大模數(shù)人字齒輪軸深層滲碳工藝參數(shù)優(yōu)化

龍志松 劉繼全 張義強(qiáng) 田壯臣

(1.二重集團(tuán)(德陽(yáng))精衡傳動(dòng)設(shè)備有限公司，四川618013；2.二重集團(tuán)(德陽(yáng))重型裝備股份有限公司，四川618013)

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大模數(shù)人字齒輪軸深層滲碳工藝參數(shù)優(yōu)化

龍志松1劉繼全1張義強(qiáng)2田壯臣1

(1.二重集團(tuán)(德陽(yáng))精衡傳動(dòng)設(shè)備有限公司，四川618013；2.二重集團(tuán)(德陽(yáng))重型裝備股份有限公司，四川618013)

通過(guò)優(yōu)化大模數(shù)齒輪軸深層滲碳淬火工藝參數(shù)，使?jié)B碳淬火后表層脫碳深度、內(nèi)氧化深度、碳化物形態(tài)、硬度梯度分布曲線得到極大的改善，減少了齒輪軸在磨削過(guò)程中產(chǎn)生裂紋的傾向，提高了齒輪軸使用壽命。

大模數(shù)齒輪軸；深層滲碳；內(nèi)氧化深度；碳化物；硬度梯度

1 原深層滲碳工藝參數(shù)分析

實(shí)際生產(chǎn)中，由于軋機(jī)齒輪機(jī)座傳動(dòng)齒輪軸長(zhǎng)度一般在4 m左右，通常采用深井式滲碳爐滲碳，由于爐膛較深，氣氛的循環(huán)較差，上下?tīng)t膛存在碳勢(shì)差異。由于工件要求的有效硬化層較深，滲碳周期長(zhǎng)，實(shí)際碳勢(shì)控制時(shí)難免會(huì)產(chǎn)生波動(dòng)，若滲碳時(shí)間及擴(kuò)散時(shí)間控制不當(dāng)，極易形成粗網(wǎng)狀碳化物，如圖1所示。

雖然通過(guò)調(diào)整淬火工藝可以消除部分碳化物，但晶界交界處的部分角塊狀碳化物卻無(wú)法消除，如圖2所示。

因此，我們還需對(duì)深層滲碳工藝的強(qiáng)滲擴(kuò)散比例、各階段強(qiáng)滲碳的設(shè)定值以及擴(kuò)散碳勢(shì)的設(shè)定值做進(jìn)一步的優(yōu)化，控制滲碳過(guò)程中碳化物的形成，并進(jìn)一步優(yōu)化硬度梯度曲線。

圖1 滲碳后晶界處網(wǎng)狀碳化物

圖2 淬火后晶界處無(wú)法消除的角塊狀碳化物

2 大模數(shù)齒輪軸深層滲碳淬火工藝參數(shù)優(yōu)化

2.1 滲碳工藝參數(shù)的優(yōu)化及說(shuō)明

2.1.1 滲碳溫度優(yōu)化及說(shuō)明

當(dāng)滲層要求一定時(shí)，提高滲碳溫度可縮短滲碳時(shí)間。但是，高溫滲碳對(duì)深層滲碳來(lái)說(shuō)卻不宜采用。齒輪長(zhǎng)時(shí)間停留在較高溫度，會(huì)使晶粒粗化，變形加大，甚至在淬火時(shí)有引起開(kāi)裂的危險(xiǎn)。含錳鋼，在高溫滲碳后，產(chǎn)生裂紋的傾向明顯加大。鉻在短期滲碳時(shí)能阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大。井式滲碳爐的最高使用溫度為950℃。對(duì)于大模數(shù)齒輪軸，粗加工后增加了正回火工序。減少了工件在后續(xù)高溫滲碳時(shí)奧氏體的長(zhǎng)大傾向及工件的變形。因此，針對(duì)大模數(shù)齒輪軸的滲碳，滲碳溫度設(shè)定為930℃。

2.1.2 滲碳各段強(qiáng)滲及擴(kuò)散段碳勢(shì)控制優(yōu)化及說(shuō)明

2.1.2.1 預(yù)滲段碳勢(shì)的設(shè)定

當(dāng)滲碳爐溫度達(dá)到設(shè)定溫度時(shí)，此時(shí)工件的溫度較爐溫要滯后30℃左右，并且爐內(nèi)碳勢(shì)氣氛達(dá)到均勻往往需要3 h～4 h。因此，我們?cè)趶?qiáng)滲前期，設(shè)定0.9%～1.0%的碳勢(shì)，為下段強(qiáng)滲段做準(zhǔn)備。

2.1.2.2 強(qiáng)滲段和擴(kuò)散段碳勢(shì)和時(shí)間的確定

(1)強(qiáng)滲碳勢(shì)的確定

經(jīng)過(guò)前期預(yù)滲段的均溫和均勻碳勢(shì)后，工件正式進(jìn)入強(qiáng)滲階段。滲碳化學(xué)熱處理碳原子擴(kuò)散動(dòng)力為氣氛碳濃度與工件表面的碳濃度梯度。碳濃度差越大，滲碳速度越快。因此，在第一階段強(qiáng)滲，往往采用較高的碳勢(shì)提高工件的滲速。根據(jù)氧探頭炭黑極限，在930℃時(shí)炭黑極限為1.25%。即工件合金碳勢(shì)值最高應(yīng)控制在1.20%。材料17Cr2Ni2Mo的合金因素為1.1，針對(duì)深井式滲碳爐碳勢(shì)易偏高的特點(diǎn)，將合金碳勢(shì)換算成爐內(nèi)氣氛碳勢(shì)為1.18/1.1=1.08±(1.08×0.05%)。隨著滲碳時(shí)間的增加，工件表面碳濃度不斷提高。若強(qiáng)滲碳勢(shì)仍然采用較高碳勢(shì)滲碳。工件表層的碳原子還來(lái)不及擴(kuò)散。奧氏體處于過(guò)飽和狀態(tài)，碳原子在晶界處開(kāi)始聚集，最終形成網(wǎng)狀碳化物。因此，在后階段的強(qiáng)滲段，強(qiáng)滲碳勢(shì)應(yīng)采用逐段遞減。第(2)段、第(3)段強(qiáng)滲采用1.05%碳勢(shì)，第(4)段強(qiáng)滲采用1.0%碳勢(shì)。

(2)擴(kuò)散碳勢(shì)的確定

目前，國(guó)內(nèi)外有一種趨勢(shì)，即降低滲碳齒輪表面C含量，要求表面C含量達(dá)到0.7%左右，因?yàn)?.7%左右的C含量淬火后對(duì)應(yīng)的是大量板條馬氏體+部分針狀馬氏體的混合組織，因而具有良好的馬氏體組織形態(tài)及相應(yīng)的綜合力學(xué)性能。同時(shí)，從硬度方面考慮，最大淬透性的C含量也約為0.7%，并不在最表層。

我廠生產(chǎn)的齒輪多為大型人字齒輪軸，考慮到變形量等因素，對(duì)大模數(shù)深滲層滲碳淬火件，滲碳前齒面的工藝磨量通常為0.7 mm～0.9 mm。因此，要使磨齒后仍達(dá)到較高的硬度值，則不僅要控制表面C含量，還需考慮到去除工藝留量后，仍能達(dá)到0.7%左右的C含量，否則就會(huì)出現(xiàn)交檢合格的產(chǎn)品經(jīng)磨齒后硬度下降的現(xiàn)象。

因此，必須采取措施，使表面C含量達(dá)到0.7%～0.8%，同時(shí)，在40%層深處，C含量達(dá)到0.7%左右。擴(kuò)散段碳勢(shì)采用逐級(jí)遞降的方式。而第(1)段擴(kuò)散由于在滲碳初期，表層奧氏體剛剛達(dá)到飽和狀態(tài)，與次表層存在較大碳濃度差，擴(kuò)散動(dòng)力依然強(qiáng)勁。此時(shí)，應(yīng)充分保證表層碳濃度，我們?cè)O(shè)定第(1)段擴(kuò)散碳勢(shì)為0.77%。隨著滲碳時(shí)間的進(jìn)行，碳原子逐步向內(nèi)層擴(kuò)散，擴(kuò)散動(dòng)力逐漸下降。第(2)、第(3)、第(4)階段的擴(kuò)散碳勢(shì)設(shè)定應(yīng)采取逐段遞減的方式，最終控制表面碳濃度在0.7%～0.8%。

(3)強(qiáng)滲段和擴(kuò)散段時(shí)間的確定

當(dāng)滲碳溫度、碳勢(shì)確定以后，滲碳時(shí)間主要取決于有效硬化層深度，滲碳時(shí)間越長(zhǎng)，硬化層越深，反之越淺。 對(duì)于17Ni2Cr2Mo鋼如果擴(kuò)散期控制不好，時(shí)間過(guò)短，有可能造成滲層碳濃度分布曲線過(guò)陡，在以后的緩冷過(guò)程中，形成緩冷裂紋。強(qiáng)滲階段時(shí)，氣氛碳濃度與表層形成碳濃度差，使得碳原子不斷向工件表層擴(kuò)散。表層碳濃度與次表層也形成濃度差，使得碳原子不斷向工件內(nèi)部擴(kuò)散。根據(jù)相關(guān)資料，當(dāng)強(qiáng)滲時(shí)間超過(guò)20 h時(shí)，表層奧氏體溶解C含量逐漸達(dá)到飽和，而向內(nèi)部擴(kuò)散的動(dòng)力也不斷減小。此時(shí)較高的氣氛碳勢(shì)繼續(xù)向表層擴(kuò)散時(shí)，碳化物沿奧氏體晶界析出，形成網(wǎng)狀碳化物。因此，我們?cè)O(shè)定每段強(qiáng)滲段時(shí)間應(yīng)不大于20 h。一段強(qiáng)滲結(jié)束后計(jì)算機(jī)模擬碳濃度梯度分布如圖3所示。

從圖3可以看出，豎線顯示強(qiáng)滲后碳濃度分布狀態(tài)，此時(shí)表層碳濃度很高，向里層逐減。擴(kuò)散段使得前段強(qiáng)滲段表層的碳原子不斷向次表層及工件內(nèi)層擴(kuò)散，使表層碳濃度梯度逐漸平緩，如圖4所示。擴(kuò)散時(shí)間越長(zhǎng)，碳濃度梯度越平緩。但時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，碳濃度梯度減小，碳原子向里層擴(kuò)散動(dòng)力減少，浪費(fèi)滲碳時(shí)間。因此，擴(kuò)散的時(shí)間是控制滲碳后網(wǎng)狀碳化物和增加滲碳效率的關(guān)鍵。我們通過(guò)調(diào)整強(qiáng)擴(kuò)時(shí)間比例，得到不同強(qiáng)擴(kuò)比例下滲碳后碳化物的形態(tài)，如表1所示。

從表1和圖5可以看出，當(dāng)強(qiáng)擴(kuò)時(shí)間比例為1.1∶1時(shí)，得到滲碳后的碳化物形態(tài)最合適。

圖3 經(jīng)過(guò)一段強(qiáng)滲后計(jì)算機(jī)模擬的碳濃度分布

圖4 擴(kuò)散段后計(jì)算機(jī)模擬的碳濃度梯度分布

強(qiáng)擴(kuò)時(shí)間比例滲碳后碳化物形態(tài)2∶1晶界處粗條狀狀網(wǎng)狀碳化物,局部角塊狀碳化物,強(qiáng)滲段擴(kuò)散不充分,如圖5(a)所示1.5∶1晶界處斷續(xù)網(wǎng)狀碳化物,局部仍有較粗的網(wǎng)狀碳化物,如圖5(b)所示1.1∶1圖7所示局部斷續(xù)細(xì)網(wǎng)狀碳化物,如圖5(c)所示

(a)強(qiáng)擴(kuò)時(shí)間比為2∶1

(b) 強(qiáng)擴(kuò)時(shí)間比為1.5∶1

(c)強(qiáng)擴(kuò)時(shí)間比為1.1∶1

工藝參數(shù)原工藝優(yōu)化后工藝滲碳溫度/℃強(qiáng)滲碳勢(shì)擴(kuò)散碳勢(shì)強(qiáng)擴(kuò)時(shí)間比例925Cp(PE)=1.1%Cp(PE)=0.77%2∶1930Cp(PE)=1.1%,逐段遞減Cp(PE)=0.77%,逐段遞減1.1∶1

2.2 工藝參數(shù)優(yōu)化小結(jié)

通過(guò)對(duì)原工藝參數(shù)分析及工藝參數(shù)優(yōu)化的說(shuō)明，我們對(duì)原工藝和優(yōu)化后工藝列表進(jìn)行對(duì)比，如表2所示。

優(yōu)化后用計(jì)算機(jī)PE程序模擬運(yùn)行得到碳濃度梯度及硬度梯度分布曲線，如圖6所示，圖中豎線為碳濃度梯度分布曲線，曲線為模擬硬度梯度曲線。從圖6可以看出，在總的滲碳時(shí)間不變的條件下，通過(guò)工藝參數(shù)的優(yōu)化，碳濃度梯度分布及硬度分布更為平緩。模擬有效硬化層深要更深一些。

根據(jù)上述模擬及分析，工藝參數(shù)優(yōu)化后滲碳曲線如圖7所示。需注意碳勢(shì)控制事項(xiàng)：(1)溫度達(dá)到750℃后，將“CO測(cè)量”旋鈕打至“開(kāi)”狀態(tài)，進(jìn)行CO動(dòng)態(tài)補(bǔ)償。(2)注意監(jiān)控CO含量，在強(qiáng)滲階段，CO含量控制在20%～22%左右。

(a)原工藝參數(shù)(b)優(yōu)化工藝參數(shù)后

圖6 模擬滲碳后碳濃度梯度及硬度分布

Figure 6 Simulated carbon concentration gradient and hardness distribution after carburizing

圖7 滲碳工藝曲線

3 工藝參數(shù)優(yōu)化后質(zhì)量檢驗(yàn)結(jié)果分析

3.1 金相檢驗(yàn)結(jié)果

通過(guò)對(duì)滲碳工藝參數(shù)的優(yōu)化，滲碳后金相檢驗(yàn)結(jié)果如圖8所示。

從圖8可以看出，晶界處粗條狀碳化物消失，出現(xiàn)細(xì)網(wǎng)狀碳化物。在淬火后，晶界處細(xì)網(wǎng)狀碳化物斷開(kāi)，形成彌散分布的顆粒狀碳化物，如圖9所示。

通過(guò)組織評(píng)級(jí)，符合JB/T 6141.3—1992標(biāo)準(zhǔn)圖B2中的1級(jí)，而彌散的顆粒狀碳化物是滲碳組織中的強(qiáng)化相，顆粒碳化物的彌散分布，既保證了齒面的強(qiáng)度和硬度，又不會(huì)引起齒面的剝落和點(diǎn)蝕，從而更加有利于齒面的使用壽命。有國(guó)外專(zhuān)家指出，齒輪滲碳淬火后碳化物評(píng)級(jí)以2級(jí)最為合適，就是為了保證碳化物組織中的彌散的顆粒碳化物[2]。

圖8 參數(shù)優(yōu)化后滲碳金相組織

圖9 淬火后表面碳化物組織

3.2 內(nèi)氧化深度及表面非馬氏體組織的檢驗(yàn)

鋼的內(nèi)氧化在800～900℃較長(zhǎng)時(shí)間加熱時(shí)發(fā)生，介質(zhì)中的O和CO2除了進(jìn)行表面氧化之外，還沿奧氏體晶界向里擴(kuò)散。當(dāng)鋼中含有Cr、Si、Al合金元素時(shí)，這些元素與氧原子的親和力遠(yuǎn)比Fe大[3]，因此，先被氧化沿晶界生成氧化物，使晶界附近合金元素降低，奧氏體穩(wěn)定性變小，故淬火時(shí)便會(huì)沿晶界形成屈氏體網(wǎng)，在拋光而未侵蝕的試樣中便可看到沿晶界內(nèi)氧化的黑色產(chǎn)物。

表3 距表面不同距離處硬度梯度分布

表4 工藝參數(shù)優(yōu)化前后滲碳質(zhì)量對(duì)比

淬火加熱造成的內(nèi)氧化層很薄，一般只有幾微米，淬火后能磨去，不影響使用，而滲碳過(guò)程中的內(nèi)氧化較深，如果淬火后磨不掉，就會(huì)影響表層性能。根據(jù)GB/T 3480.5—2008《漸開(kāi)線圓柱齒輪直齒輪和斜齒輪承載能力計(jì)算方法 第5部分：材料強(qiáng)度和質(zhì)量》中的ME要求，齒輪滲碳后e≥3 mm，IGO≤30 μm。滲碳后表面內(nèi)氧化深度見(jiàn)圖10。

從圖10測(cè)量可以得知，滲碳后內(nèi)氧化深度為14.56 μm～16.22 μm。達(dá)到GB/T 3480.5—2008中的ME級(jí)要求。

3.3 硬度梯度曲線分布

試樣有效硬化層深度的測(cè)定采用日本Akashi公司的AAV-500維氏硬度實(shí)驗(yàn)機(jī)。測(cè)定結(jié)果如表3所示。硬度梯度曲線分布如圖11所示。

根據(jù)GB/T 9450《鋼件滲碳淬火有效硬化層深度的測(cè)定和校核》有效硬化層深度以550HV為界。從圖11可以看出，550HV處距離為4.896 mm， 600HV處距離為3.75 mm，表面硬度梯度降平緩。

圖10 滲碳后表面內(nèi)氧化深度

圖11 硬度梯度曲線分布圖

3.4 小結(jié)

工藝參數(shù)優(yōu)化前后滲碳質(zhì)量對(duì)比見(jiàn)表4。

從表4可以看出，工藝參數(shù)優(yōu)化后，表面C含量、碳化物形態(tài)、表層非馬氏體組織深度、表層脫碳深度、硬度梯度分布曲線均得到了優(yōu)化。 通過(guò)對(duì)深層滲碳工藝參數(shù)的優(yōu)化，大模數(shù)齒輪軸滲碳淬火后的質(zhì)量控制達(dá)到預(yù)期效果。

4 結(jié)論

通過(guò)對(duì)大模數(shù)人字齒輪軸深層滲碳淬火工藝參數(shù)的優(yōu)化，改善了滲碳后網(wǎng)狀碳化物、表面非馬氏體深度、淬火后表面脫碳和硬度梯度分布曲線，極大的提高了齒輪軸的滲碳淬火質(zhì)量，為今后更大模數(shù)、更深層的齒輪、齒輪軸滲碳提供了工藝參考。

[1] 王紅閣, 楊師斌. 低速重載齒輪滲碳淬火熱處理工藝研究[J]. 新技術(shù)新工藝, 2008(4):91-93.

[2] 孟繼躍. 滲碳淬火工件金相組織的控制措施[J]. 現(xiàn)代冶金, 2012, 40(4):14-16.

[3] 孫廣平, 劉長(zhǎng)江, 孫福民,等. 17Cr2Ni2MoA滲碳淬火回火的工藝研究[J]. 汽輪機(jī)技術(shù), 2004, 46(2):151-153.

[4] 陳國(guó)民. 對(duì)齒輪熱處理變形控制技術(shù)的評(píng)述[C]// 第十次全國(guó)熱處理大會(huì). 2011.

編輯 杜青泉

Optimization of Deep Carburizing Process Parameter for Large Modulus of Herringbone Gear Shaft

Long Zhisong, Liu Jiquan, Zhang Yiqiang, Tian Zhuangchen

By optimizing deep carburizing and quenching process parameter for large modulus of herringbone gear shaft, surface decarburization depth, internal oxidation depth, carbide morphology and hardness gradient distribution curves have been greatly improved after carburizing and quenching, and the tendency of the crack in gear shaft occurred during the grinding process has been reduced, and the service life of the gear shaft is improved.

large modulus of herringbone gear shaft; deep carburizing; internal oxidation depth; carbide; hardness gradient

TG156

B

2016—07—09

大型重載齒輪軸在使用過(guò)程中，往往受到較大的沖擊載荷，通常發(fā)生斷齒、齒面疲勞點(diǎn)蝕剝落及齒面磨損等損壞形式。其中齒面點(diǎn)蝕剝落損壞是重載齒輪最普遍的失效形式之一。大型重載齒輪軸通常要求有效硬化層深度在5 mm以上，滲碳周期長(zhǎng)，碳化物組織難以控制，易形成粗網(wǎng)狀碳化物。淬火時(shí)滲碳層表層角塊狀碳化物無(wú)法消除，在淬火過(guò)程中易產(chǎn)生淬火裂紋。粗網(wǎng)狀碳化物在使用過(guò)程中導(dǎo)致齒輪韌性下降，受到疲勞載荷時(shí)易發(fā)生齒面剝落和斷裂[1]。

應(yīng)用“多段法滲碳”的新工藝，有效的改善了深層滲碳的碳化物組織、M+A′組織、淬火后的硬度梯度分布和脫碳層深度等。但是該工藝在應(yīng)用于大模數(shù)齒輪、齒輪軸深層滲碳時(shí)，滲碳后在晶界處仍有粗條狀的碳化物形成，雖然通過(guò)淬火工藝的調(diào)整可以消除一部分碳化物，但在滲碳過(guò)程中形成的角塊狀碳化物無(wú)法通過(guò)調(diào)整淬火工藝消除而保留下來(lái)。在淬火后局部晶界處仍然有較嚴(yán)重的碳化物。因此，對(duì)深層滲碳的大模數(shù)重載齒輪的滲碳工藝參數(shù)需要進(jìn)一步的優(yōu)化，減少滲碳過(guò)程中粗網(wǎng)狀碳化物的形成，提高減速機(jī)中齒輪軸的使用壽命。