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】
[0001] 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】
[0002] 20CrMoH钢(相当于日本的SCM420H钢和美国的SAE411細钢)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系统中的重要齿轮。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。汽车传动系统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(Matlock DK et al.Materials Research, 2007,8:453)。不过，W20CrM 細钢为代表 的渗碳齿轮钢，由于需要经930°C左右高溫长时间渗碳处理，在渗碳过程中其奥氏体晶粒容 易长大，很难控制在8级W下。
[0003] 通过微合金化方法可W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A1的含量， 形成A1N析出相来细化晶粒，但由于A1N析出相在渗碳溫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，运些齿轮钢的生产工艺控制难度较大。
[0004] 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等齿轮钢的渗碳溫度提高到了 1050°C，且奥 氏体晶粒没有显著粗化;我国专利化200610089371.7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&-Ni-Mo系重载齿轮钢，其奥氏体晶粒度高于10级。W 上师微合金化齿轮钢是通过析出师(C，N)颗粒来阻止奥氏体长大的，师(C，N)具有比A1N稳 定性高、比TiN和BN容易控制等优点。不过，在师微合金化齿轮钢中，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（如终社溫度或终锻溫度不能低于900°C)。相对于Cr系和Cr- Ni-Mo系齿轮钢，添加 Nb后的化-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。
[0005] 此外，齿轮钢的泽透性因晶粒细化会有所降低，根据SAE J406标准，晶粒度每增加 一级，泽透性降低8%。另外，NbC析出会使奥氏体中固溶的C含量下降，从而进一步降低泽透 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师C析 出导致的泽透性下降问题。显然，通过添加 B可W有效提高齿轮钢泽透性，但同时必须确保 添加的B不因 BN析出而起不到提高泽透性作用。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】
[0006] 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。该齿轮钢渗碳泽火后晶粒度提高2 级W上，晶粒度大于10级;渗碳后弯曲疲劳强度(0-1)比20CrMoH齿轮钢提高15% W上、接触 疲劳寿命化10)比20CrM細齿轮钢提高30 % W上。
[0007] 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师，形成 NbC和Nb(C，N)W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，W提高齿轮钢在800-900°C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阳]，ΒΜ[Ν]-Τ?/3.4)/1.4+0.001，利用固 溶的Β保证钢的泽透性不因晶粒细化和师C析出而降低；（4)通过添加 Μη、Α1等元素，可W保 证获得低的[0]含量，从而改善疲劳性能；（5)降低P、S等杂质元素含量，W提高渗碳层和基 体的初性，进一步改善疲劳性能；（6)通过降低终社溫度到850-900°C，细化渗碳前初始晶 粒，从而确保奥氏体晶粒度大于10级。
[000引本发明钢的具体化学成分(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 , BO . 0005-0.0035 ,A1 0.02-0.06，Ti 0.01-0.04,阳]<0.015，[0] <0.0015,其余为化及不可避免的杂质。为保证 泽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。
[0009] 各元素的作用及配比依据如下：
[0010] 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% W上;但C含量 高于0.25 %时会使初性显著降低，对齿轮屯、部初性不利。因此，C含量因控制在0.15- 0.25%。
[0011] Si:脱氧剂，冶炼时加入。但使渗碳层容易氧化，从而降低渗碳层初性，使齿轮疲劳 强度降低。因此，为保证脱氧效果和改善渗层初性，Si含量应控制在0.35% W下。
[0012] Μη:脱氧和脱硫的有效元素，冶炼时加入;同时也是保证泽透性元素。但与Si类似， 使渗碳层容易氧化，降低渗碳层初性，使齿轮疲劳强度降低。因此，为保证脱氧效果和改善 渗层初性，Μη含量应控制在0.60-0.90 %。
[0013] Ρ:在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后溫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Ρ含量应控制在0.015%?下。
[0014] 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初性，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% W下。
[0015] Cr:能够有效提高钢的泽透性，W获得所需的强度。为确保齿轮泽透，应不低于 0.80%，但化含量较高时会恶化钢的冷加工性能。因此，化含量应控制在0.80-1.20%。
[0016] Mo:能够同时有效提高基体和渗碳层的泽透性。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%。
[0017] Nb:形成碳氮化物能够细化晶粒，从而有效降低渗碳泽火变形，并提高初性。低于 0.02 %时W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%。
[0018] B:偏聚到晶界提高晶界强度，提高高溫塑性和泽透性。低于0.0005%时W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W上作用，要求B> (^]-1'1/3.4)/1.4+0.001。因此，8含量应控制在 0.0005-0.0025%，且B > ([N]-Ti/3.4)/1.4