顧曉明，呂藍冰

常州天山重工機械有限公司 江蘇常州 213000

1 序言

目前，風(fēng)電增速箱行星輪普遍常用18CrNiMo7-6鋼和內(nèi)孔硬化滾道設(shè)計理念，無軸承外圈的行星輪硬化滾道設(shè)計要求工件具有高韌性和滾道高硬度，進而提高抗疲勞性，滿足風(fēng)電增速齒輪箱20年設(shè)計壽命需求。

18CrNiMo7-6鋼作為合金元素含量較高的滲碳鋼，wNi達到1.4%～1.7%，同等熱處理工藝條件下，相比Mn含量相對較高的20CrMnMo類滲碳鋼具有更高的心部強度，模數(shù)為16的齒輪齒根/齒面有效硬化層深度比可以達到70%以上[1]，廣泛應(yīng)用于風(fēng)電齒輪制造領(lǐng)域。某型號7MW風(fēng)電增速機滾道行星輪，材質(zhì)為18CrNiMo7-6鋼，模數(shù)24，工藝有效硬化層深要求為4.5～5.0mm，齒部及內(nèi)孔滾道硬度要求59～63HRC，心部硬度要求35～40HRC。隨著回火溫度上升，滲碳層硬度下降，且滲碳淬火齒輪的有效硬化層深度也相應(yīng)減小[2]，為保證滾道表面硬度達到59HRC以上，滲碳擴散碳勢采用0.75%，淬火后175℃低溫回火，熱處理批次存在4個鋼錠熔煉號，行星輪鍛件齒部位置制取A1、A2、A3和A4共4組φ30mm試樣，涂刷防滲碳涂料，試樣隨產(chǎn)品全程滲碳鹽浴淬火＋回火，模擬滾道行星輪輪齒心部的力學(xué)性能，試樣A1和 A2出現(xiàn)常溫及低溫沖擊吸收能量不合格的現(xiàn)象，滲碳鹽浴淬火和回火工藝參數(shù)見表1，力學(xué)性能結(jié)果見表2。

表1 滲碳鹽浴淬火和回火工藝參數(shù)

表2 力學(xué)性能結(jié)果

2 理化檢測

對工件沖擊吸收能量的影響因素眾多，依據(jù)大兆瓦風(fēng)電滾道行星輪的制造經(jīng)驗，主要從以下幾個方面入手。首先分析試樣化學(xué)成分，確認是否因C、Mn元素偏高而導(dǎo)致沖擊吸收能量下降。其次分別從純凈度、致密性、均勻性對試樣進行檢測，確認沖擊吸收能量不合格的原因，以及與合格試樣的差異點。其中，純凈度涉及非金屬夾雜物及氧、氮、氫含量檢測；致密性涉及低倍組織檢測；均勻性涉及帶狀組織、晶粒度及鑄態(tài)樹枝晶殘留檢測。

對4個熔煉號沖擊吸收能量試樣采用斯派克原子直讀光譜儀檢測，顯示4個熔煉號化學(xué)成分符合EN 10084：2008《滲碳鋼——交貨技術(shù)條件》要求，結(jié)果見表3。從表3可看出，化學(xué)成分不是沖擊吸收能量不合格的原因。

表3 化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)）檢測結(jié)果 （%）

對沖擊吸收能量試樣純凈度檢測，依據(jù)GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜物含量的測定標準評級圖顯微檢驗法》要求，4個熔煉號的非金屬夾雜物和氧、氮、氫結(jié)果相近且均合格。對于檢測致密性指標，依據(jù)GB/T 226—2015《鋼的低倍組織及缺陷酸蝕檢驗法》和GB/T 1979—2001《結(jié)構(gòu)鋼低倍組織缺陷評級圖》要求，4個熔煉號均未見疏松、縮孔等冶煉缺陷，低倍組織均相近且合格。對于均勻性檢測，依據(jù)GB/T 13299—1991《鋼的顯微組織評定方法》要求，4個熔煉號試樣的帶狀組織均合格且級別一致，但沖擊吸收能量不合格試樣均出現(xiàn)混合晶粒及宏觀肉眼可見的鑄態(tài)樹枝晶殘留現(xiàn)象。沖擊試樣對應(yīng)的實物載體肉眼可見明顯的鑄態(tài)殘留樹枝狀和羽毛狀組織，如圖1所示。晶粒度檢測依據(jù)GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》要求，混合晶粒表現(xiàn)為5～6級與8～9級晶粒混合的現(xiàn)象，無高于5級的個別大晶粒存在，如圖2所示。不合格沖擊吸收能量試樣微觀可見組織不均，合金負偏析微區(qū)出現(xiàn)大量貝氏體甚至極少量的微小尺寸鐵素體組織，如圖3所示。4個試樣理化檢測結(jié)果見表4。

圖1 鑄態(tài)樹枝晶殘留（低倍腐蝕）

圖3 沖擊吸收能量斷口附近顯微組織特征（500×）

表4 試樣的檢測結(jié)果對比

3 原因分析

鑄態(tài)樹枝晶殘留是一種鍛造組織缺陷，鋼錠凝固時要發(fā)生偏析，呈現(xiàn)樹枝和羽毛狀組織形態(tài)，造成成分和組織的不均勻性，合金鋼需要在鋼錠或鍛造開坯狀態(tài)進行1200～1300℃長時間擴散才能減輕合金偏析，再通過合理的鍛造工藝可以繼續(xù)減輕甚至消除偏析現(xiàn)象。當鋼錠偏析嚴重或鍛打破碎率不均勻甚至整體破碎程度不足時，這種鑄態(tài)組織將在鍛造后殘留，18CrNiMo7-6鋼鍛后正火處理常用溫度為950℃左右，滲碳溫度常用940～950℃，一旦鑄態(tài)樹枝晶殘留，鍛造后950℃正火和滲碳均無法發(fā)生合金元素的長程擴散，最終樹枝晶滲碳后仍將殘留。鑄態(tài)樹枝晶殘留實質(zhì)為合金成分偏聚，枝晶體及晶體間部分元素含量相差較大，枝晶體間合金元素的富集是沖擊性能波動的原因之一[3]，而合金均勻性對晶粒均勻性至關(guān)重要，粗晶粒鋼或細晶粒鋼的本質(zhì)就是合金元素的配比。混晶或粗晶必然會降低塑韌性，分析發(fā)現(xiàn)，單個晶粒均為不高于5級的細晶粒，但是均為細晶粒且晶粒度差值達到3級以上，此時這種均為細晶粒的大小混合晶粒也會降低沖擊吸收能量，同時鑄態(tài)樹枝晶殘留也導(dǎo)致淬火后微觀組織及顯微硬度均勻性下降，甚至在合金負偏析的微區(qū)出現(xiàn)游離鐵素體，即奧氏體化后未溶鐵素體。微觀組織不均勻必然產(chǎn)生顯微硬度不均勻現(xiàn)象，而硬度是強度的基礎(chǔ)，不均勻的硬度分布將打斷滾道行星輪內(nèi)部力學(xué)性能的連續(xù)性，從而產(chǎn)生韌性薄弱點。

風(fēng)電大兆瓦滾道行星輪有效硬化層深要求為4.5～5.0mm，滲碳溫度高達950℃且滲碳時間長達90h，深層滲碳相比淺層滲碳容易產(chǎn)生組織粗化現(xiàn)象，但分析結(jié)果顯示深層滲碳工藝不是沖擊吸收能量低的原因，鍛造后鑄態(tài)樹枝晶殘留導(dǎo)致的晶粒、微觀組織和顯微硬度不均勻是滲碳淬火＋回火后沖擊吸收能量低的原因。鑄態(tài)樹枝晶在滲碳淬火＋回火后，表層偏析區(qū)容易出現(xiàn)馬氏體針長和殘留奧氏體不均勻分布現(xiàn)象，按照GB/T 25744—2010《鋼件滲碳淬火回火金相檢驗》要求評級，表層馬氏體局部5級，殘留奧氏體局部達到20%，不滿足馬氏體3級以內(nèi)和殘留奧氏體≤15%的要求。鑄態(tài)樹枝晶滲碳淬火＋回火后表層組織如圖4所示。

圖4 鑄態(tài)樹枝晶滲碳淬火＋回火后表層組織（500×）

4 解決方案

4.1 技術(shù)方案

樹枝晶的源頭為鋼錠，而鑄態(tài)樹枝晶殘留則與鋼錠及鍛造有關(guān)。錠型越大，樹枝晶偏析越嚴重[4]，減小錠型有利于減弱鋼錠樹枝晶程度，同時在擴散退火溫度及時間上進行優(yōu)化，提高合金長程擴散的效果。在三向壓應(yīng)力作用下，大壓下量才能破碎樹枝晶[5]。鍛造方面，通過工藝優(yōu)化來減輕甚至消除鋼錠樹枝晶殘留的風(fēng)險，一是優(yōu)化開坯工藝，提高加熱溫度，將開坯工藝由單純拔長優(yōu)化為鐓粗拔長；二是控制單次鐓粗或拔長的鍛造比≥1.5，同時增加一次鐓粗及拔長，提高破碎率；三是減小沖孔尺寸，沖孔后擴孔的變形量得以增加，提高了內(nèi)孔滾道的鑄態(tài)樹枝晶破碎率。

鋼錠的偏析程度無法精確控制，即使采用相同的鍛造工藝，鑄態(tài)樹枝晶殘留程度也不同，這也是不同熔煉號試樣沖擊吸收能量差異的原因所在。在實際應(yīng)用中發(fā)現(xiàn)，很難完全消除鑄態(tài)樹枝晶殘留，雖然鍛造工藝優(yōu)化后，鑄態(tài)樹枝晶殘留的程度大為改善，但是個別偏析嚴重的鋼錠仍會殘留輕微的樹枝晶。為完全杜絕輕微樹枝晶的負面影響，同時在滲碳淬火、回火工藝上進行優(yōu)化。

試驗?zāi)橙蹮捥?8CrNiMo7-6鋼，鍛造后在相同位置取樣，保證試樣各項材料性能一致，采用相同的淬火工藝和不同的低溫回火溫度，隨著回火溫度提高，合金鋼的塑韌性將得到提高，這為滾道行星輪高滿足沖擊吸收能量的要求提供了研發(fā)方向?；鼗饻囟葘?8CrNiMo7-6鋼沖擊性能的影響見表5。

表5 回火溫度對 18CrNiMo7-6鋼沖擊性能的影響

適當提高低溫回火溫度，則滲碳層硬度下降程度大于非滲碳區(qū)，而碳化物抗回火性強，通過形成彌散顆粒碳化物，可以提高滲碳層的回火抗性，同時提高低溫回火溫度也可以降低殘留奧氏體含量。奧氏體化工藝采用高溫降為低溫路線，合金負偏析區(qū)的Ac3線高于正偏析區(qū)，在840℃工藝段溶解合金負偏析區(qū)的鐵素體，降至820℃時，負偏析區(qū)的鐵素體析出線為Ar3，此時820℃均溫時負偏析區(qū)不會析出鐵素體，采用此工藝可以消除微區(qū)鐵素體未溶或析出問題。

4.2 優(yōu)化工藝方案驗證結(jié)果

優(yōu)化工藝后驗證，選取4個熔煉號試樣，在鍛件齒部區(qū)域取樣，隨產(chǎn)品全程熱處理，設(shè)備仍為井式滲碳爐，淬火冷卻介質(zhì)為鹽浴。采用優(yōu)化工藝（見表6）滲碳淬火、回火后，深層滲碳的滾道行星輪表面硬度達到60HRC，滲碳層呈現(xiàn)彌散顆粒狀加少量長度≤10μm的碳化物，按照GB/T 25744—2010評級馬氏體為3級，殘留奧氏體10%，金相組織如圖5所示，滾道行星輪滲碳層硬度曲線如圖6所示。金相組織等各項指標均滿足技術(shù)要求，力學(xué)性能改善結(jié)果見表7。

圖5 優(yōu)化后表面金相組織（500×）

圖6 優(yōu)化后滲碳層硬度曲線

表6 滲碳鹽浴淬火＋回火優(yōu)化工藝

表7 優(yōu)化后力學(xué)性能檢測結(jié)果

5 結(jié)束語

鍛造后鑄態(tài)樹枝晶殘留導(dǎo)致的晶粒、微觀組織硬度不均勻，是18CrNiMo7-6鋼深層滲碳鹽浴淬火、回火后沖擊吸收能量低的原因。18CrNiMo7-6鋼均為不高于5級的細晶粒，但大小晶?；旌系男螒B(tài)將降低沖擊吸收能量。

通過錠型選擇、鋼錠開坯及鍛造工藝優(yōu)化，以及滲碳淬火、回火工藝優(yōu)化，使?jié)L道行星輪沖擊吸收能量得到提高且穩(wěn)定合格，同時滲碳層硬度及金相組織等各項指標均滿足技術(shù)要求，提高了風(fēng)電大兆瓦滾道行星輪質(zhì)量的可靠性。