18CrNiMo7-6鋼的可控氣氛高溫滲碳工藝

陳 強(qiáng)， 陳林芳， 楊明華

(1. 中車戚墅堰機(jī)車車輛工藝研究所有限公司， 江蘇 常州 213011；2. 中車戚墅堰機(jī)車有限公司， 江蘇 常州 213011)

18CrNiMo7-6鋼是優(yōu)質(zhì)滲碳合金結(jié)構(gòu)鋼，經(jīng)滲碳處理后，表面具有較高的硬度和耐磨性，心部具有高的硬度和韌性，綜合性能良好，在高速重載齒輪領(lǐng)域有重要用途[1]。經(jīng)18CrNiMo7-6鋼制造的齒輪一般均需要經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間的滲碳處理，常規(guī)滲碳存在工藝周期長(zhǎng)、能源消耗高、勞動(dòng)強(qiáng)度大等問(wèn)題，并且工件經(jīng)長(zhǎng)時(shí)間的滲碳處理后晶粒不可避免會(huì)發(fā)生長(zhǎng)大，導(dǎo)致工件綜合力學(xué)性能降低。

有研究結(jié)果表明，當(dāng)滲碳溫度提高到1050 ℃時(shí)，滲碳擴(kuò)散系數(shù)提高7倍，顯著縮短滲碳工藝時(shí)間，提高滲碳效率[2-3]。國(guó)外一些企業(yè)在對(duì)滲碳層深度要求較高的大型軸承套圈、齒輪和齒輪軸等零件滲碳時(shí)，廣泛采用滲碳溫度970 ℃左右的高溫滲碳，并開始采用1000 ℃以上的真空和等離子滲碳[4]。高溫滲碳技術(shù)的應(yīng)用對(duì)設(shè)備的可靠性、結(jié)構(gòu)、溫度控制、氣氛控制、輔助設(shè)施及控制系統(tǒng)方面提出了比較嚴(yán)格的要求。近年來(lái)，高溫滲碳技術(shù)再度引起國(guó)內(nèi)企業(yè)的重視，高溫滲碳技術(shù)中工藝和裝備均取得了重大突破，高溫滲碳技術(shù)在熱處理領(lǐng)域也逐漸普及，但重載齒輪的高溫滲碳技術(shù)開發(fā)卻鮮有研究。

對(duì)重載齒輪而言，在其服役過(guò)程中需要承受高強(qiáng)度的交變載荷，疲勞失效是最主要的失效方式，有研究[5]對(duì)大量失效齒輪統(tǒng)計(jì)分析發(fā)現(xiàn)，超過(guò)32%的損壞是由疲勞引起的，因此，重載齒輪高溫滲碳工藝的可靠性需通過(guò)疲勞強(qiáng)度檢測(cè)進(jìn)行有效評(píng)估。

本文對(duì)不同熱處理工藝下18CrNiMo7-6鋼的組織及性能進(jìn)行了研究，結(jié)合理論計(jì)算以及可控氣氛工藝模擬，探索適用于18CrNiMo7-6鋼制齒輪的可控氣氛高溫滲碳工藝，對(duì)高溫滲碳后的試樣進(jìn)行組織和性能檢測(cè)，并對(duì)經(jīng)920 ℃常規(guī)滲碳以及1050 ℃高溫滲碳齒輪進(jìn)行單齒彎曲疲勞強(qiáng)度橫向?qū)Ρ妊芯浚云跒?8CrNiMo7-6鋼制重載齒輪的可控氣氛高溫滲碳工藝產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用和開發(fā)提供借鑒。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為18CrNiMo7-6鋼(EN10084)，經(jīng)鍛造處理后的組織為珠光體和鐵素體，主要化學(xué)成分如表1 所示，預(yù)備熱處理為正火和高溫回火處理，按GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》檢測(cè)，晶粒度為8級(jí)，材料初始力學(xué)性能為抗拉強(qiáng)度1296 MPa、屈服強(qiáng)度980 MPa、斷后伸長(zhǎng)率14.5%、斷面收縮率61%，平均沖擊吸收能量KV2為67 J。

表1 18CrNiMo7-6鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

為了橫向?qū)Ρ妊芯吭囼?yàn)材料經(jīng)常規(guī)滲碳以及不同溫度高溫滲碳處理的組織及力學(xué)性能的轉(zhuǎn)變趨勢(shì)，對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行如表2所示的偽滲碳熱處理(在無(wú)碳勢(shì)的條件下對(duì)試樣進(jìn)行與滲碳工藝相同的熱處理，試樣規(guī)格為φ25 mm×200 mm)，其中，工藝1為一般機(jī)車重載齒輪常規(guī)滲碳淬火工藝，由于提高滲碳溫度能夠顯著加快滲碳速度，為了獲得與工藝1相同的滲碳層深度，依據(jù)理論計(jì)算制定了不同的滲碳溫度和時(shí)間，分別記為工藝2、工藝3和工藝4。在偽滲碳工藝結(jié)束后，所有工藝試樣都經(jīng)如表2所示相同的“偽滲碳后處理”。

表2 18CrNiMo7-6鋼試樣偽滲碳熱處理工藝

為了更準(zhǔn)確地制定高溫滲碳熱處理工藝，采用Aichelin計(jì)算機(jī)輔助模擬設(shè)計(jì)軟件進(jìn)行試驗(yàn)材料的高溫滲碳工藝模擬，基于偽滲碳工藝試驗(yàn)以及高溫滲碳工藝模擬的結(jié)果，制定最終的高溫滲碳熱處理工藝為920 ℃常規(guī)滲碳及1050 ℃高溫滲碳，對(duì)圖1所示試驗(yàn)齒輪進(jìn)行滲碳處理后檢測(cè)單齒彎曲疲勞性能，對(duì)比研究齒輪高溫滲碳工藝的可靠性。

圖1 試驗(yàn)齒輪尺寸圖Fig.1 Dimension drawing of the tested gear

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 偽滲碳處理后的組織與性能

經(jīng)表2不同工藝偽滲碳處理后試樣的心部組織如圖2所示，力學(xué)性能如表3所示。由圖2可以看出，4種 工藝處理的試樣心部均為馬氏體及少量貝氏體，工藝2和工藝3處理的試樣心部馬氏體組織與工藝1相比均輕微粗大，這是造成沖擊性能下降的主要原因。與工藝1常規(guī)滲碳工藝相比，雖然工藝2和工藝3的保溫時(shí)間縮短，但由于提高了溫度，沖擊吸收能量有所降低，而工藝4最終熱處理綜合性能與工藝1非常接近。可以得出，試樣的綜合力學(xué)性能與滲碳溫度和保溫時(shí)間相關(guān)，只要控制好合適的高溫滲碳的溫度和時(shí)間，與常規(guī)滲碳相比，可以大幅縮短滲碳時(shí)間而不會(huì)降低最終綜合力學(xué)性能。

圖2 18CrNiMo7-6鋼試樣經(jīng)不同偽滲碳熱處理后的心部組織(a)工藝1；(b)工藝2；(c)工藝3；(d)工藝4Fig.2 Core microstructure of the 18CrNiMo7-6 steel specimens after different pseudo-carburizing heat treatments(a) process 1； (b) process 2； (c) process 3； (d) process 4

表3 18CrNiMo7-6鋼制試樣經(jīng)不同偽滲碳熱處理后的力學(xué)性能

2.2 滲碳后的冷卻方式對(duì)組織性能的影響

在偽滲碳處理后，試樣經(jīng)過(guò)了長(zhǎng)時(shí)間的高溫保溫過(guò)程，綜合力學(xué)性能與材料初始力學(xué)性能相比均有一定程度的下降。為了抑制晶粒的長(zhǎng)大趨勢(shì)，為試樣的淬火提供一個(gè)比較理想的預(yù)備組織，對(duì)試樣在工藝4的980 ℃×5 h+1050 ℃×1 h偽滲碳保溫結(jié)束后進(jìn)行強(qiáng)制快冷至珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)(650 ℃)并短時(shí)保溫15 min。圖3為強(qiáng)制快冷和傳統(tǒng)工藝(隨爐冷卻至860 ℃ 保溫1 h)下的顯微組織，對(duì)比可見，試樣經(jīng)強(qiáng)制快冷至珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)并短時(shí)保溫后的組織中珠光體含量顯著增加。常規(guī)滲碳淬火熱處理時(shí)，滲碳過(guò)程結(jié)束后再在860 ℃奧氏體區(qū)保溫，如圖4中冷卻曲線1所示，空冷條件下形成的組織主要為鐵素體和少量珠光體，如圖3(a)所示。而試樣經(jīng)強(qiáng)制快冷后在珠光體形成區(qū)域短時(shí)保溫，如圖4中曲線2所示，空冷組織中珠光體含量增加，如圖3(b)所示。

圖3 18CrNiMo7-6鋼制試樣經(jīng)工藝4偽滲碳、不同方式冷卻后的顯微組織(a)隨爐冷到860 ℃保溫1 h空冷；(b)強(qiáng)冷至650 ℃短時(shí)保溫15 min空冷Fig.3 Microstructure of the pseudo-carburized 18CrNiMo7-6 steel specimens treated by process 4 then cooled with different methods(a) cooling with furnace to 860 ℃ for 1 h, then air cooling； (b) strongly cooling to 650 ℃ for short-time heat preservation(15 min) and air cooling

圖4 滲碳后試樣連續(xù)冷卻曲線示意圖Fig.4 Schematic diagram of continuous cooling curves of the carburized specimen

鋼的原始組織狀態(tài)對(duì)奧氏體的形成過(guò)程具有重要的影響。增加原始組織中的晶格畸變及各種晶體缺陷，都將提高系統(tǒng)的自由能，降低其穩(wěn)定性，因而增大奧氏體的形核率，加速其轉(zhuǎn)變過(guò)程。原始組織為片狀珠光體和貝氏體的鋼向奧氏體轉(zhuǎn)變的速度大于鐵素體，這是因?yàn)槠瑺钪楣怏w和貝氏體具有較大的相界面，因而形核率較高。在其它條件相同的情況下，試樣原始組織越不完善(缺陷越多)，奧氏體形成的速度越快，則最終淬火時(shí)形成的奧氏體晶粒越細(xì)小，最終綜合力學(xué)性能會(huì)越高。

2.3 高溫滲碳工藝模擬

可控氣氛的熱處理是當(dāng)前運(yùn)用最廣也是最早應(yīng)用計(jì)算機(jī)模擬技術(shù)的熱處理技術(shù)，“動(dòng)態(tài)碳熱控制技術(shù)的應(yīng)用”對(duì)滲碳質(zhì)量的精密控制效果顯著。Aichelin計(jì)算機(jī)輔助模擬設(shè)計(jì)軟件可以實(shí)現(xiàn)滲碳工藝參數(shù)的優(yōu)化、滲碳結(jié)果的預(yù)測(cè)、碳濃度分布的精確模擬。通過(guò)生產(chǎn)前的工藝過(guò)程設(shè)計(jì)，從而獲得理想的濃度分布和滲層組織。

碳在γ-Fe中的溶解度隨溫度的提高而加大[2]，一般來(lái)說(shuō)，當(dāng)時(shí)間、氣氛條件相同時(shí)，滲碳溫度越高，碳在奧氏體中溶解度越大，表面碳濃度越高，零件表面和心部的碳濃度差越大，碳的擴(kuò)散速度越快，所得滲層越厚，碳濃度梯度越緩，滲層與心部的結(jié)合力越牢固。

擴(kuò)散系數(shù)D與擴(kuò)散激活能Q和溫度T的關(guān)系可以用Arrhenius公式表示：

D=D0·e-Q/RT

(1)

式中：D0為指數(shù)項(xiàng)前因子；R為氣體常數(shù)；Q為擴(kuò)散激活能；T為絕對(duì)溫度。

在750～1250 ℃溫度范圍，鋼件表面碳濃度在0.1%～1.0%范圍內(nèi)，碳在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)Dγ與碳濃度(C)和絕對(duì)溫度T的關(guān)系為：

Dγ=(0.7±0.06×C)×e-3200/RT

(2)

(3)

公式(3)即為F.E.Harris方程，即在特定溫度下，滲層深度x和時(shí)間t的平方根成正比：

(4)

表4為滲碳溫度與K值的關(guān)系[6]。溫度由930 ℃提高到1010 ℃時(shí)，同樣時(shí)間的有效滲碳層能提高將近一倍。由此可見，溫度是提高滲碳速度、增加滲碳層深度的最積極因素。

表4 滲碳溫度與K值關(guān)系[6]

滲碳一般可分為預(yù)滲、強(qiáng)滲、擴(kuò)散3個(gè)階段，每個(gè)階段都受溫度、時(shí)間和碳勢(shì)(Cp)這3個(gè)因素的影響，因此共有預(yù)滲(或升溫)溫度、預(yù)滲(或升溫)碳濃度、預(yù)滲(或升溫)時(shí)間、強(qiáng)滲溫度、強(qiáng)滲碳濃度、強(qiáng)滲時(shí)間、擴(kuò)散溫度、擴(kuò)散碳濃度及擴(kuò)散時(shí)間9個(gè)因素，然而在這些因素中，強(qiáng)滲溫度、強(qiáng)滲碳濃度、強(qiáng)滲時(shí)間、擴(kuò)散時(shí)間對(duì)零件滲碳層的深度和硬度等起到了主導(dǎo)作用，因此本文將其他參數(shù)固化，預(yù)滲溫度定為強(qiáng)滲溫度、預(yù)滲時(shí)間30 min、擴(kuò)散溫度設(shè)定為強(qiáng)滲溫度、擴(kuò)散碳濃度根據(jù)溫度進(jìn)行調(diào)整。為了更準(zhǔn)確模擬實(shí)際工藝情況，在仿真工藝中增加預(yù)滲時(shí)間30 min，也即工件入爐后建立設(shè)定碳勢(shì)的時(shí)間(升Cp)，以及由強(qiáng)滲碳勢(shì)降低至擴(kuò)散碳勢(shì)的時(shí)間10 min(降Cp)。表5為930 ℃和950 ℃ 單溫度段滲碳的模擬結(jié)果，再根據(jù)公式(5)可以計(jì)算出硬化層深度相同的情況下，滲碳溫度由930 ℃ 提高到950 ℃時(shí)滲碳效率的提高程度，為19%～28%。該結(jié)果與根據(jù)公式(4)的計(jì)算結(jié)果相仿，且硬化層越深，效率提高得越顯著。

表5 單溫度段滲碳層仿真結(jié)果

(5)

式中：Δη為滲碳效率的提高率；t為對(duì)應(yīng)滲碳溫度下的總滲碳時(shí)間。

滲碳過(guò)程中碳的擴(kuò)散和溫度、氣氛、鋼的化學(xué)成分以及零件原始組織等因素有關(guān)，和表面與心部的碳濃度差、擴(kuò)散方式有更加密切的關(guān)系。滲碳初始階段滲層濃度梯度不斷提高，有利于擴(kuò)散的進(jìn)行，但當(dāng)表層達(dá)到碳飽和時(shí)，濃度梯度隨時(shí)間延長(zhǎng)逐步趨緩。按照擴(kuò)散定律，滲層x和時(shí)間t呈拋物線關(guān)系，如果碳勢(shì)過(guò)高超過(guò)奧氏體飽和溶解度(Cm線) ，將形成碳化物。

本次試驗(yàn)僅模擬低溫高碳勢(shì)、高溫低碳勢(shì)兩段滲碳法，根據(jù)軟件得出溫度以及時(shí)間范圍，對(duì)實(shí)際工藝過(guò)程進(jìn)行指導(dǎo)。表6為更高溫度兩段滲碳的軟件模擬結(jié)果，與常規(guī)滲碳相比，滲碳效率顯著提高。結(jié)合表5和表6可以看出，當(dāng)滲碳溫度提高至1050 ℃時(shí)，與常規(guī)滲碳溫度930 ℃相比，滲碳效率最大可以提高約65%；在1000 ℃/1080 ℃ 兩段進(jìn)行高溫滲碳，效率提高約70%。

表6 兩段滲碳硬化層仿真結(jié)果

2.4 高溫滲碳

綜合以上高溫滲碳相關(guān)的研究結(jié)果，制定圖5所示的熱處理工藝路線。首先進(jìn)行980 ℃×4 h低溫段的滲碳，然后再進(jìn)行1050 ℃×1 h高溫段的滲碳以及擴(kuò)散，滲碳時(shí)間為5 h，滲碳后將工件移出強(qiáng)制快冷至珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)，短時(shí)保溫后出爐空冷，再進(jìn)行回火，然后重新加熱至奧氏體化溫度淬火。滲碳過(guò)程采用變溫

圖5 試驗(yàn)齒輪高溫滲碳工藝Fig.5 High temperature carburizing process of the tested gear

的兩段工藝，因?yàn)樵跐B碳初期表面含碳量增加、速度較快，碳濃度梯度提高，滲碳速度也比較快，隨著滲碳的進(jìn)行，表面碳含量會(huì)進(jìn)入一個(gè)緩慢增加的階段，碳濃度梯度開始變小，滲速降低，進(jìn)一步提高溫度，增加滲速，并提高工藝氣體的利用率。

分別采用圖5所示的高溫滲碳工藝和常規(guī)滲碳工藝對(duì)圖1所示的18CrNiMo7-6鋼齒輪試樣進(jìn)行熱處理，并隨爐附帶剝層樣、淬火樣(根據(jù)試驗(yàn)齒輪模數(shù)，淬火樣尺寸定為φ30 mm×60 mm)以及力學(xué)性能試樣。常規(guī)滲碳處理工藝為：920 ℃×12 h(Cp=1.2%，強(qiáng)滲)+920 ℃×12 h(Cp=0.70%，擴(kuò)散，隨爐冷卻至860 ℃ 空冷)→640 ℃高溫回火3 h，重新加熱840 ℃×1 h(Cp=0.70%)+65 ℃×1 h(油冷直接淬火)+170 ℃×3 h(低溫回火兩次)，滲碳時(shí)間為24 h。

滲碳后的剝層試樣的碳濃度檢測(cè)結(jié)果如圖6所示，淬火樣檢測(cè)結(jié)果如圖7和表7所示，力學(xué)性能試樣檢測(cè)結(jié)果如表8所示。按照TB/T 2254—1991《機(jī)車牽引用滲碳淬硬齒輪金相檢驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)》，試樣的組織及性能均符合一般重載齒輪的設(shè)計(jì)要求。由于試樣經(jīng)長(zhǎng)時(shí)間的滲碳處理，與原材料的各項(xiàng)拉伸性能和沖擊性能相比，強(qiáng)度有所提高，塑性降低。

圖6 試驗(yàn)齒輪表面碳濃度分布 Fig.6 Carbon concentration distribution on the tested gear

圖7 試驗(yàn)齒輪滲碳后表面及心部組織(a～c)高溫滲碳; (d～f)常規(guī)滲碳; (a,d)表層組織; (b,e)心部組織; (c,f)心部奧氏體晶粒Fig.7 Surface and core microstructure of the tested gear after carburizing(a-c) high temperature carburized; (d-f) conventional carburized; (a,d) surface microstructure; (b,e) core microstructure; (c,f) core austenite grains

表7 試驗(yàn)齒輪經(jīng)不同熱處理后的組織和性能

表8 試驗(yàn)齒輪熱處理后的力學(xué)性能

本次試驗(yàn)中，高溫滲碳結(jié)束后并未降溫至860 ℃停留1 h，而是在滲碳結(jié)束后直接出爐快速降溫，待溫度降至650 ℃左右珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)，將試樣放進(jìn)回火爐中650 ℃短時(shí)保溫15 min，使組織發(fā)生偽共析轉(zhuǎn)變，形成片狀珠光體組織。在1050 ℃直接冷卻，相當(dāng)于使冷卻曲線上移，在C曲線上表現(xiàn)為珠光體轉(zhuǎn)變的開始和終了時(shí)間短，得到的珠光體組織會(huì)更細(xì)小，而后經(jīng)再次高溫回火后共析組織球狀化，為后續(xù)的重新奧氏體化提供了良好的組織條件，使重新奧氏體化后的組織細(xì)化。

2.5 高溫滲碳齒輪單齒彎曲疲勞性能

隨著齒輪表面處理技術(shù)的發(fā)展，齒面抗點(diǎn)蝕膠合能力增強(qiáng)，接觸疲勞強(qiáng)度明顯提高，如滲碳工藝可使某些大型齒輪允許接觸應(yīng)力值比調(diào)質(zhì)齒輪的高300%，但允許彎曲應(yīng)力僅提高50%。對(duì)于重載齒輪而言，在服役時(shí)其齒根部位會(huì)承受最大的彎曲應(yīng)力，因此，彎曲疲勞失效是其服役過(guò)程中最有可能的失效模式[7]。如大功率機(jī)車的牽引功率可達(dá)9600 kW及以上，是現(xiàn)代鐵路重載運(yùn)輸基礎(chǔ)，而實(shí)現(xiàn)和傳遞這一能力的工具是傳動(dòng)系統(tǒng)，齒輪嚙合是關(guān)鍵因素。因此，開展高溫滲碳齒輪彎曲疲勞強(qiáng)度研究，評(píng)估高溫滲碳工藝的可靠性，對(duì)確保重載齒輪服役壽命具有重要意義。

另對(duì)試驗(yàn)齒輪進(jìn)行920 ℃常規(guī)滲碳處理以及1050 ℃高溫滲碳處理，兩種工藝處理的齒輪有效硬化層深度控制在0.8～1.1 mm，其它組織和性能需符合表7所示的齒輪工藝要求。對(duì)兩種工藝的齒輪進(jìn)行相同加載應(yīng)力下的單齒彎曲疲勞試驗(yàn)，比較常規(guī)滲碳齒輪與高溫滲碳齒輪的壽命，并對(duì)比分析以上情況的單齒疲勞強(qiáng)度。試驗(yàn)結(jié)果如表9所示，其S1代表常規(guī)滲碳齒輪，S2代表高溫滲碳齒輪。根據(jù)齒輪參數(shù)計(jì)算，確定施加載荷為45 kN，S1共有7組試驗(yàn)數(shù)據(jù)，S2共有8組數(shù)據(jù)。

表9 假設(shè)為正態(tài)分布下的試驗(yàn)數(shù)據(jù)對(duì)比

假設(shè)該試驗(yàn)下的對(duì)數(shù)疲勞壽命在該應(yīng)力水平下是具有正態(tài)分布的概率密度函數(shù)，由于兩種齒輪的材料、尺寸等相同，初步認(rèn)為兩種齒輪的數(shù)據(jù)總體的方差是相同的。

1)計(jì)算子樣的平均值

對(duì)所有試件的疲勞壽命取對(duì)數(shù)(如表9所示)得出，子樣lgN的平均值為：

(6)

(7)

2)計(jì)算子樣標(biāo)準(zhǔn)差

(8)

(9)

3)F檢驗(yàn)

計(jì)算方差比F：

(10)

在各顯著性水平下，查F分布下的臨界值分布表得出Fa的值，如表10所示。

表10 各顯著性水平下的Fa值

在顯著性水平為1%、5%、10%情況下，F(xiàn)

(11)

(12)

查t分布雙側(cè)分位數(shù)表得各顯著性水平下的tα值，如表11所示。

表11 各顯著性水平下的tα值

在各顯著水平下|t|

將表9數(shù)據(jù)按壽命N從小到大排成表12，編排出的序數(shù)稱為“秩”。一組觀測(cè)值的秩的總和就是秩和，以T表示。統(tǒng)計(jì)時(shí)，取觀測(cè)值數(shù)目小的那組秩和作為統(tǒng)計(jì)量，則本試驗(yàn)中的秩和：

表12 單齒彎曲疲勞試驗(yàn)數(shù)據(jù)的秩

T=3+(4+5)/2+11+12+13+14+15=69.5

(13)

用n2、n1分別表示S2、S1的試驗(yàn)組數(shù)，即n2=8、n1=7，根據(jù)秩和檢驗(yàn)表，分別取顯著性水平α1=1%、α2=5%、α3=10%情況下T值的上限T2和下限T1，并進(jìn)行分析，如表13所示。

表13 各顯著性水平下的T值

在各顯著性水平下，T1≤T≤T2，常規(guī)滲碳齒輪與高溫滲碳齒輪在壽命上無(wú)顯著性差異，說(shuō)明對(duì)于一般重載齒輪，采用高溫滲碳熱處理工藝，相比于常規(guī)滲碳工藝，可以大幅提高滲碳效率，降低熱處理成本，并且其單齒彎曲疲勞強(qiáng)度不低于常規(guī)滲碳齒輪。

3 結(jié)論

1) 對(duì)18CrNiMo7-6鋼進(jìn)行偽滲碳工藝處理，相比于材料熱處理前初始力學(xué)性能，滲碳后的強(qiáng)度提高，塑性降低，綜合力學(xué)性能惡化。但滲碳結(jié)束后通過(guò)將試樣強(qiáng)制快冷至共析區(qū)短時(shí)保溫可以有效控制再次淬火加熱時(shí)的晶粒度，并提高最終熱處理產(chǎn)品的綜合力學(xué)性能。

2) 對(duì)高溫滲碳工藝進(jìn)行仿真模擬，相比于常規(guī)920 ℃滲碳，滲碳溫度提高到950 ℃，滲碳效率提高19%以上，硬化層越深，則效率提高越顯著；在980 ℃/1050 ℃兩段進(jìn)行高溫滲碳，效率提高約65%；在1000 ℃/1080 ℃兩段進(jìn)行高溫滲碳，效率提高約70%。

3) 結(jié)合工藝模擬數(shù)據(jù)，對(duì)18CrNiMo7-6鋼進(jìn)行實(shí)際高溫滲碳工藝試驗(yàn)，提高滲碳溫度的同時(shí)提高擴(kuò)散碳勢(shì)，可以進(jìn)一步提高滲碳效率，并且將滲碳層碳化物和殘留奧氏體等級(jí)控制在產(chǎn)品工藝要求范圍內(nèi)。

4) 經(jīng)高溫滲碳的齒輪的組織等級(jí)、性能等級(jí)以及單齒彎曲疲勞強(qiáng)度都不低于常規(guī)滲碳齒輪。