CN106756756A - 一种提高渗碳件表面硬度、控制表面组织分散度的工艺 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种提高渗碳件表面硬度、控制表面组织分散度的工艺，具体步骤为：将工件放入加热炉内升温至650℃，保温2小时；再将升温后的工件升温至800℃，加热炉内碳势CP达到0.4C％，保温2小时；进行渗碳，将再次升温后的工件升温至930℃，控制碳势先为高碳势强渗阶段，后为低碳势扩散阶段，高碳势强渗阶段的碳势CP为1.20C％、渗碳时间为27小时，低碳势扩散阶段的碳势CP为0.75C％、渗碳时间为13小时；将工件快冷到650℃，保温4小时；快冷后的工件进入缓冷坑，降温至750℃，保温5～10min，再次快冷到680℃，保温2.5h，循环2次；最后进行硝盐淬火回火。本发明工艺通过合理调节渗碳阶段的碳势和表面相变的次数，得到较优的渗碳淬火金相组织，该工艺简洁有效地实现了渗碳齿轮表面高硬度、细小金相组织的效果。

Description

一种提高渗碳件表面硬度、控制表面组织分散度的工艺

技术领域

本发明涉及一种气体渗碳的热处理工艺方法，尤其是一种提高渗碳件表面硬度、控制表面组织分散度的工艺。

背景技术

化学热处理时将金属材料放在一定的介质内加热、保温、冷却，由于浓度差异，使金属表面改变其化学成分，通过改变材料的表面和内部的金相组织，来控制其性能的一种金属热处理工艺。金属热处理是机械制造行业中的重要组成部分。

渗碳件中主要包括齿轮和齿轴，它们均是机械传动中的基础工件，其性能，寿命直接影响整机的质量指标和运行情况。风电行业的蓬勃发展，对渗碳件的表面硬度及金相组织的要求大大提高，现井式炉盐浴淬火，往往会出现一些硬度较低、碳化物较长或残奥较多的质量问题。

越来越多的渗碳件采用18CrNiMo7-6材料，由于这种材料中含有Cr、Mo都是易形成碳化物的合金元素，在碳含量较高的情况下，可能沿晶界形成条状或网状碳化物，如图1所示。现有工艺为：将工件放入加热炉内升温至650℃，保温2小时；再将升温后的工件升温至800℃，加热炉内碳势CP达到0.4C％，保温2小时；进行渗碳，将再次升温后的工件升温至930℃，高碳势强渗阶段的碳势CP为1.08C％、渗碳时间为27小时，低碳势扩散阶段的碳势CP为0.75C％、渗碳时间为18小时；将工件炉冷到650℃，保温4小时；炉冷后的工件进入缓冷坑，正常硝盐淬火回火，工件表面硬度在58～60HRC，金相组织有较多的残余奥氏体和大小不均匀碳化物，如图2所示；试样表面硬度如表1所示。

发明内容

本发明要解决的技术问题是：克服现有技术中之不足，提供一种提高渗碳件表面硬度、控制表面组织分散度的工艺，提高工件表面硬度，控制表面组织的分散度。

本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：一种提高渗碳件表面硬度、控制表面组织分散度的工艺，针对18CrNiMo7-6材料的渗碳件，具体步骤为：

(1)、将工件放入加热炉内升温至650℃，保温2小时；

(2)、再将升温后的工件升温至800℃，加热炉内碳势CP达到0.4C％，保温2小时；

(3)、进行渗碳，将再次升温后的工件升温至930℃，控制碳势先为高碳势强渗阶段，后为低碳势扩散阶段，高碳势强渗阶段的碳势CP为1.20C％、渗碳时间为27小时，低碳势扩散阶段的碳势CP为0.75C％、渗碳时间为13小时；

(4)、将工件快冷到650℃，保温4小时；

(5)、快冷后的工件进入缓冷坑，降温至750℃，保温5～10min，再次快冷到680℃，保温2.5h，循环2次；

(6)、最后进行硝盐淬火回火，工件表面硬度达到60～62HRC。

改变扩散阶段结果后冷却方式，由炉冷变成快冷，可以快速经过两相区，缓和钢件化学元素的偏析情况，在650℃保温时，渗碳表面的过共析和共析区域开始“孕育”珠光体，过饱和的碳在晶界偏析，与合金元素Cr、Mo等形成条状或者网状碳化物。

渗碳后，增加一道相变处理：750℃，保温5～10min，再快冷到680℃，保温2.5h，循环2次；钢件因碳原子的渗入，表面由亚共析钢转变为过共析钢和共析钢。随着钢件碳含量的增加，达到共析钢成分时，完全奥氏体化温度Ac3下降，且越来越接近Ac1；超过共析钢成分，表面转变为过共析钢，完全奥氏体化温度Acm上升，由于扩散阶段碳势仅0.75％，Acm低于原始材料的Ac3。第一次加热到750℃时，钢件表面的过共析区域和共析区域已经达到完全奥氏体温度，晶界处偏析的碳化物造成较大的浓度起伏，且原子排列不规则，具有较高的畸变能，为奥氏体“形核”提供了有利的条件，足以打断在晶界上析出的条状或者网状碳化物；5～10min的保温时间较短，不会使碳化物完全溶解，未溶解的碳化物硬质颗粒，阻碍奥氏体的长大速度，且短时间的保温没有充裕的时间让奥氏体长大，所以750℃保温5到10min可以细化晶粒和打断条状、网状碳化物。快冷至680℃，保温2.5h，由于750℃时碳化物没有完全溶解到奥氏体中，奥氏体内的碳溶度少于扩散结束时的碳溶度，几乎不会出现碳化物在晶界处偏析生成的现象。在680℃保温不仅可以球化渗碳体，减少淬火时奥氏体的合金元素及碳溶度，降低奥氏体的稳定性，减少淬火后残余奥氏体的含量；还可以得到粒状珠光体，粒状珠光体相对于层片状珠光体，具有更多两相界面，大大增加了淬火时奥氏体的“形核”速率，提高奥氏体晶粒度等级，缩短淬火后马氏体的针长。

第一次相变处理不能彻底改变碳化物存在的形态，第二次相变处理可以更加彻底地打断条状碳化物，使98％的碳化物以颗粒的形态存在，还可以再次细化晶粒，所以第二次相变处理是对第一次相变处理后组织的优化。因为相变处理后的组织界面较多，为奥氏体“形核”提供了有利条件，大大增加了淬火时奥氏体的“形核”速率；颗粒状碳化物的存在以及合金元素渗碳体的球化，阻碍了奥氏体长大速度。所以淬火时，奥氏体晶粒度等级很高，可以达到10级或者11级。马氏体针长由淬火时奥氏体晶粒的大小决定，10级奥氏体晶粒的平均直径只有11.2um，所以淬火后的单个马氏体针最长不超过11.2um。晶粒减小不仅降低了由奥氏体向马氏体转变所需要的能力，还提高了马氏体的强度、塑性和韧性。

本发明在通过提高现有渗碳工艺中强渗阶段以及扩散阶段的碳势，加快渗碳速率，提高金属表面碳含量；渗碳结果冷却时，金属表面析出条状或者网状碳化物，合理的确定表面相变的次数，细化表面组织，使金属表面的碳化物断网，球化；在淬火阶段增加奥氏体形核率、降低奥氏体内的含碳量，更加容易转变为细小淬火马氏体；未熔的碳化物保留原始形态，细小弥散，进而改善表面金相组织和提高表面硬度。

本发明的有益效果是：本发明工艺通过合理调节渗碳阶段的碳势和表面相变的次数，得到较优的渗碳淬火金相组织。该工艺简洁有效地实现了渗碳齿轮表面高硬度、细小金相组织的效果。具体优点：1.碳势提高，渗碳速率加快；2.表面相变得到细小晶粒、破坏网状碳化物的效果；3.提高渗碳淬火件表面硬度；4.有效地控制金相组织的分散度。

附图说明

下面结合附图和实施例对本发明进一步说明。

图1为现有工艺渗碳后的金相组织。

图2为现有工艺淬火后的金相组织。

图3为本发明工艺渗碳后的金相组织。

图4为本发明工艺淬火后的金相组织。

具体实施方式

现在结合附图和优选实施例对本发明作进一步的说明。这些附图均为简化的示意图，仅以示意方式说明本发明的基本结构，因此其仅显示与本发明有关的构成。

表1

其中，层深2.74mm。

实施例：针对18CrNiMo7-6材料的渗碳件的提高其表面硬度、控制其表面组织分散度的工艺方法，具体步骤为：将工件放入加热炉内升温至650℃，保温2小时；再将升温后的工件升温至800℃，加热炉内碳势CP达到0.4C％，保温2小时；进行渗碳，将再次升温后的工件升温至930℃，控制碳势先为高碳势强渗阶段，后为低碳势扩散阶段，高碳势强渗阶段的碳势CP为1.20C％、渗碳时间为27小时，低碳势扩散阶段的碳势CP为0.75C％、渗碳时间为13小时；将工件快冷到650℃，保温4小时；快冷后的工件进入缓冷坑，降温至750℃，保温5～10min，再次快冷到680℃，保温2.5h，循环2次；最后进行硝盐淬火回火，工件表面硬度达到60～62HRC。进缓冷坑，表面得到细小的金相组织，如图3所示；经过正常硝盐淬火回火，工件表面硬度在60～62HRC，金相组织存在细小均匀的残余奥氏体和均匀弥散的颗粒状碳化物，如图4所示；试样表面硬度如表2所示。

表2

其中，层深2.83mm。

通过渗碳淬火工艺的改进，工件表面硬度提高了2HRC左右，金相组织形态更加细小，提高了工件的综合性能；渗碳时间缩短，层深增加，加快了渗碳速率。

上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并加以实施，并不能以此限制本发明的保护范围，凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围内。

Claims (1)

1.一种提高渗碳件表面硬度、控制表面组织分散度的工艺，针对18CrNiMo7-6材料的渗碳件，其特征在于：具体步骤为：

(1)、将工件放入加热炉内升温至650℃，保温2小时；

(2)、再将升温后的工件升温至800℃，加热炉内碳势CP达到0.4C％，保温2小时；

(3)、进行渗碳，将再次升温后的工件升温至930℃，控制碳势先为高碳势强渗阶段，后为低碳势扩散阶段，高碳势强渗阶段的碳势CP为1.20C％、渗碳时间为27小时，低碳势扩散阶段的碳势CP为0.75C％、渗碳时间为13小时；

(4)、将工件快冷到650℃，保温4小时；

(5)、快冷后的工件进入缓冷坑，降温至750℃，保温5～10min，再次快冷到680℃，保温2.5h，循环2次；

(6)、最后进行硝盐淬火回火，工件表面硬度达到60～62HRC。