Cr-Ni-Mo系齒輪鋼端淬過程模擬及淬透性預測

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(東北大學 材料科學與工程學院， 遼寧 沈陽 110819)

淬透性是齒輪鋼的重要性質之一，淬透性帶寬對于熱處理畸變有重要影響。淬透性取決于化學成分和晶粒度，淬透性帶寬則取決于化學成分的精確控制和成分的均勻性。目前，國外齒輪鋼淬透性帶寬可以控制在4 HRC以內，而國內高品質齒輪鋼淬透性帶寬為4～6 HRC，與國外還有一定差距[1-3]。通過淬透性預測模型，對淬透性影響較大的合金元素進行成分微調，可以使齒輪鋼的化學成分穩(wěn)定、均勻，達到控制窄淬透性帶寬的目的。因此，淬透性曲線數(shù)學模型及計算方法日益受到人們的重視，并建立了理想臨界直徑法、非線性回歸方程法、硬度分布函數(shù)法、人工神經(jīng)網(wǎng)絡法等多種預測計算模型[4-6]。以上方法可以從數(shù)值上進行淬透性計算，有一定的工程應用價值，但不能體現(xiàn)端淬試樣顯微組織和硬度變化的內在機理，具有一定局限性。因此，本文擬以20Cr、20CrMo、20CrNiMo鋼為研究對象，測定其淬透性曲線；同時應用Abaqus有限元軟件對端淬過程中試樣的溫度場進行模擬，并結合Maynier組織預測模型，預測端淬試樣不同位置的組織及硬度，評估該淬透性預測模型的可行性。

1 試驗材料與方法

3種試驗鋼20Cr、20CrMo和20CrNiMo的主要化學成分如表1所示。將試驗鋼在930 ℃保溫1 h進行正火處理，然后加工成標準端淬試樣，并在930 ℃保溫0.5 h，在端淬試驗機上進行末端淬火處理。端淬試驗完成后，在平行于軸線方向磨制出兩個相互平行的深度為0.4～0.5 mm的平面，如圖1所示，并分別測量磨制平面上距離淬火端1.5、3、5、7、9、11、13、15、20、25、30、35、40、45、50 mm處的硬度，繪制淬透性曲線。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數(shù)，%)

圖1 端淬試樣尺寸(a)及硬度測量點的位置(b)Fig.1 Size of endquenched specimen(a) and location of hardness measurement points(b)

2 齒輪鋼的淬透性曲線測定

圖2(a,b)分別為20Cr、20CrMo和20CrNiMo鋼的端淬曲線及4組端淬硬度的平均值曲線。由圖2(a)中淬透性曲線變化趨勢可知，20Cr鋼的表面硬度從49.1 HRC下降到29.2 HRC，在距淬火端小于15 mm時，硬度下降迅速，而且淬透性帶寬比較大，為4～7 HRC；距淬火端15 mm到50 mm時，硬度變化趨勢平穩(wěn)，淬透性帶寬小，為1～2 HRC。20CrMo鋼的淬透性曲線與20Cr鋼變化趨勢大致相同，但20CrMo鋼的表面硬度整體略低于20Cr鋼，從47.1 HRC下降到25.6 HRC。20CrMo鋼在距離淬火端1.5～5 mm時，淬透性帶寬較大，為5～9 HRC。20CrNiMo鋼從距離淬火端1.5 mm開始，表面硬度急劇下降，到距離淬火端約25 mm處，硬度已下降為20 HRC。

對比圖2(b)中3種試驗鋼的淬透性曲線可知，對應相同的距淬火端距離，20Cr鋼的表面硬度最高，20CrMo鋼略低于20Cr鋼，20CrNiMo鋼的硬度最低且下降最快。淬透性的變化是由于合金元素對過冷奧氏體的穩(wěn)定性存在影響[7-9]。計算低合金結構鋼過冷奧氏體相變孕育時間Km(s)的經(jīng)驗公式[10]為：

lgKm=1.904[C]+0.321[Si]+1.407[Mn]+

1.772[Mo]+1.05[Cr]+0.632[Ni]-1.849

(1)

式中：[C]、[Si]等表示各合金元素的質量分數(shù)。由式(1)可知，Mn、Mo和Cr對Km(s)的影響系數(shù)較大，Ni對Km(s)影響系數(shù)較小。與20Cr鋼相比，20CrMo鋼中添加了0.238%Mo，但Cr含量降低了0.441%，淬透性略有降低；20CrNiMo鋼中雖然加入了0.513%Ni和0.193%Mo，但Mn和Cr含量分別降低了0.468%和0.64%，故淬透性下降較多。

圖2 20Cr、20CrMo和20CrNiMo鋼的淬透性曲線 (a)淬透性帶寬;(b)端淬硬度平均值Fig.2 Hardenability curves of the 20Cr, 20CrMo and 20CrNiMo steels (a) hardenability bandwidth; (b) average of end quenching hardness

3 齒輪鋼淬透性曲線預測

端淬試樣為長100 mm、直徑φ25 mm的帶有凸臺的圓柱形試樣，在Abaqus有限元模擬中，可將其簡化為長100 mm、寬12.5 mm的二維軸對稱部件。研究表明[1]，低合金鋼中，合金元素對低合金鋼的比熱容、導熱系數(shù)和密度影響不顯著，因此本文20Cr鋼和20CrNiMo鋼均采用與20CrMo鋼相同的物理性能參數(shù)。表2為20CrMo鋼的比熱容、導熱系數(shù)和密度[1]。

將試樣從熱處理爐取出到淬火之前為端淬過程第一階段，試樣與外界的熱交換主要為熱輻射和與空氣的對流換熱；開始淬火后為第二階段，試樣頂端和側面與環(huán)境的熱交換為熱輻射和與空氣的對流換熱，淬火端面與環(huán)境熱交換為淬火端面與水的對流換熱。試樣與空氣的對流換熱系數(shù)取90 W·m-2·K-1，與水的對流換熱系數(shù)如表3所示[11]，環(huán)境溫度20 ℃，水溫15 ℃；ε為 試樣黑度，由于端淬試樣經(jīng)過熱處理后表面有氧化皮，ε取值為0.9；斯蒂芬玻爾茲曼常數(shù)取5.67×10-8W·m-2·K-4。圖3為端淬過程中不同時刻的溫度場，表4為通過溫度場計算得到的端淬試樣不同位置700 ℃時的冷卻速率，其中J1.5表示距離淬火端1.5 mm。

式(2)～(10)為臨界冷卻速率計算公式[12-13]。其中V1為700 ℃獲得全馬氏體組織的最小冷卻速度，V2為700 ℃獲得全貝氏體組織的冷卻速度，V3為700 ℃獲得全部鐵素體+珠光體組織的最大冷卻速度，V190為700 ℃獲得90%馬氏體+10%貝氏體組織的冷卻速度，V150為700 ℃獲得50%馬氏體+50%貝氏體組織的冷卻速度，V290為700 ℃獲得90%貝氏體+10%鐵素體-珠光體組織的冷卻速度，V250為700 ℃獲得50%貝氏體+50%鐵素體-珠光體組織的冷卻速度，V210為700 ℃獲得10%貝氏體+90%鐵素體-珠光體組織的冷卻速度，℃/h；Ta為奧氏體化溫度，K；ta為奧氏體化保溫時間，h；Pa為奧氏體化參數(shù)。式(2)～式(9)中[C]和[Mn]等代表各合金元素的質量分數(shù)。

表2 20CrMo齒輪鋼的物理性能[1]

表3 淬火端面對流換熱系數(shù)[11]

圖3 端淬試樣溫度場分布Fig.3 Temperature field distribution of the end quenched specimens

表4 端淬試樣不同位置700 ℃時的臨界冷卻速率模擬值(℃/s)

lgV1=9.81-4.62[C]-1.05[Mn]-0.54[Ni]-

0.5[Cr]-0.66[Mo]-0.001 83Pa

積極預防并發(fā)癥,對癥處理腸造口并發(fā)癥可依照腸造口術與造口關系平均分為兩個類型,①與造口直接相關的并發(fā)癥,包括腸造口旁疝、腸造口出血、腸造口內疝等;②與造口間接相關的并發(fā)癥,包括腸造口損傷、糞性皮炎等,臨床可以根據(jù)患者的具體情況來采取合適的措施進行治療,做到對癥下藥,以此提高治療效果。如患者發(fā)生腸造口脫垂,究其原因,可能是因為手術醫(yī)師在術中未能對造口腸段進行充分的固定,或者是因為患者排便量過大、排便次數(shù)過多,從而導致造口脫垂(6)。臨床可將油性軟膏敷與造口外部,或者保護脫垂粘膜,以防造口發(fā)生破損、感染,如若粘膜脫垂嚴重,則可能需要手術進行復位(7)。

(2)

lgV2=10.17-3.80[C]-1.07[Mn]-0.70[Ni]-

0.57[Cr]-1.58[Mo]-0.003 20Pa

(3)

lgV3=6.36-0.43[C]-0.49[Mn]-0.78[Ni]-

0.26[Cr]-0.38[Mo]-0.001 90Pa-

2[Mo]-1/2

(4)

lgV190=8.76-4.04[C]-0.96[Mn]-0.49[Ni]-

0.58[Cr]-0.97[Mo]-0.001 00Pa

(5)

0.41[Cr]-0.94[Mo]-0.001 20Pa

(6)

lgV290=10.55-3.65[C]-1.08[Mn]-0.77[Ni]-

0.61[Cr]-1.49[Mo]-0.004 00Pa

(7)

lgV250=8.74-2.23[C]-0.86[Mn]-0.56[Ni]-

0.59[Cr]-1.60[Mo]-0.003 20Pa

(8)

lgV210=7.51-1.38[C]-0.35[Mn]-0.93[Ni]-

0.11[Cr]-2.31[Mo]-0.003 30Pa

(9)

Pa=(1/Ta-0.000 042lgta)-1-273

(10)

通過式(2)～式(10)計算得到20Cr、20CrMo和20CrNiMo鋼在700 ℃時的臨界冷卻速率，將有限元模擬得到的700 ℃時的冷卻速率與臨界冷卻速率比較，采用插值法可以計算出馬氏體、貝氏體、鐵素體-珠光體的組織含量。例如，20CrMo鋼在J5處冷卻速率為30 ℃/s，其對應的顯微組織為46%馬氏體和54%貝氏體。

式(11)～(13)為Maynier建立的計算M、B、F+P硬度的經(jīng)驗公式[12]，Vr為700 ℃時的冷卻速率，公式中各元素符號代表其各自的質量分數(shù)。通過這幾個公式和齒輪鋼的成分、冷卻速率，可以得到端淬試樣不同位置處馬氏體、貝氏體和鐵素體-珠光體的硬度值。通過加權方法得到齒輪鋼的端淬硬度值如表5所示。

HVM=127+949C+27Si+11Mn+8Ni+

16Cr+21lgVr

(11)

HVB=323+185C+330Si+153Mn+65Ni+

144Cr+191Mo+lgVr(89+53C-55Si-

22Mn-10Ni-20Cr-33Mo)

(12)

HVF+P=42+233C+53Si+30Mn+12.6Ni+

7Cr+19Mo+lgVr(10-19Si+4Ni+

8Cr+130V)

(13)

圖4為20Cr、20CrMo和20CrNiMo鋼的實測硬度值擬合曲線和模擬計算得到的淬透性曲線的對比圖。

表5 不同齒輪鋼的端淬硬度模擬值(HRC)

圖4 不同齒輪鋼端淬硬度擬合曲線與模擬值對比Fig.4 Comparison between fitting curves of end quenching hardness and simulated values of different gear steels(a) 20Cr; (b) 20CrMo; (c) 20CrNiMo

通過對比發(fā)現(xiàn)，20Cr和20CrMo鋼試驗測定和模擬計算得到的淬透性曲線基本一致。對于20CrNiMo鋼，在距離淬火端1.5～7 mm范圍內，模擬值與試驗值基本吻合，9～50 mm范圍內計算值比試驗值略高。對比結果表明，對于Cr-Ni-Mo系齒輪鋼，利用有限元軟件計算出其淬火時的冷卻速率，結合Maynier組織預測模型計算出其淬透性曲線的方法基本是可行的。

4 結論

1) 由于合金元素對提高過冷奧氏體穩(wěn)定性的效果不同，Mn、Mo和Cr元素對Km(s)影響系數(shù)較大，Ni對Km(s)影響系數(shù)較小，20Cr、20CrMo和20CrNiMo三種齒輪鋼的淬透性依次降低。

2) 基于端淬過程的Abaqus有限元模擬和Maynier組織預測模型計算得到的端淬硬度值與實測值基本吻合，故可用此法模擬計算試驗鋼的淬透性曲線。