一種多元微合金化抗疲勞滲碳齒輪鋼及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明屬于碳齒輪鋼技術(shù)領(lǐng)域，特別是提供了一種多元微合金化抗疲勞滲碳齒輪 鋼及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002] 20CrMoH鋼(相當(dāng)于日本的SCM420H鋼和美國的SAE411細(xì)鋼)是國內(nèi)外最常用的滲 碳齒輪鋼之一，廣泛用于制造汽車傳動系統(tǒng)中的重要齒輪。隨著汽車產(chǎn)量和用量的日益增 加，對資源、環(huán)境和能源的壓力也不斷增大，因此迫切需要提高汽車的使用性能，包括減重 和長壽命化等方面。汽車傳動系統(tǒng)性能的提高對汽車的長壽命化和減重至關(guān)重要，因此提 高汽車齒輪鋼的疲勞性能具有重要的意義。細(xì)化晶粒是提高汽車齒輪鋼疲勞性能的一種重 要方法，美國Matlock等人的研究結(jié)果表明，細(xì)化晶粒對提高齒輪的抗疲勞破壞性能效果十 分顯著(Matlock DK et al.Materials Research, 2007,8:453)。不過，W20CrM 細(xì)鋼為代表 的滲碳齒輪鋼，由于需要經(jīng)930°C左右高溫長時間滲碳處理，在滲碳過程中其奧氏體晶粒容 易長大，很難控制在8級W下。
[0003] 通過微合金化方法可W細(xì)化鋼的晶粒，不過細(xì)化效果與微合金化元素所形成的第 二相析出物的大小、數(shù)量、分布及穩(wěn)定性等密切相關(guān)。在齒輪鋼中，通常采用控制A1的含量， 形成A1N析出相來細(xì)化晶粒，但由于A1N析出相在滲碳溫度下容易溶解到鋼中，其細(xì)化效果 有限。此外，有些齒輪鋼通過添加微合金化元素 Ti(如我國的20CrMnTi齒輪鋼)或B(如德國 的ZF6齒輪鋼），形成較難溶解的TiN和BN來細(xì)化晶粒，不過由于Ti易形成粗大的TiN顆粒和 BN易導(dǎo)致晶粒尺寸不均勻，運(yùn)些齒輪鋼的生產(chǎn)工藝控制難度較大。
[0004] 最近，國內(nèi)外紛紛開發(fā)通過Nb微合金化來細(xì)化晶粒的齒輪鋼。日本專利JP2000- 160288通過添加0.03-0.06 %的Nb，使SCr420H等齒輪鋼的滲碳溫度提高到了 1050°C，且奧 氏體晶粒沒有顯著粗化;我國專利化200610089371.7則通過添加0.03-0.15 %的Nb進(jìn)行微 合金化，開發(fā)了一種高強(qiáng)度的細(xì)晶粒&-Ni-Mo系重載齒輪鋼，其奧氏體晶粒度高于10級。W 上師微合金化齒輪鋼是通過析出師(C，N)顆粒來阻止奧氏體長大的，師(C，N)具有比A1N穩(wěn) 定性高、比TiN和BN容易控制等優(yōu)點。不過，在師微合金化齒輪鋼中，由于Nb(C，N)析出相在 奧氏體晶界析出，使鋼的熱塑性低谷區(qū)凸顯（原奧氏體晶界強(qiáng)度減弱），結(jié)果導(dǎo)致其容易發(fā) 生表面開裂，熱加工難度加大（如終社溫度或終鍛溫度不能低于900°C)。相對于Cr系和Cr- Ni-Mo系齒輪鋼，添加 Nb后的化-Mo系齒輪鋼(如20CrMoH鋼）因有Mo和無 Ni的成分特點，其熱 加工問題將更為突出。
[0005] 此外，齒輪鋼的澤透性因晶粒細(xì)化會有所降低，根據(jù)SAE J406標(biāo)準(zhǔn)，晶粒度每增加 一級，澤透性降低8%。另外，NbC析出會使奧氏體中固溶的C含量下降，從而進(jìn)一步降低澤透 性。如采用Nb微合金化20CrMoH細(xì)化晶粒來提高疲勞性能，還必須考慮因晶粒細(xì)化和師C析 出導(dǎo)致的澤透性下降問題。顯然，通過添加 B可W有效提高齒輪鋼澤透性，但同時必須確保 添加的B不因 BN析出而起不到提高澤透性作用。因此，在開發(fā)細(xì)晶粒滲碳齒輪鋼時，有必要 進(jìn)行多元微合金化處理方法，綜合利用各種微合金化元素的優(yōu)點。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0006] 本發(fā)明的目的在于提供一種多元微合金化抗疲勞滲碳齒輪鋼及其制造方法，解決 現(xiàn)有齒輪鋼滲碳晶粒容易粗化、疲勞性能低的技術(shù)難題。該齒輪鋼滲碳澤火后晶粒度提高2 級W上，晶粒度大于10級;滲碳后彎曲疲勞強(qiáng)度(0-1)比20CrMoH齒輪鋼提高15% W上、接觸 疲勞壽命化10)比20CrM細(xì)齒輪鋼提高30 % W上。
[0007] 根據(jù)上述目的，本發(fā)明所采取的技術(shù)方案是：（1)通過添加微合金化元素師，形成 NbC和Nb(C，N)W阻止?jié)B碳時奧氏體晶粒的長大，從而保證奧氏體晶粒度大于10級；（2)通過 添加 B、Ti等元素，利用多元微合金化方法，W提高齒輪鋼在800-900°C熱塑性，防止因塑性 降低而導(dǎo)致熱加工難度增加；（3)通過添加 Ti >2陽]，ΒΜ[Ν]-Τ?/3.4)/1.4+0.001，利用固 溶的Β保證鋼的澤透性不因晶粒細(xì)化和師C析出而降低；（4)通過添加 Μη、Α1等元素，可W保 證獲得低的[0]含量，從而改善疲勞性能；（5)降低P、S等雜質(zhì)元素含量，W提高滲碳層和基 體的初性，進(jìn)一步改善疲勞性能；（6)通過降低終社溫度到850-900°C，細(xì)化滲碳前初始晶 粒，從而確保奧氏體晶粒度大于10級。
[000引本發(fā)明鋼的具體化學(xué)成分(重量％)為: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 , BO . 0005-0.0035 ,A1 0.02-0.06，Ti 0.01-0.04,陽]<0.015，[0] <0.0015,其余為化及不可避免的雜質(zhì)。為保證 澤透性不因晶粒細(xì)化而降低，同時要求Ti > 2 [N]，B > ([N] -Ti/3.4) /1.4+0.001。
[0009] 各元素的作用及配比依據(jù)如下：
[0010] C:主要固溶強(qiáng)化元素。為保證足夠的使用強(qiáng)度，C含量必須在0.15% W上;但C含量 高于0.25 %時會使初性顯著降低，對齒輪屯、部初性不利。因此，C含量因控制在0.15- 0.25%。
[0011] Si:脫氧劑，冶煉時加入。但使?jié)B碳層容易氧化，從而降低滲碳層初性，使齒輪疲勞 強(qiáng)度降低。因此，為保證脫氧效果和改善滲層初性，Si含量應(yīng)控制在0.35% W下。
[0012] Μη:脫氧和脫硫的有效元素，冶煉時加入;同時也是保證澤透性元素。但與Si類似， 使?jié)B碳層容易氧化，降低滲碳層初性，使齒輪疲勞強(qiáng)度降低。因此，為保證脫氧效果和改善 滲層初性，Μη含量應(yīng)控制在0.60-0.90 %。
[0013] Ρ:在鋼液凝固時形成微觀偏析，隨后在奧氏體后溫度加熱時偏聚到晶界，使鋼的 脆性顯著增大，從而不利于齒輪疲勞性能的提高，因此Ρ含量應(yīng)控制在0.015%?下。
[0014] S:不可避免的不純物，形成MnS夾雜物和在晶界偏析會惡化鋼的初性，從而不利于 齒輪疲勞性能的提高。因此，S含量應(yīng)控制在0.010% W下。
[0015] Cr:能夠有效提高鋼的澤透性，W獲得所需的強(qiáng)度。為確保齒輪澤透，應(yīng)不低于 0.80%，但化含量較高時會惡化鋼的冷加工性能。因此，化含量應(yīng)控制在0.80-1.20%。
[0016] Mo:能夠同時有效提高基體和滲碳層的澤透性。低于0.15%時上述作用不明顯;但 含量超過0.35 %時，促進(jìn)晶界鐵素體薄膜形成，對熱塑性不利，并且成本較高。因此，Mo含量 應(yīng)控制在0.15-0.35%。
[0017] Nb:形成碳氮化物能夠細(xì)化晶粒，從而有效降低滲碳澤火變形，并提高初性。低于 0.02 %時W上作用不明顯，高于0.08 %時作用增加不明顯，達(dá)到飽和。因此，Nb含量應(yīng)控制 在0.02-0.08%。
[0018] B:偏聚到晶界提高晶界強(qiáng)度，提高高溫塑性和澤透性。低于0.0005%時W上作用 不明顯，高于0.0035%時作用增加不明顯，達(dá)到飽和。同時為了避免所含B全部與[N]結(jié)合形 成BN而不能起到W上作用，要求B> (^]-1'1/3.4)/1.4+0.001。因此，8含量應(yīng)控制在 0.0005-0.0025%，且B > ([N]-Ti/3.4)/1.4