韓顥源， 張子博， 余萬華， 翟月雯， 周樂育， 張明皓

(1. 中國(guó)機(jī)械總院集團(tuán) 北京機(jī)電研究所有限公司， 北京 100083；2. 北京科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 北京 100083)

隨著新能源汽車傳動(dòng)系統(tǒng)轉(zhuǎn)速和負(fù)載大幅度提高，對(duì)齒輪等關(guān)鍵零部件可靠性和長(zhǎng)壽命提出了更高的要求。精密熱處理是提升傳動(dòng)系統(tǒng)關(guān)鍵零部件的疲勞強(qiáng)度和疲勞壽命的有效途徑之一。相較于傳統(tǒng)氣氛滲碳而言，真空低壓滲碳具有無氧化、不脫碳、效率高、表面炭黑少等優(yōu)點(diǎn)[1-2]。在相同工藝下，真空滲碳可以獲得良好的表面質(zhì)量、組織性能及殘余壓應(yīng)力狀態(tài)。目前，滲碳熱處理淬火通常采用的方式為油淬[3]。油淬可以獲得相對(duì)較大的冷速，但是油淬之后仍存在一定程度的淬火畸變，而且淬火后零件表面有油污，需要后續(xù)的清理工作，這對(duì)表面質(zhì)量及精度要求較高的精密零件而言是不利的。本試驗(yàn)中采用高壓氣淬，通過調(diào)節(jié)氣淬壓力既可以獲得與油淬相媲美的冷速，又可以減小淬火畸變并獲得較好的表面質(zhì)量[4-6]。在真空滲碳過程中，在相同滲碳溫度下，擴(kuò)散時(shí)間對(duì)工件滲碳后的碳濃度以及硬度梯度分布起決定性作用，顯著影響著工件的使用性能[7-9]。本試驗(yàn)以新能源汽車傳動(dòng)系統(tǒng)齒輪典型材料20MnCrS5鋼為研究對(duì)象，通過調(diào)節(jié)真空滲碳過程中的擴(kuò)散時(shí)間，觀察并分析擴(kuò)散時(shí)間對(duì)20MnCrS5鋼真空滲碳效果的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)所用材料為國(guó)產(chǎn)20MnCrS5鋼，尺寸為φ15 mm×100 mm。20MnCrS5鋼具有良好的淬透性。經(jīng)過滲碳淬火后，20MnCrS5鋼能獲得合理的有效淬硬層深度和硬度梯度分布。其化學(xué)成分如表1所示。

表1 20MnCrS5鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 試驗(yàn)方法

使用WZDST-40國(guó)產(chǎn)單室真空滲碳爐進(jìn)行真空低壓滲碳高壓氣淬試驗(yàn)。20MnCrS5鋼表面熱處理強(qiáng)化采用真空低壓脈沖滲碳，滲碳介質(zhì)為乙炔，載氣為氮?dú)?。制定如?所示試驗(yàn)方案，設(shè)置不同的擴(kuò)散時(shí)間，分析擴(kuò)散時(shí)間對(duì)真空滲碳后滲層的影響。為了防止試樣表面積聚過多的炭黑，降低滲碳效率，在料框上懸掛20塊尺寸為200 mm×100 mm×3 mm的20鋼配重板，以吸附多余的炭黑。

表2 真空滲碳及高壓氣淬試驗(yàn)參數(shù)

真空低壓滲碳區(qū)別于傳統(tǒng)氣氛滲碳的特點(diǎn)之一是其強(qiáng)滲段由若干個(gè)脈沖組成，每個(gè)脈沖由充氣-保壓-抽氣構(gòu)成，可以看成是強(qiáng)滲-擴(kuò)散的分階段。這樣既可以避免滲碳?xì)怏w的浪費(fèi)，也可以通過脈沖式提高滲碳效率。本試驗(yàn)中脈沖示意圖見圖1。

圖1 真空低壓滲碳脈沖示意圖Fig.1 Sketch of vacuum low pressure carburizing pulses

熱處理結(jié)束后，從圓棒上切取金相試樣。在120、400、800、1500、2000號(hào)砂紙上逐級(jí)打磨至表面劃痕方向一致且粗細(xì)均勻，然后進(jìn)行機(jī)械拋光。拋光后進(jìn)行金相腐蝕，腐蝕液為體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精溶液，腐蝕時(shí)間為30 s。腐蝕結(jié)束后，采用Zeiss Axio Scope A1光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織；采用Zeiss G500場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察組織微觀形貌；采用MTC-ZDS302顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試硬度，載荷砝碼為1 kg；采用剝層法從試樣上取屑，利用C-S分析測(cè)量不同位置滲層含碳量。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 碳含量分布分析

強(qiáng)滲結(jié)束后，爐膛內(nèi)剩余的乙炔氣體被抽出，而后進(jìn)入擴(kuò)散段。在擴(kuò)散過程中，試樣表層與基體的碳濃度差是C原子發(fā)生擴(kuò)散的驅(qū)動(dòng)力，C原子擴(kuò)散的距離對(duì)滲層深度、顯微組織及硬度梯度有顯著的影響。

圖2是不同擴(kuò)散時(shí)間下所測(cè)得的碳濃度分布曲線?？梢钥闯?，強(qiáng)滲結(jié)束時(shí)，試樣表層C含量較高，約為1.47%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，且碳含量曲線陡峭，碳含量隨著距表面距離的增加下降很快。這主要是由于表層的C原子沒有得到有效的擴(kuò)散，雖然真空滲碳中的強(qiáng)滲階段為脈沖式，但是由于總擴(kuò)散時(shí)間過短，C原子擴(kuò)散行為不明顯，所以整體曲線分布較陡峭。滲層碳含量過高及陡峭分布往往會(huì)引起滲層顯微組織的不均勻，導(dǎo)致滲層硬度差異較大。

圖2 真空低壓滲碳不同擴(kuò)散時(shí)間下20MnCrS5鋼中碳含量分布Fig.2 Distribution of carbon content in the 20MnCrS5 steel vacuum carburized with different diffusion time

方案2在強(qiáng)滲42 min后擴(kuò)散100 min，與強(qiáng)滲結(jié)束時(shí)相比，在0～300 μm范圍內(nèi)C含量快速下降，表層碳含量降至約0.74%。即C原子在擴(kuò)散段由表層向基體發(fā)生明顯的遷移，這種C原子的遷移使得擴(kuò)散后的碳含量曲線分布更加平緩，這種趨勢(shì)往往有利于獲得均勻的顯微組織和理想的硬度梯度，保證了齒輪滲碳層組織和性能的可靠性。為了研究擴(kuò)散時(shí)間長(zhǎng)短對(duì)碳含量分布的影響，延長(zhǎng)擴(kuò)散時(shí)間至140 min，觀察C含量曲線，可見隨著擴(kuò)散時(shí)間延長(zhǎng)，表層C含量略微降低至0.70%，C原子繼續(xù)向基體發(fā)生擴(kuò)散，且整體分布趨勢(shì)更加平緩，但擴(kuò)散速度較前100 min明顯減緩，這主要是因?yàn)榻?jīng)過100 min擴(kuò)散后，試樣表層及近表層C含量均下降，C濃度差減小，C擴(kuò)散的驅(qū)動(dòng)力減小?？梢奀的擴(kuò)散系數(shù)是對(duì)C濃度非常敏感的參數(shù)，C濃度下降后，C原子的擴(kuò)散系數(shù)下降。

2.2 顯微組織分析

圖3為經(jīng)方案1、方案3處理的20MnCrS5鋼的顯微組織拼接圖?？梢园l(fā)現(xiàn)，方案1處理試驗(yàn)鋼表層0～200 μm 范圍顯微組織主要以塊狀殘留奧氏體為主，還有少量尺寸較小的針狀馬氏體。由圖2可知，此位置C含量高于1.0%，高溫時(shí)奧氏體中的C處于過飽和狀態(tài)，提高了奧氏體穩(wěn)定性，降低了馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms與終止溫度Mf。在隨后的淬火過程中，有大量的奧氏體未發(fā)生轉(zhuǎn)變而形成殘留奧氏體，轉(zhuǎn)變部分形成針狀馬氏體。隨著距表面距離的增加，C含量迅速下降，顯微組織轉(zhuǎn)變成馬氏體；隨著C含量進(jìn)一步下降，基體組織由板條馬氏體和貝氏體組成。經(jīng)方案3處理的試驗(yàn)鋼，由于滲層C含量下降，淬火后顯微組織主要以馬氏體為主，殘留奧氏體呈點(diǎn)狀分布，數(shù)量較少。同時(shí)由于C含量和位向的差異，馬氏體呈現(xiàn)不同的形態(tài)。

圖4為方案1、3處理試驗(yàn)鋼距表面不同距離(表層、300 μm、900 μm)處對(duì)應(yīng)的SEM圖片?？梢园l(fā)現(xiàn)方案1(強(qiáng)滲結(jié)束未擴(kuò)散)處理試驗(yàn)鋼表層生成了尺寸較大的塊狀碳化物，如圖4(a)所示。這是由于滲碳后期當(dāng)奧氏體中C濃度達(dá)到飽和后，C原子容易在表層吸附并與親C元素形成合金碳化物，經(jīng)過EDS能譜分析，該碳化物中的合金成分主要是Cr和Mn。距表面300 μm處的C含量約為0.70%，該C含量試驗(yàn)鋼經(jīng)過高壓氣淬后，所得組織以針狀馬氏體為主，見圖4(b)。距表面900 μm處組織見圖4(c)，此處C含量降至0.27%，顯微組織主要為板條馬氏體和貝氏體。經(jīng)方案3(擴(kuò)散140 min)處理試驗(yàn)鋼的表面塊狀碳化物和大尺寸殘奧均已消失，表層、300 μm、900 μm處顯微組織由針狀馬氏體向板條馬氏體過渡，見圖4(d～f)。

圖4 真空低壓滲碳不同擴(kuò)散時(shí)間下距表面不同距離處20MnCrS5鋼的SEM圖Fig. 4 SEM micrographs at different distances from surface of the 20MnCrS5 steel vacuum low pressure carburized with different diffusion time(a-c) 0 min；(d-f) 140 min；(a, d) 表層(surface)；(b, e) 300 μm；(c, f) 900 μm

將真空低壓滲碳處理擴(kuò)散時(shí)間從100 min延長(zhǎng)至140 min后，顯微組織沒有明顯的變化，滲層組織都是以馬氏體為主，滲層進(jìn)一步向基體方向推移。通過觀察兩種方案下試驗(yàn)鋼次表層50～150 μm處顯微組織，見圖5，可以發(fā)現(xiàn)延長(zhǎng)擴(kuò)散時(shí)間后該位置范圍內(nèi)白色殘留奧氏體數(shù)量明顯下降。適當(dāng)少量的殘留奧氏體能提高鋼的疲勞強(qiáng)度，這是由于奧氏體為面心立方結(jié)構(gòu)，塑性較好，可以使應(yīng)力得到釋放，延緩裂紋的產(chǎn)生。但過多的殘奧會(huì)降低齒輪表面的耐磨性，且在服役過程中，表層所受的應(yīng)力會(huì)誘導(dǎo)發(fā)生馬氏體相變，導(dǎo)致齒輪尺寸不穩(wěn)定，發(fā)生變形開裂等，因此要嚴(yán)格控制殘留奧氏體的含量。

圖5 真空低壓滲碳不同擴(kuò)散時(shí)間下試驗(yàn)鋼次表層顯微組織Fig.5 Microstructure of subsurface layer of the tested steel vacuum low pressure carburized with different diffusion time(a) 100 min; (b) 140 min

2.3 顯微硬度分析

圖6為真空低壓滲碳不同擴(kuò)散時(shí)間下，試驗(yàn)鋼由表及里的顯微硬度梯度分布曲線。與C含量分布趨勢(shì)相同，隨著擴(kuò)散時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度梯度分布呈現(xiàn)愈加平緩的趨勢(shì)，這主要與C含量的分布趨勢(shì)變化有關(guān)。當(dāng)強(qiáng)滲結(jié)束未擴(kuò)散時(shí)，表面硬度出現(xiàn)了“低頭”現(xiàn)象，這是由于表層組織高C含量，產(chǎn)生大量殘留奧氏體所致。延長(zhǎng)擴(kuò)散時(shí)間至100 min后，由于表層組織C含量下降，Ms及Mf點(diǎn)升高，淬火至室溫后滲層組織為大量的針狀馬氏體和少量殘留奧氏體，此時(shí)馬氏體數(shù)量和碳含量決定硬度高低，“低頭”現(xiàn)象消失。隨著距表面距離的增加，碳含量下降，馬氏體類型由孿晶馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槲诲e(cuò)馬氏體，馬氏體硬度下降。由于馬氏體C含量與殘留奧氏體數(shù)量的綜合影響，表層約400 μm范圍內(nèi)硬度沒有發(fā)生明顯下降。

圖6 真空低壓滲碳不同擴(kuò)散時(shí)間下20MnCrS5鋼的硬度分布曲線Fig.6 Hardness distribution curves of the 20MnCrS5 steel vacuum carburized with different diffusion time

延長(zhǎng)擴(kuò)散時(shí)間至140 min后，雖然試驗(yàn)鋼0～400 μm內(nèi)碳含量略微降低，但是此距離范圍內(nèi)淬火獲得的硬度并未降低，均為810～820 HV。通過測(cè)量550 HV處所對(duì)應(yīng)的距表面距離，可得方案1、2、3所獲得的有效滲層深度依次為0.44、0.71、0.91 mm。由C含量和硬度數(shù)據(jù)曲線可知，真空低壓滲碳時(shí)，當(dāng)延長(zhǎng)擴(kuò)散時(shí)間至140 min后，表面C含量有些許降低，但不影響表層淬火后硬度，且滲層深度明顯增加。

2.4 真空滲碳工藝確定與檢驗(yàn)

通過試驗(yàn)對(duì)比，確定真空滲碳高壓氣淬工藝為930 ℃強(qiáng)滲42 min、擴(kuò)散140 min，隨后0.6 MPa高壓氣淬至室溫，并在160 ℃低溫回火2 h。經(jīng)該工藝熱處理后的20MnCrS5鋼顯微組織見圖7，按GB/T 25744—2010《鋼件滲碳淬火回火金相檢驗(yàn)》，評(píng)級(jí)組織中馬氏體為3級(jí)，殘留奧氏體為2級(jí)，碳化物為1級(jí)，表層內(nèi)氧化為1級(jí)，心部組織為1級(jí)，符合技術(shù)要求。

圖7 經(jīng)優(yōu)化真空低壓滲碳工藝處理20MnCrS5鋼的顯微組織(a)未腐蝕表層；(b)腐蝕后的表層；(c)中心Fig.7 Microstructure of the 20MnCrS5 steel treated by optimized vacuum low-pressure carburizing process(a) unetched surface layer; (b) etched surface layer; (c) core

3 結(jié)論

1) 20MnCrS5鋼真空低壓滲碳強(qiáng)滲后進(jìn)行擴(kuò)散時(shí)，表層C原子向心部發(fā)生快速擴(kuò)散，隨著擴(kuò)散時(shí)間從100 min延長(zhǎng)至140 min時(shí)，C原子向基體方向的擴(kuò)散速度逐漸減小，整體C含量分布曲線愈加平緩。

2) 20MnCrS5鋼真空低壓滲碳后，當(dāng)表層碳含量大于1.0%時(shí)，淬火后容易形成大量殘留奧氏體，隨著C含量的降低，顯微組織由孿晶馬氏體向位錯(cuò)馬氏體轉(zhuǎn)變，硬度下降。

3) 20MnCrS5鋼合適的真空低壓滲碳工藝為930 ℃強(qiáng)滲42 min，擴(kuò)散140 min，隨后0.6 MPa高壓氣淬至室溫，并在160 ℃低溫回火2 h。經(jīng)該工藝處理后，評(píng)級(jí)組織中碳化物等級(jí)為1級(jí)，殘留奧氏體等級(jí)為2級(jí)，馬氏體等級(jí)為3級(jí)，表層無內(nèi)氧化，滲碳層厚度約為0.91 mm，符合技術(shù)要求。