大模數人字齒輪軸深層滲碳工藝參數優化

龍志松 劉繼全 張義強 田壯臣

(1.二重集團(德陽)精衡傳動設備有限公司，四川618013；2.二重集團(德陽)重型裝備股份有限公司，四川618013)

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大模數人字齒輪軸深層滲碳工藝參數優化

龍志松1劉繼全1張義強2田壯臣1

(1.二重集團(德陽)精衡傳動設備有限公司，四川618013；2.二重集團(德陽)重型裝備股份有限公司，四川618013)

通過優化大模數齒輪軸深層滲碳淬火工藝參數，使滲碳淬火后表層脫碳深度、內氧化深度、碳化物形態、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程中產生裂紋的傾向，提高了齒輪軸使用壽命。

大模數齒輪軸；深層滲碳；內氧化深度；碳化物；硬度梯度

1 原深層滲碳工藝參數分析

實際生產中，由于軋機齒輪機座傳動齒輪軸長度一般在4 m左右，通常采用深井式滲碳爐滲碳，由于爐膛較深，氣氛的循環較差，上下爐膛存在碳勢差異。由于工件要求的有效硬化層較深，滲碳周期長，實際碳勢控制時難免會產生波動，若滲碳時間及擴散時間控制不當，極易形成粗網狀碳化物，如圖1所示。

雖然通過調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法消除，如圖2所示。

因此，我們還需對深層滲碳工藝的強滲擴散比例、各階段強滲碳的設定值以及擴散碳勢的設定值做進一步的優化，控制滲碳過程中碳化物的形成，并進一步優化硬度梯度曲線。

圖1 滲碳后晶界處網狀碳化物

圖2 淬火后晶界處無法消除的角塊狀碳化物

2 大模數齒輪軸深層滲碳淬火工藝參數優化

2.1 滲碳工藝參數的優化及說明

2.1.1 滲碳溫度優化及說明

當滲層要求一定時，提高滲碳溫度可縮短滲碳時間。但是，高溫滲碳對深層滲碳來說卻不宜采用。齒輪長時間停留在較高溫度，會使晶粒粗化，變形加大，甚至在淬火時有引起開裂的危險。含錳鋼，在高溫滲碳后，產生裂紋的傾向明顯加大。鉻在短期滲碳時能阻礙奧氏體晶粒長大。井式滲碳爐的最高使用溫度為950℃。對于大模數齒輪軸，粗加工后增加了正回火工序。減少了工件在后續高溫滲碳時奧氏體的長大傾向及工件的變形。因此，針對大模數齒輪軸的滲碳，滲碳溫度設定為930℃。

2.1.2 滲碳各段強滲及擴散段碳勢控制優化及說明

2.1.2.1 預滲段碳勢的設定

當滲碳爐溫度達到設定溫度時，此時工件的溫度較爐溫要滯后30℃左右，并且爐內碳勢氣氛達到均勻往往需要3 h～4 h。因此，我們在強滲前期，設定0.9%～1.0%的碳勢，為下段強滲段做準備。

2.1.2.2 強滲段和擴散段碳勢和時間的確定

(1)強滲碳勢的確定

經過前期預滲段的均溫和均勻碳勢后，工件正式進入強滲階段。滲碳化學熱處理碳原子擴散動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，在第一階段強滲，往往采用較高的碳勢提高工件的滲速。根據氧探頭炭黑極限，在930℃時炭黑極限為1.25%。即工件合金碳勢值最高應控制在1.20%。材料17Cr2Ni2Mo的合金因素為1.1，針對深井式滲碳爐碳勢易偏高的特點，將合金碳勢換算成爐內氣氛碳勢為1.18/1.1=1.08±(1.08×0.05%)。隨著滲碳時間的增加，工件表面碳濃度不斷提高。若強滲碳勢仍然采用較高碳勢滲碳。工件表層的碳原子還來不及擴散。奧氏體處于過飽和狀態，碳原子在晶界處開始聚集，最終形成網狀碳化物。因此，在后階段的強滲段，強滲碳勢應采用逐段遞減。第(2)段、第(3)段強滲采用1.05%碳勢，第(4)段強滲采用1.0%碳勢。

(2)擴散碳勢的確定

目前，國內外有一種趨勢，即降低滲碳齒輪表面C含量，要求表面C含量達到0.7%左右，因為0.7%左右的C含量淬火后對應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及相應的綜合力學性能。同時，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。

我廠生產的齒輪多為大型人字齒輪軸，考慮到變形量等因素，對大模數深滲層滲碳淬火件，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，仍能達到0.7%左右的C含量，否則就會出現交檢合格的產品經磨齒后硬度下降的現象。

因此，必須采取措施，使表面C含量達到0.7%～0.8%，同時，在40%層深處，C含量達到0.7%左右。擴散段碳勢采用逐級遞降的方式。而第(1)段擴散由于在滲碳初期，表層奧氏體剛剛達到飽和狀態，與次表層存在較大碳濃度差，擴散動力依然強勁。此時，應充分保證表層碳濃度，我們設定第(1)段擴散碳勢為0.77%。隨著滲碳時間的進行，碳原子逐步向內層擴散，擴散動力逐漸下降。第(2)、第(3)、第(4)階段的擴散碳勢設定應采取逐段遞減的方式，最終控制表面碳濃度在0.7%～0.8%。

(3)強滲段和擴散段時間的確定

當滲碳溫度、碳勢確定以后，滲碳時間主要取決于有效硬化層深度，滲碳時間越長，硬化層越深，反之越淺。 對于17Ni2Cr2Mo鋼如果擴散期控制不好，時間過短，有可能造成滲層碳濃度分布曲線過陡，在以后的緩冷過程中，形成緩冷裂紋。強滲階段時，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部擴散。根據相關資料，當強滲時間超過20 h時，表層奧氏體溶解C含量逐漸達到飽和，而向內部擴散的動力也不斷減小。此時較高的氣氛碳勢繼續向表層擴散時，碳化物沿奧氏體晶界析出，形成網狀碳化物。因此，我們設定每段強滲段時間應不大于20 h。一段強滲結束后計算機模擬碳濃度梯度分布如圖3所示。

從圖3可以看出，豎線顯示強滲后碳濃度分布狀態，此時表層碳濃度很高，向里層逐減。擴散段使得前段強滲段表層的碳原子不斷向次表層及工件內層擴散，使表層碳濃度梯度逐漸平緩，如圖4所示。擴散時間越長，碳濃度梯度越平緩。但時間過長，碳濃度梯度減小，碳原子向里層擴散動力減少，浪費滲碳時間。因此，擴散的時間是控制滲碳后網狀碳化物和增加滲碳效率的關鍵。我們通過調整強擴時間比例，得到不同強擴比例下滲碳后碳化物的形態，如表1所示。

從表1和圖5可以看出，當強擴時間比例為1.1∶1時，得到滲碳后的碳化物形態最合適。

圖3 經過一段強滲后計算機模擬的碳濃度分布

圖4 擴散段后計算機模擬的碳濃度梯度分布

強擴時間比例滲碳后碳化物形態2∶1晶界處粗條狀狀網狀碳化物,局部角塊狀碳化物,強滲段擴散不充分,如圖5(a)所示1.5∶1晶界處斷續網狀碳化物,局部仍有較粗的網狀碳化物,如圖5(b)所示1.1∶1圖7所示局部斷續細網狀碳化物,如圖5(c)所示

(a)強擴時間比為2∶1

(b) 強擴時間比為1.5∶1

(c)強擴時間比為1.1∶1

工藝參數原工藝優化后工藝滲碳溫度/℃強滲碳勢擴散碳勢強擴時間比例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 工藝參數優化小結

通過對原工藝參數分析及工藝參數優化的說明，我們對原工藝和優化后工藝列表進行對比，如表2所示。

優化后用計算機PE程序模擬運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，在總的滲碳時間不變的條件下，通過工藝參數的優化，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。

根據上述模擬及分析，工藝參數優化后滲碳曲線如圖7所示。需注意碳勢控制事項：(1)溫度達到750℃后，將“CO測量”旋鈕打至“開”狀態，進行CO動態補償。(2)注意監控CO含量，在強滲階段，CO含量控制在20%～22%左右。

(a)原工藝參數(b)優化工藝參數后

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 工藝參數優化后質量檢驗結果分析

3.1 金相檢驗結果

通過對滲碳工藝參數的優化，滲碳后金相檢驗結果如圖8所示。

從圖8可以看出，晶界處粗條狀碳化物消失，出現細網狀碳化物。在淬火后，晶界處細網狀碳化物斷開，形成彌散分布的顆粒狀碳化物，如圖9所示。

通過組織評級，符合JB/T 6141.3—1992標準圖B2中的1級，而彌散的顆粒狀碳化物是滲碳組織中的強化相，顆粒碳化物的彌散分布，既保證了齒面的強度和硬度，又不會引起齒面的剝落和點蝕，從而更加有利于齒面的使用壽命。有國外專家指出，齒輪滲碳淬火后碳化物評級以2級最為合適，就是為了保證碳化物組織中的彌散的顆粒碳化物[2]。

圖8 參數優化后滲碳金相組織

圖9 淬火后表面碳化物組織

3.2 內氧化深度及表面非馬氏體組織的檢驗

鋼的內氧化在800～900℃較長時間加熱時發生，介質中的O和CO2除了進行表面氧化之外，還沿奧氏體晶界向里擴散。當鋼中含有Cr、Si、Al合金元素時，這些元素與氧原子的親和力遠比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，奧氏體穩定性變小，故淬火時便會沿晶界形成屈氏體網，在拋光而未侵蝕的試樣中便可看到沿晶界內氧化的黑色產物。

表3 距表面不同距離處硬度梯度分布

表4 工藝參數優化前后滲碳質量對比

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

從圖10測量可以得知，滲碳后內氧化深度為14.56 μm～16.22 μm。達到GB/T 3480.5—2008中的ME級要求。

3.3 硬度梯度曲線分布

試樣有效硬化層深度的測定采用日本Akashi公司的AAV-500維氏硬度實驗機。測定結果如表3所示。硬度梯度曲線分布如圖11所示。

根據GB/T 9450《鋼件滲碳淬火有效硬化層深度的測定和校核》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 滲碳后表面內氧化深度

圖11 硬度梯度曲線分布圖

3.4 小結

工藝參數優化前后滲碳質量對比見表4。

從表4可以看出，工藝參數優化后，表面C含量、碳化物形態、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化。 通過對深層滲碳工藝參數的優化，大模數齒輪軸滲碳淬火后的質量控制達到預期效果。

4 結論

通過對大模數人字齒輪軸深層滲碳淬火工藝參數的優化，改善了滲碳后網狀碳化物、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量，為今后更大模數、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]. 現代冶金, 2012, 40(4):14-16.

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

[4] 陳國民. 對齒輪熱處理變形控制技術的評述[C]// 第十次全國熱處理大會. 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程中，往往受到較大的沖擊載荷，通常發生斷齒、齒面疲勞點蝕剝落及齒面磨損等損壞形式。其中齒面點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，碳化物組織難以控制，易形成粗網狀碳化物。淬火時滲碳層表層角塊狀碳化物無法消除，在淬火過程中易產生淬火裂紋。粗網狀碳化物在使用過程中導致齒輪韌性下降，受到疲勞載荷時易發生齒面剝落和斷裂[1]。

應用“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。但是該工藝在應用于大模數齒輪、齒輪軸深層滲碳時，滲碳后在晶界處仍有粗條狀的碳化物形成，雖然通過淬火工藝的調整可以消除一部分碳化物，但在滲碳過程中形成的角塊狀碳化物無法通過調整淬火工藝消除而保留下來。在淬火后局部晶界處仍然有較嚴重的碳化物。因此，對深層滲碳的大模數重載齒輪的滲碳工藝參數需要進一步的優化，減少滲碳過程中粗網狀碳化物的形成，提高減速機中齒輪軸的使用壽命。