CN105543703A - 一种多元微合金化抗疲劳渗碳齿轮钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种多元微合金化抗疲劳渗碳齿轮钢及其制造方法，属于碳齿轮钢技术领域。其化学成分重量％为：C？0.15-0.25,Si≤0.35,Mn？0.60-0.90,P≤0.015,S≤0.010,Cr？0.80-1.20,Mo？0.15-0.35,Nb？0.02-0.08,B？0.0005-0.0035,Al？0.02-0.06,Ti？0.01-0.04,[N]≤0.015,[O]≤0.0015，其余为Fe及不可避免的杂质。为保证淬透性不因晶粒细化而降低，同时要求Ti≥2[N]，B≥([N]-Ti/3.4)/1.4+0.001。通过采用多元微合金化处理和降低钢中的[O]等杂质含量，并采用终轧温度850-900℃的轧制工艺，使钢中析出细小弥散分布的第二相颗粒，阻止渗碳热处理时奥氏体晶粒的长大，从而获得细晶粒渗碳齿轮钢，晶粒度大于10级；提高疲劳性能。

Description

一种多元微合金化抗疲劳渗碳齿轮钢及其制造方法

技术领域

本发明属于碳齿轮钢技术领域，特别是提供了一种多元微合金化抗疲劳渗碳齿轮钢及其制造方法。

背景技术

20CrMoH钢(相当于日本的SCM420H钢和美国的SAE4118H钢)是国内外最常用的渗碳齿轮钢之一，广泛用于制造汽车传动***中的重要齿轮。随着汽车产量和用量的日益增加，对资源、环境和能源的压力也不断增大，因此迫切需要提高汽车的使用性能，包括减重和长寿命化等方面。汽车传动***性能的提高对汽车的长寿命化和减重至关重要，因此提高汽车齿轮钢的疲劳性能具有重要的意义。细化晶粒是提高汽车齿轮钢疲劳性能的一种重要方法，美国Matlock等人的研究结果表明，细化晶粒对提高齿轮的抗疲劳破坏性能效果十分显著(MatlockDKetal.MaterialsResearch,2007,8:453)。不过，以20CrMoH钢为代表的渗碳齿轮钢，由于需要经930℃左右高温长时间渗碳处理，在渗碳过程中其奥氏体晶粒容易长大，很难控制在8级以下。

通过微合金化方法可以细化钢的晶粒，不过细化效果与微合金化元素所形成的第二相析出物的大小、数量、分布及稳定性等密切相关。在齿轮钢中，通常采用控制Al的含量，形成AlN析出相来细化晶粒，但由于AlN析出相在渗碳温度下容易溶解到钢中，其细化效果有限。此外，有些齿轮钢通过添加微合金化元素Ti(如我国的20CrMnTi齿轮钢)或B(如德国的ZF6齿轮钢)，形成较难溶解的TiN和BN来细化晶粒，不过由于Ti易形成粗大的TiN颗粒和BN易导致晶粒尺寸不均匀，这些齿轮钢的生产工艺控制难度较大。

最近，国内外纷纷开发通过Nb微合金化来细化晶粒的齿轮钢。日本专利JP2000-160288通过添加0.03-0.06％的Nb，使SCr420H等齿轮钢的渗碳温度提高到了1050℃，且奥氏体晶粒没有显著粗化；我国专利ZL200610089371.7则通过添加0.03-0.15％的Nb进行微合金化，开发了一种高强度的细晶粒Cr-Ni-Mo系重载齿轮钢，其奥氏体晶粒度高于10级。以上Nb微合金化齿轮钢是通过析出Nb(C,N)颗粒来阻止奥氏体长大的，Nb(C,N)具有比AlN稳定性高、比TiN和BN容易控制等优点。不过，在Nb微合金化齿轮钢中，由于Nb(C,N)析出相在奥氏体晶界析出，使钢的热塑性低谷区凸显(原奥氏体晶界强度减弱)，结果导致其容易发生表面开裂，热加工难度加大(如终轧温度或终锻温度不能低于900℃)。相对于Cr系和Cr-Ni-Mo系齿轮钢，添加Nb后的Cr-Mo系齿轮钢(如20CrMoH钢)因有Mo和无Ni的成分特点，其热加工问题将更为突出。

此外，齿轮钢的淬透性因晶粒细化会有所降低，根据SAEJ406标准，晶粒度每增加一级，淬透性降低8％。另外，NbC析出会使奥氏体中固溶的C含量下降，从而进一步降低淬透性。如采用Nb微合金化20CrMoH细化晶粒来提高疲劳性能，还必须考虑因晶粒细化和NbC析出导致的淬透性下降问题。显然，通过添加B可以有效提高齿轮钢淬透性，但同时必须确保添加的B不因BN析出而起不到提高淬透性作用。因此，在开发细晶粒渗碳齿轮钢时，有必要进行多元微合金化处理方法，综合利用各种微合金化元素的优点。

发明内容

本发明的目的在于提供一种多元微合金化抗疲劳渗碳齿轮钢及其制造方法，解决现有齿轮钢渗碳晶粒容易粗化、疲劳性能低的技术难题。该齿轮钢渗碳淬火后晶粒度提高2级以上，晶粒度大于10级；渗碳后弯曲疲劳强度(σ_-1)比20CrMoH齿轮钢提高15％以上、接触疲劳寿命(L₁₀)比20CrMoH齿轮钢提高30％以上。

根据上述目的，本发明所采取的技术方案是：(1)通过添加微合金化元素Nb，形成NbC和Nb(C,N)以阻止渗碳时奥氏体晶粒的长大，从而保证奥氏体晶粒度大于10级；(2)通过添加B、Ti等元素，利用多元微合金化方法，以提高齿轮钢在800-900℃热塑性，防止因塑性降低而导致热加工难度增加；(3)通过添加Ti≥2[N]，B≥([N]-Ti/3.4)/1.4+0.001，利用固溶的B保证钢的淬透性不因晶粒细化和NbC析出而降低；(4)通过添加Mn、Al等元素，可以保证获得低的[O]含量，从而改善疲劳性能；(5)降低P、S等杂质元素含量，以提高渗碳层和基体的韧性，进一步改善疲劳性能；(6)通过降低终轧温度到850-900℃，细化渗碳前初始晶粒，从而确保奥氏体晶粒度大于10级。

本发明钢的具体化学成分(重量％)为：C0.15-0.25,Si≤0.35,Mn0.60-0.90,P≤0.015,S≤0.010,Cr0.80-1.20,Mo0.15-0.35,Nb0.02-0.08,B0.0005-0.0035,Al0.02-0.06,Ti0.01-0.04,[N]≤0.015,[O]≤0.0015，其余为Fe及不可避免的杂质。为保证淬透性不因晶粒细化而降低，同时要求Ti≥2[N]，B≥([N]-Ti/3.4)/1.4+0.001。

各元素的作用及配比依据如下：

C：主要固溶强化元素。为保证足够的使用强度，C含量必须在0.15％以上；但C含量高于0.25％时会使韧性显著降低，对齿轮心部韧性不利。因此，C含量因控制在0.15-0.25％。

Si：脱氧剂，冶炼时加入。但使渗碳层容易氧化，从而降低渗碳层韧性，使齿轮疲劳强度降低。因此，为保证脱氧效果和改善渗层韧性，Si含量应控制在0.35％以下。

Mn：脱氧和脱硫的有效元素，冶炼时加入；同时也是保证淬透性元素。但与Si类似，使渗碳层容易氧化，降低渗碳层韧性，使齿轮疲劳强度降低。因此，为保证脱氧效果和改善渗层韧性，Mn含量应控制在0.60-0.90％。

P：在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而不利于齿轮疲劳性能的提高，因此P含量应控制在0.015％以下。

S：不可避免的不纯物，形成MnS夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而不利于齿轮疲劳性能的提高。因此，S含量应控制在0.010％以下。

Cr：能够有效提高钢的淬透性，以获得所需的强度。为确保齿轮淬透，应不低于0.80％，但Cr含量较高时会恶化钢的冷加工性能。因此，Cr含量应控制在0.80-1.20％。

Mo：能够同时有效提高基体和渗碳层的淬透性。低于0.15％时上述作用不明显；但含量超过0.35％时，促进晶界铁素体薄膜形成，对热塑性不利，并且成本较高。因此，Mo含量应控制在0.15-0.35％。

Nb：形成碳氮化物能够细化晶粒，从而有效降低渗碳淬火变形，并提高韧性。低于0.02％时以上作用不明显，高于0.08％时作用增加不明显，达到饱和。因此，Nb含量应控制在0.02-0.08％。

B：偏聚到晶界提高晶界强度，提高高温塑性和淬透性。低于0.0005％时以上作用不明显，高于0.0035％时作用增加不明显，达到饱和。同时为了避免所含B全部与[N]结合形成BN而不能起到以上作用，要求B≥([N]-Ti/3.4)/1.4+0.001。因此，B含量应控制在0.0005-0.0025％，且B≥([N]-Ti/3.4)/1.4+0.001。

Al：能有效脱氧和形成AlN细化晶粒，含量低于0.02％时以上作用不明显，高于0.06％时作用增加不明显，且可能形成粗大的夹杂物，恶化钢的韧性。因此，Al含量应控制在0.02-0.06％。

Ti：形成TiN能够细化晶粒，从而提高韧性和疲劳性能；同时降低B与[N]结合形成BN以确保B的提高淬透性作用；此外，能够提高含Nb钢的高温塑性。低于0.01％时以上作用不明显，高于0.04％时形成粗大的TiN对疲劳性能不利。因此，Ti含量应控制在0.01-0.04％，并且Ti≥2[N]。

[N]：冶炼不可避免气体，能与Ti、Nb、B、Al等结合形成化合物，从而细化晶粒，但也会偏聚晶界而降低晶界强度。高于0.015％时不利作用明显。因此，[N]含量应控制在0.015％以下。

[O]：有害气体，严重降低疲劳性能。通过多种脱氧用手段应将[O]含量控制在0.0015％以下。

本发明可采用转炉、电弧炉及感应炉冶炼，并可再经真空脱气处理，然后浇注成钢锭或连铸成坯，经开坯后轧制成棒材等产品。此外，轧制时应保证终轧温度在900℃以下，使Nb(C,N)等第二相充分析出，并避免随后冷却时奥氏体晶粒长大，从而确保在渗碳处理前原始晶粒度在10级以上。具体工艺步骤及控制的技术参数如下：

(1)电炉、转炉及感应炉冶炼+精炼，控制洁净度P≤0.015％,S≤0.010％，碳、合金元素和微合金化元素控制在目标范围；

(2)真空脱气处理，控制[N]≤0.0150％、[O]≤0.0015％；

(3)浇铸钢锭或连铸成坯；

(4)开坯后轧制成棒材，加热温度1200～1250℃，终轧温度850～900℃。

本发明与现有汽车用渗碳齿轮钢20CrMoH相比，本发明钢不但晶粒细小，而且韧性和疲劳性能大幅度提高，从而可以使汽车传动***用齿轮的寿命提高，或可以采用较小模数齿轮传输相同功率，从而为汽车减重创造条件。

具体实施方式

根据上述所设计的化学成分范围，在500kg感应炉上冶炼了3炉(炉号1-3)本发明钢，此外还有经30t工业电炉+炉外精炼工艺(EAF+LF+VD)冶炼的2炉本发明钢(炉号4-5)和3炉20CrMoH对比钢(炉号6-8)，其具体化学成分如表1所示。钢水浇注成锭，并经锻造开坯，最终轧制成φ55mm棒料。20CrMoH对比钢采用的终轧温度为900℃，而发明钢采用的终轧温度为880℃和850℃，表2。

将发明钢和对比钢加工成标准室温拉伸试样(L₀＝5d₀，d₀＝5mm)、夏比缺口冲击试样(10mm×10mm×55mm)、渗碳用金相试样(φ10mm×25mm)、旋转弯曲疲劳试样(φ14mm×160mm)、滚动接触疲劳试样(φ50mm×10mm)、以及端淬试样(φ25mm×120mm)。拉伸试样和冲击试样经860℃保温油淬、180℃回火2小时后加工成最终尺寸，并按国标进行相应试验，其力学性能如表2所示。端淬试样经930℃保温30分钟后空冷正火处理加工成标准试样，按国标进行端淬试验并测定端淬硬度，J10点硬度值见表2。

金相试样和疲劳试样经930℃、7小时渗碳(表面碳势1％)后降温到830℃油冷，最后经180℃、2小时低温回火后空冷。经渗碳热处理后，金相试样再经研磨、抛光，并经过饱和苦味酸水溶液腐蚀后，利用截线法测得渗碳层的原奥氏体晶粒度，结果如表2所示。此外，发明钢和对比钢试样渗碳特性没有明显差别：表面硬度均在HRC60左右，渗碳层深度约为1.2mm，渗碳层碳化物为1级，马氏体及残余奥氏体为1-2级。

将渗碳热处理后的旋转弯曲疲劳试样和滚动接触疲劳试样进行精加工成最终尺寸后，分别按国家标准在旋转弯曲疲劳试验机上测定疲劳强度和在滚动接触疲劳试验机上测定接触疲劳寿命。其中疲劳强度采用升降法测得，接触疲劳所加载荷为4410MPa。疲劳性能试验结果也列在表2中。

从表2结果中可以看出，本发明钢的冲击韧性明显高于对比钢20CrMoH，并且渗碳层的晶粒度在10级以上，而对比钢在8级以下。在疲劳性能方面，发明钢的弯曲疲劳强度(σ_-1)比对比钢20CrMoH提高15％以上，发明钢的额定接触疲劳寿命(L₁₀)比对比钢20CrMoH提高30％以上。此外，发明钢的端淬J10硬度值与对比钢20CrMoH相当，说明其淬透性没有因晶粒细化而明显降低。

表1实施例和对比钢的化学成分，重量％

表2实施例和对比钢的力学性能、晶粒度级别和疲劳性能

Claims (2)

1.一种多元微合金化抗疲劳渗碳齿轮钢，其特征在于，化学成分重量％为：C0.15-0.25,Si≤0.35,Mn0.60-0.90,P≤0.015,S≤0.010,Cr0.80-1.20,Mo0.15-0.35,Nb0.02-0.08,B0.0005-0.0035,Al0.02-0.06,Ti0.01-0.04,[N]≤0.015,[O]≤0.0015；余量为Fe及不可避免的杂质；同时要求Ti≥2[N]，B≥([N]-Ti/3.4)/1.4+0.001。

2.一种权利要求1所述的多元微合金化抗疲劳渗碳齿轮钢的制造方法，采用转炉、电弧炉及感应炉冶炼，再经真空脱气处理，然后浇注成钢锭或连铸成坯，经开坯后轧制成棒材具体工艺步骤及控制的技术参数如下：

(1)电炉、转炉及感应炉冶炼+精炼，控制洁净度P≤0.015％,S≤0.010％，碳、合金元素和微合金化元素控制在目标范围；

(2)真空脱气处理，控制[N]≤0.0150％、[O]≤0.0015％；

(3)浇铸钢锭或连铸成坯；

(4)开坯后轧制成棒材，加热温度1200～1250℃，终轧温度850～900℃。