to the chemical composition shown in the following table 1: while melting can be carried out using a 50kg vacuum induction furnace, a 150kg vacuum induction furnace or a 500kg vacuum induction furnace, or melting can also be carried out using electric furnace melting+external refining+vacuum degassing, or melting can be carried out using converter melting+external refining+vacuum degassing. And casting can be carried out by die casting or continuous casting.
(2) Нагрев: стальную плоскую заготовку сначала нагревают до температуры не выше 700°C в секции предварительного нагрева, а затем продолжают нагревать в первой секции нагревания, при этом заданная температура нагрева не превышает 980°C. На этом этапе температура стальной плоской заготовки составляет 600-980°С; после сохранения тепла продолжается нагревание до 950-1200°C во второй секции нагревания и после сохранения тепла выполняется введение в секцию выдержки. Температура секции выдержки составляет 1050-1250°С, а температура центральной части стальной плоской заготовки и температура поверхности стальной плоской заготовки поддерживаются одинаковыми благодаря сохранению тепла.(2) Heating: The steel flat workpiece is first heated to a temperature of not more than 700°C in the preheating section, and then continued to be heated in the first heating section, and the set heating temperature is not more than 980°C. At this stage, the temperature of the steel flat workpiece is 600-980°C; after heat preservation, it is continued to be heated to 950-1200°C in the second heating section, and after heat preservation, it is introduced into the holding section. The temperature of the holding section is 1050-1250°C, and the temperature of the central part of the steel flat workpiece and the surface temperature of the steel flat workpiece are maintained the same by heat preservation.
(3) Ковка или прокатка: конечная температура ковки или конечная температура прокатки регулируется на уровне 900°C или выше.(3) Forging or rolling: The forging final temperature or rolling final temperature is adjusted to 900°C or higher.
(4) Чистовая обработка: чистовая обработка включает в себя удаление поверхностного слоя, отжиг или нормализацию.(4) Finishing: Finishing includes removing the surface layer, annealing or normalizing.
Конкретные процессы обработки сталей для высокотемпературного цементированного вала шестерни в примерах 1-8 и сталей в сравнительных примерах 1-4 заключаются в следующем:The specific treatment processes of the steels for the high-temperature case-hardened gear shaft in Examples 1-8 and the steels in Comparative Examples 1-4 are as follows:
Пример 1. Плавка выполняется в вакуумной индукционной печи емкостью 50 кг в соответствии с химическим составом, показанным в таблице 1 ниже. Расплавленную сталь разливают в стальные слитки, нагревают и куют в заготовки, причем стальные слитки сначала нагревают до 700°C в секции предварительного нагрева, затем продолжают нагревать до 900°C в первой секции нагрева. А после сохранения тепла продолжают нагревать до 1000°С во второй секции нагрева. После сохранения тепла выполняется введение в секцию выдержки с температурой 1100°C. Затем, после сохранения тепла, приступают к последующей ковке для окончательного создания прутков диаметром 60 мм, при этом конечная температура ковки регулируется на уровне 910°С, а после ковки подвергают нормализации при 920°С в течение 100 минут.Example 1. Melting is performed in a 50 kg vacuum induction furnace according to the chemical composition shown in Table 1 below. The molten steel is poured into steel ingots, heated and forged into blanks, wherein the steel ingots are first heated to 700°C in the preheating section, then continued to be heated to 900°C in the first heating section. And after maintaining heat, continued to be heated to 1000°C in the second heating section. After maintaining heat, it is introduced into the holding section with a temperature of 1100°C. Then, after maintaining heat, post-forging is started to finally create rods with a diameter of 60 mm, and the final forging temperature is adjusted to 910°C, and after forging, it is normalized at 920°C for 100 minutes.
Пример 2. Плавка выполняется в вакуумной индукционной печи емкостью 150 кг в соответствии с химическим составом, показанным в таблице 1 ниже. Расплавленную сталь разливают в стальные слитки, нагревают и куют в заготовки, причем стальные слитки сначала нагревают до 650°C в секции предварительного нагрева, затем продолжают нагревать до 950°C в первой секции нагрева. А после сохранения тепла продолжают нагревать до 1100°С во второй секции нагрева. Затем, после сохранения тепла, выполняется введение в секцию выдержки с температурой 1200°C и после сохранения тепла приступают к последующей ковке, чтобы окончательно создать прутки диаметром 75 мм, при этом конечная температура ковки регулируется на уровне 1000°C, а после ковки выполняется токарная обработка для удаления поверхностного слоя.Example 2. Melting is performed in a 150 kg vacuum induction furnace according to the chemical composition shown in Table 1 below. The molten steel is poured into steel ingots, heated and forged into blanks, wherein the steel ingots are first heated to 650°C in the preheating section, then continued to be heated to 950°C in the first heating section. And after maintaining heat, continued to be heated to 1100°C in the second heating section. Then, after maintaining heat, it is introduced into the holding section with a temperature of 1200°C, and after maintaining heat, post-forging is started to finally form bars with a diameter of 75 mm, and the final forging temperature is adjusted to 1000°C, and after forging, turning is performed to remove the surface layer.
Пример 3. Плавка выполняется в электрической печи, в соответствии с химическим составом, указанным в таблице 1, выполняется рафинирование и вакуумная обработка, а затем расплав отливается в виде непрерывнолитой заготовки размером 320 мм×425 мм, причем непрерывнолитая заготовка сначала нагревается до 600°С в секции предварительного нагрева, затем её продолжают нагревать до 980°С в первой секции нагрева. А после сохранения тепла продолжают нагревать до 1200°С во второй секции нагрева. Затем после сохранения тепла выполняется введение в секцию выдержки с температурой 1220°С и после сохранения тепла выполняется последующая прокатка. Стальную плоскую заготовку выгружают из нагревательной печи, начинают прокатывать после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением и, наконец, прокатывают в прутки диаметром 120 мм, при этом конечная температура прокатки регулируется на уровне 1000°C. После прокатки выполняется охлаждение на воздухе, обработка отжигом при 650°C в течение 12 часов, и затем проводится обследование посредством ультразвукового контроля, магнитно-порошкового контроля и подобными способами.Example 3. Melting is performed in an electric furnace, according to the chemical composition specified in Table 1, refining and vacuum treatment are performed, and then the melt is cast into a continuously cast billet of 320 mm × 425 mm in size, and the continuously cast billet is first heated to 600 ° C in the preheating section, then it is continued to be heated to 980 ° C in the first heating section. And after maintaining heat, it is continued to be heated to 1200 ° C in the second heating section. Then after maintaining heat, it is introduced into the holding section with a temperature of 1220 ° C, and after maintaining heat, subsequent rolling is performed. The steel flat billet is unloaded from the heating furnace, rolling begins after removing scale using high-pressure water, and finally rolled into rods of 120 mm in diameter, and the final rolling temperature is adjusted to 1000 ° C. After rolling, it is cooled in air, annealed at 650°C for 12 hours, and then inspected by ultrasonic testing, magnetic particle testing and the like.
Пример 4. Плавка выполняется в электрической печи, в соответствии с химическим составом, указанным в таблице 1, выполняется рафинирование и вакуумная обработка, а затем расплав отливается в виде непрерывнолитой заготовки размером 280 мм × 280 мм, причём непрерывнолитую заготовку сначала нагревают до 620°С в секции предварительного нагрева, затем продолжают нагревать до 950°С в первой секции нагрева. А после сохранения тепла продолжают нагревать до 1150°С во второй секции нагрева. Затем, после сохранения тепла, выполняется введение в секцию выдержки с температурой 1200°С. А после сохранения тепла приступают к последующей прокатке. Стальную плоскую заготовку выгружают из нагревательной печи, начинают прокатывать после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением и, наконец, прокатывают в прутки диаметром 90 мм, при этом конечная температура прокатки регулируется на уровне 970°C. После прокатки выполняется охлаждение на воздухе, удаление поверхностного слоя с помощью шлифовального круга, и затем проводится обследование посредством ультразвукового контроля, магнитно-порошкового контроля и подобными способами.Example 4. Melting is performed in an electric furnace, according to the chemical composition specified in Table 1, refining and vacuum treatment are performed, and then the melt is cast into a continuously cast billet of size 280 mm × 280 mm, wherein the continuously cast billet is first heated to 620 °C in the preheating section, then it is continued to be heated to 950 °C in the first heating section. And after maintaining the heat, it is continued to be heated to 1150 °C in the second heating section. Then, after maintaining the heat, it is introduced into the holding section with a temperature of 1200 °C. And after maintaining the heat, subsequent rolling is started. The steel flat billet is unloaded from the heating furnace, rolling begins after removing scale using high-pressure water, and finally it is rolled into rods of diameter 90 mm, and the final rolling temperature is adjusted at 970 °C. After rolling, it is cooled in air, the surface layer is removed by grinding wheel, and then inspected by ultrasonic testing, magnetic particle testing and the like.
Пример 5. Выполняется плавка в электрической печи, в соответствии с химическим составом, указанным в таблице 1, выполняется рафинирование и вакуумная обработка, а затем расплав отливается в виде непрерывнолитой заготовки размером 320 мм × 425 мм, причём непрерывнолитую заготовку сначала нагревают до 600°С в секции предварительного нагрева, затем продолжают нагревать до 950°С в первой секции нагрева. А после сохранения тепла продолжают нагревать до 1200°С во второй секции нагрева. Затем, после сохранения тепла, выполняется введение в секцию выдержки с температурой 1230°С. А после сохранения тепла выполняется последующая прокатка. Стальную плоскую заготовку выгружают из нагревательной печи и начинают прокатывать в промежуточную плоскую заготовку после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением, при этом первая конечная температура прокатки регулируется на уровне 1050°C, а промежуточная плоская заготовка имеет размер 220 мм × 220 мм. Промежуточная плоская заготовка затем предварительно нагревается до 680°С, а впоследствии сначала нагревается до 1050°С, а затем нагревается до 1200°С. А после сохранения тепла выполняется выдержка, температура выдержки составляет 1220°C, плоская заготовка после выдержки выгружается из печи и её начинают прокатывать после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением, получая тем самым готовый продукт в виде прутка, имеющий в качестве характеристики диаметр 50 мм, при этом вторая конечная температура прокатки регулируется на уровне 950°C. После прокатки выполняется охлаждение на воздухе, обработка с помощью изотермического отжига, т.е. выдержка при 900°С в течение 90 мин, за которым следует охлаждение на воздухе до 600°С, выдержка 120 мин, затем выгрузка из печи и охлаждение на воздухе, после чего проводится обследование посредством ультразвукового контроля, магнитно-порошкового контроля и подобными способами.Example 5. Melting is carried out in an electric furnace, according to the chemical composition specified in Table 1, refining and vacuum treatment are carried out, and then the melt is cast in the form of a continuously cast billet measuring 320 mm × 425 mm, and the continuously cast billet is first heated to 600 ° C in the preheating section, then continued to be heated to 950 ° C in the first heating section. And after maintaining the heat, continued to be heated to 1200 ° C in the second heating section. Then, after maintaining the heat, it is introduced into the holding section with a temperature of 1230 ° C. And after maintaining the heat, subsequent rolling is carried out. The steel flat billet is unloaded from the heating furnace and begins to roll into the intermediate flat billet after removing scale with high-pressure water, and the first final rolling temperature is adjusted to 1050°C, and the intermediate flat billet has a size of 220mm×220mm. The intermediate flat billet is then preheated to 680°C, and subsequently first heated to 1050°C, and then heated to 1200°C. And after maintaining the heat, holding is performed, the holding temperature is 1220°C, the flat billet after holding is unloaded from the furnace and begins to roll it after removing scale with high-pressure water, thereby obtaining a finished product in the form of a rod having a characteristic diameter of 50mm, and the second final rolling temperature is adjusted to 950°C. After rolling, air cooling, isothermal annealing treatment is performed, i.e. holding at 900°C for 90 minutes, followed by air cooling to 600°C, holding for 120 minutes, then unloading from the furnace and air cooling, after which inspection is carried out using ultrasonic testing, magnetic particle testing and similar methods.
Пример 6. Выполняется плавка в электрической печи, в соответствии с химическим составом, указанным в таблице 1, выполняется рафинирование и вакуумная обработка, а затем расплав отливается в виде непрерывнолитой заготовки размером 280 мм × 280 мм, причём непрерывнолитую заготовку сначала нагревают до 680°C в секции предварительного нагрева, затем продолжают нагревать до 900°C в первой секции нагрева. А после сохранения тепла продолжают нагревать до 1180°С во второй секции нагрева. Затем, после сохранения тепла, выполняется введение в секцию выдержки с температурой 1200°С. А после сохранения тепла выполняется последующая прокатка. Стальную плоскую заготовку выгружают из нагревательной печи и начинают раскатывать в промежуточную плоскую заготовку после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением, при этом первая конечная температура прокатки регулируется на уровне 1000°C, а промежуточная плоская заготовка имеет размер 140 мм × 140 мм. Затем промежуточная плоская заготовка предварительно нагревается до 700°С, впоследствии сначала нагревается до 1100°С, а затем нагревается до 1220°С. А после сохранения тепла выполняется выдержка, температура выдержки составляет 1220°C, и плоская заготовка после выдержки выгружается из печи и её начинают раскатывать в готовый продукт в виде прутка диаметром 20 мм после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением, при этом вторая конечная температура прокатки регулируется на уровне 920°С. После прокатки выполняется воздушное охлаждение, выполняется токарная обработка для удаления поверхностного слоя и проводится обследование посредством ультразвукового контроля, магнитно-порошкового контроля и подобными способами.Example 6. Melting is carried out in an electric furnace, according to the chemical composition specified in Table 1, refining and vacuum treatment are carried out, and then the melt is cast into a continuously cast billet measuring 280 mm × 280 mm, and the continuously cast billet is first heated to 680 °C in the preheating section, then continued to be heated to 900 °C in the first heating section. And after maintaining the heat, continued to be heated to 1180 °C in the second heating section. Then, after maintaining the heat, it is introduced into the holding section with a temperature of 1200 °C. And after maintaining the heat, subsequent rolling is carried out. The steel flat billet is taken out of the heating furnace and begins to roll into an intermediate flat billet after removing scale with high-pressure water, and the first final rolling temperature is adjusted at 1000°C, and the intermediate flat billet has a size of 140mm×140mm. Then, the intermediate flat billet is preheated to 700°C, and subsequently first heated to 1100°C, and then heated to 1220°C. And after maintaining the heat, holding is performed, the holding temperature is 1220°C, and the flat billet after holding is taken out of the furnace and begins to roll into a finished product of a rod with a diameter of 20mm after removing scale with high-pressure water, and the second final rolling temperature is adjusted at 920°C. After rolling, air cooling is performed, turning is performed to remove the surface layer, and inspection is carried out by ultrasonic testing, magnetic particle testing and the like.
Пример 7. Выполняется конвертерная плавка, в соответствии с химическим составом, указанным в таблице 1, выполняется рафинирование и вакуумная обработка, а затем расплав отливается в отлитую под давлением плоскую заготовку, причём отлитая плоская заготовка сначала нагревается до 620°C в секции предварительного нагрева, затем её продолжают нагревать до 950°С в первой секции нагрева. А после сохранения тепла продолжается нагревание до 1150°С во второй секции нагрева. Затем, после сохранения тепла, выполняется введение в секцию выдержки с температурой 1200°С. А после сохранения тепла выполняется последующая прокатка. Стальную плоскую заготовку выгружают из нагревательной печи, начинают прокатывать после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением и, наконец, прокатывают в прутки диаметром 110 мм, при этом конечная температура прокатки регулируется на уровне 970°C. После прокатки выполняется воздушное охлаждение, удаление поверхностного слоя с помощью шлифовального круга и проводится обследование посредством ультразвукового контроля, магнитно-порошкового контроля и подобными способами.Example 7. Converter melting is performed, according to the chemical composition specified in Table 1, refining and vacuum treatment are performed, and then the melt is cast into a die-cast flat billet, wherein the cast flat billet is first heated to 620°C in the preheating section, then it is continued to be heated to 950°C in the first heating section. And after heat preservation, it is continued to be heated to 1150°C in the second heating section. Then, after heat preservation, it is introduced into the holding section with a temperature of 1200°C. And after heat preservation, subsequent rolling is performed. The steel flat billet is unloaded from the heating furnace, and rolling begins after removing scale by high-pressure water, and finally it is rolled into rods with a diameter of 110 mm, and the final rolling temperature is adjusted to 970°C. After rolling, air cooling, surface layer removal by grinding wheel and inspection by ultrasonic testing, magnetic particle testing and similar methods are performed.
Пример 8. Выполняется конвертерная плавка, в соответствии с химическим составом, указанным в таблице 1, выполняется рафинирование и вакуумная обработка, а затем расплав отливается в отлитую под давлением плоскую заготовку, причём отлитая плоская заготовка сначала нагревается до 600°C в секции предварительного нагрева, затем её продолжают нагревать до 950°С в первой секции нагрева. А после сохранения тепла продолжают нагревать до 1200°С во второй секции нагрева. Затем, после сохранения тепла, выполняется введение в секцию выдержки с температурой 1230°С. А после сохранения тепла выполняется последующая прокатка. Стальную плоскую заготовку выгружают из нагревательной печи и начинают прокатывать в промежуточную плоскую заготовку после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением, при этом первая конечная температура прокатки регулируется на уровне 1050°C, а промежуточная плоская заготовка имеет размер 260 мм × 260 мм. Затем промежуточная плоская заготовка предварительно нагревается до 680°С, впоследствии сначала нагревается до 1050°С, а затем нагревается до 1200°С. А после сохранения тепла выполняется выдержка, температура выдержки составляет 1220°C, и плоскую заготовку после выдержки выгружают из печи и её начинают раскатывать в готовый продукт в виде прутка, имеющего в качестве характеристики диаметр 60 мм, после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением, при этом вторая конечная температура прокатки регулируется на уровне 950°С. После прокатки выполняется охлаждение на воздухе, а затем проводится обследование посредством ультразвукового контроля, магнитно-порошкового контроля и подобными способами.Example 8. Converter melting is performed, according to the chemical composition specified in Table 1, refining and vacuum treatment are performed, and then the melt is cast into a die-cast flat billet, and the cast flat billet is first heated to 600°C in the preheating section, then it is continued to be heated to 950°C in the first heating section. And after heat preservation, it is continued to be heated to 1200°C in the second heating section. Then, after heat preservation, it is introduced into the holding section with a temperature of 1230°C. And after heat preservation, subsequent rolling is performed. The steel flat billet is unloaded from the heating furnace and begins to roll into an intermediate flat billet after removing scale with high-pressure water, and the first final rolling temperature is adjusted at 1050°C, and the intermediate flat billet has a size of 260mm×260mm. Then, the intermediate flat billet is preheated to 680°C, subsequently, it is first heated to 1050°C, and then heated to 1200°C. And after maintaining the heat, holding is performed, the holding temperature is 1220°C, and the flat billet after holding is unloaded from the furnace and begins to roll into a finished product in the form of a rod having a characteristic diameter of 60mm, after removing scale with high-pressure water, and the second final rolling temperature is adjusted at 950°C. After rolling, air cooling is performed, and then inspection is carried out by ultrasonic testing, magnetic particle testing and similar methods.
Стали в Сравнительных примерах 1 и 2 получены из коммерческих материалов.The steels in Comparative Examples 1 and 2 were prepared from commercial materials.
Сравнительный пример 3. Способ его реализации такой же, как в Примере 1, в том числе: выполняется плавка в вакуумной индукционной печи ёмкостью 50 кг, в соответствии с химическим составом, указанным в таблице 1, расплавленную сталь разливают в стальные слитки, нагревают и куют в заготовки. Стальные слитки сначала нагревают до 700°C в секции предварительного нагрева, затем продолжают нагревать до 900°C в первой секции нагрева. А после сохранения тепла продолжают нагревать до 1000°С во второй секции нагрева. Затем, после сохранения тепла, выполняется введение в секцию выдержки с температурой 1100°С. А после сохранения тепла выполняют последующую ковку и, наконец, куют прутки диаметром 60 мм, при этом конечная температура ковки регулируется на уровне 910°С, а после ковки выполняется нормализация при 920°С в течение 100 минут.Comparative Example 3. The method for implementing it is the same as in Example 1, including: melting is performed in a vacuum induction furnace with a capacity of 50 kg, according to the chemical composition specified in Table 1, the molten steel is poured into steel ingots, heated and forged into blanks. The steel ingots are first heated to 700 °C in the preheating section, then continue to heat up to 900 °C in the first heating section. And after maintaining the heat, continue to heat up to 1000 °C in the second heating section. Then, after maintaining the heat, they are introduced into the holding section with a temperature of 1100 °C. And after maintaining the heat, subsequent forging is performed and, finally, rods with a diameter of 60 mm are forged, while the final forging temperature is adjusted at 910 °C, and after forging, normalization is performed at 920 °C for 100 minutes.
Сравнительный пример 4. Способ его реализации такой же, как в Примере 5, в том числе: выполняется плавка в электрической печи, в соответствии с химическим составом, показанным в таблице 1, и выполняется рафинирование и вакуумная обработка, а затем расплав отливается в виде непрерывнолитой заготовки размером 320 мм × 425 мм, и непрерывнолитая заготовка нагревается до 600°C в секции предварительного нагрева, затем её продолжают нагревать до 950°C в первой секции нагрева. А после сохранения тепла продолжают нагревать до 1200°С во второй секции нагрева. Затем, после сохранения тепла, выполняется введение в секцию выдержки с температурой 1230°С. А после сохранения тепла выполняется последующая прокатка. Стальную плоскую заготовку выгружают из нагревательной печи и начинают прокатывать в промежуточную плоскую заготовку после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением, при этом первая конечная температура прокатки регулируется на уровне 1050°C, а промежуточная плоская заготовка имеет размер 220 мм × 220 мм. Промежуточная плоская заготовка затем предварительно нагревается до 680°С, впоследствии сначала нагревается до 1050°С, а затем нагревается до 1200°С. А после сохранения тепла выполняется выдержка, температура выдержки составляет 1220°С, и плоская заготовка после выдержки выгружается из печи и её начинают раскатывать в готовый продукт в виде прутка, имеющего в качестве характеристики диаметр 50 мм после удаления окалины с помощью воды под высоким давлением, при этом вторая конечная температура прокатки регулируется на уровне 950°С. После прокатки выполняется охлаждение на воздухе, обработка с помощью изотермического отжига, т.е. выдержка при температуре 900°С в течение 90 мин, с последующим охлаждением на воздухе до 600°С и выдержкой 120 мин, затем заготовку выгружают из печи и выполняют охлаждение на воздухе, а затем проводится обследование посредством ультразвукового контроля, магнитно-порошкового контроля и подобными способами.Comparative Example 4. The implementation method is the same as that of Example 5, including: melting is performed in an electric furnace according to the chemical composition shown in Table 1, and refining and vacuum treatment are performed, and then the melt is cast into a continuously cast billet of 320 mm × 425 mm in size, and the continuously cast billet is heated to 600°C in the preheating section, then it is continued to be heated to 950°C in the first heating section. And after heat preservation, it is continued to be heated to 1200°C in the second heating section. Then, after heat preservation, it is introduced into the holding section with a temperature of 1230°C. And after heat preservation, subsequent rolling is performed. The steel flat billet is unloaded from the heating furnace and begins to roll into an intermediate flat billet after removing scale with high-pressure water, and the first final rolling temperature is adjusted at 1050°C, and the intermediate flat billet has a size of 220mm×220mm. The intermediate flat billet is then preheated to 680°C, subsequently first heated to 1050°C, and then heated to 1200°C. And after maintaining the heat, holding is performed, the holding temperature is 1220°C, and the flat billet after holding is unloaded from the furnace and begins to roll into a finished product in the form of a rod having a characteristic diameter of 50mm after removing scale with high-pressure water, and the second final rolling temperature is adjusted at 950°C. After rolling, air cooling is performed, isothermal annealing treatment is carried out, i.e. holding at a temperature of 900°C for 90 minutes, followed by air cooling to 600°C and holding for 120 minutes, then the workpiece is unloaded from the furnace and air cooling is performed, and then inspection is carried out using ultrasonic testing, magnetic powder testing and similar methods.
В таблице 1 приведены массовый процент каждого химического элемента и коэффициент rм/х микролегирующего элемента сталей для высокотемпературного цементированного вала шестерни в примерах 1-8 и сравнительных сталей в сравнительных примерах 1-4.Table 1 shows the mass percentage of each chemical element and the coefficient r m/x of the microalloying element of the steels for high-temperature case-hardened gear shaft in Examples 1-8 and the comparative steels in Comparative Examples 1-4.
В таблице 2 приведены конкретные технологические параметры сталей для высокотемпературной цементации вала шестерни в примерах 1-8 и сравнительных сталей в сравнительных примерах 1-4 на вышеуказанных этапах процесса.Table 2 shows the specific process parameters of the steels for high-temperature case hardening of the gear shaft in Examples 1-8 and the comparative steels in Comparative Examples 1-4 at the above process stages.
В приведенной выше таблице 2 примеры 5, 6 и 8 и Сравнительный пример 4 имеют два столбца параметров на этапе (2) и этапе (3) в вышеуказанном процессе настоящего изобретения, поскольку стальную плоскую заготовку сначала прокатывают до заданного промежуточного размера плоской заготовки, а затем снова нагревают и прокатывают до конечного размера готового продукта во время прокатки в трех приведенных выше примерах.In the above Table 2, Examples 5, 6 and 8 and Comparative Example 4 have two columns of parameters in step (2) and step (3) in the above process of the present invention, since the steel flat blank is first rolled to a predetermined intermediate flat blank size and then reheated and rolled to the final size of the finished product during rolling in the above three examples.
Из полученных сталей для высокотемпературного цементированного вала шестерни в примерах 1-8 и сравнительных сталей в сравнительных примерах 1-4 соответственно отбирают образцы и подвергают испытанию смоделированной цементирующей закалки, испытанию на способность к упрочнению и испытанию на твёрдость, результаты испытаний полученных типов стали в Примерах и Сравнительных примерах соответственно показаны в таблице 3.From the obtained steels for high-temperature case-hardened gear shaft in Examples 1 to 8 and the comparative steels in Comparative Examples 1 to 4, respectively, samples were selected and subjected to a simulated case-hardening test, a hardenability test and a hardness test, and the test results of the obtained steel types in Examples and Comparative Examples, respectively, are shown in Table 3.
Соответствующие способы испытания смоделированной цементирующей закалки, испытание на способность к упрочнению и испытание на твёрдость описаны ниже:The corresponding test methods of simulated case hardening, hardenability test and hardness test are described below:
испытание смоделированной цементирующей закалки: выдержка при 940°C в течение 5 часов; выдержка при 960°С, 980°С и 1000°С в течение 4 часов соответственно; выдержка при 1020°С в течение 3 часов; и выдержка при 1050°С в течение 2 часов, затем выполняется закалка в воде и отбираются образцы для наблюдения за структурой сталей в Примерах и Сравнительных примерах, а также оцениваются размеры их аустенитных зёрен согласно стандарту ASTM E112.simulated case hardening test: holding at 940°C for 5 hours; holding at 960°C, 980°C and 1000°C for 4 hours respectively; holding at 1020°C for 3 hours; and holding at 1050°C for 2 hours, then water quenching and sampling of steels in Examples and Comparative Examples to observe their structure and evaluate their austenite grain sizes according to ASTM E112.
Испытание на способность к упрочнению: для сталей в Примерах и сталей в Сравнительных примерах отбирают образцы и готовят их из горячекатаной круглой стали, в соответствии с национальным стандартом GB/T 225, а также подвергают испытанию на способность к упрочнению торцевым способом (испытание Джомини) со ссылкой на GB/T 5216, где температура нормализации регулируется на уровне 920±10°С, а температура закалки регулируется на уровне 870±5°С. Испытание на твёрдость по Роквеллу проводится в соответствии с GB/T 230.2 для получения значения твердости (HRC) в определенном местоположении, например твёрдости на расстоянии 9 мм от закалочного конца, т.е. J9 мм. Вышеуказанные параметры процесса также могут быть определены посредством согласования.Hardenability test: For the steels in the Examples and the steels in the Comparative Examples, specimens are selected and prepared from hot-rolled round steel in accordance with the national standard GB/T 225, and subjected to an end-hardening ability test (Jominy test) referring to GB/T 5216, wherein the normalizing temperature is set at 920±10°C and the quenching temperature is set at 870±5°C. The Rockwell hardness test is carried out in accordance with GB/T 230.2 to obtain the hardness value (HRC) at a specific location, such as the hardness at a distance of 9 mm from the quenching end, i.e., J9mm. The above process parameters can also be determined by agreement.
В таблице 3 приведены результаты испытаний сталей для высокотемпературной цементации вала шестерни в примерах 1-8 и сравнительных сталей в сравнительных примерах 1-4.Table 3 shows the test results of the steels for high-temperature case hardening of the gear shaft in Examples 1–8 and the comparative steels in Comparative Examples 1–4.
Как можно видеть из таблицы 3, после того, как стали для высокотемпературного цементированного вала шестерни в примерах 1-8 настоящего изобретения подвергаются моделируемой цементации при четырех температурах, не превышающих 1000°С, в испытании смоделированной цементирующей закалки, размеры зёрен аустенита сохраняются в диапазоне 5-8 номеров, никаких явлений типа смешанных кристаллов или аномальных крупных зерен не наблюдается. А обрабатываемость полученных сталей соответствует техническим требованиям, при этом стали Примера 1 и Примера 3 имеют размер зерна 5 номера после нагрева при 1040°С в течение 2 часов.As can be seen from Table 3, after the steels for the high-temperature case-hardened pinion shaft in Examples 1 to 8 of the present invention were subjected to simulated case-hardening at four temperatures not exceeding 1000°C in the simulated case-hardening test, the grain sizes of austenite were maintained in the range of 5 to 8 grain sizes, and no phenomena such as mixed crystals or abnormal coarse grains were observed. And the workability of the obtained steels met the specifications, and the steels of Example 1 and Example 3 had a grain size of 5 grain size after heating at 1040°C for 2 hours.
Явление смешанных кристаллов (1 номер) наблюдается после того, как сравнительную сталь в Сравнительном примере 2 подвергают моделируемой цементации и закалке при температуре 960°С, где 6(1) представляет собой средний размер зерна 6 номера, а 1 номер - аномальное укрупнение зёрен, происходящее в локальной области. После продолжения повышения температуры моделируемой цементации сравнительных сталей в Сравнительных примерах 1, 3 и 4 до 980°C или выше, аномальный рост аустенитных зерен становится более сильным, при этом 5,5(1) представляет собой средний размер зерна 5,5 номера и 1 номер укрупнения, происходящие в локальной области. В Сравнительном примере 3 можно видеть, что в стали присутствуют включения типа TiN, отрицательно влияющие на усталостные характеристики. Сравнительная сталь в Сравнительном примере 1 имеет более низкую способность к упрочнению и не соответствует требованиям, предъявляемым к высокоупрочняемой стали для зубчатых колёс 20Mn-CrS5H, указанным в EN 10084-2008.The phenomenon of mixed crystals (1 number) is observed after the comparative steel in Comparative Example 2 is subjected to simulated carburizing and quenching at a temperature of 960°C, where 6(1) represents the average grain size of 6 number and 1 number is the abnormal coarsening of grains occurring in a local area. After continuing to increase the simulated carburizing temperature of the comparative steels in Comparative Examples 1, 3, and 4 to 980°C or higher, the abnormal growth of austenite grains becomes stronger, wherein 5.5(1) represents the average grain size of 5.5 number and 1 number is the coarsening occurring in a local area. In Comparative Example 3, it can be seen that TiN-type inclusions are present in the steel, which adversely affect the fatigue properties. The comparative steel in Comparative Example 1 has a lower hardenability and does not meet the requirements for a high hardenability gear steel 20Mn-CrS5H specified in EN 10084-2008.
Подводя итог, можно увидеть, что в настоящем изобретении, благодаря разумному химическому составу и оптимизированному процессу, сталь для высокотемпературного цементированного вала шестерни, согласно настоящему изобретению, может иметь высокотемпературную стабильность аустенитного зерна, высокую способность к упрочнению, узкий диапазон способности к упрочнению и хорошую стабильность зерна при высоких температурах. Эта сталь также обладает хорошей обрабатываемостью и подходит для высокотемпературной цементации. Она имеет способность к упрочнению до 30-43 HRC в репрезентативном положении J9 мм и сохраняет 5-8 номеров размера аустенитного зерна до и после высокотемпературной вакуумной цементации при температуре до 1000°C. Пруток, прокатанный или кованый из стали с высокой способности к упрочнению для вала шестерни, может быть эффективно переработан в шестерню и имеет подходящую прочность и ударную вязкость после термообработки, такой как высокотемпературная цементация. Сталь для вала шестерни может эффективно применяться для изготовления высококачественных деталей, таких как коробка передач для автомобиля или редуктор скорости и дифференциал для транспортного средства на новых источниках энергии, и имеет хорошие перспективы применения и стоимость.To summarize, it can be seen that in the present invention, due to the reasonable chemical composition and optimized process, the steel for high temperature carburizing pinion shaft according to the present invention can have high temperature austenite grain stability, high hardenability, narrow hardenability range and good grain stability at high temperatures. This steel also has good machinability and is suitable for high temperature carburizing. It has a hardenability of up to 30-43 HRC at a representative position of J9 mm and maintains 5-8 austenite grain size numbers before and after high temperature vacuum carburizing at a temperature of up to 1000 °C. The rolled or forged bar made of steel with high hardenability for pinion shaft can be effectively processed into a gear and has suitable strength and impact toughness after heat treatment such as high temperature carburizing. The gear shaft steel can be effectively applied to make high-quality parts such as automobile gearbox or speed reducer and differential for new energy vehicle, and has good application prospect and cost.
Кроме того, комбинации различных технических признаков в настоящем изобретении не ограничиваются комбинациями, описанными в формуле настоящего изобретения, или комбинациями, описанными в конкретных примерах, и все технические признаки, описанные в настоящем изобретении, могут свободно комбинироваться или интегрироваться каким-либо образом, за исключением случаев противоречия между техническими признаками.In addition, the combinations of various technical features in the present invention are not limited to the combinations described in the claims of the present invention or the combinations described in specific examples, and all technical features described in the present invention can be freely combined or integrated in any way, except in cases of conflict between technical features.
Следует также отметить, что перечисленные выше примеры являются лишь конкретными примерами настоящего изобретения. Очевидно, что настоящее изобретение не ограничивается приведенными выше примерами, и аналогичные изменения или модификации, выполненные соответствующим образом, которые могут быть непосредственно выведены или легко поняты специалистами в данной области техники из содержания, раскрытого настоящим изобретением, должны подпадать под объем защиты настоящего изобретения.It should also be noted that the above examples are only specific examples of the present invention. It is obvious that the present invention is not limited to the above examples, and similar changes or modifications made accordingly, which can be directly deduced or easily understood by those skilled in the art from the content disclosed by the present invention, should fall within the scope of protection of the present invention.
Claims (14)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202110478480.2 | 2021-04-29 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2023128994A RU2023128994A (en) | 2023-12-05 |
| RU2828779C2 true RU2828779C2 (en) | 2024-10-18 |
Family
ID=
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1759944A1 (en) * | 1991-03-29 | 1992-09-07 | Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии | Structural steel |
| RU2437958C1 (en) * | 2007-10-24 | 2011-12-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Nitro-carbonised steel part with induction quenching of raised fatigue strength of surface at high temperature and procedure for its manufacture |
| CN103361559A (en) * | 2013-07-18 | 2013-10-23 | 首钢总公司 | Nb and Ti composite micro-alloyed high-temperature carburized gear steel |
| RU2507298C1 (en) * | 2010-03-30 | 2014-02-20 | Аисин Ав Ко., Лтд. | Gear and its manufacturing method |
| JP2015127434A (en) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | 株式会社神戸製鋼所 | Case hardened steel with excellent crystal grain coarsening prevention characteristic at carburization treatment |
| JP2016188422A (en) * | 2015-03-30 | 2016-11-04 | 株式会社神戸製鋼所 | Carburized component |
| JP2018165403A (en) * | 2017-03-28 | 2018-10-25 | 株式会社神戸製鋼所 | Steel for carburizing having excellent low cycle fatigue strength and machinability, and carburized component |
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1759944A1 (en) * | 1991-03-29 | 1992-09-07 | Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии | Structural steel |
| RU2437958C1 (en) * | 2007-10-24 | 2011-12-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Nitro-carbonised steel part with induction quenching of raised fatigue strength of surface at high temperature and procedure for its manufacture |
| RU2507298C1 (en) * | 2010-03-30 | 2014-02-20 | Аисин Ав Ко., Лтд. | Gear and its manufacturing method |
| CN103361559A (en) * | 2013-07-18 | 2013-10-23 | 首钢总公司 | Nb and Ti composite micro-alloyed high-temperature carburized gear steel |
| JP2015127434A (en) * | 2013-12-27 | 2015-07-09 | 株式会社神戸製鋼所 | Case hardened steel with excellent crystal grain coarsening prevention characteristic at carburization treatment |
| JP2016188422A (en) * | 2015-03-30 | 2016-11-04 | 株式会社神戸製鋼所 | Carburized component |
| JP2018165403A (en) * | 2017-03-28 | 2018-10-25 | 株式会社神戸製鋼所 | Steel for carburizing having excellent low cycle fatigue strength and machinability, and carburized component |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP7750982B2 (en) | High-temperature carburized gear shaft steel and manufacturing method of the steel | |
| CA3132062C (en) | Hot-working die steel, heat treatment method thereof and hot- working die | |
| CN114752848B (en) | High-hardenability steel for gears and manufacturing method thereof | |
| CN113789480B (en) | A kind of cold forging gear steel and preparation method thereof | |
| CN115369315A (en) | High-temperature carburization high-hardenability gear steel and manufacturing method thereof | |
| CN115537649B (en) | Steel for high-temperature carburized shaft teeth and manufacturing method thereof | |
| CN109136779B (en) | Preparation method of 1100 MPa-level rare earth Q & P steel with martensite matrix | |
| CN113584390B (en) | Round steel for high-strength bolt and preparation method thereof | |
| CN102383044B (en) | Multicomponent high speed steel used for preparing roller | |
| CN117165871A (en) | Free-cutting high-temperature carburized gear steel and manufacturing method thereof | |
| WO2019029533A1 (en) | Cast steel, preparation method for cast steel and use of cast steel | |
| CN118996249B (en) | A carburized bearing steel with ultra-fine grain size for the eccentric shaft of a robot RV reducer and its production method | |
| CN115537678B (en) | A kind of high-temperature carburizing gear steel and its manufacturing method | |
| CN115717212B (en) | Gear shaft steel and manufacturing method thereof | |
| RU2828779C2 (en) | Steel for high-temperature cemented gear shaft and method of making such steel | |
| CN116121629B (en) | Preparation method of gear steel 18CrNiMo7-6 | |
| CN112941420B (en) | High-strength impact-resistant heat-resistant low-temperature-resistant alloy steel and manufacturing process thereof | |
| CN117265379A (en) | Highly hardenable gear steel with excellent impact properties and manufacturing method thereof | |
| CN119177396B (en) | A high-strength, high-toughness, high-temperature carburized gear shaft steel and its manufacturing method | |
| CN119162514B (en) | A high-strength, high-toughness, and high-hardenability steel for gear shafts and its manufacturing method. | |
| CN114457284B (en) | High-silicon stainless steel material containing vanadium and titanium and preparation method thereof | |
| CN116219296B (en) | High temperature carburized gear steel and preparation method thereof | |
| CN118360556A (en) | Gear steel and method for manufacturing the same | |
| CN120967254A (en) | A high-temperature carburizing steel and its manufacturing method | |
| CN117144236A (en) | An easy-to-cut high-temperature surface-hardened steel with stable grain size and a manufacturing method thereof |