CN100584985C

CN100584985C - 一种齿轮用合金钢及其制备方法

Info

Publication number: CN100584985C
Application number: CN200610118752A
Authority: CN
Inventors: 黄泽民; 胡俊辉; 刘湘江; 范文杰
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baosteel Special Steel Co Ltd
Priority date: 2006-11-24
Filing date: 2006-11-24
Publication date: 2010-01-27
Anticipated expiration: 2026-11-24
Also published as: CN101191181A

Abstract

一种齿轮用合金钢，其化学成分的重量百分比为：C：0.16～0.19；Si≤0.12；Mn：0.50～0.60；Cr：1.75～1.90；Ni：1.75～1.90；P≤0.020；S≤0.015；Cu≤0.20；Als：0.015～0.040；Mo：0.15～0.35；Sn≤0.020；[O]≤0.002；[N]：0.006～0.018；[H]≤0.00015；Sb≤0.008；Ti≤0.01；Ca≤0.0020；其余为Fe。其制备方法包括扩氢退火步骤。本发明在同等渗碳条件下，经16个小时的渗碳处理，内氧化倾向小；具有很高的接触疲劳强度和弯曲疲劳强度，适宜应用于10以上模数的齿轮。

Description

一种齿轮用合金钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种齿轮用合金钢，尤其涉及一种大模数渗碳齿轮钢材。

背景技术

齿轮钢是用于制造齿轮的合金结构钢。牵引齿轮作为电力机车和电传动内燃机车牵引传动装置中的重要零件，传递着牵引电机所产生的扭矩，并承受着来自线路的冲击和自身轴系的震动所产生的动载荷。随着电机单轴功率和机车行进速度的提高，齿轮传递的扭矩和动载荷增大，齿轮的服役条件也更为苛刻。

牵引齿轮的承载能力和使用寿命是齿轮钢最为重要的性能参数。而表征该性能的直接指标是轮齿齿面的接触疲劳强度、齿根的弯曲疲劳强度和齿面抗胶合和磨损的能力。

为了提高齿轮的承载能力和使用寿命，机车牵引齿轮多采用低碳合金钢渗碳淬火或中碳合金结构钢感应加热表面淬火处理。已有的研究表明，渗碳淬火齿轮的弯曲疲劳强度极限和接触疲劳强度极限平均比感应加热表面淬火齿轮的高20-30％，这是因为渗碳齿轮表面含碳量高，淬火后硬度可达56-62HRC，此外，渗碳淬火齿轮其含碳量自表及里逐渐降低，当采用淬透性良好的低碳合金钢时，淬火后齿轮心部可获得高强韧性的低碳马氏体组织，故渗碳钢更适用于高速重载机车牵引齿轮。

目前对于机车牵引齿轮的主动齿轮，由于齿数少，轮齿相对磨损大，无论内燃或电力机车，国内外多选用低碳合金钢渗碳淬火处理。。

目前我国内燃和电力机车渗碳淬火齿轮材料大量采用的是20CrMnMo，图1为试样20CrMnMo表面内氧化深度级别4级(20μm)的金相组织图。图5为20CrMnMo的R-S-N曲线图。这种钢的特点是价格低廉，但淬透性带宽，10模数以上的齿轮在渗碳淬火后轮齿心部常常存在大量的片状析出铁素体，心部强度不足，影响其疲劳强度，同时该钢种中以Cr、Mn为主要合金元素且含有较高的Si元素存在，故内氧化倾向严重，渗碳过程中轮齿表面容易产生超标的非马氏体组织，特别是齿根部位无法磨削，残留的超标非马氏体组织影响使用性能(主要是弯曲疲劳强度)。

近年来，在新型高速重载机车牵引齿轮的设计制造中为了提高使用性能，另外还较多采用20Cr₂Ni₄作为渗碳齿轮材料，图2为试样20Cr₂Ni₄表面内氧化深度级别3级(10μm)的金相组织图。图6为20Cr₂Ni₄的R-S-N曲线图。

该材料的特点是：大量使用了Cr、Ni作为合金元素，大大提高了钢的淬透性，改善了轮齿心部的组织，具有理想的强韧性匹配，同时内氧化倾向小。从使用性能的角度看是高速重载齿轮的理想材料。但是，该钢种由于大量使用Ni作为合金元素，材料成本昂贵，同时在加工过程中发现，该钢种的大齿坯在锻造中容易产生白点而报废，此外，锻后预处理不当容易产生混晶而影响热处理后的组织，直接造成热处理废品。

发明内容

本发明的目的在于提供一种齿轮用合金钢，替代用于高速重载机车牵引齿轮的传统材料20CrMnMo、20Cr₂Ni₄钢，使得用本发明的合金钢生产的大规格大模数渗碳齿轮具有高的接触疲劳强度和弯曲疲劳强度，满足高速重载齿轮的苛刻服役条件。

本发明的另一目的是提供一种上述合金钢的制备方法。

为了达到上述目的，本发明提供了一种齿轮用合金钢，该齿轮用合金钢的重量百分比为：C：0.16～0.19；Si≤0.12；Mn：0.50～0.60；Cr：1.75～1.90；Ni：1.75～1.90；P≤0.020；S≤0.015；Cu≤0.20；Als：0.015～0.040；Mo：0.15～0.35；Sn≤0.020；[O]≤0.002；[N]：0.006～0.018；[H]≤0.00015；Sb≤0.008；Ti≤0.01；Ca≤0.0020；其余为Fe。

下面就本发明中化学成分及限定理由详述如下：

本发明主要化学元素的成分设计。

C：0.16～0.19wt％

渗碳钢设计的首要问题即是确定碳含量。考虑到大模数重载齿轮钢将配入较高的Cr、Ni等元素，故采用较低的碳含量和表面硬化后具有较厚的渗碳层，使零件表面具有高强度，高耐磨性而心部有足够的硬度和优良的强韧性。采用低碳合金钢渗碳，具有足够的淬透性、心部强度还相当高。

Si≤0.12wt％

齿轮钢渗碳处理时出现内氧化缺陷，试验认为主要由脱氧元素Si引起，故在冶金技术允许的前提下，控制在0.12wt％以下为好。

Mn：0.50～0.60wt％

对于渗碳钢来说，适量的Mn可增加钢的淬透性，起到固溶强化的作用，并利用其较便宜的成本来部分替代Cr、Ni等合金元素的作用，一般Mn含量在合金钢中的含量为0.5％时具有优良的表现。

Cr：1.75～1.90wt％；Ni：1.75～1.90wt％

主体合金元素Cr、Ni的加入大大提高了心部和表层的性能，其中Cr有利于在渗碳层获得细小的碳化物，Ni有利于提高心部的强韧性，降低内氧化倾向，提高材料的抗过载能力。但在我国，Ni为稀有贵重金属，虽然加入钢中淬透性和综合机械性能可以大大改善，但考虑到成本昂贵，不宜过多配入，故Cr、Ni配比以1∶1的设计为宜。

Mo：0.15～0.35wt％

Mo是提高钢的淬透性很有效的元素，但是与调质钢相比较，含钼的渗碳钢是相对较少的。因为Mo在调质钢中除了增大淬透性外，还减轻了回火脆性，使钢在高温回火后具有较高的硬度和强度。但对于渗碳钢而言，Mo只起增大淬透性作用，而这种作用大部分已由本发明的Cr、Ni、Mn等元素的配入来达到。本发明只加入少量Mo元素，其主要作用是：能阻止奥氏体晶粒长大、细化晶粒、减轻晶界氧化。

Als：0.015～0.040wt％

渗碳钢的渗碳过程大部分是在910～930℃温度进行，在这温度区间，钢是处于奥氏体状态，随着保温时间的延长，晶粒长大的倾向性越大，粗大或混乱的晶粒对使用极其不利，因此通过设计0.015～0.040wt％的酸溶铝，与N配合形成AlN微细粒子，钉扎晶界，阻止奥氏体晶粒的长大。

P≤0.020wt％

为杂质和脆性元素，越低越好。

Sn≤0.020wt％

为脆性元素越低越好。

S≤0.015wt％

为非金属夹杂物形成元素，越低越好。

Cu≤0.20wt％

为热脆性元素，亦须控制，越低越好。气体元素氮：适量的氮元素配入，与A1结合形成AlN化合物细粒，使本发明具备本质细晶粒钢的质量要求。

[O]≤0.002wt％

气体元素氧易形成B类非金属夹杂物，通过冶金手段控制在20ppm以下。

[H]≤0.00015wt％

在大规格合金钢中含有过量的气体元素氢，极易在热加工过程中产生白点缺陷，造成热加工废品，故限制在其白点发生的门槛值以下。

Sb≤0.008wt％；Ti≤0.01wt％；Ca≤0.0020wt％

锑、钛、钙：均为冶金原料带入，应予限制和稀释，达到设计所提的要求。这些残余元素和气体含量的有效控制可使本发明具有优良的工艺性能和表面、芯部的强韧性性能。

本发明还提供了一种该齿轮用合金钢的制备方法，包括如下步骤：直流电弧炉冶炼；钢包炉外精炼；100吨罐式真空炉脱气精炼；下注方锭或多角钢锭；热送或温送至加热炉加热；快锻机锻压成规定的大规格圆棒：扩氢退火；圆棒表面粗车光。

其中扩氢退火包括如下步骤：400～500℃保温2小时，升温速度不大于100℃/h至880±10℃，保温8小时，降温至350～400℃保温8小时，然后以不大于100℃/h的升温速度680±10℃，保温50～72小时，随炉冷却至250℃出炉空冷。其成品钢材的直径一般在φ250mm～φ670mm之间，适合于后续的镦锻扩孔及表面渗碳和调质热处理等齿轮热加工工艺，该钢材应用于10模数以上的大型齿轮。

本发明与现有常规钢种20CrMnMo、20Cr₂Ni₄钢相比具有下列优点：在同等渗碳条件下，经16个小时的渗碳处理，内氧化倾向小；具有很高的接触疲劳强度，接触疲劳强度为2346MPa；优良的弯曲疲劳强度，弯曲疲劳强度为496.71MPa。

附图说明

图1为试样20CrMnMo表面内氧化深度级别4级(20μm)的金相组织图。

图2为试样20Cr2Ni4表面内氧化深度级别3级(10μm)的金相组织图。

图3为本发明齿轮用合金钢表面内氧化深度级别3级(10μm)的金相组织图。

图4为20CrMnMo；20Cr2Ni4以及本发明齿轮用合金钢的疲劳强度的对比曲线图。

图5为20CrMnMo的R-S-N曲线图。

图6为20Cr2Ni4的R-S-N曲线图。

图7为本发明齿轮用合金钢的R-S-N曲线图。

具体实施方式

下面通过实施例来详细说明本发明的齿轮用合金钢及其制备方法。

表1以及续表1列出了本发明的合金钢实施例1～5的化学成分。

表2列出了本发明的合金钢实施例1～5的综合机械性能。

表3列出了本发明实施例1～5的淬透性硬度值(HRC)。

表1

续表1

表2

表3

实施例1

见表1和续表1，实施例1的合金钢的重量百分比为：C：0.16；Si：0.12；Mn：0.60；Cr：1.90；Ni：1.90；P：0.011；S：0.003；Cu：0.16；Als：0.027；Mo：0.35；Sn：0.01；Sb：0.008；Ti：0.01；Ca：0.002；[O]：0.0020；[H]：0.00015；[N]：0.018，其余为Fe。

采用100吨直流电弧炉偏心底出钢的冶金方式，100吨钢包炉外精炼，100吨罐式真空脱气方法得到上述成分的合金钢，下注成13.2吨重的多角钢锭，随后热送至锻造工厂的加热炉。大钢锭在500℃保温5小时，升温7小时至1190℃，保温3小时，钢锭在4000吨快锻机上热压力加工成Φ670mm圆形棒材；锻后热装退火炉，然后实施扩氢退火工艺：400℃保温2小时，升温速度为100℃/h，到870℃，保温8小时，降温至350℃～400℃左右保温8小时，然后以100℃/h的升温速度升至670℃，保温50小时，随炉冷却至250℃出炉空冷。

实施例1合金钢的综合机械性能见表2(每个实施例中每个指标测试两次)，由表2可见，抗拉强度Rm，达到1370Mpa，1380Mpa，屈服强度Rp0.2为1250Mpa，1260Mpa，延伸率A5达到14％，断面收缩率Z为56％，58％，在常温下冲击功Akv为66J及55J，无非金属夹杂物kO₃。

淬透性硬度值(HRC)见表3，由表3可见，J1.5(即端淬试样离淬火端的距离为1.5mm时，其淬透性硬度值达到45HRC，同样在表3中还列举了端淬试样离淬火端的距离为3mm、6mm、9mm等等时的淬透性硬度值，在此不一一累述。

实施例2

实施例2的合金钢的重量百分比为：C：0.18；Si：0.10；Mn：0.54；Cr：1.86；Ni：1.83；P：0.009；S：0.003；Cu：0.14；Als：0.015；Mo：0.20；Sn：0.01；Sb：0.005；Ti：0.01；Ca：0.001；[O]：0.0013；[H]：0.0001；[N]：0.012，其余为Fe。

采用100吨直流电弧炉偏心底出钢的冶金方式，100吨钢包炉外精炼，100吨罐式真空脱气方法得到上述成分的合金钢，下注成5.9吨重的多角钢锭，随后热送至锻造工厂的加热炉。大钢锭在510℃保温5小时，升温7小时至1210℃，保温3小时，钢锭在2000吨快锻机上热压力加工成Φ250mm圆形棒材；锻后热装退火炉，然后实施扩氢退火工艺：420℃保温2小时，升温速度为90℃/h，到880℃，保温8小时，降温至350℃～400℃左右保温8小时，然后以90℃/h的升温速度升至680℃，保温55小时随炉冷却至250℃出炉空冷。

实施例2合金钢的综合机械性能见表2，淬透性硬度值(HRC)见表3。在此不一一累述。

实施例3

实施例3的合金钢的重量百分比为：C：0.19；Si：0.09；Mn：0.50；Cr：1.75；Ni：1.75；P：0.020；S：0.004；Cu：0.20；Als：0.028；Mo：0.15；Sn：0.02；Sb：0.005；Ti：0.007；Ca：0.001；[O]：0.0016；[H]：0.0001；[N]：0.006，其余为Fe。

采用100吨直流电弧炉偏心底出钢的冶金方式，100吨钢包炉外精炼，100吨罐式真空脱气方法得到上述成分的合金钢，下注成3.7吨重的多角钢锭，随后热送至锻造工厂的加热炉。大钢锭在520℃保温5小时，升温7小时至1200℃，保温3小时，钢锭在2000吨快锻机上热压力加工成Φ320mm圆形棒材；锻后热装退火炉，然后实施扩氢退火工艺：500℃保温2小时，升温速度为80℃/h，到890℃，保温8小时，降温至350℃～400℃左右再保温8小时，然后以80℃/h的升温速度升至690℃，保温58小时，随炉冷却至250℃出炉空冷。

实施例3合金钢的综合机械性能见表2，淬透性硬度值(HRC)见表3。在此不一一累述。

实施例4

实施例4的合金钢的重量百分比为：C：0.17；Si：0.10；Mn：0.55；Cr：1.83；Ni：1.82；P：0.009；S：0.005；Cu：0.14；Als：0.029；Mo：0.16；Sn：0.01；Sb：0.005；Ti：0.003；Ca：0.001；[O]：0.0015；[H]：0.0001；[N]：0.013，其余为Fe。

采用100吨直流电弧炉偏心底出钢的冶金方式，100吨钢包炉外精炼，100吨罐式真空脱气方法得到上述成分的合金钢，下注成3.7吨重的多角钢锭，随后热送至锻造工厂的加热炉。大钢锭在550℃保温5小时，升温7小时至1205℃，保温3小时，钢锭在2000吨快锻机上热压力加工成Φ600mm圆形棒材；锻后热装退火炉，然后实施扩氢退火工艺：480℃保温2小时，升温速度为95℃/h，到880℃，保温8小时，降温至350℃～400℃左右再保温8小时，然后以95℃/h的升温速度升至680℃，保温62小时，随炉冷却至250℃出炉空冷。

实施例4合金钢的综合机械性能见表2，淬透性硬度值(HRC)见表3。在此不一一累述。

实施例5

实施例5的合金钢的重量百分比为：C：0.18；Si：0.09；Mn：0.56；Cr：1.81；Ni：1.82；P：0.006；S：0.015；Cu：0.15；Als：0.040；Mo：0.30；Sn：0.01；Sb：0.003；Ti：0.01；Ca：0.001；[O]：0.0013；[H]：0.0001；[N]：0.009，其余为Fe。

采用100吨直流电弧炉偏心底出钢的冶金方式，100吨钢包炉外精炼，100吨罐式真空脱气方法得到上述成分的合金钢，下注成13.2吨重的多角钢锭，随后热送至锻造工厂的加热炉。大钢锭在500℃保温5小时，升温7小时至1195℃，保温3小时，钢锭在4000吨快锻机上热压力加工成Φ600mm圆形棒材；锻后热装退火炉，然后实施扩氢退火工艺：430℃保温2小时，升温速度为85℃/h，到870℃，保温8小时，降温至350℃～400℃左右保温8小时，然后以85℃/h的升温速度升至670℃，保温72小时，随炉冷却至250℃出炉空冷。

实施例5合金钢的综合机械性能见表2，淬透性硬度值(HRC)见表3。在此不一一累述。

对比图1～图3，在同等渗碳条件下，经16个小时的渗碳处理，内氧化倾向小。TB/T2254-91规定合金钢的内氧化上限为12μm，为4级，而本发明的内氧化上限为10μm，达到最大3级。

另外，本发明合金钢具有很高的接触疲劳强度，在失效概率P为1％(即可靠度为99％)时，N＝10⁷的条件下，接触疲劳应力强度为2346MPa，达到接触疲劳极限框图的上限，图4为三种材料(20CrMnMo；20Cr2Ni4以及本发明齿轮用合金钢)的接触疲劳应力强度的对比曲线。由图4可以看出，本发明的接触疲劳应力强度要高于20CrMnMo和20Cr2Ni4。

本发明合金钢具有优良的弯曲疲劳强度，当循环基数为N₀＝3×10⁶，失效概率P为1％(即可靠度为99％)时，弯曲疲劳强度为496.71MPa，达到弯曲疲劳极限框图的中上限水平，见图7。其优异的综合性能优势，在机车牵引齿轮中有更好的应用前景。图5和图6分别为20CrMnMo和20Cr2Ni4的R-S-N(即可靠度-应力-寿命曲线)。将图7对照图5和图6来看，可以看出当循环基数为N₀＝3×10⁶，在失效概率p为1％(即可靠度为99％)时，本发明钢的弯曲疲劳强度最大，即为496.7Mpa，20Cr2Ni4次之为483.86Mpa，20CrMnMo的弯曲疲劳强度为最小，仅达448.75Mpa。比较三种材料可知，发明钢是三种材料中综合性能最好的材料，其接触疲劳应力强度和弯曲疲劳强度均具有优异的可靠性优势。所以在高速重载机车牵引齿轮材料的优选中，无论从经济性还是适用性方面综合考虑，本发明钢均具有优良的实用价值。

Claims

1.一种齿轮用合金钢，其特征在于，成分重量百分比为：C：0.16～0.19；

Si≤0.12；

Mn：0.50～0.60；

Cr：1.75～1.90；

Ni：1.75～1.90；

P≤0.020；

S≤0.015；

Cu≤0.20；

Als：0.015～0.040；

Mo：0.15～0.35；

Sn≤0.020；

[O]≤0.002；

[N]：0.006～0.018；

[H]≤0.00015；

Sb≤0.008；

Ti≤0.01；

Ca≤0.0020；

其余为Fe；

其制备方法包括扩氢退火步骤：400～500℃保温2小时；升温以速度不大于100℃/h至870℃～890℃；降温至350℃～400℃保温8小时；然后以≤100℃/h的升温速度升至670℃～690℃；保温时间为50～72小时；随炉冷却至250℃出炉空冷。

2.一种如权利要求1所述的齿轮用合金钢的制备方法，其特征在于：包括扩氢退火步骤，所述扩氢退火步骤为：

400～500℃保温2小时；

升温以速度不大于100℃/h至870℃～890℃；

降温至350℃～400℃保温8小时；

然后以≤100℃/h的升温速度升至670℃～690℃；保温时间为50～72小时；

随炉冷却至250℃出炉空冷。

3.如权利要求2所述的齿轮用合金钢的制备方法，其特征在于，还包括下述步骤：

直流电弧炉冶炼；

钢包炉外精炼；

100吨VD真空炉脱气精炼；

下注方锭或多角钢锭；

热送或温送至加热炉加热；

快锻机锻压成规定的大规格圆棒；

圆棒表面粗车光；

所述扩氢退火步骤在快锻机锻压成规定的大规格圆棒步骤之后进行。