18CrNiMo7-6 齒輪鋼真空滲碳工藝研究

高紅梅 ， 文 超 ， 楊明華 ， 劉德華 ， 吳飛虎

（中車戚墅堰機(jī)車車輛工藝研究所有限公司，江蘇 常州 213011）

0 引言

隨著我國鐵路大發(fā)展的逐漸深入，鐵路貨物運(yùn)輸量越來越大，對(duì)機(jī)車的要求也越來越高，高速重載成為我國貨運(yùn)電力機(jī)車的主要發(fā)展方向[1]。電力機(jī)車牽引主動(dòng)齒輪是機(jī)車傳動(dòng)系統(tǒng)中一個(gè)極為重要的零件，常采用滲碳處理工藝使齒輪表面具有高硬度、良好的耐磨性和抗疲勞性能，而心部保留了較好的塑性和韌性[2]。目前，機(jī)車主動(dòng)齒輪用18CrNiMo7-6 鋼主要采用傳統(tǒng)可控氣氛滲碳工藝，熱處理后的產(chǎn)品存在內(nèi)氧化、非馬氏體等缺陷，影響產(chǎn)品性能和使用壽命。為解決這些問題，以乙炔作為滲碳?xì)夥盏恼婵諠B碳工藝受到研究者們的關(guān)注。該熱處理方式清潔環(huán)保、環(huán)境友好[3]，且處理后的零件無內(nèi)氧化、脫碳等問題。真空滲碳還可使產(chǎn)品獲得更深的滲碳層和更高的碳分布（達(dá)到需要的碳濃度），真空滲碳齒輪滲層的高硬化區(qū)（≥HRC 58）是氣氛滲碳齒輪的2 倍[4]，可顯著提高彎曲疲勞強(qiáng)度。對(duì)于滲層1.5 mm 的齒輪，氣氛爐處理的齒輪高硬化區(qū)為0.4 mm，而低壓滲碳齒輪的高硬化區(qū)可達(dá)到0.9 mm[5]。

本研究針對(duì)重載機(jī)車主動(dòng)齒輪18CrNiMo7-6 鋼的技術(shù)要求進(jìn)行真空滲碳工藝探索，以獲得較優(yōu)的真空滲碳工藝方案，解決傳統(tǒng)可控氣氛滲碳后的內(nèi)氧化和非馬氏體缺陷，并通過真空滲碳工藝縮短原先滲碳工藝的時(shí)間。

1 試驗(yàn)材料及方法

重載機(jī)車主動(dòng)齒輪材料為18CrNiMo7-6，其成分如表1 所示。

表1 18CrNiMo7-6 材料成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù) /%）Table 1 Chemical composition of 18CrNiMo7-6 (mass fraction /%)

真空滲碳試驗(yàn)在真空油淬爐中進(jìn)行。在加熱和保溫期間通入100 Pa 氮?dú)獗３址謮籂顟B(tài)，滲碳時(shí)交替通入乙炔和氮?dú)庖詫?shí)現(xiàn)脈沖式滲碳工藝[6]。試驗(yàn)按照滲碳→淬火→回火的工藝路線進(jìn)行。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 滲碳工藝分析

試驗(yàn)制定A、B、C 3 種真空滲碳工藝，工藝參數(shù)見表2。其中，工藝B 是在工藝A 熱處理結(jié)果的基礎(chǔ)上制定的；工藝C 是依據(jù)工藝B 的結(jié)果制定的。工藝D 是傳統(tǒng)可控氣氛滲碳工藝，用以與真空滲碳工藝進(jìn)行對(duì)比。采用?30 mm×60 mm 的淬火試樣和?25 mm×100 mm 的剝層試樣進(jìn)行滲碳試驗(yàn)。

表2 18CrNiMo7-6 齒輪鋼真空滲碳及傳統(tǒng)可控氣氛滲碳工藝Table 2 Vacuum carburizing and traditional controlled atmosphere carburizing process for 18CrNiMo7-6 gear steel

由表2 可知，真空滲碳溫度較可控氣氛滲碳溫度高，滲碳總時(shí)間會(huì)相應(yīng)縮短。滲碳時(shí)間和擴(kuò)散時(shí)間的比值（即滲擴(kuò)比）決定滲碳層的深度和碳濃度[7]。真空滲碳的滲擴(kuò)比區(qū)別于傳統(tǒng)可控氣氛的滲擴(kuò)比規(guī)律，從表2 中可以看出，真空滲碳的滲擴(kuò)比分別是1:41、1:53，滲碳時(shí)間遠(yuǎn)小于擴(kuò)散時(shí)間。而傳統(tǒng)可控氣氛滲碳的滲擴(kuò)比是1:0.96，滲碳時(shí)間和擴(kuò)散時(shí)間接近，因?yàn)檎婵諠B碳是脈沖式滲碳，即“強(qiáng)滲→擴(kuò)散→強(qiáng)滲→擴(kuò)散→……”的循環(huán)模式。強(qiáng)滲階段通入乙炔，短時(shí)間內(nèi)使奧氏體固溶碳并趨于飽和；擴(kuò)散階段通入氮?dú)?，需要較長的時(shí)間使奧氏體中固溶的碳向內(nèi)部擴(kuò)散。

2.2 金相組織分析

根據(jù)該機(jī)車主動(dòng)齒輪的技術(shù)要求，參照TB/T 2254—1991《機(jī)車牽引用滲碳硬齒輪金相檢驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)》對(duì)熱處理后的試樣進(jìn)行馬氏體級(jí)別、殘余奧氏體級(jí)別、內(nèi)氧化深度等檢測(cè)，結(jié)果見表3。由此可以看出，真空滲碳工藝A、B 的試樣馬氏體級(jí)別不符合技術(shù)要求，經(jīng)工藝C 處理后是試樣檢測(cè)結(jié)果均滿足各項(xiàng)技術(shù)要求。采用傳統(tǒng)可控氣氛滲碳處理（工藝D）的18CrNiMo7-6 材料各檢測(cè)結(jié)果也均滿足技術(shù)要求。經(jīng)各工藝處理后的試樣金相組織如圖1 所示。

由表3 可知，經(jīng)工藝A 處理后的試樣馬氏體級(jí)別超標(biāo)，表面碳濃度和碳化物級(jí)別雖然合格，但是偏高，結(jié)合圖1a 中金相組織可以看出，馬氏體針長較長且粗大，碳化物成粗粒狀分布。

表3 滲碳后18CrNiMo7-6 材料的組織及性能Table 3 Microstructure and properties of 18CrNiMo7-6 after carburizing

針對(duì)工藝A，采用單因素控制法進(jìn)行工藝調(diào)整，先分析碳濃度和碳化物。滲碳時(shí)如果急劇加熱或者溫度過高都會(huì)引起表面碳濃度過高的現(xiàn)象[8]，從而會(huì)在工件表面出現(xiàn)塊狀粗大的碳化物或者網(wǎng)狀碳化物。傳統(tǒng)可控氣氛滲碳的工藝D 總時(shí)長為1530 min，且滲碳溫度只有920 ℃，而工藝A 的滲碳總時(shí)長僅840 min，滲碳溫度為950 ℃。更高溫度下沒有充分的擴(kuò)散時(shí)間讓碳化物溶解，奧氏體中碳含量較高，沿晶界析出，形成網(wǎng)狀碳化物[9]，所以工藝B 在同樣的滲碳溫度下調(diào)整滲擴(kuò)比，延長擴(kuò)散時(shí)間，得到的組織中只有少量顆粒狀碳化物，呈彌散分布，碳化物級(jí)別為1 級(jí)（圖1b）。

經(jīng)工藝A、B 處理后的18CrNiMo7-6 試樣馬氏體粗大，超過技術(shù)要求中規(guī)定的1～4 級(jí)。馬氏體粗大一方面取決于原始奧氏體晶粒大小，奧氏體晶粒越大，則馬氏體片越粗大；另一方面是加熱溫度的高低，高的滲碳溫度會(huì)形成粗大的馬氏體[10]。本研究中的試驗(yàn)材料原始奧氏體晶粒度經(jīng)檢測(cè)為8 級(jí)；而工藝A、B 采用950 ℃滲碳，高于18CrNiMo7-6 常用的滲碳溫度920 ℃，得到馬氏體片長約20～40 μm，級(jí)別達(dá)到5 級(jí)。對(duì)工藝B 進(jìn)行溫度調(diào)整，將滲碳溫度從950 ℃降低到930 ℃，同時(shí)延長滲碳時(shí)間以保證工藝質(zhì)量，得到工藝C。對(duì)工藝C 處理后的試樣進(jìn)行檢測(cè)，所有指標(biāo)均符合技術(shù)要求，金相組織見圖1c。

圖1 經(jīng)不同滲碳工藝后的試樣顯微組織Fig.1 Microstructure of samples after different carburizing processes

對(duì)比真空滲碳結(jié)果和傳統(tǒng)可控氣氛滲碳結(jié)果可知，傳統(tǒng)可控氣氛滲碳存在一定深度的內(nèi)氧化和非馬氏體組織。這是由于傳統(tǒng)可控氣氛滲碳介質(zhì)中不可避免存在氧化氣氛，O 向鋼中沿晶界擴(kuò)散，晶界附近的Cr、Mn 便較其他元素優(yōu)先擴(kuò)散至晶界與O 結(jié)合而形成氧化物，在顯微鏡下觀察時(shí)，晶界氧化物呈網(wǎng)狀分布，此即內(nèi)氧化。同時(shí)晶內(nèi)的合金元素，淬透性降低，淬火后出現(xiàn)黑色網(wǎng)狀組織（貝氏體、托氏體等），此即非馬氏體組織[11]。真空滲碳工藝處理后的試樣均不存在內(nèi)氧化和非馬氏體組織，是由于真空滲碳是在真空狀態(tài)下進(jìn)行的，避免了晶界氧化[12]，可見真空滲碳可以達(dá)到消除非馬氏體和內(nèi)氧化的目的。

2.3 滲碳層深度

采用顯微硬度法測(cè)量滲層深度與硬度的對(duì)應(yīng)關(guān)系，圖2 是18CrNiMo7-6 鋼經(jīng)真空滲碳和傳統(tǒng)可控氣氛滲碳后的硬度分布曲線。真空滲碳工藝A、B、C 試驗(yàn)的硬度分布曲線，均滿足有效硬化層（HV 550）深度為2.0～2.4 mm 的要求。但是工藝A 的試樣硬度曲線存在“低頭”現(xiàn)象，結(jié)合表3 中工藝A 的碳濃度0.83%和殘余奧氏體級(jí)別3 級(jí)可知，滲層組織中殘余奧氏體的形成主要是受高C 含量的影響。奧氏體中C 含量越高，淬火時(shí)獲得的殘余奧氏體就越多，過多的殘余奧氏體會(huì)使得表面硬度下降[13]。工藝B、C 通過延長滲碳時(shí)間讓擴(kuò)散更充分，從而降低表面碳濃度，殘余奧氏體級(jí)別控制在1～2 級(jí)。

圖2 18CrNiMo7-6 鋼滲碳后硬度分布曲線Fig.2 Hardness gradient of 18CrNiMo7-6 steel after carburizing

平緩的硬度梯度有利于提高產(chǎn)品的內(nèi)在質(zhì)量和使用壽命[14]，調(diào)整后的真空滲碳工藝B、工藝C 和傳統(tǒng)可控氣氛滲碳工藝D 得到的硬度梯度曲線均較平緩，工藝D 的硬度在高硬度區(qū)比工藝B、工藝C 的硬度下降略快。對(duì)比工藝C 真空滲碳硬度梯度曲線和工藝D 傳統(tǒng)可控氣氛滲碳硬度梯度曲線可知，隨著層深的變化，傳統(tǒng)可控氣氛滲碳的硬度下降較快，硬度梯度較陡，真空滲碳試樣的硬度下降較慢，硬度梯度較平緩。

3 結(jié)論

1）對(duì)18CrNiMo7-6 材料機(jī)車主動(dòng)齒輪進(jìn)行的3 種真空滲碳熱處理工藝結(jié)果對(duì)比發(fā)現(xiàn)，950 ℃真空滲碳+830 ℃油淬+180 ℃×2 h 回火的工藝性能優(yōu)于其他2 種工藝。

2）真空滲碳熱處理后18CrNiMo7-6 齒輪的滲碳層深度為2.2 mm，馬氏體級(jí)別4 級(jí)，碳化物等級(jí)1 級(jí)，殘余奧氏體1 級(jí)，芯部組織2 級(jí)，表面硬度HRC 61.5，無內(nèi)氧化、非馬氏體等不良組織，完全符合該機(jī)車主動(dòng)齒輪的技術(shù)要求。

3）對(duì)比該機(jī)車主動(dòng)齒輪的真空滲碳工藝和傳統(tǒng)可控氣氛滲碳工藝，真空滲碳工藝可節(jié)約18%的時(shí)間。