CN113564515B - 一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺 - Google Patents

一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺 Download PDF

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Abstract

本发明涉及渗碳钢表面改性技术领域，特别涉及一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，步骤如下：S1、井式炉共析点渗碳，S2、V型等温平衡转变，S3、重新加热快速清除空气，S4、初生奥氏体高浓度梯度快速渗碳，S5、奥氏体化共析碳势保温，S6、盐浴淬火高温水洗组织改性，S7、低温回火。本发明的渗碳钢有效硬化层深可以达到6mm以上，渗碳表层可以获得体积占比达到20％的高密度弥散颗粒碳化物形态，表面硬度达到63‑64HRC，实现优良的耐磨性及接触疲劳性能。

Description

一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺
技术领域
本发明涉及渗碳钢表面改性技术领域，特别涉及一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺。
背景技术
在机械装备领域，随着技术迭代，某些耐磨结构件在要求基本耐磨性特征的基础上，同时还要求结构件具有高的接触疲劳强度以及心部韧性，该技术要求需要62HRC及以上的高硬度以实现高耐磨性，同时需要2mm及以上有效硬化层及基体25HRC及以上高韧性特征支撑。上述特性要求该结构件必须进行表层改性，常用的表面热处理方法，如氮化、感应淬火、激光熔覆、表面涂层等方法均有其不足性，氮化的不足在于有效硬化层很难达到1mm及以上，感应淬火与激光熔覆的不足在于表面硬度很难达到60HRC及以上，表面涂层的不足在于很难实现深的硬化层且涂层附着力不如化学热处理。基于上述分析，研究发现渗碳热处理可以保证基体高韧性，同时可以实现深硬化层及高表面硬度。渗碳淬火热处理可以实现表面硬度58HRC以上，心部硬度依据渗碳钢淬透性控制实现广的基体硬度区间。
对渗碳淬火热处理方法分析，基体硬度源于原材料淬透性及淬火冷却能力，硬化层深源于渗碳时间，硬化层深度可以做到6mm及以上，而表面硬度源于表面碳浓度，碳浓度越高则碳化物析出的数量越多，合金碳化物可以达到1000HV以上，保证表面渗碳淬火获得足够数量的碳化物，即可实现高硬度及高耐磨性。大量文献阐述角状或网状碳化物将打断渗碳层硬度及力学性能的连续性，降低渗碳层的接触疲劳强度，所以高接触疲劳结构件要求渗碳层表面碳化物必须为弥散颗粒态分布。对于高耐磨性结构件，要求弥散碳化物的同时，还要求高密度的弥散颗粒态碳化物分布，只有此碳化物特征才能实现硬度62HRC以上的高耐磨性高接触疲劳特质。
碳化物弥散分布原理：碳化物均在奥氏体晶界析出，奥氏体的碳溶解度在一定温度下是定值，因此单位体积奥氏体的过饱和碳化物数量基本是定值，单位体积奥氏体晶界面越多，单位体积奥氏体的碳化物分配越弥散，而晶界面积只于晶粒度有关，奥氏体晶粒越细则碳化物弥散程度越高。常规渗碳工艺通过渗碳后表面获得高碳浓度，然后采用二次淬火在表面获得弥散碳化物。大量试验数据表明：只有原材料奥氏体晶粒长大倾向小，渗碳后才可实现图2所示的细晶粒形态，此时渗碳层表面的高碳含量奥氏体才能在淬火后出现高密度弥散颗粒碳化物。若原材料奥氏体晶粒出现粗化或者局部粗化时，渗碳后将出现图3所示的粗晶粒形态，断续网状或者网状角状碳化物将在淬火后局部甚至整体出现。
渗碳高碳浓度工艺局限性：
1.受制于原材料本身晶粒长大倾向，高密度弥散颗粒碳化物形态不稳定。
2.容易获得图4和5所示的断续网状和网状角状碳化物，反而不利于接触疲劳寿命，容易产生渗碳层剥落。
发明内容造成
本发明解决了相关技术中渗碳高碳浓度工艺受制于原材料本身晶粒长大倾向，高密度弥散颗粒碳化物形态不稳定，而且容易造成断续网状和网状角状碳化物，不利于接触疲劳寿命，容易产生渗碳层剥落的问题，提出一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，通过井式炉共析点渗碳、V型等温平衡转变、重新加热快速清除空气、初生奥氏体高浓度梯度快速渗碳、奥氏体化共析碳势保温、盐浴淬火高温水洗组织改性、低温回火，使得渗碳钢有效硬化层深可以达到6mm以上，渗碳表层可以获得体积占比达到20％的高密度弥散颗粒碳化物形态，表面硬度达到63-64HRC，实现优良的耐磨性及接触疲劳性能。
为了解决上述技术问题，本发明是通过以下技术方案实现的：一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，步骤如下：
S1、井式炉共析点渗碳：将渗碳钢放入无马弗罐井式渗碳炉中，进行渗碳处理，渗碳温度950℃；
S2、V型等温平衡转变：渗碳后通过往W型中空加热棒内通入冷空气快速降低炉膛内渗碳钢温度，降温至主控热电偶600℃±20℃后关闭加热，保温5小时后出炉空冷；
S3、重新加热快速清除空气：将炉的膛炉温升至860℃，碳势为1.0％，然后将渗碳钢吊入炉膛内加热；
S4、初生奥氏体高浓度梯度快速渗碳：渗碳钢加热至760℃时通入甲醇，在800℃时，通入丙烷保持1h以快速建立0.7％碳势，在刚进入奥氏体化保温时，碳势设定值为1.0-1.1％，保持4～7h，以快速形成目标深度的过饱和碳化物层；
S5、奥氏体化共析碳势保温：高梯度快速渗碳后，保温碳势降低至渗碳钢共析点，保温3h；
S6、盐浴淬火高温水洗组织改性：渗碳钢通过170℃盐浴冷却，然后置于40℃温水中冷却；
S7、低温回火：根据渗碳钢合金成分含量，在160～230℃范围内低温回火。
作为优选方案，步骤S1中，渗碳处理采用强渗+缓冲段+扩散段工艺，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间按照1:1:1进行。
作为优选方案，渗碳硬化层为2mm时，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间均为6h。
作为优选方案，渗碳硬化层为3mm时，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间均为15h。
作为优选方案，渗碳硬化层为4mm时，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间均为23h。
作为优选方案，强渗碳势为1.2-1.3％，缓冲段碳势为0.9-1.0％，扩散碳势值为渗碳钢的珠光体形成共析点。
作为优选方案，步骤S2中，冷空气的通入速度为30m3/h，降温速率为80℃/h。
作为优选方案，步骤S4中，甲醇的流速为0.5倍炉膛体积/h，甲烷的流速为3m3/h。
作为优选方案，步骤S6中，盐浴的冷却时间为渗碳钢每100mm控制截面冷却20min，水浴冷却的时间为8min/每100mm控制截面。
作为优选方案，本发明至少可应用于18CrNiMo7-6、20CrMnMo、17NiCrMo6-4、20CrMnTi、20CrNi2Mo、20CrNiMo、20CrMo渗碳钢。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
(1)通过V型等温平衡转变，可以实现渗碳层及基体完全平衡转变效果，渗碳层表面为珠光体，结构件基体为珠光体加铁素体组织，平衡组织无组织遗传效应，为重新加热快速形核提供组织基础；
(2)通过重新加热快速清除空气，为后续碳势急速建立提供低氧气氛基础；
(3)通过初生奥氏体高浓度梯度快速渗碳工艺，可以实现截距＜5um的奥氏体晶粒，为淬火后表层三维空间形成高密度弥散碳化物的组织基础；
(4)通过盐浴淬火高温水洗组织改性，可以获得高密度弥散分布颗粒碳化物的组织形态，并且不会导致工件出现开裂；
(5)本发明的渗碳钢有效硬化层深可以达到6mm以上，渗碳表层可以获得体积占比达到20％的高密度弥散颗粒碳化物形态，表面硬度达到63-64HRC，实现优良的耐磨性及接触疲劳性能。
附图说明
图1是高密度弥散颗粒碳化物标准图谱；
图2是渗碳后细化表面组织；
图3是渗碳后粗化表面组织；
图4是渗碳层断续网状碳化物；
图5是渗碳层网状角状碳化物；
图6是本发明工艺曲线图；
图7是本发明高密度弥散颗粒碳化物形态图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。以下对至少一个示例性实施例的描述实际上仅仅是说明性的，决不作为对本发明及其应用或使用的任何限制。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
需要注意的是，这里所使用的术语仅是为了描述具体实施方式，而非意图限制根据本申请的示例性实施方式。如在这里所使用的，除非上下文另外明确指出，否则单数形式也意图包括复数形式，此外，还应当理解的是，当在本说明书中使用术语“包含”和/或“包括”时，其指明存在特征、步骤、操作、器件、组件和/或它们的组合。
除非另外具体说明，否则在这些实施例中阐述的部件和步骤的相对布置、数字表达式和数值不限制本发明的范围。同时，应当明白，为了便于描述，附图中所示出的各个部分的尺寸并不是按照实际的比例关系绘制的。对于相关领域普通技术人员已知的技术、方法和设备可能不作详细讨论，但在适当情况下，所述技术、方法和设备应当被视为授权说明书的一部分。在这里示出和讨论的所有示例中，任何具体值应被解释为仅仅是示例性的，而不是作为限制。因此，示例性实施例的其它示例可以具有不同的值。应注意到：相似的标号和字母在下面的附图中表示类似项，因此，一旦某一项在一个附图中被定义，则在随后的附图中不需要对其进行进一步讨论。
在本发明的描述中，需要理解的是，方位词如“前、后、上、下、左、右”、“横向、竖向、垂直、水平”和“顶、底”等所指示的方位或位置关系通常是基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明和简化描述，在未作相反说明的情况下，这些方位词并不指示和暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位或者以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本发明保护范围的限制；方位词“内、外”是指相对于各部件本身的轮廓的内外。
为了便于描述，在这里可以使用空间相对术语，如“在……之上”、“在……上方”、“在……上表面”、“上面的”等，用来描述如在图中所示的一个器件或特征与其他器件或特征的空间位置关系。应当理解的是，空间相对术语旨在包含除了器件在图中所描述的方位之外的在使用或操作中的不同方位。例如，如果附图中的器件被倒置，则描述为“在其他器件或构造上方”或“在其他器件或构造之上”的器件之后将被定位为“在其他器件或构造下方”或“在其他器件或构造之下”。因而，示例性术语“在……上方”可以包括“在……上方”和“在……下方”两种方位。该器件也可以其他不同方式定位(旋转90度或处于其他方位)，并且对这里所使用的空间相对描述作出相应解释。
此外，需要说明的是，使用“第一”、“第二”等词语来限定零部件，仅仅是为了便于对相应零部件进行区别，如没有另行声明，上述词语并没有特殊含义，因此不能理解为对本发明保护范围的限制。
本发明主要应用于18CrNiMo7-6、20CrMnMo、17NiCrMo6-4、20CrMnTi、20CrNi2Mo、20CrNiMo、20CrMo渗碳钢。
实施例1
一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，具体步骤如下：
S1、井式炉共析点渗碳：将渗碳钢放入无马弗罐井式渗碳炉中，进行渗碳处理，具体采用强渗+缓冲段+扩散段工艺，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间均为6h，渗碳温度950℃，强渗碳势为1.2％，缓冲段碳势为0.9％，扩散碳势值为渗碳钢的珠光体形成共析点(18CrNiMo7-6为0.68％，20CrMnMo为0.75％，17NiCrMo6-4为0.85％，20CrMnTi为0.85％，20CrNi2Mo为0.85％，20CrNiMo为0.90％，20CrMo为0.80％)，则得到2mm的渗碳硬化层；
S2、V型等温平衡转变：渗碳后采用V型等温平衡转变工艺，通过往W型中空加热棒内通入冷空气快速降低炉膛内渗碳钢温度，冷空气的通入速度为30m3/h，降温速率为80℃/h，降温至主控热电偶600℃±20℃后关闭加热，由于渗碳钢内部热量向表面传递，渗碳钢将自然回温至620℃～660℃保温，保温5小时后出炉空冷，可以实现渗碳层及基体完全平衡转变效果，渗碳层表面为珠光体，结构件基体为珠光体加铁素体组织，平衡组织无组织遗传效应，为重新加热快速形核提供组织基础；
S3、重新加热快速清除空气：将炉的膛炉温升至860℃，碳势为1.0％，然后将渗碳钢吊入炉膛内加热，由于进炉前预渗碳，炉膛内预渗的碳原子与空气快速反应，可以最快速度消除空气，为后续碳势急速建立提供低氧气氛基础；
S4、初生奥氏体高浓度梯度快速渗碳：渗碳钢加热至760℃时通入甲醇，甲醇的流速为0.5倍炉膛体积/h，在800℃时，通入丙烷保持1h以快速建立0.7％碳势，甲烷的流速为3m3/h，在刚进入奥氏体化保温时，碳势设定值为1.0％，保持7h，以快速形成目标深度的过饱和碳化物层；
S5、奥氏体化共析碳势保温：高梯度快速渗碳后，保温碳势降低至渗碳钢共析点(18CrNiMo7-6为0.68％，20CrMnMo为0.75％，17NiCrMo6-4为0.85％，20CrMnTi为0.85％，20CrNi2Mo为0.85％，20CrNiMo为0.90％，20CrMo为0.80％)，保温3h，采用共析点碳势可防止过长时间高碳势在奥氏体晶界聚集成网状角状碳化物；
S6、盐浴淬火高温水洗组织改性：渗碳钢通过170℃盐浴冷却，盐浴的冷却时间为渗碳钢每100mm控制截面冷却20min，然后置于40℃温水中冷却，水浴冷却的时间为8min/每100mm控制截面；
S7、低温回火：根据渗碳钢合金成分含量，在160℃低温回火。
实施例2
一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，具体步骤如下：
S1、井式炉共析点渗碳：将渗碳钢放入无马弗罐井式渗碳炉中，进行渗碳处理，具体采用强渗+缓冲段+扩散段工艺，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间均为15h，渗碳温度950℃，强渗碳势为1.25％，缓冲段碳势为0.95％，扩散碳势值为渗碳钢的珠光体形成共析点(18CrNiMo7-6为0.68％，20CrMnMo为0.75％，17NiCrMo6-4为0.85％，20CrMnTi为0.85％，20CrNi2Mo为0.85％，20CrNiMo为0.90％，20CrMo为0.80％)，则得到3mm的渗碳硬化层；
S2、V型等温平衡转变：渗碳后采用V型等温平衡转变工艺，通过往W型中空加热棒内通入冷空气快速降低炉膛内渗碳钢温度，冷空气的通入速度为30m3/h，降温速率为80℃/h，降温至主控热电偶600℃±20℃后关闭加热，由于渗碳钢内部热量向表面传递，渗碳钢将自然回温至620℃～660℃保温，保温5小时后出炉空冷，可以实现渗碳层及基体完全平衡转变效果，渗碳层表面为珠光体，结构件基体为珠光体加铁素体组织，平衡组织无组织遗传效应，为重新加热快速形核提供组织基础；
S3、重新加热快速清除空气：将炉的膛炉温升至860℃，碳势为1.0％，然后将渗碳钢吊入炉膛内加热，由于进炉前预渗碳，炉膛内预渗的碳原子与空气快速反应，可以最快速度消除空气，为后续碳势急速建立提供低氧气氛基础；
S4、初生奥氏体高浓度梯度快速渗碳：渗碳钢加热至760℃时通入甲醇，甲醇的流速为0.5倍炉膛体积/h，在800℃时，通入丙烷保持1h以快速建立0.7％碳势，甲烷的流速为3m3/h，在刚进入奥氏体化保温时，碳势设定值为1.05％，保持5.5h，以快速形成目标深度的过饱和碳化物层；
S5、奥氏体化共析碳势保温：高梯度快速渗碳后，保温碳势降低至渗碳钢共析点(18CrNiMo7-6为0.68％，20CrMnMo为0.75％，17NiCrMo6-4为0.85％，20CrMnTi为0.85％，20CrNi2Mo为0.85％，20CrNiMo为0.90％，20CrMo为0.80％)，保温3h，采用共析点碳势可防止过长时间高碳势在奥氏体晶界聚集成网状角状碳化物；
S6、盐浴淬火高温水洗组织改性：渗碳钢通过170℃盐浴冷却，盐浴的冷却时间为渗碳钢每100mm控制截面冷却20min，然后置于40℃温水中冷却，水浴冷却的时间为8min/每100mm控制截面；
S7、低温回火：根据渗碳钢合金成分含量，在195℃低温回火。
实施例3
一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，具体步骤如下：
S1、井式炉共析点渗碳：将渗碳钢放入无马弗罐井式渗碳炉中，进行渗碳处理，具体采用强渗+缓冲段+扩散段工艺，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间均为23h，渗碳温度950℃，强渗碳势为1.3％，缓冲段碳势为1.0％，扩散碳势值为渗碳钢的珠光体形成共析点(18CrNiMo7-6为0.68％，20CrMnMo为0.75％，17NiCrMo6-4为0.85％，20CrMnTi为0.85％，20CrNi2Mo为0.85％，20CrNiMo为0.90％，20CrMo为0.80％)，则得到4mm的渗碳硬化层；
S2、V型等温平衡转变：渗碳后采用V型等温平衡转变工艺，通过往W型中空加热棒内通入冷空气快速降低炉膛内渗碳钢温度，冷空气的通入速度为30m3/h，降温速率为80℃/h，降温至主控热电偶600℃±20℃后关闭加热，由于渗碳钢内部热量向表面传递，渗碳钢将自然回温至620℃～660℃保温，保温5小时后出炉空冷，可以实现渗碳层及基体完全平衡转变效果，渗碳层表面为珠光体，结构件基体为珠光体加铁素体组织，平衡组织无组织遗传效应，为重新加热快速形核提供组织基础；
S3、重新加热快速清除空气：将炉的膛炉温升至860℃，碳势为1.0％，然后将渗碳钢吊入炉膛内加热，由于进炉前预渗碳，炉膛内预渗的碳原子与空气快速反应，可以最快速度消除空气，为后续碳势急速建立提供低氧气氛基础；
S4、初生奥氏体高浓度梯度快速渗碳：渗碳钢加热至760℃时通入甲醇，甲醇的流速为0.5倍炉膛体积/h，在800℃时，通入丙烷保持1h以快速建立0.7％碳势，甲烷的流速为3m3/h，在刚进入奥氏体化保温时，碳势设定值为1.1％，保持4h，以快速形成目标深度的过饱和碳化物层；
S5、奥氏体化共析碳势保温：高梯度快速渗碳后，保温碳势降低至渗碳钢共析点(18CrNiMo7-6为0.68％，20CrMnMo为0.75％，17NiCrMo6-4为0.85％，20CrMnTi为0.85％，20CrNi2Mo为0.85％，20CrNiMo为0.90％，20CrMo为0.80％)，保温3h，采用共析点碳势可防止过长时间高碳势在奥氏体晶界聚集成网状角状碳化物；
S6、盐浴淬火高温水洗组织改性：渗碳钢通过170℃盐浴冷却，盐浴的冷却时间为渗碳钢每100mm控制截面冷却20min，然后置于40℃温水中冷却，水浴冷却的时间为8min/每100mm控制截面；
S7、低温回火：根据渗碳钢合金成分含量，在230℃低温回火。
其中，在初生奥氏体高浓度梯度快速渗碳步骤中，重新加热时，渗碳后的平衡组织将重新形核，形核初生时的奥氏体最细小，晶粒尺寸随着温度升温或保温时间延长而不断长大。由于奥氏体形核初生时的起始晶粒最细小，此时单位体积奥氏体的晶界总面积最大，同时渗碳钢奥氏体化淬火温度一般在800～860℃之间，860℃奥氏体的碳原子溶解度为1.05％，1.0～1.1％的碳浓度梯度实现碳浓度过饱和且较高的浓度梯度提供更高的扩散动能，将在小截距的奥氏体晶界形成深度超过0.5mm的高密度过饱和碳化物。当碳原子快速渗入初生奥氏体晶界时，由于碳原子在奥氏体晶界的钉扎作用，晶界析出的过饱和碳化物将阻碍奥氏体晶粒继续长大，最终奥氏体化保温结束后可以实现截距＜5um的奥氏体晶粒，为淬火后表层三维空间形成高密度弥散碳化物的组织基础。
此外，奥氏体化保温结束后淬火，因表面碳浓度高，所以马氏体转变的Ms点较低，容易产生大量残留奥氏体软性相而降低渗碳层硬度，为了降低残留奥氏体且最大程度析出颗粒碳化物，采用高温水洗组织改性技术，通过170℃盐浴冷却，冷却时间为工件每100mm控制截面冷却20min，盐浴冷却出盐槽时，取消常规的盐浴冷却+风冷的分级淬火工艺，采用盐浴冷却+40℃水冷技术，将170℃盐浴冷却后的工件直接置于40℃温水中冷却，表层奥氏体将在40℃温水中快速转变为淬火马氏体。由于奥氏体的快速转变，且碳化物在奥氏体中溶解度随温度下降而下降，原先奥氏体中溶解的碳化物也将快速析出，最终不仅仅实现高密度弥散颗粒碳化物形态，同时残留奥氏体含量低至10％以下。通过这种盐浴淬火高温水洗组织改性技术，可以获得高密度弥散分布颗粒碳化物的组织形态，关键的一点在于此技术提高组织性能的同时不会导致工件出现开裂问题。
以上为本发明较佳的实施方式，本发明所属领域的技术人员还能够对上述实施方式进行变更和修改，因此，本发明并不局限于上述的具体实施方式，凡是本领域技术人员在本发明的基础上所作的任何显而易见的改进、替换或变型均属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，其特征在于，步骤如下：
S1、井式炉共析点渗碳：将渗碳钢放入无马弗罐井式渗碳炉中，进行渗碳处理，渗碳温度950℃；
S2、V型等温平衡转变：渗碳后通过往W型中空加热棒内通入冷空气快速降低炉膛内渗碳钢温度，降温至主控热电偶600℃±20℃后关闭加热，保温5小时后出炉空冷；
S3、重新加热快速清除空气：将炉的膛炉温升至860℃，碳势为1.0％，然后将渗碳钢吊入炉膛内加热；
S4、初生奥氏体高浓度梯度快速渗碳：渗碳钢加热至760℃时通入甲醇，在800℃时，通入丙烷保持1h以快速建立0.7％碳势，在刚进入奥氏体化保温时，碳势设定值为1.0-1.1％，保持4～7h，以快速形成目标深度的过饱和碳化物层；
S5、奥氏体化共析碳势保温：高梯度快速渗碳后，保温碳势降低至渗碳钢共析点，保温3h；
S6、盐浴淬火高温水洗组织改性：渗碳钢通过170℃盐浴冷却，然后置于40℃温水中冷却；
S7、低温回火：根据渗碳钢合金成分含量，在160～230℃范围内低温回火。
2.根据权利要求1所述的提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，其特征在于：步骤S1中，渗碳处理采用强渗+缓冲段+扩散段工艺，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间按照1:1:1进行。
3.根据权利要求2所述的提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，其特征在于：渗碳硬化层为2mm时，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间均为6h。
4.根据权利要求2所述的提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，其特征在于：渗碳硬化层为3mm时，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间均为15h。
5.根据权利要求2所述的提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，其特征在于：渗碳硬化层为4mm时，强渗、缓冲段以及扩散段的渗碳时间均为23h。
6.根据权利要求2所述的提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，其特征在于：强渗碳势为1.2-1.3％，缓冲段碳势为0.9-1.0％，扩散碳势值为渗碳钢的珠光体形成共析点。
7.根据权利要求1所述的提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，其特征在于：步骤S2中，冷空气的通入速度为30m3/h，降温速率为80℃/h。
8.根据权利要求1所述的提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，其特征在于：步骤S4中，甲醇的流速为0.5倍炉膛体积/h，甲烷的流速为3m3/h。
9.根据权利要求1所述的提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，其特征在于：步骤S6中，盐浴的冷却时间为渗碳钢每100mm控制截面冷却20min，水浴冷却的时间为8min/每100mm控制截面。
10.根据权利要求1所述的提高渗碳钢耐磨性的表面改性工艺，其特征在于：至少可应用于18CrNiMo7-6、20CrMnMo、17NiCrMo6-4、20CrMnTi、20CrNi2Mo、20CrNiMo、20CrMo渗碳钢。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114836709B (zh) * 2022-05-19 2024-01-09 洛阳汇工轴承科技有限公司 一种轧机轴承零件渗碳热处理工艺
CN115233147A (zh) * 2022-08-09 2022-10-25 郑州机械研究所有限公司 一种提高Cr-Ni钢表面硬度的热处理工艺

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0393137B1 (en) * 1987-12-21 1996-09-11 Caterpillar Inc. Carburized low silicon steel article and process
US5536335A (en) * 1994-07-29 1996-07-16 Caterpillar Inc. Low silicon rapid-carburizing steel process
JP3205194B2 (ja) * 1994-11-07 2001-09-04 日本高周波鋼業株式会社 炭化物分散浸炭鋼部品
CN100463997C (zh) * 2007-05-30 2009-02-25 太原理工大学 一种超饱和渗碳钢
CN102703909A (zh) * 2012-05-24 2012-10-03 浙江吉利汽车研究院有限公司杭州分公司 一种改善齿轮性能的复合渗碳淬火工艺
CN105734251A (zh) * 2014-12-12 2016-07-06 重庆晨宇机床制造有限公司 一种齿轮热处理工艺
CN104630791B (zh) * 2015-02-09 2017-09-26 中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 大型重载齿轮的多段式深层渗碳方法
CN104726819B (zh) * 2015-03-20 2017-09-19 上海人本集团有限公司 渗碳钢的热处理渗碳工艺
CN108118283A (zh) * 2017-12-25 2018-06-05 南京工程学院 一种可提高硬度梯度的表面强化热处理方法
CN110184561A (zh) * 2019-07-05 2019-08-30 晋江鹏发机械有限公司 一种合金钢铸件的渗碳热处理工艺
CN110791640B (zh) * 2019-11-27 2021-06-29 南京工程学院 一种高温渗碳齿轮复合预备热处理工艺
CN112853259A (zh) * 2021-01-06 2021-05-28 浙江俊荣五金工业有限公司 一种低应力螺钉渗碳淬火工艺

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