18CrNiMo7-6 齿轮钢真空渗碳工艺研究

2022-11-18高红梅杨明华刘德华吴飞虎

失效分析与预防 2022年3期

高红梅，文超，杨明华，刘德华，吴飞虎

（中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司，江苏常州 213011）

0 引言

随着我国铁路大发展的逐渐深入，铁路货物运输量越来越大，对机车的要求也越来越高，高速重载成为我国货运电力机车的主要发展方向[1]。电力机车牵引主动齿轮是机车传动系统中一个极为重要的零件，常采用渗碳处理工艺使齿轮表面具有高硬度、良好的耐磨性和抗疲劳性能，而心部保留了较好的塑性和韧性[2]。目前，机车主动齿轮用18CrNiMo7-6 钢主要采用传统可控气氛渗碳工艺，热处理后的产品存在内氧化、非马氏体等缺陷，影响产品性能和使用寿命。为解决这些问题，以乙炔作为渗碳气氛的真空渗碳工艺受到研究者们的关注。该热处理方式清洁环保、环境友好[3]，且处理后的零件无内氧化、脱碳等问题。真空渗碳还可使产品获得更深的渗碳层和更高的碳分布（达到需要的碳浓度），真空渗碳齿轮渗层的高硬化区（≥HRC 58）是气氛渗碳齿轮的2 倍[4]，可显著提高弯曲疲劳强度。对于渗层1.5 mm 的齿轮，气氛炉处理的齿轮高硬化区为0.4 mm，而低压渗碳齿轮的高硬化区可达到0.9 mm[5]。

本研究针对重载机车主动齿轮18CrNiMo7-6 钢的技术要求进行真空渗碳工艺探索，以获得较优的真空渗碳工艺方案，解决传统可控气氛渗碳后的内氧化和非马氏体缺陷，并通过真空渗碳工艺缩短原先渗碳工艺的时间。

1 试验材料及方法

重载机车主动齿轮材料为18CrNiMo7-6，其成分如表1 所示。

表1 18CrNiMo7-6 材料成分（质量分数 /%）Table 1 Chemical composition of 18CrNiMo7-6 (mass fraction /%)

真空渗碳试验在真空油淬炉中进行。在加热和保温期间通入100 Pa 氮气保持分压状态，渗碳时交替通入乙炔和氮气以实现脉冲式渗碳工艺[6]。试验按照渗碳→淬火→回火的工艺路线进行。

2 试验结果及分析

2.1 渗碳工艺分析

试验制定A、B、C 3 种真空渗碳工艺，工艺参数见表2。其中，工艺B 是在工艺A 热处理结果的基础上制定的；工艺C 是依据工艺B 的结果制定的。工艺D 是传统可控气氛渗碳工艺，用以与真空渗碳工艺进行对比。采用ϕ30 mm×60 mm 的淬火试样和ϕ25 mm×100 mm 的剥层试样进行渗碳试验。

表2 18CrNiMo7-6 齿轮钢真空渗碳及传统可控气氛渗碳工艺Table 2 Vacuum carburizing and traditional controlled atmosphere carburizing process for 18CrNiMo7-6 gear steel

由表2 可知，真空渗碳温度较可控气氛渗碳温度高，渗碳总时间会相应缩短。渗碳时间和扩散时间的比值（即渗扩比）决定渗碳层的深度和碳浓度[7]。真空渗碳的渗扩比区别于传统可控气氛的渗扩比规律，从表2 中可以看出，真空渗碳的渗扩比分别是1:41、1:53，渗碳时间远小于扩散时间。而传统可控气氛渗碳的渗扩比是1:0.96，渗碳时间和扩散时间接近，因为真空渗碳是脉冲式渗碳，即“强渗→扩散→强渗→扩散→……”的循环模式。强渗阶段通入乙炔，短时间内使奥氏体固溶碳并趋于饱和；扩散阶段通入氮气，需要较长的时间使奥氏体中固溶的碳向内部扩散。

2.2 金相组织分析

根据该机车主动齿轮的技术要求，参照TB/T 2254—1991《机车牵引用渗碳硬齿轮金相检验标准》对热处理后的试样进行马氏体级别、残余奥氏体级别、内氧化深度等检测，结果见表3。由此可以看出，真空渗碳工艺A、B 的试样马氏体级别不符合技术要求，经工艺C 处理后是试样检测结果均满足各项技术要求。采用传统可控气氛渗碳处理（工艺D）的18CrNiMo7-6 材料各检测结果也均满足技术要求。经各工艺处理后的试样金相组织如图1 所示。

由表3 可知，经工艺A 处理后的试样马氏体级别超标，表面碳浓度和碳化物级别虽然合格，但是偏高，结合图1a 中金相组织可以看出，马氏体针长较长且粗大，碳化物成粗粒状分布。

表3 渗碳后18CrNiMo7-6 材料的组织及性能Table 3 Microstructure and properties of 18CrNiMo7-6 after carburizing

针对工艺A，采用单因素控制法进行工艺调整，先分析碳浓度和碳化物。渗碳时如果急剧加热或者温度过高都会引起表面碳浓度过高的现象[8]，从而会在工件表面出现块状粗大的碳化物或者网状碳化物。传统可控气氛渗碳的工艺D 总时长为1530 min，且渗碳温度只有920 ℃，而工艺A 的渗碳总时长仅840 min，渗碳温度为950 ℃。更高温度下没有充分的扩散时间让碳化物溶解，奥氏体中碳含量较高，沿晶界析出，形成网状碳化物[9]，所以工艺B 在同样的渗碳温度下调整渗扩比，延长扩散时间，得到的组织中只有少量颗粒状碳化物，呈弥散分布，碳化物级别为1 级（图1b）。

经工艺A、B 处理后的18CrNiMo7-6 试样马氏体粗大，超过技术要求中规定的1～4 级。马氏体粗大一方面取决于原始奥氏体晶粒大小，奥氏体晶粒越大，则马氏体片越粗大；另一方面是加热温度的高低，高的渗碳温度会形成粗大的马氏体[10]。本研究中的试验材料原始奥氏体晶粒度经检测为8 级；而工艺A、B 采用950 ℃渗碳，高于18CrNiMo7-6 常用的渗碳温度920 ℃，得到马氏体片长约20～40 μm，级别达到5 级。对工艺B 进行温度调整，将渗碳温度从950 ℃降低到930 ℃，同时延长渗碳时间以保证工艺质量，得到工艺C。对工艺C 处理后的试样进行检测，所有指标均符合技术要求，金相组织见图1c。

图1 经不同渗碳工艺后的试样显微组织Fig.1 Microstructure of samples after different carburizing processes

对比真空渗碳结果和传统可控气氛渗碳结果可知，传统可控气氛渗碳存在一定深度的内氧化和非马氏体组织。这是由于传统可控气氛渗碳介质中不可避免存在氧化气氛，O 向钢中沿晶界扩散，晶界附近的Cr、Mn 便较其他元素优先扩散至晶界与O 结合而形成氧化物，在显微镜下观察时，晶界氧化物呈网状分布，此即内氧化。同时晶内的合金元素，淬透性降低，淬火后出现黑色网状组织（贝氏体、托氏体等），此即非马氏体组织[11]。真空渗碳工艺处理后的试样均不存在内氧化和非马氏体组织，是由于真空渗碳是在真空状态下进行的，避免了晶界氧化[12]，可见真空渗碳可以达到消除非马氏体和内氧化的目的。

2.3 渗碳层深度

采用显微硬度法测量渗层深度与硬度的对应关系，图2 是18CrNiMo7-6 钢经真空渗碳和传统可控气氛渗碳后的硬度分布曲线。真空渗碳工艺A、B、C 试验的硬度分布曲线，均满足有效硬化层（HV 550）深度为2.0～2.4 mm 的要求。但是工艺A 的试样硬度曲线存在“低头”现象，结合表3 中工艺A 的碳浓度0.83%和残余奥氏体级别3 级可知，渗层组织中残余奥氏体的形成主要是受高C 含量的影响。奥氏体中C 含量越高，淬火时获得的残余奥氏体就越多，过多的残余奥氏体会使得表面硬度下降[13]。工艺B、C 通过延长渗碳时间让扩散更充分，从而降低表面碳浓度，残余奥氏体级别控制在1～2 级。

图2 18CrNiMo7-6 钢渗碳后硬度分布曲线Fig.2 Hardness gradient of 18CrNiMo7-6 steel after carburizing

平缓的硬度梯度有利于提高产品的内在质量和使用寿命[14]，调整后的真空渗碳工艺B、工艺C 和传统可控气氛渗碳工艺D 得到的硬度梯度曲线均较平缓，工艺D 的硬度在高硬度区比工艺B、工艺C 的硬度下降略快。对比工艺C 真空渗碳硬度梯度曲线和工艺D 传统可控气氛渗碳硬度梯度曲线可知，随着层深的变化，传统可控气氛渗碳的硬度下降较快，硬度梯度较陡，真空渗碳试样的硬度下降较慢，硬度梯度较平缓。