CN101784681A - 二次硬化齿轮钢 - Google Patents

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Abstract

一种表面硬化齿轮钢，具有提高的钢芯断裂韧性，所述齿轮钢按重量百分比大致包括以下成分：16.3wt％的Co，7.5wt％的Ni，3.5wt％的Cr，1.75wt％的Mo，0.20wt％的W，0.11wt％的C，0.03wt％的Ti，0.02wt％的V，余量为Fe；其特征在于，所述合金主要为板条马氏体微结构，基本不合拓扑密堆(TCP)相，且经过渗碳处理，从而包括细的M2C碳化物，以达到至少约62HRC的表面硬度和至少约50ksi√in的钢芯断裂韧性。

Description

二次硬化齿轮钢
对相关专利申请的交叉引用
本国际申请要求以下申请的优先权：申请日为2007年8月22日、申请号为60/957,307的美国临时专利申请，以及申请日为2008年8月20日、申请号为12/194,964的美国专利申请。这两份专利申请均通过引用结合到本申请中。
政府利益
与本发明主题有关的研究活动至少部分受到美国政府、海军空战中心第N68335-06-C-0339号合同的资助，因此受到美国许可权和其它权利的制约。
技术领域和背景技术
本发明主要涉及高性能渗碳齿轮钢，由于表面硬度和钢芯韧性的独特、有益的结合，这种齿轮钢能够提高旋翼机的动力传输性能。美国海军估计，如果齿轮耐久性提高20％，每年就可为国防后勤局节省一千七百万美元。不过，旋翼机工业超过二十年没有采用新的齿轮钢，而是着重于表面处理的优化如激光喷丸、超精加工和定向锻造。这些处理在提高耐久性方面的作用渐渐变小。本发明提供对处理方法改善进行补充的技术方案，本发明使那些能够在更高操作温度下传送更大动力的高性能齿轮尺寸更小、重量更轻。
渗碳钢X53(美国专利4,157,258)是旋翼机传动装置现在所用的材料。与X53号钢相比，本发明着重于提高表面强度和钢芯断裂韧性，并将热稳定性提高至450℃，以便提供高温剧增中的热硬度。
美国专利6,464,801也公开了表面硬化钢。但是专利6,464,801中的实施例A1显示出有限的表面硬度，即洛氏硬度C级(HRC)值为60-62。专利6,464,801中的另一实施例中，钢C3显示出更大的表面硬度即HRC值为69，但是钢芯缺乏韧性。用作齿轮时，钢芯的断裂韧性必须超过50ksi√in。因此，需要开发HRC表面硬度至少约62～64、可用钢芯韧性超过50ksi√in的渗碳齿轮钢。
发明内容
简单地说，本发明包括特别用于旋翼机传动装置的高性能齿轮钢。这种钢与常规渗碳齿轮钢相比具有更高的表面硬度和钢芯断裂韧性。这种钢具有合理的碳化物溶线温度，该溶线温度反过来能够使气体或真空渗碳反应得以发生。在固溶热处理温度下进行气体淬火后，所述钢变成主要为板条马氏体的基体。在回火时，最佳强化弥散的二次碳化物M2C析出，其中M为钼、铬、钨和/或钒。所述钢的高的回火温度使得与常规齿轮钢如X53或9310相比，用其制成的传动部件具有更高的工作温度。
为了实现高的钢芯韧性，仔细地平衡基体的组成，以确保韧-脆转变低于室温。这种设计的组成也有效地限制了用于使变脆的拓扑密堆(Topologically-Close-Packed，TCP)金属间相(如σ和μ)沉淀的热力学驱动力。本发明的钢的韧性还通过颗粒钉扎(Grain-pinning)晶粒的细分散体分布状态得以提高，所述颗粒钉扎晶粒在渗碳和固溶热处理周期中是稳定的。所述颗粒钉扎晶粒为MC碳化物，其中M＝Ti、Nb、Zr、V，优选为Ti，所述晶粒在均质化过程中溶解，然后在锻造过程中析出。
表I
本发明优选实施例中的钢如上表中的C64。由于含有W，这种钢与美国专利6,464,801披露的那些钢(即A1、C2和C3)不同。含有W使得M2C驱动力增大(与含有Cr或Mo类似)，并唯一地限制了用于不受欢迎的TCP相的沉淀的热力学驱动力。其中，Mo和Cr优先提高σ相而不是μ相，W则提供与之相反的效果。因此，通过添加W，用于σ相和μ相的总驱动力得以平衡，避免了任一TCP相的析出。
合金C69B是一个相反的例子。虽然合金C69B也包含W并成功地避免了TCP相的析出，但是基体中Ni的含量不足，使得韧-脆转变温度高于室温。因此本发明实施例的合金中Ni的含量较高，以使韧-脆转变温度高于室温，同时使用于M2C的驱动力最大，从而使本发明的钢与任何已知的二次硬化钢相比，在可用韧性下具有最高的表面硬度。
由于高的表面硬度、好的钢芯韧性，以及高温性能，本发明的钢被认为特别适合制造直升机传动***的齿轮。本发明的钢的其它用途包括车辆的传动装置和装甲。关于前面例举的钢的组成，所述合金的组成优选为可以在平均值的正负百分之五范围内变化。
附图说明
下面参考以下附图，对本发明作详细描述：
图1为***设计图，该图描绘了本发明合金的理想层次微观结构、必需的处理和特性目标之间的交互作用；
图2示意性地展示了用于所述合金的时间-温度处理步骤；
图3为可用于传动齿轮的各种钢的最大表面硬度和钢芯断裂韧性散点图，本发明的典型实施例标注为合金C64；
图4为分别为实心和空心环表示的合金C64和C69B在不同测试温度下的夏比V型缺口(Charpy V-Notch，简写为CVN)冲击能量散点图；
图5也是散点图，展示了分别为实心和空心环表示的合金C64和美国专利6,464,801中的合金A1渗碳样本达到的硬度。
具体实施方式
一般地，本发明的钢包括表面硬度HRC至少约62-64、钢芯断裂韧性大于约50ksi√in的二次硬化渗碳齿轮钢。理想的层次微观结构、处理和特性目标之间的交互作用展示在图1的***设计图中。本发明的最终目标是，通过控制各个子***来使整个***达到最优化，并提供最有用的表面硬度、钢芯断裂韧性和耐温性组合。
齿轮的失效形式一般分为三类：弯曲疲劳，接触疲劳，和温度引起的刮伤。弯曲疲劳和接触疲劳可以通过高的表面硬度加以限制。为了获得高的表面硬度，本发明的钢采用高效的二次硬化，该二次硬化通过在回火过程中析出的联结的M2C碳化物进行。所述钢中高的Co含量延迟了位错恢复并降低了由热暴露引起的位错的密度。在回火过程中，M2C碳化物连贯地沉积在这些位错上，并提供强的二次硬化反应，从而使钢具有62-64HRC的表面硬度。
本发明的钢合金还限制了温度引起的刮伤。如果合金的接触疲劳强度下降到表面之下任何点所受到的应力之下，就会产生表面下刮伤。为了提供足够的疲劳强度并避免产生表面下刮伤，一般最好具有至少约1mm深的硬化表面。本发明的钢通过在渗碳过程中获得的碳含量梯度实现了这种理想的硬化表面深度。
所述钢包括主要为板条马氏体的基体，不含TCP相，并通过M2C碳化物的精细分布得以强化。为了生产出主要为板条马氏体的基体，马氏体起动温度(Ms)在渗碳表面处必须高于约100℃。为此，本发明具有经过仔细优化的镍含量。而镍是提高抗开裂强度所必须的，镍还可以稳定奥氏体，从而降低Ms。选择镍含量，以使所述钢的韧-脆转变温度完全低于室温，最好低于-20℃，同时维持足够高的Ms。所述钢的韧-脆转变温度(DBTT)可以通过在不同温度下测量CVN冲击能量而予以确定。如图3所示，早期原型合金C69B在高达150℃显示出容易断裂的特性，而本发明的组成经过优化的合金C64成功地将DBTT降低到了约-20℃。
为了进一步提高韧性，晶粒的平均粒径必须小于约50μ。为了防止固溶处理过程中不受欢迎的晶粒生长，所述钢采用MC晶粒的颗粒钉扎分散，其中M可以是Ti、Nb、Zr或V，优选为Ti。为了提高颗粒钉扎效率，应对颗粒钉扎分散体的粒径进行细化。通过设计一个***来获得所述MC晶粒的细化粒径，其中，所述晶粒在均质化过程中溶解，并在随后的锻造过程中析出。在后来的渗碳和固溶热处理周期中，所述MC晶粒保持稳定。
获得的板条马氏体基体不含不受欢迎的TCP相。之所以要在回火过程中避免TCP相的沉淀，是因为这些相可以降低合金的延展性和韧性。用于TCP相的沉淀的热力学驱动力在本发明中受到Cr、Mo和W的含量的限制。
下面是与本发明的合金的开发有关的实验的实施例：
实施例1
用高纯度材料制备组成为Fe-16.1Co-4.5Cr-4.3Ni-1.8Mo-0.12C-0.1V-0.1W-0.02Ti(wt％)的3000磅真空感应熔体。使熔体转化为1.5英寸见方的棒。最佳处理条件是，在1050℃固溶处理90分钟，用油淬火，在液氮中浸渍1小时，在空气中升至室温，在468℃回火56小时，然后在空气中冷却。在此情形下，DBTT处于150～250℃之间。
实施例2
用高纯度材料制备组成为Fe-17.0Co-7.0Ni-3.5Cr-1.5Mo-0.2W-0.12C-0.03Ti(wt％)的30磅真空感应熔体。用膨胀测定法测得表面材料的Ms为162℃，与模型预测一致。该原型的渗碳反应由硬度测量决定。最佳处理条件是，将所述钢在927℃渗碳并同时固溶处理1小时，用油进行淬火，然后浸入液氮中。接下来在482℃回火16小时，得到表面硬度为62.5HRC的钢。渗碳样本的硬化表面深度约为1mm。对所述钢进行原子探针扫描分析表明不存在TCP相。
实施例3
用高纯度材料制备组成为Fe-17.0Co-7.0Ni-3.5Cr-1.5Mo-0.2W-0.12C(wt％)的300磅真空感应熔体。由于该原型不含Ti，因此不能形成TiC晶粒的颗粒钉扎分散体。这使得晶粒的平均粒径为83μ，且韧性很低。该原型的钢芯材料在极限抗拉强度(UTS)为238ksi下，CVN冲击能量为5英尺·磅。
实施例4
用高纯度材料制备组成为Fe-17.0Co-7.0Ni-3.5Cr-1.5Mo-0.2W-0.12C-0.03Ti(wt％)的第二300磅真空感应熔体。该组合物含有Ti，且晶粒的平均粒径为35μ。韧性得到充分地提高。该原型的钢芯材料的CVN冲击能量在238ksi的UTS下为23英尺·磅。相应的处理条件为：在927℃将所述钢渗碳、并同时固溶处理8小时，用油进行淬火，在液氮中浸渍1小时，在496℃回火8小时，然后放在空气中冷却。在此情形下，断裂韧性为100ksi√in，DBTT约为室温。
实施例5
用高纯度材料制备组成为Fe-16.3Co-7.5Ni-3.5Cr-1.75Mo-0.2W-0.11C-0.03Ti-0.02V(wt％)的10,000磅真空感应熔体。将一半熔体转化为直径6.5英寸的棒料，并将另一半熔体转化为直径4.5英寸的棒料。最佳处理条件是：使所述钢在927℃渗碳3小时，放在空气中冷却，在1000℃固溶处理40分钟，用油进行淬火，在液氮中浸渍2小时，在空气中升温至室温，在496℃回火8小时，然后在空气中冷却。在这种情形下得到的钢的晶粒平均粒径为27μ，UTS为228ksi，断裂韧性为85ksi√in。
表II
Figure GPA00001038000500061
表II概括了与前述实施例有关的信息，并显示了本发明的一个具体实施方式(合金C64)。虽然公开了本发明的具体实施方式，但是本发明的保护范围只受权利要求及其等价物的限制。

Claims (8)

1.一种齿轮钢合金，其特征在于，按质量百分比大致包括：3.5wt％的Cr，16.3wt％的Co，1.75wt％的Mo，7.5wt％的Ni，0.02wt％的V，0.20wt％的W，0.11wt％的C，0.03wt％的Ti，余量为Fe；用渗碳技术对所述合金进行表面硬化处理，同时以上列出的各要素包括典型的初熔成分。
2.根据权利要求1所述的合金，其特征在于：所述合金的制成品具有约至少1mm的硬化表面厚度。
3.根据权利要求1所述的合金，其特征在于：所述合金包括主要为板条马氏体的微结构基体，其基本不含拓扑密堆相。
4.根据权利要求3所述的合金，其特征在于：所述合金包括细的M2C碳化物。
5.根据权利要求1所述的合金，其特征在于：所述合金的表面硬度大于约62HRC，钢芯断裂韧性大于约50ksi√in。
6.根据权利要求1所述的合金的制造方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：
(a)将合金在约927℃渗碳处理约3小时；
(b)将合金冷却至约等于室温；
(c)将合金在1000℃固溶处理约40分钟；
(d)将合金在流体浴中淬火至约等于室温；
(e)将合金在液氮中浸渍约2小时；
(f)使合金升温至约等于室温；
(g)将合金在约496℃回火约8小时；以及
(h)将合金冷却至约等于室温。
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于：还包括在渗碳处理之前形成合金的步骤。
8.根据权利要求6所述的方法，其特征在于：还包括在渗碳处理之前进行的一个或多个初步步骤即均质化、锻造、正火和退火。
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