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一种高温渗、高温渗碳钢构件以及其制备方法

阅读:240发布:2022-10-01

专利汇可以提供一种高温渗、高温渗碳钢构件以及其制备方法专利检索,专利查询,专利分析的服务。并且本 发明 针对1000℃以上的高温渗 碳 环境,设计了一种低成本的高温 渗碳 钢 ,其化学成分按重量百分比计包括:C:0.16-0.20%,Si:≤0.04%,Mn:0.75-0.90%,Cr:1.15-1.25%,Mo:0.20-0.30%,Al:0.040-0.050%,N:0.0120-0.0180%,P:≤0.025%,S:0.015-0.025%,O:≤0.0010%,余量为Fe和不可避免的杂质。将Al/N比控制在2.0-4.0,将Si含量控制在较低 水 平,结合炼钢中的脱 氧 工艺和 连铸 中的塞棒曲线控制工艺,即可实现大生产连续浇铸,无需在高温渗碳前进行额外工艺处理,也无需严格控制渗碳前的钢材组织,大大简化了工艺流程。该高温渗 碳钢 的B类粗系和细系夹杂物以及Ds夹杂物的级别均在0.5以下,在1000℃-1030℃ 温度 下进行模拟渗碳2-6h,无混晶出现,将该渗碳钢应用于 齿轮 等零部件后,可以有效保证其疲劳寿命。,下面是一种高温渗、高温渗碳钢构件以及其制备方法专利的具体信息内容。

1.一种高温渗,其特征在于,所述高温渗碳钢按重量百分比计包括:C:0.16-
0.20%,Si:≤0.04%,Mn:0.75-0.90%,Cr:1.15-1.25%,Mo:0.20-0.30%,Al:0.040-
0.050%,N:0.0120-0.0180%,P:≤0.025%,S:0.015-0.025%,O:≤0.0010%,余量为Fe和不可避免的杂质,其中,Al/N比控制在2.0-4.0。
2.如权利要求1所述的高温渗碳钢,其特征在于,所述高温渗碳钢的组分含量以重量百分比计进一步为:Mo:0.22-0.26%,N:0.0130-0.0170%,Al/N比控制为2.5-3.5。
3.如权利要求1所述的高温渗碳钢,其特征在于,所述高温渗碳钢的渗碳温度为1000℃以上。
4.如权利要求1所述的高温渗碳钢,其特征在于,所述高温渗碳钢中的含Al脆性B类夹杂物级别为0.5以下,Ds类夹杂物级别为0.5以下。
5.如权利要求1所述的高温渗碳钢,其特征在于,所述高温渗碳钢在模拟高温渗碳后的奥氏体晶粒度为7.5以上,无混晶。
6.一种构件,其特征在于,采用权利要求1-5中任一项所述的高温渗碳钢制备而成。
7.如权利要求6所述的构件,其特征在于,所述构件为齿轮
8.一种如权利要求1-5中任一项的高温渗碳钢的制备方法,其特征在于,包括以下步骤:
第一步:转炉冶炼
第二步:LF钢包炉精炼;
第三步:RH真空脱气;
第四步:连铸
其中,第二步包括脱工序:采取粒作为脱氧剂和碳化扩散脱氧综合脱氧,所述铝粒的添加量为80kg±20kg,在精炼前期10分钟内喂入足量的铝线,确保Al含量在0.050-
0.060%进行深脱氧,精炼中后期不允许喂入Al线;
第四步包括严格控制连铸过程的塞棒曲线:塞棒曲线突然上涨超过5mm的铸坯判废处理,防止塞棒上富集夹杂物掉入中,污染钢水。
9.如权利要求8所述的制备方法,其特征在于,所述第一步还包括:终点出钢控制目标:
C≥0.10%,P≤0.015%,出钢开始后约90秒时开始合金化,其中铝合金加入量控制在100±10kg;确保出钢温度≥1610℃。
10.如权利要求8所述的制备方法,其特征在于,所述第二步还包括:控制炉渣度为
2.0~3.0,同时控制好Ar气流量,防止钢水翻滚厉害产生卷渣。
11.如权利要求8所述的制备方法,其特征在于,所述第三步还包括:对钢水真空处理
5min之后加入少量铁固氮,真空度在0.266kPa以下保持≥15min,有利于减少大颗粒夹杂物,为了确保氮稳定可控,真空处理采用全程吹氮气增氮,真空处理结束后补喂氮铬线增氮,真空处理结束后,禁止进行处理,防止形成Ca、Al复合夹杂物堵塞水口,吹氩20min以上。
12.如权利要求8所述的制备方法,其特征在于,所述的第四步还包括:连铸过程使用大包长水口氩封、中包水口浸入、中包覆盖剂、结晶器保护渣措施对钢水进行全程保护浇注,钢水浇铸过热度按15-30℃生产控制,确保钢水恒温恒拉速稳态浇铸生产。

说明书全文

一种高温渗、高温渗碳钢构件以及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及钢合金领域,具体地涉及一种高温渗碳钢、高温渗碳钢构件以及其制备方法。

背景技术

[0002] 国内高温渗碳技术已经在齿轮零部件公司开始应用。大量研究表明,渗碳温度由常规的 920-930℃提高至950℃时,渗碳周期可降低30%左右,而渗碳温度提高至1000℃时,渗碳周期可降低55%左右。但是,常用的齿轮钢的渗碳温度达到950℃时,出现了少量粗大的奥氏体晶粒,容易导致齿轮变形极大降低了齿轮使用性能;而渗碳温度1000℃时,出现了大量粗大的奥氏体晶粒,导致齿轮零件报废。
[0003] 为了使齿轮在高温渗碳后奥氏体晶粒不出现异常粗大,主要是通过添加少量的Nb、Ti、V合金,通过形成Nb(C、N)及Ti(C、N)等质点钉扎晶界,从而抑制奥氏体晶粒长大。而为了降低钢材成本,也有专利技术提出不添加Nb、V、Ti等合金元素,采用添加大量Al、N合金,将Al/N比控制在一个合适范围内,通过形成大量的AlN析出相,抑制奥氏体晶粒长大。
[0004] 专利JP特開2000-160288A公开了一种渗碳钢,其钢组分的含量按重量百分比计为C 0.15-0.25%,Si 0.8%以下,Mn 1.5%以下,P 0.03%以下,S 0.005-0.03%,Ni 1.8%以下,Cr 1.5%以下, Mo 0.7%以下,Al 0.03-0.07%,Nb 0.03-0.06%,N 0.013%以上,余量为Fe和不可避免的杂质。其渗碳温度虽然可以达到1000℃以上,但该专利的渗碳钢中含有较多的Ni,从而导致成本较高,而且采用微合金Nb抑制钢组织的粗大化,容易导致导致铸坯出现裂纹。
[0005] 专利JP特開2007-291497A和JP特開2008-189989A均公开了一种可在1000℃以上进行高温渗碳的钢,其钢材的组分为:C 0.1-0.3%,Nb 0.03-0.06%,Ti 0.001-0.003%,V 0.005-0.015%,Al 0.06%以下,N 0.0185-0.03%。该钢材采用Nb、V、Ti微合金化抑制钢材组织的粗大化,存在铸坯易出现裂纹的问题。此外,该钢在渗碳前需要严格控制热锻轧制条件,如热锻时的升温速度和冷却速度,以生成碳氮化物和AlN的析出量在0.01%质量以上,直径在20-80nm的复合碳氮化物总数为300个 /1000微米以上的钢材组织,从而增加了生产成本。
[0006] 专利JP特開2016-199784A公开了一种高温渗碳部件及其制造方法。其钢成分为:C:0.10-0.30%, Si:0.05-1.00%,Mn:0.30-2.00%,P:0.030%以下,S:0.030%以下,Cr:
0.30-1.50%,Mo:0.50%以下,Al:0.016~0.060%,N:0.0085-0.030%,含有Fe和不可避免的杂质。其虽然没有添加Nb、 V、Ti,降低了开裂险。但是,该钢材需要在渗碳前的热锻工艺后严格控制以0.5℃/秒或更低的预定冷却速率进行至600至700℃的预定冷却温度,并且在冷却温度下进行加热和保持30分钟或更长时间,以控制珠光体面积和AlN析出量,从而提高了生产成本。
[0007] 可见,在现有技术中,为了获得1000℃以上的高温渗碳钢,需要在渗碳前进行复杂的工艺以生成特定的钢材组织。而且,渗碳钢中添加大量的Al后将导致一个突出的问题,即高的Al含量容易形成大量的Al2O3,无法去除易造成连铸中间包口堵塞,致使浇注困难,无法实现连续生产,上述专利文献并没有给出如何解决高Al含量渗碳钢连续生产的问题。
[0008] 因此,针对现有技术中存在的问题,提出一种低成本高温渗碳钢、高温渗碳钢构件以及该高温渗碳钢的制备方法。

发明内容

[0009] 如前所述,高温渗碳钢的渗碳温度提高至1000℃时,虽然可以大大减少渗碳周期,但是,渗碳温度较高时容易出现大量粗大的奥氏体晶粒,从而导致渗碳钢构件报废。为了使钢材在高温渗碳后奥氏体晶粒不出现异常粗大,现有技术提出采用添加Al、N组分,并将Al/N比控制在一个合适范围内,通过形成大量的AlN析出相,抑制奥氏体晶粒长大。但是,该现有技术均需要在渗碳前的热处理工艺中严格控制工艺参数以获得特定的钢材组织,提高了生产成本。此外,现有技术并未解决高Al含量带来的连铸中间包水口堵塞从而导致无法批量生产的问题。
[0010] 本发明针对上述技术问题,提出一种低成本、短流程制备的高温渗碳钢,该渗碳钢通过成分控制和合理的炼钢连铸工艺的配合即可制备,无需添加大量的合金元素,也无需对渗碳前的钢进行复杂的处理和组织控制。
[0011] 本发明的目的之一在于提供一种高温渗碳钢。该钢的组分含量以重量百分比计为:C: 0.16-0.20%,Si:≤0.04%,Mn:0.75-0.90%,Cr:1.15-1.25%,Mo:0.20-0.30%,Al:0.040-0.050%, N:0.0120-0.0180%,P:≤0.025%,S:0.015-0.025%,O:≤0.0010%,其余为Fe和不可避免的杂质。其中,Al/N的质量百分比控制在2.0-4.0。
[0012] 通过上述组分含量的选择和Al/N比的合理配合,可以在钢中形成细小的AlN,从而在渗碳过程中起到钉扎效果,抑制晶粒的长大(粗化)。此外,通过控制Si含量≤0.04%,在满足钢材强度的同时,可以很好的抑制钢材在后续热处理过程中的晶界内化。
[0013] 优选地,所述组分含量进一步为:Mo:0.22-0.26%,N:0.0130-0.0170%,Al/N比控制为2.5-3.5。
[0014] 优选地,所述高温渗碳钢的渗碳温度为1000℃以上。
[0015] 优选地,所述高温渗碳钢中的含Al脆性B类夹杂物级别为0.5以下,Ds类夹杂物级别为0.5以下。
[0016] 优选地,所述高温渗碳钢在模拟高温渗碳后的奥氏体晶粒度为7.5以上,无混晶。
[0017] 本发明的目的之二是提供一种构件,该构件采用上述高温渗碳钢制备而成。
[0018] 优选地,所述构件为齿轮。
[0019] 齿轮是重要的机械零部件,其需要较高的表面硬度和耐磨性,同时保持一定的心部韧性。一般对齿轮钢进行渗碳等表面处理工艺以提高其疲劳寿命。而影响齿轮钢疲劳寿命的重要因素是齿轮钢晶粒度和夹杂物级别。
[0020] 本发明的高温渗碳钢材,可以抑制钢材在渗碳过程中的晶粒粗大化,结合炼钢和连铸工艺,将含Al脆性B类夹杂物和Ds类夹杂物控制在0.5级别以下,可以大大提高钢材的疲劳性能,适用于需要良好疲劳性能的机械构件。尤其适用于齿轮钢。
[0021] 本发明的目的之三是提供一种高温渗碳钢的制备工艺,具体步骤为:
[0022] 第一步:转炉冶炼
[0023] 第二步:LF钢包炉精炼;
[0024] 第三步:RH真空脱气;
[0025] 第四步:连铸;
[0026] 其中,第二步包括脱氧工序:采取粒作为脱氧剂和碳化扩散脱氧综合脱氧,所述铝粒的添加量为80kg±20kg,在精炼前期10分钟内喂入足量的铝线,确保Al含量在0.050-0.060%进行深脱氧,精炼中后期不允许喂入Al线;
[0027] 铝粒和碳化硅综合脱氧优点,相比铝粒单独脱氧,可以确保脱氧反应更充分,脱氧效果更佳。中后期喂入Al线,导致Al与钢中氧发生反应生成氧化铝夹杂残留在钢中,无法去除,导致钢水B 类夹杂物偏多。因此,必须严格避免在精炼中后期喂入Al线。
[0028] 第四步包括严格控制连铸过程的塞棒曲线:塞棒曲线突然上涨超过5mm的铸坯判废处理,防止塞棒上富集夹杂物掉入钢水中,污染钢水。
[0029] 对于塞棒曲线的控制,经过大量的试验调整后发现,塞棒曲线突然上涨超过5mm的铸坯,塞棒上的夹杂物进入钢水,无法去除,生成大尺寸夹杂物,容易导致齿轮失效。因此,将超过5mm的铸坯切除判废,有利于降低质量风险,提高齿轮疲劳寿命。
[0030] 优选地,所述第一步还包括:终点出钢控制目标:C≥0.10%,P≤0.015%,出钢开始后约90秒时开始合金化,其中铝铁合金加入量控制在100±10kg;确保出钢温度≥1610℃。
[0031] 优选地,所述第二步还包括:控制炉渣度为2.0~3.0,同时控制好Ar气流量,防止钢水翻滚厉害产生卷渣。
[0032] 优选地,所述第三步还包括:对钢水真空处理5min之后加入少量铁固氮,真空度在0.266kPa 以下保持≥15min,有利于减少大颗粒夹杂物,为了确保氮稳定可控,真空处理采用全程吹氮气增氮,真空处理结束后补喂氮铬线增氮,真空处理结束后,禁止进行处理,防止形成Ca、Al复合夹杂物堵塞水口,吹氩20min以上。
[0033] 优选地,所述的第四步还包括:连铸过程使用大包长水口氩封、中包水口浸入、中包覆盖剂、结晶器保护渣措施对钢水进行全程保护浇注,钢水浇铸过热度按15-30℃生产控制,确保钢水恒温恒拉速稳态浇铸生产。
[0034] 发明效果
[0035] (1)本发明主要通过控制钢中Al、N含量以及Al/N比,结合炼钢中的脱氧工艺和连铸中的塞棒曲线控制工艺,即可实现大生产连续浇铸,无需在高温渗碳前进行额外处理工艺,也无需严格控制渗碳前的钢材组织,大大简化了工艺流程。
[0036] (2)本发明钢材组分能够确保形成足量的Al(C、N)、AlN钉扎晶界,细化奥氏体晶界,抑制奥氏体晶粒长大,解决了高Al含量和钢水出口易结瘤从而无法连续铸造的矛盾;本发明的渗碳钢中不含有Nb、V、Ti、Ni、Cu、B等合金元素,大大降低了生产成本。
[0037] (3)本发明的钢中,含Al的B类粗系和细系夹杂物以及Ds夹杂物的级别均在0.5以下,在 1000℃-1030℃温度下进行模拟渗碳2-6h,无混晶出现,将该渗碳钢应用于齿轮等零部件后,可以有效保证其疲劳寿命;此外,本发明的钢中,含有较低的Si含量,能够有效降低后续热处理过程中的晶界内氧化。附图说明
[0038] 附图图1(a)是实施例2的高温渗碳钢在1020℃下渗碳3h后的组织金相图
[0039] 附图图1(b)是实施例3的高温渗碳钢在1010℃下渗碳6h后的组织金相图。
[0040] 附图2是对比例2的渗碳钢在1030℃下渗碳6h后的组织金相图。

具体实施方式

[0041] 本发明的发明者认识到目前的渗碳钢存在以下问题,如果在钢中添加Nb、V、Ti等合金元素,则会提高钢材的成本,而且过量的Nb容易导致铸坯出现裂纹,且目前没有实现大生产。当采用高 Al、N含量的钢材时,容易带来连铸中间包水口堵塞的问题。因此,如何满足同时降低钢材的成本,保证具有足够的沉淀相抑制晶粒长大,而且避免因组分调整带来诸如出钢水口堵塞等新的问题,需要对钢材的组分和冶炼铸造工艺进行合理的设计。
[0042] 本发明高温渗碳用钢的化学成分设计(质量百分比)
[0043] C:0.16-0.20%
[0044] C是保证齿轮钢使用强度所必需的成分。齿轮钢需要表面强度的同时也需要足够的心部冲击韧性,同时,C是影响钢的淬透性最主要的元素之一。C含量太低齿轮钢强度不够,且不能保证良好的淬透性要求,太高不能满足齿轮心部韧性的需求。因此,本发明确定C含量为0.16-0.20%,更优选地,C含量为0.16-0.19%。
[0045] Si:≤0.04%
[0046] Si能溶于铁素体和奥氏体中提高钢的硬度和强度,但是Si含量过高容易使钢材在后续的热处理中的晶界氧化趋势恶化。因此,本发明钢中硅需严格控制在≤0.04%,更优选的,Si含量为0.03-0.04%。
[0047] Mn:0.75-0.90%
[0048] Mn是脱氧和脱硫的有效元素,同时也是影响钢的淬透性的元素之一。在冶炼时加入可以起到脱氧和脱硫的作用。Mn含量小于0.75%时脱氧和脱硫的作用较小,大于0.9%以后淬透性不好控制,同时热塑性变差,影响生产。同时,Mn能溶于铁素体,起到固溶强化的作用,可以部分地替代Cr 和Ni等合金元素。因此,本发明确定Mn含量为0.75-0.90%,更优选地,Mn含量为0.80-0.90%。
[0049] Cr:1.15-1.25%
[0050] Cr在钢中可以增加淬透性,提高渗碳层耐磨性,并改善钢的学性能。此外,Cr还能使钢的热处理工艺稳定,获得良好的渗碳性能。Cr含量过低,无法保证渗碳钢的淬透性,Cr过高,钢的成本增加。因此,本发明确定Cr的含量为1.15-1.25%,更优选地,Cr的含量为1.18-1.22%。
[0051] Mo:0.20-0.30%
[0052] Mo在钢中的性能和Cr类似,可以增加淬透性,提高渗碳层耐磨性,并改善钢的力学性能,特别是提高韧性效果。此外,Mo可以提高耐磨性、渗碳性能,Mo含量过低,无法保证渗碳钢的淬透性,Mo过高,钢的成本增加。因此,本发明确定Mo的含量为0.2-0.3%,更优选地,Mo的含量为 0.22-0.26%。
[0053] Al:0.040-0.050%
[0054] 铝除了能降低钢中氧含量外,能与氮形成弥散细小的氮化铝,起到细化晶粒的作用,有较强的固溶强化作用,能提高钢的抗回火稳定性和高温强度。在本发明中,Al含量对钢材的组织性能具有重要影响,为了与氮生成足够的弥散细小的氮化铝,起到细化晶粒的作用,Al的含量必须在0.040%以上。同时,为了避免Al含量过高,导致钢水出口结瘤堵塞的问题,Al含量需要控制在0.050%以下。更优选地,Al含量控制为0.040-0.048%。
[0055] N:0.0120-0.0180%
[0056] N在本发明的钢中主要和Al作用生成AlN细小钉扎颗粒,为了使AlN起到最佳的钉扎效果,避免结瘤和AlN颗粒尺寸过大,从而影响钢材质量,需要严格控制Al、N含量。为了生成足量的 AlN颗粒,本发明将N含量控制在0.0120%以上,同时,氮含量过高,易形成皮下气泡,影响钢材质量,因此,将氮含量控制在0.0180%以下。更优选地,N含量控制为0.0130-0.0170%。
[0057] Al/N:2.0-4.0
[0058] 在上述Al、N含量的基础上,对Al/N含量进行优化,与以往的专利技术仅关注Al/N比值不同,本发明的Al/N比值需要和合理的炼钢和连铸工艺配合,对Al/N含量进行合理的调整,确保形成足量的Al(C、N)、AlN钉扎晶界,细化奥氏体晶界,抑制奥氏体晶粒长大。经过大量工艺参数调整,确定本发明钢材中的Al/N的范围为2.0-4.0。更优选地,Al/N范围为2.5-3.5。
[0059] P:≤0.025%
[0060] 磷在低夹杂物含量的钢中,在晶界的偏析与富集更为明显。P不仅能加剧液析碳化物的生成,而且能加剧奥氏体化时的二次碳化物的析出。要努力降低钢中的P。在本发明中钢中磷含量控制在 0.025%以下。更优选地,P含量为≤0.018%。
[0061] S:0.015-0.025%
[0062] S在钢中一般作为杂质元素,增加钢材的脆性。因此,将S含量控制在0.025%以下,但是一定的S含量可以提高钢材的加工性能,对于一些钢材零部件,如齿轮等的加工是有利的,因此,将S 含量控制在0.015%以上。更优选地,S含量为0.015-0.022%。
[0063] O:≤0.0010%
[0064] O在钢中为杂质气体元素,O含量越高,不仅造成氧化物夹杂数量增多,而且氧化物夹杂尺寸增大,偏析严重,夹杂级别增高,对钢材的综合性能危害加剧。因此,要努力降低钢中的O。本发明的钢中O含量控制在0.0010%以下。
[0065] 本发明高温渗碳钢的制备方法
[0066] 一种高温渗碳齿轮钢的制备方法,以及确保含Al脆性B类夹杂物量少,提高齿轮的使用疲劳寿命的制造方法:
[0067] 第一步:转炉冶炼,终点出钢控制目标:C≥0.10%,P≤0.015%,出钢开始后约90秒时开始合金化,其中铝铁合金加入量控制在100±10kg;确保出钢温度≥1610℃;
[0068] 第二步:LF钢包炉精炼,控制炉渣碱度为2.0~3.0,同时控制好Ar气流量,防止钢水翻滚厉害产生卷渣。采取铝粒作为脱氧剂和碳化硅扩散脱氧综合脱氧,所述铝粒的添加量为80kg±20kg,在精炼前期10分钟内喂入足量的铝线,确保Al含量在0.050-0.060%进行深脱氧,精炼中后期不允许喂入Al线。
[0069] 铝粒和碳化硅综合脱氧优点,相比铝粒单独脱氧,可以确保脱氧反应更充分,脱氧效果更佳。中后期喂入Al线,导致Al与钢中氧发生反应生成氧化铝夹杂残留在钢中,无法去除,导致钢水B 类夹杂物偏多。因此,必须避免在精炼中后期喂入Al线。
[0070] 第三步:RH真空脱气,对钢水真空处理5min之后加入少量钛铁固氮,真空度在0.266kPa以下保持≥15min,有利于减少大颗粒夹杂物。为了确保氮稳定可控,真空处理采用全程吹氮气增氮,真空处理结束后补喂氮铬线增氮。真空处理结束后,禁止进行钙处理,防止形成Ca、Al复合夹杂物堵塞水口,吹氩20min以上;
[0071] 第四步:连铸,连铸过程使用大包长水口氩封、中包水口浸入、中包覆盖剂、结晶器保护渣等措施对钢水进行全程保护浇注。钢水浇铸过热度按15-30℃生产控制,确保钢水恒温恒拉速稳态浇铸生产。在连铸工序还应严格控制连铸过程的塞棒曲线,塞棒曲线突然上涨超过5mm的铸坯判废处理,防止塞棒上富集夹杂物掉入钢水中,污染钢水。
[0072] 对于塞棒曲线的控制,经过大量的试验调整后发现,塞棒曲线突然上涨超过5mm的铸坯,塞棒上的夹杂物进入钢水,无法去除,生成大尺寸夹杂物,容易导致齿轮失效。因此,将超过5mm的铸坯切除判废,有利于降低质量风险,提高齿轮疲劳寿命。
[0073] 实施例
[0074] 为便于理解本发明,本发明列举实施例如下。本领域技术人员应该明了,所述实施例仅仅是帮助理解本发明,不应视为对本发明的具体限制。
[0075] 采用本发明所述的化学成分范围,制造的实施例1、2、3和对比例1、2的熔炼化学成分(wt%) 如表1所示,其中,对比例1相对于实施例,其Al含量为0.035%,比本发明的最低Al含量0.04%更低;对比例2相对于实施例,其各组分的含量虽然满足本发明,但是Al/N比为4.2,比本发明的最高Al/N比4更高。
[0076] 按照表2中所示的炼钢连铸工艺,分别采取转炉冶炼、LF精炼和RH精炼及方坯连铸,将冶炼的几炉钢坯加热轧制成30mm~70mm规格的圆钢,圆钢采取轧后自然冷却方式冷至室温,其中,对比例1相对于实施例,其在LF冶炼的后期喂入了80m的铝线进行脱氧,RH真空脱氧的时间为16min,不满足本发明的最低18min的要求,塞棒曲线最大上涨为8mm;对比例2也在冶炼的后期喂入了80m 的铝线进行脱氧,其塞棒曲线最大上涨为11mm。
[0077] 对所获得的圆钢进行离线倒棱、矫直,取样检测圆钢,评定非金属夹杂物,其结果见表3所示。
[0078] 取圆钢样模拟渗碳淬火工艺,工艺为:在1000、1020℃和1030℃温度,保温2小时-6小时进行渗碳,再在860℃进行淬火、200℃进行回火。按照标准GB/T 6394评定其奥氏体晶粒度,其结果见表4所示。
[0079] 表1高温渗碳钢的化学成分(wt%)
[0080]熔炼成分 C Si Mn Cr P S Mo Al O/ppm N/ppm Al/N
实施例1 0.17 0.04 0.80 1.24 0.012 0.020 0.28 0.042 7 133 3.1 实施例2 0.20 0.03 0.85 1.15 0.010 0.018 0.22 0.041 8 164 2.5 实施例3 0.18 0.04 0.89 1.18 0.011 0.017 0.25 0.046 9 130 3.5 对比例1 0.18 0.04 0.86 1.20 0.013 0.020 0.023 0.035 8 160 2.1 对比例2 0.17 0.03 0.82 1.16 0.012 0.017 0.025 0.050 7 120 4.2 [0081] 表2炼钢连铸工艺参数
[0082]
[0083] 表3高温渗碳钢的夹杂物情况
[0084]
[0085]
[0086] 从上表可以看出,本发明实施例的钢材在通过合理的成分含量控制,尤其是Al、N含量以及 Al/N比的控制,以及对炼钢和连铸过程中工艺的精确控制,尤其是铝粒+碳化硅综合脱氧(精炼中后期不喂入Al线)结合塞棒曲线上涨幅度的判废标准,使得其铸造后的钢材中,含Al的脆性B类夹杂物、以及大颗粒Ds类夹杂物的级别非常低,从而可以提高钢材的耐疲劳性能,尤其适用于齿轮钢等构件。
[0087] 而对比例由于没有严格控制组分含量和炼钢连铸工艺,其铸造后的钢材组织中,虽然A类夹杂物、C类夹杂物和D类夹杂物的级别和实施例相近,但是含Al的脆性夹杂物B类(粗系和细系) 大颗粒夹杂物Ds的级别均比实施例更低。可见,对比例的钢材中Al和N没有充分形成细小的颗粒,导致形成粗大的夹杂物,这将会劣化钢材的力学性能,而且形成的B类夹杂物容易在出钢口结瘤,堵塞钢水流出,无法连续浇铸。
[0088] 表4模拟高温渗碳钢晶粒度
[0089]
[0090] 进一步,选取部分高温渗碳后的钢材试样,观察其组织的金相图,结果如图1-2所示,其中,图1(a)为实施例2的高温渗碳钢在1020℃下渗碳3h后的组织金相图;图1(b)为实施例3的高温渗碳钢在1010℃下渗碳6h后的组织金相图;图2为对比例2的渗碳钢在1030℃下渗碳6h后的组织金相图。
[0091] 从表4和图1-2可以看出,实施例1-3中的钢材在经过在1000、1020℃和1030℃温度,保温2 小时-6小时进行渗碳,再在860℃进行淬火、200℃进行回火后,晶粒细小分布均匀,晶粒度均在7.5 以上,没有粗大的晶粒出现,即无混晶现象;而对比例的钢材在经过渗碳、淬火和回火后,晶粒尺寸整体变大,而且出现了粗大的晶粒(如图2,部分晶粒尺寸接近200微米),即出现了混晶现象。这表明,本发明的钢材即使在1000℃以上的高温和高Al含量的条件下进行渗碳,通过配合简单的炼钢和连铸工艺,也能够有效阻止奥氏体晶粒粗化异常长大,从而低成本地制造高温渗碳钢。
[0092] 申请声明,本发明通过上述实施例来说明本发明的详细组分、组织和工艺流程,但本发明并不局限于上述详细组分、组织和工艺流程,即不意味着本发明必须依赖上述详细组分、组织和工艺流程才能实施。所述技术领域的技术人员应该明了,对本发明的任何改进,对本发明产品各原料、步骤的等效替换及具体方式的选择等,均落在本发明的保护范围和公开范围之内。
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