擴散時間對20MnCrS5齒輪鋼真空滲碳的影響

韓顥源， 張子博， 余萬華， 翟月雯， 周樂育， 張明皓

(1. 中國機械總院集團 北京機電研究所有限公司， 北京 100083；2. 北京科技大學 材料科學與工程學院， 北京 100083)

隨著新能源汽車傳動系統(tǒng)轉(zhuǎn)速和負載大幅度提高，對齒輪等關(guān)鍵零部件可靠性和長壽命提出了更高的要求。精密熱處理是提升傳動系統(tǒng)關(guān)鍵零部件的疲勞強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[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，擴散時間對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]。本試驗以新能源汽車傳動系統(tǒng)齒輪典型材料20MnCrS5鋼為研究對象，通過調(diào)節(jié)真空滲碳過程中的擴散時間，觀察并分析擴散時間對20MnCrS5鋼真空滲碳效果的影響。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗所用材料為國產(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。其化學成分如表1所示。

表1 20MnCrS5鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

1.2 試驗方法

使用WZDST-40國產(chǎn)單室真空滲碳爐進行真空低壓滲碳高壓氣淬試驗。20MnCrS5鋼表面熱處理強化采用真空低壓脈沖滲碳，滲碳介質(zhì)為乙炔，載氣為氮氣。制定如表2所示試驗方案，設(shè)置不同的擴散時間，分析擴散時間對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參數(shù)

真空低壓滲碳區(qū)別于傳統(tǒng)氣氛滲碳的特點之一是其強滲段由若干個脈沖組成，每個脈沖由充氣-保壓-抽氣構(gòu)成，可以看成是強滲-擴散的分階段。這樣既可以避免滲碳氣體的浪費，也可以通過脈沖式提高滲碳效率。本試驗中脈沖示意圖見圖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號砂紙上逐級打磨至表面劃痕方向一致且粗細均勻，然后進行機械拋光。拋光后進行金相腐蝕，腐蝕液為體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液，腐蝕時間為30 s。腐蝕結(jié)束后，采用Zeiss Axio Scope A1光學顯微鏡觀察顯微組織；采用Zeiss G500場發(fā)射掃描電鏡觀察組織微觀形貌；采用MTC-ZDS302顯微維氏硬度計測試硬度，載荷砝碼為1 kg；采用剝層法從試樣上取屑，利用C-S分析測量不同位置滲層含碳量。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 碳含量分布分析

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

圖2是不同擴散時間下所測得的碳濃度分布曲線。可以看出，強滲結(jié)束時，試樣表層C含量較高，約為1.47%(質(zhì)量分數(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散，雖然真空滲碳中的強滲階段為脈沖式，但是由于總擴散時間過短，C原子擴散行為不明顯，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散時間下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在強滲42 min后擴散100 min，與強滲結(jié)束時相比，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原子的遷移使得擴散后的碳含量曲線分布更加平緩，這種趨勢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。為了研究擴散時間長短對碳含量分布的影響，延長擴散時間至140 min，觀察C含量曲線，可見隨著擴散時間延長，表層C含量略微降低至0.70%，C原子繼續(xù)向基體發(fā)生擴散，且整體分布趨勢更加平緩，但擴散速度較前100 min明顯減緩，這主要是因為經(jīng)過100 min擴散后，試樣表層及近表層C含量均下降，C濃度差減小，C擴散的驅(qū)動力減小。可見C的擴散系數(shù)是對C濃度非常敏感的參數(shù)，C濃度下降后，C原子的擴散系數(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。可以發(fā)現(xiàn)，方案1處理試驗鋼表層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，殘留奧氏體呈點狀分布，數(shù)量較少。同時由于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處理試驗鋼距表面不同距離(表層、300 μm、900 μm)處對應(yīng)的SEM圖片。可以發(fā)現(xiàn)方案1(強滲結(jié)束未擴散)處理試驗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奧氏體中C濃度達到飽和后，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(擴散140 min)處理試驗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散時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散時間從100 min延長至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，滲層進一步向基體方向推移。通過觀察兩種方案下試驗鋼次表層50～150 μm處顯微組織，見圖5，可以發(fā)現(xiàn)延長擴散時間后該位置范圍內(nèi)白色殘留奧氏體數(shù)量明顯下降。適當少量的殘留奧氏體能提高鋼的疲勞強度，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，因此要嚴格控制殘留奧氏體的含量。

圖5 真空低壓滲碳不同擴散時間下試驗鋼次表層顯微組織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散時間下，試驗鋼由表及里的顯微硬度梯度分布曲線。與C含量分布趨勢相同，隨著擴散時間的延長，硬度梯度分布呈現(xiàn)愈加平緩的趨勢，這主要與C含量的分布趨勢變化有關(guān)。當強滲結(jié)束未擴散時，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。延長擴散時間至100 min后，由于表層組織C含量下降，Ms及Mf點升高，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散時間下20MnCrS5鋼的硬度分布曲線Fig.6 Hardness distribution curves of the 20MnCrS5 steel vacuum carburized with different diffusion time

延長擴散時間至140 min后，雖然試驗鋼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。通過測量550 HV處所對應(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，當延長擴散時間至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

通過試驗對比，確定真空滲碳高壓氣淬工藝為930 ℃強滲42 min、擴散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》，評級組織中馬氏體為3級，殘留奧氏體為2級，碳化物為1級，表層內(nèi)氧化為1級，心部組織為1級，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鋼真空低壓滲碳強滲后進行擴散時，表層C原子向心部發(fā)生快速擴散，隨著擴散時間從100 min延長至140 min時，C原子向基體方向的擴散速度逐漸減小，整體C含量分布曲線愈加平緩。

2) 20MnCrS5鋼真空低壓滲碳后，當表層碳含量大于1.0%時，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 ℃強滲42 min，擴散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，評級組織中碳化物等級為1級，殘留奧氏體等級為2級，馬氏體等級為3級，表層無內(nèi)氧化，滲碳層厚度約為0.91 mm，符合技術(shù)要求。