合金元素的變化對20MnCr5鋼齒輪滲碳淬火后性能的影響

張玉全， 陳 勇， 臧立彬， 巨東英， 周樂育， 王再宙， 賈紀(jì)鵬

(1. 河北工業(yè)大學(xué) 天津市新能源汽車動(dòng)力傳動(dòng)與安全技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 天津 300130；2. 埼玉工業(yè)大學(xué) 先端科技研究所， 日本 深谷 3690293；3. 中國機(jī)械總院集團(tuán) 北京機(jī)電研究所有限公司， 北京 100083；4. 河北師范大學(xué) 職業(yè)技術(shù)學(xué)院， 河北 石家莊 050024)

齒輪的強(qiáng)度和使用壽命是制約我國汽車及其他高端機(jī)電裝備進(jìn)一步發(fā)展的重要因素，齒輪表面熱處理、噴丸強(qiáng)化、表面涂層等表面強(qiáng)化技術(shù)對提升汽車變速器齒輪的疲勞強(qiáng)度極限有良好的實(shí)踐效果，開展齒輪表面完整性與抗疲勞強(qiáng)化機(jī)理的研究是解決當(dāng)前我國高強(qiáng)度齒輪技術(shù)問題的重要任務(wù)之一[1]，對齒輪主要材料中合金成分影響的研究和開發(fā)齒輪的滲碳技術(shù)等新技術(shù)越來越受到國內(nèi)外的重視。

熱處理是齒輪加工過程的重要環(huán)節(jié)，滲碳淬火已成為硬齒面齒輪熱處理的主導(dǎo)工藝，以滲碳淬火為主的熱處理是一個(gè)復(fù)雜多變的過程，熱處理后工件的力學(xué)性能也受眾多因素的影響，需要進(jìn)行大量試驗(yàn)才能得到符合標(biāo)準(zhǔn)的樣件，耗時(shí)長，成本高，熱處理數(shù)值模擬可以規(guī)避這一系列不足。巨東英等[2-3]先后運(yùn)用HEARTS和COSMAP進(jìn)行了碳氮共滲和淬火等方面的研究，并通過試驗(yàn)與仿真結(jié)果對比，數(shù)據(jù)吻合良好。之后Sugianto等[4]利用DEFORM軟件對SCr420H鋼齒輪進(jìn)行了淬火仿真分析。有限元仿真技術(shù)的發(fā)展也為熱處理技術(shù)提供了數(shù)據(jù)預(yù)測，對熱處理技術(shù)的發(fā)展起到了巨大的推動(dòng)作用。唐進(jìn)元等[5-6]分析了20CrMnTi鋼成分波動(dòng)對滲碳淬火后滲碳層深度、顯微組織分布以及齒輪畸變量的影響，同時(shí)對比20CrMoH和8620H兩種材料齒輪在相同熱處理工藝下得到的畸變傾向大小、齒面硬度、齒輪表面含碳量等，并進(jìn)行分析，得出材料不同或是相同材料中化學(xué)元素的波動(dòng)都會(huì)對滲碳淬火后的性能產(chǎn)生一定影響。苗山等[7]利用有限元仿真為試驗(yàn)提供指導(dǎo)，通過對比相同材料的幾種熱處理工藝條件，提出了一種可減少畸變并同時(shí)提高疲勞強(qiáng)度的優(yōu)化工藝。丁峰等[8]分析了合金元素對鋼熱處理的影響，發(fā)現(xiàn)其影響是復(fù)雜多方面的，不同微量元素的組合是合金鋼在性能上大大優(yōu)于碳素鋼的重要原因，使得合金鋼在生產(chǎn)中得到廣泛應(yīng)用。李秋陽[9]分析了熱處理工藝和金屬材料的關(guān)系，得出熱處理會(huì)改變某些金屬元素的原子組織排列，某些金屬元素也會(huì)對熱處理工藝效果產(chǎn)生影響，從而改變材料的力學(xué)性能。桂偉民等[10]研究Nb元素對Cr-Ni-Mo系合金在不同滲碳熱處理工藝下組織和性能的影響，得出微量元素會(huì)對滲碳層深度產(chǎn)生影響。吳林等[11]研究了Ti含量及熱處理工藝對0Cr18Ni10Ti鋼組織及力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明材料中元素的含量變化會(huì)對材料本身的性能以及滲碳淬火后的性能產(chǎn)生一定的影響。

齒輪材料的化學(xué)成分和熱處理工藝對齒輪的疲勞壽命至關(guān)重要。目前，對材料中元素的研究分析多以樣塊為試驗(yàn)對象，且研究方法多為試驗(yàn)驗(yàn)證，利用數(shù)值模擬方法研究材料元素變化對齒輪滲碳淬火后性能的影響較少。為此，本文采用兩種20MnCr5鋼制FZG齒輪試驗(yàn)機(jī)用齒輪(以下簡稱FZG齒輪)，結(jié)合有限元仿真的方法，探究20MnCr5鋼中元素變化對齒輪滲碳淬火后性能的影響。從數(shù)值模擬的角度對含不同合金元素的齒輪進(jìn)行分析討論，對齒輪材料合金元素的選擇和熱處理工藝的優(yōu)化具有一定的參考意義。

1 滲碳淬火理論模型

1.1 滲碳場模型

整個(gè)滲碳過程可分為強(qiáng)滲和擴(kuò)散兩個(gè)階段，假設(shè)整個(gè)滲碳過程是非穩(wěn)態(tài)的狀況，通常用菲克擴(kuò)散定律作為基本控制方程：

(1)

式中：C，t1和xi分別為碳含量、滲碳時(shí)間和沿碳擴(kuò)散方向的長度；rC為內(nèi)部的碳源；DC為碳原子在基體中的擴(kuò)散系數(shù)，本文取碳元素和氮元素共同作用的擴(kuò)散方程：

DC=∑DCi(C)ξi

(2)

(3)

式中：ξi為各相成分的含量；f(C,N)為與碳含量C、氮含量N相關(guān)的函數(shù)；h(gradC,gradN)為與碳和氮的梯度函數(shù)gradC、gradN相關(guān)的函數(shù)；QC為擴(kuò)散碳的活化能；DCi為碳在不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)時(shí)的擴(kuò)散常數(shù)；R為氣體常數(shù)；T為齒輪的瞬時(shí)溫度。當(dāng)外界氮元素為0時(shí)，即為單一的滲碳過程。

設(shè)定擴(kuò)散邊界條件為：

(4)

(5)

式中：Ce為滲碳過程中反應(yīng)爐中的實(shí)際碳含量；Cw為齒輪表面的碳含量；βC為碳原子的傳遞系數(shù)；β0為常數(shù)；ni為單位法向量。

1.2 溫度場模型

溫度場的建立是模擬齒輪滲碳淬火過程的重要部分，對后續(xù)相變場和應(yīng)力-應(yīng)變場的建立產(chǎn)生直接影響。齒輪滲碳淬火過程中的溫度隨時(shí)間的變化是一個(gè)非穩(wěn)態(tài)的過程，根據(jù)傅里葉傳熱微分方程并結(jié)合能量守恒定律可以得到非穩(wěn)態(tài)傳熱微分方程[12]：

(6)

式中：λ為材料的熱導(dǎo)率；r為齒輪的徑向、軸向的坐標(biāo)位置；Q1和Q2分別為材料的相變潛熱和塑性功生成熱；ρ為材料的密度；cp為材料的定壓比熱；t2為淬火過程需要的時(shí)間。

1.3 邊界條件

邊界條件為齒輪在淬火過程中其表面和外界環(huán)境的熱交換狀況，一般分為3類[13]。本文采用第3類邊界條件：

(7)

式中：T為齒輪的溫度；Hk為齒輪與外界介質(zhì)的對流換熱系數(shù)；Tf為外界介質(zhì)的溫度；n為作用面積。

1.4 組織場模型

齒輪在進(jìn)行淬火時(shí)，不僅會(huì)發(fā)生溫度場的變化，也會(huì)伴隨著組織場的變化。組織場受溫度場和應(yīng)力場的影響，反過來組織場相變過程中的組織變化改變齒輪中的應(yīng)力場分布，相變潛熱也會(huì)對溫度場產(chǎn)生一定影響。

1.4.1 擴(kuò)散型等溫相變動(dòng)力學(xué)

Avrami和William等[14-15]對擴(kuò)散型等溫轉(zhuǎn)變過程中各成分的轉(zhuǎn)變量做出了表示，Denis、Johnson和Mehl等對等溫轉(zhuǎn)變過程中組織隨時(shí)間的轉(zhuǎn)變做出了表示和修正[16]，本文選擇修正后的模型：

(8)

式中：ξp為珠光體的體積分?jǐn)?shù)；τ為時(shí)間變量；t3為整個(gè)轉(zhuǎn)變過程所需時(shí)間；f1(T)、f2(C,N)、f3(σ)分別為溫度T、碳含量C和氮含量N、應(yīng)力σ的函數(shù)，具體為：

(9)

f2(C,N)=exp {-a7(C-C0)-a8(N-N0)}

(10)

f3(σ)=exp (a9σm)

(11)

式中：a0～a9為轉(zhuǎn)化動(dòng)力學(xué)參數(shù)；C0、N0分別為初始碳含量和氮含量；σm為平均應(yīng)力。

1.4.2 非擴(kuò)散型相變動(dòng)力學(xué)

馬氏體相變?yōu)榉菙U(kuò)散型相變，其轉(zhuǎn)變過程只受溫度的影響而與時(shí)間無關(guān)。Koistinen等[17]的研究得出馬氏體的轉(zhuǎn)變量隨溫度的變化公式，之后一些學(xué)者對其進(jìn)行了修正[2]，本文采用修正后的模型：

ξM=1-exp [a(Ms-T)+φ(σ)]

(13)

φ4(C-C0)+φ5(N-N0)]

(14)

2 材料性能參數(shù)

2.1 材料成分

試驗(yàn)用FZG齒輪采用兩種化學(xué)成分略有不同的20MnCr5低碳鋼，分別記為A鋼和B鋼，其化學(xué)成分如表1所示?？梢钥闯觯cB鋼相比，A鋼中加入了合金元素Ni、Mo、Al和Ti，C含量有所增加，但Mn和Cr含量有所降低。

表1 20MnCr5鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2.2 熱物性參數(shù)

采用JmatPro材料性能模擬軟件計(jì)算兩種齒輪材料的性能參數(shù)、組織轉(zhuǎn)變點(diǎn)及冷卻曲線，對A、B兩種齒輪材料的CCT曲線和熱物性參數(shù)進(jìn)行模擬計(jì)算，得到材料數(shù)據(jù)庫。

圖1為A、B兩種齒輪材料的CCT曲線。A鋼的奧氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Ac3大約在797.9 ℃，珠光體生成溫度為710 ℃，貝氏體生成溫度為559 ℃，馬氏體生成溫度為392 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變完成90%的溫度為277 ℃。當(dāng)冷卻速度為1 ℃/s時(shí)，室溫組織中含有33.5%鐵素體(F)、22.4%珠光體(P)和44.1%貝氏體(B)；當(dāng)冷卻速度為10 ℃/s時(shí)，室溫組織中含有8.9%鐵素體、87.8%貝氏體和3.3%馬氏體(M)；當(dāng)冷卻速度為100 ℃/s 時(shí)，室溫組織中含有0.1%鐵素體、1.8%貝氏體和98.1%馬氏體。B齒輪的奧氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Ac3大約在791.7 ℃，珠光體生成溫度為709 ℃，貝氏體生成溫度為559 ℃，馬氏體生成溫度為387 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變完成90%的溫度為276 ℃。當(dāng)冷卻速度為1 ℃/s 時(shí)，室溫組織中含有30.8%鐵素體、26.6%珠光體和42.6%貝氏體；當(dāng)冷卻速度為10 ℃/s時(shí)，室溫組織中含有6.3%鐵素體、85.5%貝氏體和8.2%馬氏體；當(dāng)冷卻速度為100 ℃/s時(shí)，室溫組織中含有1.3%貝氏體和98.6%馬氏體。綜上所述，在同一冷速下B鋼的馬氏體含量要高于A鋼。

圖1 試驗(yàn)鋼的CCT曲線(a)A鋼；(b)B鋼Fig.1 CCT curves of the tested steels(a) steel A； (b) steel B

圖2為A、B兩種齒輪材料的熱物性參數(shù)，材料的相含量、密度、楊氏模量和泊松比都與時(shí)間和溫度等密切相關(guān)。模擬計(jì)算過程中，每個(gè)節(jié)點(diǎn)可能會(huì)包含多種組織成分，需要計(jì)算實(shí)際組織狀態(tài)下的材料熱物性數(shù)值，然后進(jìn)行線性組合得到最終數(shù)值。將所得到的材料熱物性參數(shù)導(dǎo)入COSMAP計(jì)算軟件中，建立材料性能輸入模型。

圖2 試驗(yàn)鋼的熱物性參數(shù)(a)A鋼相含量；(b)B鋼相含量；(c)密度；(d)楊氏模量；(e)泊松比Fig.2 Thermophysical parameters of the tested steels(a) phase volume fraction in steel A; (b) phase volume fraction in steel B; (c) density; (d) Young’s modulus; (e) Poisson’s ratio

2.3 換熱系數(shù)

淬火過程是一個(gè)非常復(fù)雜的系統(tǒng)，要更精確地模擬淬火過程，對淬火過程中冷卻劑換熱系數(shù)的正確測定非常重要，所以需要制定合理的試驗(yàn)方法來測定淬火油的換熱系數(shù)，本文采用Miao[18]使用SUS303不銹鋼圓盤試樣測得的淬火油A的換熱系數(shù)數(shù)據(jù)作為模擬參數(shù)，如圖3所示。

圖3 淬火油的換熱系數(shù)[18]Fig.3 Heat transfer coefficient of the quenching oil[18]

3 數(shù)值模擬

3.1 FZG齒輪有限元模型

本文對標(biāo)準(zhǔn)FZG齒輪進(jìn)行建模分析，實(shí)際的齒輪參數(shù)如表2所示，3D模型如圖4(a)所示。由于模擬整個(gè)齒輪的計(jì)算量巨大，且FZG齒輪具有對稱性，選擇在UG和GID軟件中生成單齒模型進(jìn)行分析，如圖4(b)所示。通過GID軟件進(jìn)行邊界條件、網(wǎng)格劃分和約束條件設(shè)定，如圖4(c，d)所示。因?yàn)辇X輪的齒面、上下端面以及圓孔面與淬火油的接觸時(shí)間不一致，所以施加4種邊界條件，同時(shí)對齒輪施加x、y、z方向上的約束條件，如圖4(c，d)所示。齒輪在滲碳淬火過程中，齒輪表面的碳含量分布對齒輪的硬度梯度等產(chǎn)生重要的影響，因此要保證表面各個(gè)結(jié)果的分析精度，需要對表面進(jìn)行網(wǎng)格加密，最后生成的有限元模型如

表2 FZG齒輪參數(shù)

圖4(e)所示。該模型具有10 227個(gè)節(jié)點(diǎn)和8856個(gè)單元。最后采用COSMAP軟件對滲碳淬火過程進(jìn)行模擬。為了更好地突顯在淬火過程中齒輪不同深度處的變化，在齒輪節(jié)圓處由表及里依次取3個(gè)節(jié)點(diǎn)a、b和c進(jìn)行分析，如圖4(f)所示。

圖4 FZG齒輪的3D模型(a)齒輪模型；(b)單齒模型；(c)邊界條件設(shè)定；(d)約束條件設(shè)定；(e)網(wǎng)格劃分；(f)單齒橫截面取點(diǎn)位置Fig.4 3D model of the FZG gear(a) gear model； (b) single tooth model； (c) boundary condition setting；(d) constraint condition setting； (e) mesh division； (f) point location at single tooth in cross section

3.2 熱處理工藝

對A、B兩種齒輪進(jìn)行滲碳淬火處理，將齒輪試樣加熱到930 ℃時(shí)開始滲碳，保溫120 min后降溫至850 ℃進(jìn)行擴(kuò)散，保溫30 min后油淬，如圖5所示。將熱處理后的齒輪進(jìn)行切齒，并沿平行于端面7 mm處再次切割，將切割面用250、400、800、1000目砂紙機(jī)械研磨和拋光機(jī)拋光后用乙醇進(jìn)行清洗，最后用4%硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，采用DM2700光學(xué)顯微鏡和TESCAN GAIA3掃描電鏡(SEM)觀察齒輪試樣滲碳淬火后的表層和心部顯微組織，并用HV-1000A顯微硬度計(jì)測量齒輪試樣表面及心部的硬度，測試載荷砝碼為1 kg，加載時(shí)間為10 s，其中齒面硬度測量位置如圖4(e)中3號位置所示，在滲碳淬火后的齒輪節(jié)圓處任取3點(diǎn)進(jìn)行測量并取平均值，淬硬層深度以550 HV為界限，計(jì)算淬硬層深度。

圖5 齒輪的滲碳淬火工藝Fig.5 Carburizing and quenching process of the gear

4 結(jié)果分析與討論

4.1 溫度場

A、B兩齒輪在經(jīng)過強(qiáng)滲和擴(kuò)散后的淬火過程中溫度場隨時(shí)間變化的情況如圖6所示，可以看出，A、B兩齒輪的溫度變化趨勢相近，同一時(shí)間點(diǎn)a、b、c 3點(diǎn)的冷卻速度依次減小，表明越靠近表面處冷卻速度越快。在淬火過程中，齒面與淬火油充分接觸，在高溫階段，齒面溫度急劇下降，同一時(shí)刻齒面與齒芯存在較大溫差，當(dāng)齒面溫度降至600 ℃左右后，齒芯也開始急速冷卻，最后齒面與齒芯溫度都趨于淬火油溫，其原因是由于表面處是最開始跟淬火油接觸的，而且在淬火過程中由于表面率先達(dá)到馬氏體轉(zhuǎn)變溫度，發(fā)生相變產(chǎn)生相變潛熱，產(chǎn)生一部分熱量向心部傳遞，所以導(dǎo)致心部溫度降低緩慢，表面和心部的溫度變化不一致。整個(gè)淬火過程中，齒輪表面與心部的溫差經(jīng)歷了迅速增大又緩慢減小的過程，最后齒輪表面和心部溫度趨于一致。

4.2 碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)

滲碳淬火工藝對齒輪表面的碳含量分布具有決定作用，齒輪在經(jīng)過滲碳處理后，表面會(huì)形成高碳的針狀馬氏體組織，心部存在板條狀馬氏體組織，低碳鋼齒輪在經(jīng)過滲碳淬火后相當(dāng)于是一種復(fù)合材料齒輪，表層硬度高，基體心部韌性好，從而提高承載能力并延長使用壽命。

圖7為A、B兩齒輪經(jīng)滲碳淬火后的碳含量分布，可以看出，兩齒輪表面的碳含量幾乎相同，表面碳含量在0.75%左右(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)。目前，確定滲層深度的界限碳含量一般為0.35%(低碳合金鋼)或0.40%(低碳鋼)[19]，本文以0.40%為界限，提取節(jié)圓位置不同深度處10個(gè)點(diǎn)的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)，得出A、B兩齒輪節(jié)圓處的滲碳層深度均為0.7 mm，且兩者碳含量的分布趨勢相近，由表及里碳含量的變化趨勢較為平緩，其原因是兩齒輪材料所含元素種類和含量相近，在滲碳模擬中所取材料常數(shù)相同，所以兩者滲碳層深度相同。A齒輪心部碳含量為0.20%，B齒輪為0.18%，通過趨勢線可知當(dāng)深度超過0.4 mm時(shí)，外部碳勢對組織碳含量的影響較小，心部最終的碳含量取決于基體初始含碳量。

4.3 顯微組織

強(qiáng)度較高的馬氏體和貝氏體組織可以提高材料的剛度[18]，馬氏體比貝氏體具有更高的硬度和強(qiáng)度，表面組織的馬氏體含量是決定表面硬度的影響因素之一，所以希望在滲碳淬火工藝中表面的奧氏體更多地向馬氏體轉(zhuǎn)變，從而獲得表面硬度和耐磨性較高的齒輪。

圖8為模擬所得A、B兩齒輪經(jīng)滲碳淬火后的顯微組織分布云圖。從圖8(a)可以得出，淬火后輪齒表面存在大量馬氏體，A齒輪表面最高馬氏體體積分?jǐn)?shù)為90%，表面殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)為3%，心部馬氏體體積分?jǐn)?shù)較低，為56%，這是因?yàn)榇慊疬^程中，表面冷速較快，奧氏體幾乎全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而心部冷速較慢，存在擴(kuò)散型相變，多數(shù)奧氏體并未完成向馬氏體轉(zhuǎn)變。從圖8(b)可以看出，B齒輪表面最高馬氏體體積分?jǐn)?shù)為95%，略高于A齒輪表面，表面殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)為4%；而心部馬氏體體積分?jǐn)?shù)為37%，低于A齒輪心部馬氏體組織含量。由圖8(c, d)可以看出，表面位置處兩齒輪貝氏體轉(zhuǎn)變量都較少，A齒輪齒面處的貝氏體體積分?jǐn)?shù)為7%，B齒輪齒面處貝氏體體積分?jǐn)?shù)為1%；而A、B齒輪心部都發(fā)生有較多的貝氏體轉(zhuǎn)變，A齒輪心部貝氏體最大轉(zhuǎn)變量為26%，B齒輪心部貝氏體最大轉(zhuǎn)變量為45%。兩齒輪表面奧氏體含量相近，而貝氏體含量相差稍大，A齒輪表層含有更多非馬氏體組織。通過馬氏體組織的體積分?jǐn)?shù)可預(yù)測，B齒輪在滲碳淬火后具有表面更硬、心部更韌的特點(diǎn)。

由于A鋼中有一定含量的Al元素，其使奧氏體的穩(wěn)定性降低，可以促進(jìn)奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變，且對奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變沒有抑制作用[8]，且通過4.2節(jié)中的模擬可以看出，兩齒輪在經(jīng)過高溫滲碳和擴(kuò)散過程后，表層處碳含量趨于一致，所以碳含量不會(huì)對轉(zhuǎn)變結(jié)果產(chǎn)生影響。因此，A鋼齒輪在滲碳淬火過程中貝氏體的轉(zhuǎn)變量大于B鋼齒輪，導(dǎo)致A齒輪表面奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變量減少。而A鋼齒輪的心部貝氏體含量較低，馬氏體含量較高，這是因?yàn)橥獠刻紕菸磾U(kuò)散到心部位置處，A齒輪的心部奧氏體含碳量較B齒輪高，而碳元素能夠提高奧氏體的穩(wěn)定性，降低Ms點(diǎn)，碳元素比Al元素對于Ms點(diǎn)和奧氏體穩(wěn)定性的影響更強(qiáng)，并且A鋼中的合金成分含量也較高，導(dǎo)致其心部的淬火臨界冷卻速度降低，心部位置的淬透性提高[5]。

圖9和圖10分別為A、B兩齒輪經(jīng)滲碳淬火工藝試驗(yàn)后的顯微組織。由圖9(a, b, d, e)可以看出，經(jīng)滲碳淬火工藝處理后A、B兩齒輪的表面組織都由馬氏體、碳化物和殘留奧氏體組成，表面碳化物級別均為2級。兩齒輪的表面組織中馬氏體(M)都呈細(xì)針狀，且都存在少量的殘留奧氏體(Ar)，如圖10所示。相比于A齒輪，B齒輪表面組織更細(xì)密，非馬氏體組織較少，且碳化物的大小、狀態(tài)和分布狀況都有明顯的改善，因此判定B齒輪表面產(chǎn)生了更多的馬氏體組織，與圖8組織模擬結(jié)果一致。經(jīng)測量，A、B齒輪的表面硬度分別為676 HV和684 HV，可以斷定組織細(xì)密和馬氏體組織增加是B齒輪硬度更高的主要原因。

從圖9(c, f)可以看出，從表層到心部，組織由高碳馬氏體變?yōu)榈吞捡R氏體，A、B兩齒輪的心部都為板條狀馬氏體和部分沿晶界分布的貝氏體，兩者心部馬氏體組織相近，無明顯區(qū)別，與圖8中仿真結(jié)果吻合度較高。心部組織中板條馬氏體的粗細(xì)會(huì)影響其硬度和強(qiáng)度[4]，兩齒輪心部組織相近，所以預(yù)測二者硬度應(yīng)較為接近。經(jīng)測量，A、B齒輪的心部硬度分別為419 HV和418 HV，基本一致。

圖9 滲碳淬火后A齒輪(a～c)和B齒輪(d～f)的顯微組織(a,d)齒頂處表層；(b,e)節(jié)圓處表層；(c,f)心部Fig.9 Microstructure of the gear A(a-c) and gear B(d-f) after carburizing and quenching(a,d) surface of tooth； (b,e) surface of pitch circle； (c,f) core

圖10 滲碳淬火后A齒輪(a,c)和B齒輪(b,d)的表層馬氏體形貌Fig.10 Morphologies of martensite on surface of the gear A(a,c) and gear B(b,d) after carburizing and quenching

4.4 硬度值

A、B兩齒輪表層硬度模擬結(jié)果如圖11所示?？梢钥闯?，A齒輪齒面處硬度為674～676 HV，B齒輪齒面處硬度為683～684 HV，B齒輪的表面硬度高于A齒輪，且齒面硬度波動(dòng)較A齒輪小，具有更好的硬度分布，這與A、B兩齒輪的表面硬度測試結(jié)果相同。馬氏體具有高強(qiáng)度和高硬度的特點(diǎn)，滲碳淬火后馬氏體體積分?jǐn)?shù)對硬度分布產(chǎn)生顯著的影響[22]。

圖11 滲碳淬火后A齒輪(a)和B齒輪(b)的表層硬度分布(模擬值)Fig.11 Hardness distribution on surface of the gear A(a) and gear B(b) after carburizing and quenching(simulation value)

圖12為A、B兩齒輪節(jié)圓位置處表層硬度梯度曲線?？梢钥闯?，A、B兩齒輪的硬度均隨距表面深度的增加而降低，這是由于硬度與馬氏體分布有關(guān)，齒輪表面形成了大量馬氏體，同時(shí)表層具有較高的碳含量，兩者共同作用導(dǎo)致齒輪在滲碳淬火后的硬度呈梯度變化，表層硬度高而心部硬度低。在相同深度下B齒輪的硬度大于A齒輪，且B齒輪的淬硬層深度(0.84 mm)比A齒輪(0.69 mm)更深，這是因?yàn)锽齒輪的Mn和Cr含量都高于A齒輪，Mn含量增加可使得固溶強(qiáng)化效果和材料的淬透性明顯提高，Cr含量的增加對淬透性提高也產(chǎn)生微小的影響，因此B齒輪的淬透性更好，表面生成了更多的馬氏體，距表面一定深度處也發(fā)生了更多的馬氏體轉(zhuǎn)變，且馬氏體組織都呈現(xiàn)出更加細(xì)密的特點(diǎn)，從而導(dǎo)致B齒輪的淬硬層深度優(yōu)于A齒輪。另外，A、B齒輪的表面硬度模擬值與試驗(yàn)值的誤差在2%以內(nèi)，產(chǎn)生誤差的原因可能是由于測量時(shí)的位置為較小區(qū)域，而模擬計(jì)算值為一定區(qū)域內(nèi)的平均值，而該誤差較小，表明表面硬度值吻合度較好，驗(yàn)證了有限元模型的準(zhǔn)確性。

圖12 滲碳淬火后齒輪的滲碳層硬度分布曲線(實(shí)測值)Fig.12 Hardness distribution curves of the gear after carburizing and quenching (measured value)

5 結(jié)論

利用熱處理數(shù)值模擬建立了20MnCr5鋼制FZG齒輪試驗(yàn)機(jī)用齒輪的滲碳淬火分析模型，對C、Mn、Cr、Al等合金元素略有差別的兩種齒輪在滲碳淬火過程中的溫度變化、組織變化和硬度變化進(jìn)行了數(shù)值模擬，并與齒輪經(jīng)滲碳淬火處理后的顯微組織和硬度進(jìn)行對比，得出以下結(jié)論：

1) 試驗(yàn)兩齒輪在滲碳淬火過程中的溫度變化規(guī)律基本相同，合金元素變化對溫度場的影響較小，齒輪表面的冷卻速度比心部快。整個(gè)淬火過程中，齒輪表面與心部的溫差經(jīng)歷了迅速增大又緩慢減小的過程，最后齒輪表面和心部溫度趨于一致。

2) 試驗(yàn)兩齒輪經(jīng)滲碳淬火后，表面組織主要為馬氏體，多合金元素試驗(yàn)齒輪的表面馬氏體體積分?jǐn)?shù)為90%，心部貝氏體和珠光體最大體積分?jǐn)?shù)為26%，齒面硬度為674～676 HV；少合金元素試驗(yàn)齒輪的表面馬氏體含量為95%，心部貝氏體和珠光體最大含量為45%，齒面硬度為683～684 HV。由于多合金元素試驗(yàn)齒輪表層處Al元素的存在，使更多奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，表面組織向馬氏體轉(zhuǎn)變的機(jī)會(huì)減少；心部位置處為基體初始碳含量，碳元素比Al元素對于Ms點(diǎn)和奧氏體穩(wěn)定性的影響更強(qiáng)，同時(shí)由于合金元素含量的增加，導(dǎo)致其心部的淬火臨界冷卻速度降低，心部位置的淬透性提高，影響心部組織變化。

3) 試驗(yàn)兩齒輪的滲碳層模擬值無明顯差別，但淬硬層深度略有差異，少合金元素試驗(yàn)齒輪較多合金元素試驗(yàn)齒輪深，由于Mn元素和Cr元素的影響，材料的淬透性會(huì)發(fā)生變化，在外部碳勢可擴(kuò)散到的區(qū)域內(nèi)，少合金元素試驗(yàn)鋼中兩元素的含量匹配較好，導(dǎo)致材料的淬透性好，增加了淬硬層深度。通過對硬度值的對比分析，少合金元素試驗(yàn)齒輪的齒面硬度波動(dòng)值較多合金元素試驗(yàn)齒輪的小，硬度分布更加均勻；少合金元素試驗(yàn)齒輪的表面硬度較多合金元素試驗(yàn)齒輪的高，且淬硬層深度較多合金元素試驗(yàn)齒輪的更深。