CN100473746C - 高强度汽车用齿轮钢 - Google Patents
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Abstract
高强度汽车用齿轮钢，其成分质量百分比为：C：0.20～0.40，Si：0.20～0.50，Mn：0.50～1.00，Cr：0.80～1.30，Nb：0.015～0.080，V：0.030～0.090，Mo：0.15～0.55，Al：0.015～0.050，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明通过加入微量的Nb、V后，齿轮钢的晶粒度、淬透性及其带宽均得到明显优化，从而使批量生产的齿轮的热处理变形量较小，配对率提高；同时，增加了齿轮钢的综合力学性能，使用寿命延长；而且，成本低。
Description
技术领域
本发明涉及一种齿轮钢，特别是汽车用高强度齿轮钢。
背景技术
近来，随着汽车轻量化及环保和节省燃油等汽车工业发展的需求，提高齿轮的设计应力即要求钢高强度化已经作为国内外汽车齿轮钢发展的主要方向，但是，现有引进的新牌号齿轮钢在使用中往往出现芯部淬透性不足、末端淬透性带控制较宽等问题，经一段时间使用后将会出现齿轮性能不稳定，导致用户更换齿轮困难，并可能产生一系列安全问题，因此提高齿轮钢性能的稳定性成为了当务之急。
迄今为止，22CrMoH钢(相当于日本的SCM822H)已经普遍使用于汽车后桥齿轮上，这些齿轮钢的端淬硬度范围为33～41HRC、淬透性带宽≦8HRC、晶粒度要求≧5级。但是最近几年的发展目标要求为淬透性带≦4HRC、晶粒度≧7级。现有齿轮钢往往不能满足这方面要求，关键的问题是成分控制不均匀，奥氏体晶粒度不够均匀细小导致其末端淬透性不够稳定。因此，开发良好的淬透性能(窄的淬透性带)和晶粒细小均匀的高强度齿轮钢成为当今钢种开发和试制的主题。
现有齿轮钢如表1所示：
表1(wt％)
| 专利号 | C | Si | Mn | Cr | Mo | Nb | V | Al | Ni | Cu |
| JP4088148 | 0.1/0.2 | 0.05/0.10 | 0.3/1.0 | 0.5/1.5 | (Cr或)0.5/2.0 | 0.005/0.07 | 0.005/0.07 | |||
| JP4083848 | 0.15/0.25 | <＝0.20 | 0.40/0.70 | 0.4/0.7 | 0.6/1.5 | 0.015/0.030 | 0.015/0.03 | 1.0/3.0 | ||
| JP4124217 | 0.13/0.25 | <＝0.05 | 0.3/1.0 | 0.1/1.0 | 0.2/1.0 | 0.01/0.10 | ||||
| JP3061348 | 0.4/ | 0.05/ | 0.3/ | 0.01 | 0.02/ | 0.01/ | 0.001 | 0.001 |
| 1.3 | 1.0 | 1.5 | /1.5 | 0.30 | 0.10 | /2.0 | /0.30 | |||
| JP10017928 | 0.50/0.75 | 0.5/1.8 | 0.1/0.4 | 0.05/0.5 | 0.019/0.05 |
专利JP 4088148发明钢主要通过加入适量的Nb、V以提高其齿根及齿面的疲劳强度，与本发明钢相比，其C、Si含量较低，适合于快速渗碳，但强度相对低于本发明钢，且Cr及Mo没有同时加入，淬透性提高不足；
专利JP 4083848发明钢通过复合加入Nb、Ni等合金元素以提高齿轮的弯曲及冲击疲劳性能，但该钢种Nb含量较低，不足以发挥Nb的析出强化(固溶Nb)及沉淀强化(碳化铌)的双重强化作用，因此Nb的细化晶粒作用没有得到充分发挥，导致其强度略显不足，同时该钢其他合金含量较高，成本增加；
专利JP 4124217发明钢通过添加不同含量的Mo、Ni等微合金化元素来细化钢的晶粒度，且增加其抗淬火变形能力，但此钢种的主要目的是提高钢的韧性及稳定性，没有充分考虑高强度的使用要求；
专利JP 3061348、JP 10017928发明钢为强硬化的齿轮钢(高碳)，添加合金元素主要为了提高齿轮的芯部韧性。
可以看出，该类钢种一般均需要进行后续渗碳处理，要求淬透性带必须很窄，以使批量生产的齿轮的热处理变形较小，配对率提高，因此必须严格控制那些对淬透性影响大的元素的成分波动。现有国产齿轮钢均存在淬透性不足或淬透性带控制不够窄的问题，满足不了当今汽车性能稳定高效的要求。另外，我国Mo、Ni等金属资源丰富缺乏，价格昂贵。因此，降低钢中此类元素的含量有节能增效的重要意义。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强度汽车用齿轮钢，具有淬透性优异(窄淬透性带)和晶粒均匀细小、低成本特点。
为达到上述目的，本发明的技术方案是，
高强度汽车用齿轮钢，其成分质量百分比为，
C：0.20～0.40
Si：0.20～0.50
Mn：0.50～1.00
Cr：0.80～1.30
Nb：0.015～0.080
V：0.015～0.10
Mo：0.15～0.55
Al：0.015～0.050
其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明钢加入Nb改善了钢材的淬透性和强度，其原因是由于Nb加入后细化了原始奥氏体的晶粒尺寸，提高了钢材的综合力学性能；Nb在钢水中的收得率将近100％，合金化准确，反应在性能数据上分散度小；另外，Nb的碳氮化物在轧钢时可以“钉扎”晶界，阻止晶粒长大，而固溶Nb在晶界富集浓度高达1.0％以上(原子比)，晶内较低，所以它具有双重强烈拖拽晶界移动的能力。将Nb的含量控制在0.015～0.08wt％是为了使其在热变形中以析出物形态及固溶态存在的比例(2:3)达到最佳，同时可以节约成本。
V是一种能细化钢的晶粒组织以及提高钢的强度、韧性和耐磨性的元素，而且当它在高温熔入奥氏体时，可增加钢的淬透性。V的碳化物及氮化物能起到沉淀强化的作用。V的含量低于0.030wt％时，强化效果不明显，但V的碳化物及氮化物的大量沉淀将导致钢的韧性下降，因此控制V的含量在0.090wt％以下，同时采取添加Nb来改善加入V带来的韧性损失。
碳是保证齿轮使用强度所必需的成分，但当减轻汽车重量要求高强度时，应限制碳含量，同时，碳是影响钢的淬透性至关重要的元素。碳含量低于0.20％齿轮强度不够，且不能保证良好淬透性的要求，高于0.40％后不能满足齿轮心部韧性的要求。因此，确定碳含量为0.2～0.4％。
钢中加入Cr可以改善其淬透性及强度、耐磨性，并起到一定的抗氧化作用。Cr含量低于0.8％，对强度及淬透性的贡献不甚明显。另外，Cr明显降低淬火及回火钢材的韧性，但含量低于1.30％时无太大影响。与此同时，Cr降低了碳的活度，可以防止加热、轧制和热处理过程中的脱碳行为，因此增加了质量可靠性。当Cr量小于0.8％时，这种效应就不明显。所以，Cr含量控制在0.8～1.30％。
Mo能明显提高钢的淬透性和热强性，防止回火脆性及过热倾向，并能细化晶粒，改善钢的强度及韧性。Cr含量小于0.6％时，可明显增加钢的塑性，降低热裂倾向，但高于0.55％时，Mo增加钢的再热裂纹倾向，同时，Mo的价格昂贵，成本较高，一般应节约使用。所以，Mo含量一般控制在0.15～0.55％。
Mn能溶于铁素体，起固溶强化的作用，还能增强奥氏体的稳定性，降低Ms点，提高淬透性，同时，Mn有利于消除S的有害作用，又有利于脱氧。但发现当Mn量小于0.5％时作用较小。当Mn含量超过1.0％后，淬透性提高很大，在热轧时韧性变坏，以致影响钢丝的生产。因此Mn含量控制在0.5～1.0％之间。
本发明还提供了一系列齿轮钢的化学成分。通常说来，齿轮钢的淬透性及其带宽控制是通过改变钢的碳、锰、铬等元素的含量及分布来实现的。但这些元素的加入势必会不同程度地降低钢的韧性，组织中晶粒不够均匀细小使其稳定性下降，导致钢性能波动较大。如国产化后的日本的SCM822H及美国的SAE8620H等都出现淬透性不足或淬透性带较宽的问题，这严重影响齿轮的使用性能。本发明中通过加入适量的Nb、V后，Mo含量可以降低到比较低的水平，节约了成本，而淬透性能(淬透性带)并没有下降。其原因是由于Nb、V等合金元素的加入细化了初始奥氏体的晶粒尺寸并在基体中形成了阻碍位错滑移的细小析出相，增强了其组织的均匀稳定性。同时，明显提高了钢的淬透性，并将淬透性带控制较窄，性能波动小。
本发明的有益效果
本发明钢中由于复合加入了Nb、V，细化了原始奥氏体的晶粒尺寸、增加了钢的淬透性、提高了钢材的综合力学性能；此外，Nb、V、Al等合金元素的加入在提高了钢强度的同时，改善了钢的韧性。这些效果使钢材的强度、韧性及淬透性得到明显提高，并使其淬透性带宽范围控制在较高的水平上(≤4HRC)。
本发明中复合加入铌、钒、铝微合金化元素后可以极大地提高了钢的淬透性，淬透带宽明显缩小，从而降低了产品的性能尤其是硬度的波动范围，最终使得齿轮热处理后变形量较小，配对率提高；同时，采用复合添加铌、钒的方法充分发挥了二者强度与韧性良好的互补作用，其综合性能大大提高。另外，本发明从晶粒细化的角度来稳定钢的淬透性范围，改变了一贯从炼钢的角度即改善钢的纯净度来增加性能稳定性的观念。因此，用这种方法处理的新型齿轮钢可制造高应力、性能要求稳定严格的汽车齿轮。此外，和现有齿轮钢相比，本发明钢成本低廉，减少了Mo、Ni等战略元素的用量，并通过Nb、V、Al微合金化元素后提高了钢的综合力学性能，这完全符合节能降耗的设计思路。
具体实施方式
本发明的实施例参见表2。
表2 wt％
| C | Si | Mn | Cr | Mo | Al | Nb | V | Ni | Fe | |
| 实施例1 | 0.22 | 0.24 | 0.73 | 0.89 | 0.43 | 0.032 | 0.031 | 0.062 | 余量 | |
| 实施例2 | 0.23 | 0.21 | 0.70 | 1.00 | 0.35 | 0.030 | 0.051 | 0.071 | 余量 | |
| 实施例3 | 0.38 | 0.20 | 0.50 | 0.80 | 0.54 | 0.050 | 0.015 | 0.100 | 余量 | |
| 实施例4 | 0.35 | 0.50 | 1.00 | 1.20 | 0.15 | 0.015 | 0.080 | 0.030 | 余量 | |
| 实施例5 | 0.20 | 0.30 | 0.74 | 0.95 | 0.31 | 0.020 | 0.025 | 0.090 | 余量 | |
| 实施例6 | 0.30 | 0.25 | 0.70 | 1.30 | 0.40 | 0.030 | 0.050 | 0.020 | 余量 | |
| 实施例7 | 0.40 | 0.43 | 0.65 | 1.10 | 0.26 | 0.030 | 0.065 | 0.045 | 余量 | |
| 比较例1 | 0.23 | 0.28 | 0.82 | 1.09 | 0.41 | 0.03 | 余量 | |||
| 比较例2 | 0.15 | 0.07 | 0.61 | 0.99 | 0.033 | 0.80 | 0.56 | 余量 | ||
| 比较例3 | 0.21 | 0.15 | 0.54 | 0.62 | 1.03 | 0.022 | 0.022 | 2.00 | 余量 |
注：比较例1钢号为日本牌号SCM822H(相当于中国牌号22CrMoH)
比较例2钢号为专利(JP4083848)
比较例3钢号为专利(JP4088148)
表3 试验钢的晶粒度检测
| 钢号 | 晶粒度等级 |
| 实施例1 | 8 |
| 实施例2 | 9 |
| 实施例3 | 7 |
| 实施例4 | 9 |
| 实施例5 | 7 |
| 实施例6 | 8 |
| 实施例7 | 8 |
| 比较例1 | 5 |
| 比较例2 | 5 |
| 比较例3 | 7 |
表2中试验钢用比较法测定晶粒度，用YB 27-77中第一标准级别图评定其晶粒度级别。表3为试验钢的晶粒度等级检验结果。可以看出，本发明钢经加入Nb、V、Al元素，使其组织中晶粒明显细化。
表2中的试验钢经中频感应炉冶炼、锻造后在925℃正火、925℃下端淬后并测量其端淬硬度(按GB/T 5216-2004)，其结果如表4所示；同时取钢锭不同部位作淬透性试验，检测试验钢的淬透性带范围(见表5所示)。可以看出，在钢中加入铌和钒后，本发明钢的淬透性及淬透性带宽控制均明显优于对照钢B1和B2，并且本发明钢中通过复合添加Nb、V、Al元素，其淬透性及带宽控制均得到了不同程度的提高。
表4 试验钢的淬透性(HRC)
| 钢号 | 1.5 | 3 | 5 | 7 | 9 | 11 | 13 | 15 | 20 | 25 | 30 |
| 实施例1 | 48.7 | 47.8 | 46.4 | 45.8 | 45.4 | 43.6 | 41.0 | 39.2 | 37.3 | 35.3 | 32.6 |
| 实施例2 | 45.2 | 45.0 | 44.5 | 43.7 | 43.5 | 42.4 | 40.2 | 38.4 | 34.5 | 31.6 | 29.5 |
| 实施例3 | 49.7 | 48.5 | 47.4 | 46.0 | 45.6 | 44.4 | 42.5 | 40.8 | 36.7 | 33.6 | 31.5 |
| 实施例4 | 44.2 | 43.5 | 42.8 | 40.6 | 38.9 | 36.0 | 34.4 | 32.1 | 30.9 | 28.9 | 27.8 |
| 实施例5 | 45.4 | 44.8 | 43.9 | 42.7 | 41.8 | 38.6 | 36.4 | 34.5 | 32.3 | 29.8 | 26.9 |
| 实施例6 | 48.8 | 47.2 | 46.1 | 44.0 | 43.5 | 42.1 | 40.8 | 38.7 | 36.5 | 32.2 | 30.9 |
| 比较例1 | 45.0 | 44.8 | 43.5 | 36.5 | 33.6 | 30.1 | 28.2 | 26.4 | 24.3 | 23.4 | 22.5 |
| 比较例2 | 38.4 | 36.2 | 30.4 | 28.4 | 25.0 | 19.8 | 16.9 | 14.1 | 13.0 | 12.9 | 13.1 |
| 比较例3 | 50.2 | 48.5 | 45.2 | 43.6 | 42.2 | 40.1 | 38.9 | 38.0 | 35.7 | 33.5 | 30.2 |
表5 试验钢的淬透性带宽(HRC)
| 钢号 | 1.5 | 3 | 5 | 7 | 9 | 11 | 13 | 15 | 20 | 25 | 30 |
| 实施例1 | 3.2 | 2.4 | 1.4 | 2.7 | 3.5 | 3.1 | 3.9 | 2.3 | 2.4 | 3.9 | 2.2 |
| 实施例2 | 1.5 | 2.3 | 1.2 | 1.3 | 2.6 | 2.1 | 2.8 | 3.3 | 2.4 | 2.6 | 2.0 |
| 实施例3 | 3.7 | 3.8 | 1.6 | 4.2 | 4.1 | 3.5 | 3.6 | 4.0 | 3.6 | 2.9 | 3.7 |
| 实施例4 | 1.1 | 2.1 | 2.5 | 2.2 | 3.5 | 2.5 | 3.4 | 2.8 | 3.0 | 3.8 | 3.2 |
| 实施例5 | 3.4 | 3.6 | 3.0 | 2.9 | 2.4 | 1.7 | 3.5 | 4.5 | 4.1 | 4.0 | 3.5 |
| 实施例6 | 2.6 | 2.0 | 1.5 | 2.4 | 1.9 | 2.8 | 3.4 | 2.3 | 1.8 | 3.3 | 2.6 |
| 比较例1 | 5 | 4 | 4.8 | 4.5 | 2.9 | 2.7 | 2.8 | 1.9 | 1.6 | 0.8 | 2.5 |
| 比较例2 | 7 | 7 | 9 | 9 | 10 | 10 | 9 | 8 | 7 | 9 | 8.5 |
| 比较例3 | 4.2 | 3.4 | 5.0 | 2.3 | 2.7 | 5.2 | 6.0 | 4.5 | 3.6 | 3.4 | 2.9 |
试验钢经现场实施制成齿轮，再将渗碳淬火(渗碳层深为1.4～1.6mm)后的样品进行单齿弯曲疲劳试验，旋转弯曲疲劳试验机的负荷为90N·m，转速为3000r/min。从表6中可以看出，本发明钢由于复合添加了Nb、V细化了晶粒组织，其弯曲疲劳性能均高于或接近于对照钢。
表6 试验钢的疲劳性能
| 钢号 | 弯曲疲劳强度(Mpa) | 循环周次(x10<sup>6</sup>次)(1) |
| 实施例1 | 1310 | 9.5 |
| 实施例2 | 1390 | 10以上 |
| 实施例3 | 1270 | 8.5 |
| 实施例4 | 1395 | 10以上 |
| 实施例5 | 1220 | 8.0 |
| 实施例6 | 1290 | 9.3 |
| 比较例1 | 1170 | 6.0 |
| 比较例2 | 1280 | 8.0 |
| 比较例3 | 1210 | 9.0 |
注：(1)齿面接触应力为600kgf/mm2。
本发明与现有齿轮钢相比，碳含量均在不同的范围内，这是由于钢种使用条件的不同所致，同时，现有齿轮钢的合金加入主要以提高钢的强度为主，与本发明钢微合金化的目的有一定的差别。另外，与现有齿轮钢相比，本发明钢主要通过复合加入适量的Nb、V、Al后，钢的晶粒得到细化、淬透性提高，强度及韧性的配合要优于现有齿轮钢，且本发明添加的合金元素含量整体要低于现有齿轮钢，因此成本较低。
Claims (1)
1.高强度汽车用齿轮钢，其成分质量百分比为，
C 0.20～0.40
Si 0.20～0.50
Mn 0.50～1.00
Cr 0.80～1.30
Nb 0.015～0.080
V 0.015～0.10
Mo 0.15～0.43
Al 0.015～0.050
其余为Fe和不可避免的杂质。
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