提高滲碳淬火齒輪硬度的后處理工藝

趙少甫， 許鴻翔， 王紅偉， 李子巖， 陳 巖， 李紀強， 陳生超， 戎澤玉

(鄭州機械研究所有限公司， 河南 鄭州 450001)

齒輪常用的熱處理工藝有調(diào)質、滲碳淬火、感應淬火及滲氮等，其中滲碳淬火齒輪的硬化層較深、硬度高、耐磨性好、具有較高的抗點蝕性能和抗彎曲疲勞強度、承載能力高等優(yōu)勢，在重載齒輪領域應用最為廣泛，但是滲碳淬火齒輪存在工藝復雜、滲碳溫度高、生產(chǎn)周期長、成本高、畸變大等問題，尤其是深層滲碳的重載齒輪這些問題更加突出。實際生產(chǎn)過程中經(jīng)常由于材料、工藝、設備、操作或其他環(huán)節(jié)出現(xiàn)異常，導致滲碳淬火后硬度偏低達不到技術要求，通常采取的補救措施是重新高溫回火—滲碳—淬火—低溫回火，這將進一步延長工期提高生產(chǎn)成本，不符合綠色低碳加工理念，同時又加大了工件的畸變，而且對于某些零件有時是不允許重新滲碳淬火的。淬火后齒輪硬度偏低往往有多種原因，如殘留奧氏體過多、氧化脫碳、黑色組織、碳勢過低、淬火冷速過低等等。本文主要針對殘留奧氏體過多導致硬度偏低的問題，研發(fā)了兩種溫度較低的后處理工藝解決方案——后冷處理與后低溫回火。所謂后處理工藝就是齒輪經(jīng)滲碳淬火低溫回火后進行檢驗時如果硬度偏低達不到技術要求，為了進一步提高硬度所采取的補充工藝。本課題研發(fā)的兩種后處理工藝溫度低、周期短、綠色、高效、節(jié)能、畸變小，有效避免了重新高溫回火+滲碳淬火返工帶來的一系列問題。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料及儀器設備

試驗材料選用20Cr2Ni4A鋼，其化學成分見表1，符合GB/T 3077—2015《合金結構鋼》要求。試樣尺寸為φ25 mm×50 mm圓棒，加工工序為鍛件→調(diào)質預處理→車削→滲碳→高溫回火→淬火→低溫回火→檢驗→后處理→檢驗。檢驗項目有試樣表面硬度、心部硬度、硬度梯度及有效硬化層深度等。表面硬度及心部硬度采用200HR-150A洛氏硬度計進行測試，結果取3點的平均值。有效硬化層深度采用HXD-1000TMC/LCD顯微硬度計進行測試，載荷砝碼為1 kg，加載時間為10 s。

表1 20Cr2Ni4A鋼的化學成分(質量分數(shù)，%)

1.2 滲碳淬火工藝

通常認為由于殘留奧氏體穩(wěn)定化的原因，工件淬火后必須馬上進行冷處理或100 ℃左右短時間去應力后盡快冷處理，不能放置時間過長。更不宜回火后再進行冷處理，否則由于殘留奧氏體的穩(wěn)定化，冷處理效果不明顯，硬度難以提高。為了研究滲碳淬火齒輪殘留奧氏體的穩(wěn)定性，本文分別采用鹽淬(工藝A)和油淬(工藝B)兩種冷卻方式進行滲碳淬火，工藝曲線如圖1所示。由于本文研發(fā)的工藝主要用于大齒輪，為了模擬實際工件的熱處理過程，圖1中滲碳淬火和回火的加熱時間均較長。

圖1 滲碳淬火工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of carburizing and quenching process

在圖1中，鹽淬和油淬的終冷溫度不同，鹽淬時滲碳+高溫回火后重新加熱進行硝鹽淬火然后清洗，終冷溫度為35 ℃，然后進行低溫回火。油淬時終冷溫度為80 ℃，然后進行低溫回火。需要指出的是，鹽淬模擬的是正常生產(chǎn)所用的工藝，而油淬是非正常工藝，是為了研究高殘留奧氏體含量的冷處理效果而有意提高了終冷溫度，在實際生產(chǎn)時如果工件質量大、油溫高、環(huán)境溫度高、油冷/空冷時間不足時，會出現(xiàn)類似情況。

1.3 后冷處理工藝

為了研究20Cr2Ni4A鋼后冷處理對硬度的影響，對經(jīng)過鹽淬和油淬處理的滲碳淬火試樣采取不同的后冷處理，如表2所示，其中未注明工藝參數(shù)的按照圖1進行。為了與常規(guī)冷處理作對比，本文也進行了前冷處理工藝(A3)。

表2 后冷處理工藝

1.4 后低溫回火處理工藝

為研究20Cr2Ni4A鋼后低溫回火處理對硬度的影響，本文在鹽淬工藝A的基礎上對某些參數(shù)進行改變，得到不同級別的殘留奧氏體，然后進行后低溫回火處理，以便觀察在不同殘留奧氏體含量情況下后低溫回火對表面硬度的影響，具體熱處理方案如表3所示。

表3 后低溫回火工藝

2 試驗結果及分析

2.1 后處理工藝對表面硬度的影響

2.1.1 后冷處理對表面硬度的影響

表4為不同后冷處理工藝下20Cr2Ni4A鋼的表面硬度，對比采用鹽淬的工藝A1～A3試驗結果可以看出，和原工藝(工藝A)相比，前冷處理(工藝A3)的表面硬度提高了2.4 HRC，放置24 h再后冷處理(工藝A1)的表面硬度提高了1.4 HRC，放置240 h再后冷處理(工藝A2)的表面硬度提高了0.4 HRC?？梢?，20Cr2Ni4A鋼滲碳淬火工藝低溫回火后只要不放置太長時間(如24 h左右)再冷處理，硬度仍有明顯提高，當放置時間太長(如10天左右)時硬度提高有限。不像文獻[1]所述放置數(shù)月甚至一年后再經(jīng)冷處理硬度仍有較大提高，也不像文獻[2]所述淬火后室溫放置幾小時或低溫回火后再冷處理時無硬化效果。因此，對于20Cr2Ni4A鋼滲碳淬火齒輪，在原工藝生產(chǎn)條件下，當?shù)蜏鼗鼗鸷髾z驗發(fā)現(xiàn)硬度偏低時，可進行后冷處理補救,但后冷處理前的放置時間不能太久。

表4 后冷處理對20Cr2Ni4A鋼表面硬度的影響

由采用油淬的工藝B1試驗結果可以看出，和原工藝(工藝B)相比，試樣經(jīng)過后冷處理(B1)的表面硬度由54.9 HRC提高到60.2 HRC，提高了5.3 HRC?？梢姡瑯忧闆r下，當終冷溫度較高使淬火硬度較低時，經(jīng)過后冷處理的硬度增量較大，這是由于殘留奧氏體含量較多的緣故。

2.1.2 后低溫回火二次硬化現(xiàn)象對表面硬度的影響

表5為不同后低溫回火處理工藝下20Cr2Ni4A鋼的殘留奧氏體等級和表面硬度。可以看出，當殘留奧氏體較少時，提高回火溫度表面硬度下降。殘留奧氏體較多時出現(xiàn)了低溫回火二次硬化現(xiàn)象，提高回火溫度硬度升高，這種現(xiàn)象在以往很少見到，一般認為，只有在碳化物形成元素含量較高的鋼中(如高速鋼、高合金工模具鋼或高合金軸承鋼等)，當回火溫度大于500 ℃時，由于滲碳體析出形成細小、彌散分布的合金碳化物，同時殘留奧氏體中合金元素及碳含量降低導致其進一步向馬氏體轉變，才出現(xiàn)回火二次硬化現(xiàn)象[3-4]。在本試驗中，按JB/T 6141.3—1992《重載齒輪 滲碳金相檢驗》對殘留奧氏體評級，當殘留奧氏體超過5級時，低溫回火溫度由180 ℃提高到260 ℃，硬度提高2 HRC左右，表面殘留奧氏體低于3級時，表面硬度不同程度下降，殘留奧氏體為4級時表面硬度變化不大。產(chǎn)生此現(xiàn)象的原因可能是當回火溫度為200～300 ℃時，隨著回火溫度的提高，一方面馬氏體分解，在馬氏體內(nèi)共格析出ε-碳化物，馬氏體過飽和度下降，硬度降低[4-5]，另一方面部分殘留奧氏體轉變?yōu)轳R氏體或下貝氏體，提高硬度[4]，當殘留奧氏體較少時，前者起主導作用，當殘留奧氏體較多時，后者起主導作用。

表5 后低溫回火處理對20Cr2Ni4A鋼殘留奧氏體等級和表面硬度的影響

綜上，當殘留奧氏體含量≥5級時，可采用后低溫回火工藝提高表面硬度，后低溫回火溫度以260 ℃左右為宜。如果后低溫回火溫度過低，殘留奧氏體向馬氏體或下貝氏體轉變不充分，硬度提高有限；如果溫度過高，淬火時形成的馬氏體硬度降低過多，大于殘留奧氏體低溫回火二次硬化效果，導致工件硬度降低。

2.2 后處理工藝對心部硬度和有效硬化層的影響

為了比較全面地了解后冷處理及后低溫回火處理的優(yōu)缺點，對這兩種后處理工藝下20Cr2Ni4A鋼的硬度梯度、有效硬化層深度(CHD)及心部硬度進行了測試，試驗結果如表6和圖2所示，其中檢測有效硬化層深度時，根據(jù)GB/T 3480.5—2008/ISO 6336-5:2003《直齒輪和斜齒輪承載能力計算 第5部分：材料的強度和質量》，界限硬度取550 HV。

表6 后處理對20Cr2Ni4A鋼有效硬化層深度及心部硬度的影響

圖2 后處理對20Cr2Ni4A鋼硬度梯度的影響(a)后冷處理；(b)后低溫回火處理Fig.2 Effect of post-treatment on hardness gradient of the 20Cr2Ni4A steel(a) post-subzero treatment; (b) post-low temperature tempering treatment

由表6和圖2可以看出：①后冷處理可以提高表面及近表面處硬度，這主要是因為鋼材滲碳后，表面含碳量最高，表面及近表面殘留奧氏體較多，后冷處理可以促進鋼中殘留奧氏體進一步向馬氏體轉變，促進彌散分布的碳化物析出，從而使鋼的硬度得到提高[6]。隨著距表面距離增加，碳含量降低，淬火后殘留奧氏體減少，冷處理作用逐步減弱。因此冷處理后表面硬度提高較多，內(nèi)部硬度提高較少，隨著距表面距離增加，當碳含量降低到一定程度時，冷處理前后硬度基本不再變化。②后冷處理(工藝A1)比前冷處理(工藝A3)硬度稍低，這主要是因為后冷處理工藝比前冷處理工藝多一次180 ℃長時間低溫回火所致，從圖2可以看出，未進行冷處理時，一次低溫回火(工藝A)和兩次低溫回火(工藝A4)的硬度差和后冷處理(工藝A1)與前冷處理(工藝A3)的硬度差基本一致，因此可以間接證明，后冷處理和前冷處理相比，冷處理本身對硬度的影響基本一致，但后冷處理工藝多了一次長時間低溫回火從而導致硬度略微下降。③后低溫回火對硬化層深度影響較大。提高后低溫回火溫度，有效硬化層深度明顯降低。經(jīng)230 ℃后低溫回火有效硬化層深度下降0.24 mm，260 ℃后低溫回火有效硬化層深度下降0.34 mm。再結合表6可以看出，表面或近表面殘留奧氏體較多(工藝A和A4)時硬度先有所提高，然后隨著距表面距離增加而逐步下降。回火溫度由180 ℃提高到230～260 ℃，心部硬度下降1 HRC左右。

可見，后低溫回火工藝有一定的弊端，提高回火溫度將導致硬化層深度和心部硬度減少，此外，230～260 ℃回火溫度正好進入低溫回火脆性區(qū)，存在沖擊性能降低的風險[7]，因此通過提高回火溫度來提高滲碳淬火硬度這一方法要慎用，在采用此方法前要對工件組織、硬化層深度、使用工況等綜合評估后再決定是否采用，如果條件允許建議盡量采用后冷處理工藝。

3 后冷處理溫度確定

由前所述，后冷處理相比后低溫回火更具優(yōu)勢。冷處理主要工藝參數(shù)之一為冷處理溫度，冷處理溫度一般根據(jù)馬氏體轉變終了溫度Mf點確定， Mf點主要受合金元素的影響，對于滲碳件而言，情況要更加復雜一些，含碳量由外到內(nèi)梯度變化，表面碳含量最高，其Ms及Mf點最低，殘留奧氏體最多，隨距表面距離的增加，碳含量逐步減少，Ms及Mf點逐漸升高，所以冷處理溫度應參考表面Mf點進行制定。但是因工藝方法不同，有時無游離態(tài)組織(如滲碳后直接淬火)，有時存在游離態(tài)碳化物(如滲碳后高溫回火并重新加熱淬火)。因此在這兩種情況下，即使表面含碳量一樣，基體中的碳及合金元素也有所差別，而Ms、Mf主要決定于基體中的碳及合金元素。因此需要對這兩種情況進行分別討論。

3.1 滲碳后直接淬火時表面Mf點的計算及冷處理溫度確定

根據(jù)有關資料[8-10]介紹，Mf點可按經(jīng)驗公式(1～5)進行計算，式(2)和式(4)中碳及合金元素符號為基體中的含量。當滲碳后直接淬火且未出現(xiàn)游離態(tài)碳化物或鐵素體時，可按名義含量計算。首先根據(jù)式(3)和式(4)，由材料合金系數(shù)fe及碳勢Cp計算表面含碳量Cs，然后根據(jù)式(1)和式(2)計算表面Ms和Mf點。還可由公式(5)根據(jù)表面Ms和終冷溫度T計算表面殘留奧氏體含量AR。

Mf=Ms-215

(1)

Ms=520-320Cs-45Mn-30Cr-20Ni-

20Mo-5Si-5Cu

(2)

Cs=feCp

(3)

lgfe=0.013Mn+0.013Mo+0.04Cr+

0.055Si-0.014Ni

(4)

AR=100exp[-0.011(Ms-T)]

(5)

以20Cr2Ni4A鋼滲碳后直接淬火為例，假設其化學成分如表1所示，滲碳淬火后無游離態(tài)組織，根據(jù)公式(1～5)計算不同碳勢和不同淬火終冷溫度下Cs、Ms、Mf及AR，結果見表7。從表7可以看出，碳勢高低對Ms、Mf和AR影響很大，但淬火終冷溫度僅影響殘留奧氏體含量，不影響馬氏體轉變溫度。因此，滲碳直接淬火的后冷處理溫度可選擇Mf點或比Mf點低10 ℃即可。

表7 20Cr2Ni4A鋼滲碳后直接淬火的計算結果

3.2 滲碳后高溫回火并重新加熱淬火時表面Mf點的計算及冷處理溫度確定

對于重載齒輪，常用的滲碳淬火工藝不是滲碳后直接淬火，而是滲碳后緩冷并高溫回火后重新加熱淬火和低溫回火(如工藝A)，由于滲碳后經(jīng)過高溫回火，部分碳與合金元素形成碳化物從基體中析出，重新淬火加熱時部分碳化物溶入奧氏體基體，淬火后形成馬氏體，部分未溶解的碳化物以游離態(tài)形式存在，因而基體中碳及碳化物形成元素低于名義含量，此時按3.1 節(jié)方法計算Ms和Mf點不盡合理，在這種情況下，可根據(jù)公式(5)按殘留奧氏體含量估算Ms點，再根據(jù)公式(1)求得Mf點。

殘留奧氏體含量檢測方法有X-射線法、金相法等。X-射線法測量精度高，但不適合生產(chǎn)現(xiàn)場使用，金相法雖然檢測精度差，但使用方便，熱處理現(xiàn)場使用較多的為金相法。圖3為采用工藝A對20Cr2Ni4A鋼進行滲碳淬火時的表層顯微組織，殘留奧氏體采用金相法按JB/T 6141.3—1992評為2級(約15%)，再根據(jù)公式(1)和公式(5)按殘留奧氏體含量計算Mf點為-9 ℃左右，按名義碳及合金元素含量計算Mf點為-113 ℃，兩者相差較大。為了驗證計算的準確性，對20件20Cr2Ni4A鋼制造的齒輪軸進行了實際生產(chǎn)驗證。按工藝A進行滲碳淬火處理，然后進行不同溫度的后冷處理及180 ℃低溫回火，并測試表面硬度。結果見表8。

圖3 20Cr2Ni4A鋼按工藝A滲碳淬火后的表層顯微組織Fig.3 Surface microstructure of the 20Cr2Ni4A steel after carburizing and quenching by using process A

由表8可以看出，當后冷處理溫度低于-20 ℃時，隨著后冷處理溫度繼續(xù)降低，20Cr2Ni4A鋼表面硬度變化不大?？梢姡敶嬖谟坞x態(tài)組織時，按殘留奧氏體含量計算Mf誤差較小，按名義碳及合金元素含量計算誤差較大。根據(jù)金相法確定殘留奧氏體含量雖然方便但不夠精確，如按JB/T 6141.3—1992規(guī)定1級殘留奧氏體的含量為5%～8%，2級為15%，3級為30%，假設終冷溫度為35 ℃，按公式(5)和公式(1)計算Mf點分別為50 ℃、-9 ℃、-71 ℃，可見，相鄰級別間殘留奧氏體含量差距太大，據(jù)此計算的Mf間距也較大，達60 ℃左右。因此，在采用滲碳后高溫回火并重新加熱淬火的情況下，若根據(jù)金相法測得殘留奧氏體含量并計算Mf點，為保險起見，后冷處理溫度可選擇比計算所得的Mf點低30 ℃左右。

表8 不同后冷處理溫度下20Cr2Ni4A鋼的表面硬度

4 生產(chǎn)應用

根據(jù)以上試驗結果，采用不同的后處理工藝處理了多爐齒輪，其硬度檢測結果見表9?？梢钥闯?，如果正常工藝低溫回火后檢驗時發(fā)現(xiàn)硬度偏低達不到技術要求，可通過后處理進行挽救，避免重新滲碳淬火返工帶來的不利影響。從表9還可以看出，除20Cr2Ni4A鋼外，后處理對其他材料(如18CrNiMo7-6鋼和18Cr2Ni4W鋼)也有顯著效果。

表9 后處理在生產(chǎn)應用中的效果

5 結論

1) 對于20Cr2Ni4A鋼，采用滲碳后高溫回火并重新加熱淬火工藝時，由于存在游離態(tài)組織，Ms、Mf不能按常規(guī)方法根據(jù)名義化學成份計算，可根據(jù)組織中殘留奧氏體含量估算Ms和Mf點，并以此為依據(jù)制定后冷處理工藝更加合理。

2) 20Cr2Ni4A鋼齒輪滲碳淬火后殘留奧氏體穩(wěn)定化現(xiàn)象不明顯。經(jīng)低溫回火后再冷處理硬度仍有明顯提高，并非通常認為的經(jīng)回火后再冷處理作用不大。

3) 傳統(tǒng)觀點認為，滲碳淬火齒輪低溫回火溫度越高硬度越低，但試驗發(fā)現(xiàn)滲碳淬火后當殘留奧氏體含量較多時存在低溫回火二次硬化現(xiàn)象，此時適當提高回火溫度硬度反而提高。

4) 如果齒輪經(jīng)滲碳淬火低溫回火后檢驗時發(fā)現(xiàn)硬度偏低，可采取后冷處理及后低溫回火工藝提高硬度，避免重新高溫回火+滲碳淬火+低溫回火的返工帶來的一系列問題。不過后低溫回火工藝要慎用，因為提高低溫回火溫度將使有效硬化層深度減少、心部硬度降低并且存在低溫回火脆性的風險，在條件允許的情況下建議盡量采用后冷處理工藝。