CN117758198A - 一种不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法 - Google Patents
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Abstract
本发明属于金属材料领域，具体涉及一种不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法。本发明通过有限元模拟方式，针对齿轮合金渗碳钢的渗碳工艺进行开发，在保证控制生产成本、不增加工艺流程及提升使用性能的基础上，提出一种双介质淬火工艺来改善试样心部的相组织，降低心部马氏体含量，提高贝氏体含量，从而降低心部硬度来进一步提高试样心部的韧性。而渗碳表面仍为马氏体组织，保持了表层的高硬度。
Description
技术领域
本发明属于金属材料领域，具体涉及一种不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法。
背景技术
渗碳是一种运用在齿轮、轴承等工件热加工方面的化学热处理方法，其目的在于增加工件表面的含碳量并达到一定的深度，从而获得工件高硬度表面和强韧性心部的性能。渗碳主要是将工件在渗碳介质中加热并保温，使碳原子通过扩散渗入表层，与心部形成碳浓度梯度。当有效硬化层深度达到3mm以上时，可将其成为深层渗碳。深层渗碳是国内外重载齿轮最有效的表面强化方法。目前，重载齿轮渗碳工艺在930℃左右进行，存在着工艺周期长、能源消耗高、劳动强度大等缺点。提高渗碳温度是提升碳扩散速率、加快渗碳效率的有效手段。重载齿轮在高温渗碳获得深层渗碳层后，会通过高温回火、淬火、冷处理、低温回火热处理工艺，在表面获得马氏体组织，从而获得深层有效硬化层。
齿轮钢在高温下渗碳会导致原奥氏体晶粒粗大，降低力学性能。随着渗碳温度的提高齿轮心部的晶粒也会不可避免的长大，淬火后容易造成心部硬度偏高和韧性变差等问题。因此，齿轮钢高温渗碳后一般会采用多次淬火、原材料微合金、预热与预渗碳等方法来控制晶粒长大，以此来在提高渗碳效率的基础上提高其使用性能。
目前，高温渗碳重载齿轮的淬火一般是通过单一油介质进行的，淬火后容易造成心部硬度偏高和韧性变差。本技术旨在对高温渗碳重载齿轮在淬火热处理过程中使用油和空气这两个介质，在一定程度上并降低心部马氏体含量、提高贝氏体含量，提升心部韧性。
现有技术中，申请号202211053387.8，公开了一种Nb-Ti-B微合金化耐高温、低内氧化渗碳齿轮钢及其制造方法；申请号CN201811471734.2，公开了一种大渗层重载齿轮的热处理加工工艺；申请号201810943344.4，公开了一种齿轮渗碳工艺及其应用；申请号CN201510916396.9，公开了一种浅层深渗碳齿轮硬度梯度的热处理工艺；申请号CN201510799731.1，公开了8620H齿轮钢的渗碳热处理工艺。
上述现有技术经过多次淬火后虽然能够细化齿轮钢晶粒度，提高材料的综合性能，但是会显著加剧齿轮变形，增加磨齿余量，使齿轮丧失了有益的表面残余压应力、最佳的金相组织和优异的耐磨性等。原材料微合金化也是抑制齿轮钢原奥氏体晶粒粗大的有效方法，但目前对重载齿轮钢未形成统一的标准，应用并不成熟，并且小批量炼钢质量难以稳定控制，齿轮制造原材料成本高。
发明内容
现有技术一般不涉及高温快速渗碳，也无法在保证其原有性能的基础上进一步提高其综合性能。
目前的研究主要集中在高温渗碳后小程度修改热处理工艺的情况下提高材料综合使用性能。本发明的目的包括提供一种不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺及其应用，以改善现有技术中齿轮需要采用多次淬火、原材料微合金、预热与预渗碳，造成工艺较为繁琐和新材料制造成本高等问题，改善试样心部的相组织成分，并降低马氏体含量，提高贝氏体含量，降低心部硬度来进一步提高试样心部的韧性，而渗碳表面仍为马氏体组织，并保持高硬度。
为了解决上述存在的技术问题，本申请提供如下技术方案：
本发明提供一种不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法，包括如下步骤：
S1：将齿轮钢工件于970℃渗碳保温40h后空冷；
S2：对步骤S1中空冷后的齿轮钢工件进行两次高温回火；
S3：对步骤S2中两次高温回火的齿轮钢工件810-830℃加热，油冷32s后空冷至室温(25±5℃)；
S4：将步骤S3中空冷至室温的齿轮钢工件于冷处理后加热至190-210℃回火7.5-8.5h，出炉空冷至室温。
优选的，所述步骤S1中，渗碳保温后随炉冷却，出炉空冷。
进一步地，所述随炉冷却至810-830℃后出炉空冷。
优选的，所述步骤S2中，高温回火的方法为将齿轮钢工件加热后空冷至室温。
进一步地，所述加热的温度为620-640℃。
进一步地，所述加热的保温时间为3.5-4.5h。
优选的，所述步骤S3中，加热的时间为60-70min。
优选的，所述步骤S4中，冷处理的温度为-80～-70℃。
优选的，所述步骤S4中，冷处理的时间为90-150min。
高温渗碳后的淬火过程是温度场、组织场和应力场相互作用的复杂物理过程，淬火过程中试样表层和心部的温度差异较大。本发明以合金钢18Cr2Ni4W为例，图1是用油介质淬火32s后的试样温度分布云图。此时刻试样表层的温度约为270℃，而心部的温度约为430℃。
通过JMatPro软件计算模拟得到了18Cr2Ni4W合金钢在不同碳含量下的相组织转变温度，结果如图2所示。图2中的两条水平虚线代表图1试样心部和表层的温度。试样心部的碳浓度约为0.14wt.％，32s油淬后心部的温度高于马氏体开始转变温度，因此心部还是奥氏体组织。若在此处更换淬火介质，降低试样心部的冷速，有利于降低心部马氏体组织含量，并提高心部贝氏体组织的含量。
通过上述分析，本发明提出的双介质淬火方法为油淬32s后再空冷至室温，具体的渗碳热处理工艺流程图如图3所示。油的传热能力远高于空气，32s的油淬可以让表面渗碳层发生马氏体转变，空冷可以降低心部的冷速，让心部生成更多的贝氏体组织，从而提高心部的韧性。
本发明还提供上述不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法制备得到的齿轮钢。
本发明的技术方案相比现有技术具有以下优点：
本发明通过有限元模拟方式，针对齿轮合金渗碳钢的渗碳工艺进行开发，在保证控制生产成本、不增加工艺流程及提升使用性能的基础上，提出一种双介质淬火工艺来改善试样心部的相组织，降低心部马氏体含量，提高贝氏体含量，从而降低心部硬度来进一步提高试样心部的韧性。而渗碳表面仍为马氏体组织，保持了表层的高硬度。
附图说明
图1为32s油介质淬火后试样的温度分布云图。
图2为18Cr2Ni4W合金钢不同碳含量下的相组织转变温度图。
图3为本发明的工艺路线图。
图4为碳浓度分布模拟结果图；其中，(a)碳浓度分布云图；(b)碳浓度分布曲线。
图5为单一油介质淬火组织与性能的模拟结果图；其中，(a)组织分布云图；(b)微观结构分布曲线；(c)模拟与实验硬度分布的比较。
图6为双介质淬火组织与性能的模拟结果图；其中，(a)组织分布云图；(b)微观结构分布曲线；(c)单介质淬火与双介质淬火硬度分布的比较。
图7为18Cr2Ni4WA钢经双介质淬火后的组织图；其中(a)渗碳层；(b)心部。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步说明，以使本领域的技术人员可以更好地理解本发明并能予以实施，但所举实施例不作为对本发明的限定。
实施例1
渗碳：将齿轮钢试样在970℃下渗碳保温40h，然后随炉冷却至820℃后出炉空冷。
两次高温回火：将试样回火加热至630℃保温4小时后空冷，并且进行两次。
淬火：将试样加热至820℃保温60分钟后先油冷32s，再空冷至室温。
深冷处理：将试样在-75℃冷处理2小时。
低温回火：试样温度恢复至室温后加热至200℃回火出炉空冷至室温。
实施例2
渗碳：将齿轮钢试样在970℃下渗碳保温40h，然后随炉冷却至820℃后出炉空冷。
两次高温回火：将试样回火加热至630℃保温4.5小时后空冷，并且进行两次。
淬火：将试样加热至810℃保温70分钟后先油冷32s，再空冷至室温。
深冷处理：将试样在-80℃冷处理2小时。
低温回火：试样温度恢复至室温后加热至190℃回火出炉空冷至室温。
实施例3
渗碳：将齿轮钢试样在970℃下渗碳保温40h，然后随炉冷却至820℃后出炉空冷。
两次高温回火：将试样回火加热至630℃保温4小时后空冷，并且进行两次。
淬火：将试样加热至830℃保温60分钟后先油冷32s，再空冷至室温。
深冷处理：将试样在-70℃冷处理2.5小时。
低温回火：试样温度恢复至室温后加热至210℃回火出炉空冷至室温。
效果评价1
首先本发明使用有限元模拟对双介质淬火工艺进行模拟研究，验证其是否可行。通过有限元模型对渗碳热处理工艺流程进行有限元模拟，通过本发明的热处理流程获得的碳浓度分布模拟结果如图4所示。从碳浓度分布云图可知，经过高温渗碳的强渗期和扩散期后，试样表面获得较高的碳浓度渗碳层厚度约为5mm。试样表面渗碳层的碳浓度分布是单调递减的。试样经过30h的强渗期后获得的表面碳浓度约为1.24wt.％，并且距离表面5mm位置处的碳浓度约为0.17wt.％。然而，试样经过10h的扩散期后获得的表面碳浓度约为0.84wt.％，并且距离表面5mm位置处的碳浓度约为0.24wt.％。这表明扩散期会使试样表面的碳浓度明显降低，从而增大渗碳层厚度。这是因为高碳势的强渗期是碳原子被吸附到工件表面的过程。而低碳势的扩散期是碳原子在碳浓度梯度驱动作用下向试样内部进行扩散的过程。
图5单一油介质淬火的组织及性能模拟结果。单一介质淬火后试样获得的组织包括马氏体、贝氏体和残余奥氏体。试样的主要组织是马氏体，而贝氏体和残余奥氏体分别主要分布在心部和渗碳层，如图5的(a)。马氏体含量从表面到心部先增大后减小，并且在约5mm处具有最大值。贝氏体含量从表面到心部逐渐增多，而残余奥氏体含量逐渐减小，如图5的(b)。渗碳淬火后，试样表面获得的马氏体、残余奥氏体和贝氏体含量分别为87.7％、11.9％和0.4％。试样距离表面5mm处获得的马氏体、残余奥氏体和贝氏体含量分别为96.8％、1.7％和1.5％。试样心部获得的马氏体、残余奥氏体和贝氏体含量分别为79.4％、0.1％和20.5％。试样表面较高的碳浓度会降低马氏体的开始转变温度，从而增加奥氏体的稳定性和贝氏体转变的孕育期。因此，渗碳淬火后试样表面有一定量的残余奥氏体，而贝氏体含量几乎没有。随着碳浓度和冷却速度的降低，奥氏体开始转变为贝氏体。因此，贝氏体含量从5mm处到心部逐渐增大，而马氏体含量逐渐减小。但是，大部分奥氏体还是转变为马氏体。此外，受碳浓度和组织变化的影响，试样硬度从表面到心部呈现明显的梯度分布。模拟获得的硬度分布与实验测量结果吻合良好，如图5的(c)。
通过有限元模型对双介质淬火热处理工艺流程进行有限元模拟，所得的合金钢双介质渗碳淬火后的模拟结果如图6所示。双介质淬火后试样获得的组织包括马氏体、贝氏体和残余奥氏体，如图6的(a)。渗碳淬火后，试样表面获得的马氏体、残余奥氏体和贝氏体含量分别为90.0％、8.0％和2.0％。试样心部获得的马氏体、残余奥氏体和贝氏体含量分别为54.3％、0％和45.7％，如图6的(b)。与单一介质淬火相比，双介质淬火后贝氏体含量从表面到心部先增大后减小，并且在约5.5mm处具有最大值为51.6％。这表明在碳浓度和冷却速度的共同作用下该位置首先发生了贝氏体转变。双介质淬火后试样表层的相组织的体积分数变化不大，心部的贝氏体含量从20.5％升高至45.7％，增加了25.2％。因此说明双介质淬火热处理工艺能够显著降低心部的马氏体组织含量、提高心部的贝氏体组织含量。此外，与单一介质淬火相比，双介质淬火工艺不仅提高了试样的表面硬度，而且一定程度的降低了心部硬度，如图6的(c)。这是因为通过油冷+空冷的双介质淬火工艺降低了试样不同位置的冷却速度，从而降低了表面残余奥氏体和心部马氏体的含量。
随后通过对双介质淬火工艺进行实验，对渗碳淬火后试样取渗碳层和心部组织进行扫描电镜观察分析，如图7所示。渗碳层距离表面2mm的组织除了针状高碳马氏体和残余奥氏体外，还含有细小的碳化物，如图7的(a)；经测定该处的残余奥氏体含量为8％，与计算结果吻合。芯部组织由板条状低碳马氏体和贝氏体组成，如图7的(b)，所获得的结果满足工艺需求。
本发明针对高温渗碳后的淬火热处理工艺进行优化，通过采用32秒油淬+空冷替代单一油介质淬火工艺，在不增加工艺流程复杂程度以及控制成本的前提下降低了试样不同位置的冷却速度，从而降低了表面残余奥氏体和心部马氏体的含量，实现了心部硬度下降韧性提升。
显然，上述实施例仅仅是为清楚地说明所作的举例，并非对实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而由此所引申出的显而易见的变化或变动仍处于本发明创造的保护范围之中。
Claims (10)
1.一种不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法，其特征在于，包括如下步骤：
S1：将齿轮钢工件于970℃渗碳保温40h后空冷；
S2：对步骤S1中空冷后的齿轮钢工件进行两次高温回火；
S3：对步骤S2中两次高温回火的齿轮钢工件810-830℃加热，油冷32s后空冷至室温；
S4：将步骤S3中空冷至室温的齿轮钢工件于冷处理后加热至190-210℃回火7.5-8.5h，出炉空冷至室温。
2.如权利要求1所述不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法，其特征在于，所述步骤S1中，渗碳保温后随炉冷却，出炉空冷。
3.如权利要求2所述不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法，其特征在于，所述随炉冷却至810-830℃后出炉空冷。
4.如权利要求1所述不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法，其特征在于，所述步骤S2中，高温回火的方法为将齿轮钢工件加热后空冷至室温。
5.如权利要求4所述不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法，其特征在于，所述加热的温度为620-640℃。
6.如权利要求4所述不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法，其特征在于，所述加热的保温时间为3.5-4.5h。
7.如权利要求1所述不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法，其特征在于，所述步骤S3中，加热的时间为60-70min。
8.如权利要求1所述不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法，其特征在于，所述步骤S4中，冷处理的温度为-80～-70℃。
9.如权利要求1所述不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法，其特征在于，所述步骤S4中，冷处理的时间为90-150min。
10.一种权利要求1-9中任一项所述不同介质淬火的齿轮钢高温渗碳工艺方法制备得到的齿轮钢。
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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