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大模數(shù)重載人字齒輪軸作為軋機(jī)中重要的運(yùn)動(dòng)與動(dòng)力傳動(dòng)零件，要求人字齒輪軸具有高的接觸強(qiáng)度與抗彎強(qiáng)度，其齒面硬度要求58～62HRC，一般采用17CrNiMo6材質(zhì)，滲碳淬火工藝。目前，重載人字齒輪軸淬火冷卻介質(zhì)普遍采用快速淬火油，在冷卻性能、成本、穩(wěn)定性，及環(huán)保方面具有一定劣勢。而硝鹽與油相比，具有諸多優(yōu)勢，本文著重研究大模數(shù)重載人字齒輪軸硝鹽淬火工藝。

 

一、熱處理技術(shù)要求

 

重載人字齒輪軸如圖1所示，零件參數(shù)、材質(zhì)性能參數(shù)和化學(xué)成分分別見表1、表2、表3。熱處理技術(shù)要求為表面硬度58～62HRC，心部硬度35～45HRC，有效硬化層深4.5～5.0mm，圖樣要求硬化層深≥2.75mm。表面組織為馬氏體3級，心部組織3級，殘留奧氏體2級，碳化物2級。熱處理質(zhì)量檢測按JB/T 6141.3－1992《重載齒輪滲碳金相檢驗(yàn)》執(zhí)行。

圖1 重載人字齒輪軸

 

表1 重載人字齒輪軸參數(shù)

材質(zhì)	齒數(shù)	法向模數(shù)/mm	齒形角（°）	全齒高/mm	螺旋角（°）
17CrNiMo6	34	23	20	54.5	28

 

表2 17CrNiMo6性能參數(shù) （℃）

材質(zhì)	MS	Ac1	Ac3
17CrNiMo6	400	730	820

 

表3 重載人字齒輪軸化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）（%）

C	Si	Mn	P	S	Cr	Ni	Mo
0.19	0.25	0.62	0.0024	0.005	1.60	1.52	0.28

 

該重載人字齒輪軸滲碳淬火存在以下技術(shù)難點(diǎn)：①硬化層深4.5mm以上，滲碳時(shí)間長，碳化物控制困難。②有效截面達(dá)f945mm，油淬不能滿足大截面零件高溫冷卻速度要求，而鹽浴可通過介質(zhì)溫度、含水量的控制在高溫區(qū)實(shí)現(xiàn)高于油的冷卻能力，難點(diǎn)在于合理選擇溫度及含水量。③由于零件有效截面大，鹽浴淬火在分級前期鹽浴以及后期空氣中冷卻均較緩慢，相對油而言，淬火后殘留奧氏體較多，難點(diǎn)在于如何選擇合適的工藝，消除殘留奧氏體的同時(shí)，保證表面、心部獲得合格組織。

 

二、試驗(yàn)工藝

 

 

人字齒輪軸熱處理采用f1300mm滲碳爐，零件處于爐體中心，齒部與輻射管距離均等，保證零件加熱及冷卻中熱量傳遞均勻，減小熱應(yīng)力變形。滲碳淬火工藝采用重新加熱路線，試驗(yàn)鹽浴配方為50％KNO3+50％NaNO2，熔點(diǎn)140℃，采用分級淬火路線，即心部組織在鹽浴中轉(zhuǎn)變，表面組織在空氣中轉(zhuǎn)變，從而減小應(yīng)力，減小變形。從組織質(zhì)量、成本方面分析工藝可行性。工藝曲線如圖2～4所示。

圖2 滲碳工藝曲線

圖3 滲碳后高溫回火工藝曲線

圖4 淬火回火工藝曲線

 

 

 

三、試驗(yàn)結(jié)果與分析

 

1.試驗(yàn)結(jié)果

試驗(yàn)結(jié)果如表4、表5所示，金相組織如圖5、圖6所示。試驗(yàn)工藝實(shí)施后，存在以下問題：①本體心部硬度31～33HRC，低于技術(shù)要求（35～45 HRC）。②f45mm×90mm試樣表面硬度58～58.5HRC，偏技術(shù)要求下限。③心部5級游離鐵素體組織，呈塊狀及條狀。

 

表４人字齒輪軸熱處理試驗(yàn)結(jié)果

碳化物（級）	馬氏體及殘余奧氏體（級）	心部鐵素體（級）	心部晶粒度（級）	本體齒面硬度HRC
1	1	5	7	60～62
內(nèi)氧化深度/um	脫碳層深度/um	有效硬化層深度（550HV1）/㎜		本體心部硬度HRC
16	26	4.50		31～33

 

表５人字齒輪軸試樣硬度值分布

距表面距離/mm	0.1	0.2	0.3	0.4	0.5	1	2	3	4	4.3	4.9
硬度值HV1	661	673	667	663	668	669	649	624	571	560	530

圖5 表面組織

圖6 心部組織

 

2.試驗(yàn)結(jié)果分析

 

（1）心部不合格

 

齒輪軸本體心部硬度不足，存在較多量的游離鐵素體，鐵素體為軟性相，心部過量鐵素體的存在直接導(dǎo)致心部硬度不足。心部鐵素體超標(biāo)主要由以下幾個(gè)因素導(dǎo)致：①原材料為3級帶狀組織，淬火后心部組織呈馬氏體與游離鐵素體區(qū)交替分布，如圖6所示。帶狀偏析為C、Mn、Cr、Mo等元素的微觀偏聚，合金含量的缺乏將導(dǎo)致奧氏體化臨界點(diǎn)Ac3提高至820℃以上，在820℃奧氏體化條件下，合金成分缺乏區(qū)將為非完全奧氏體化，存在未溶鐵素體，淬火后未溶塊狀鐵素體將遺傳至室溫狀態(tài)；同時(shí)由于合金元素缺乏，導(dǎo)致淬透性能下降，淬火冷卻時(shí)由于冷卻能力達(dá)不到偏析區(qū)馬氏體形成的臨界冷卻速度，導(dǎo)致冷卻時(shí)析出條狀鐵素體。②含水量0.5%的190℃硝鹽淬火冷卻介質(zhì)的高溫區(qū)冷卻能力不足。硝鹽介質(zhì)的冷卻性能主要由含水量及溫度決定，硝鹽淬火過程中沒有蒸汽膜階段，高溫區(qū)冷卻速度很快，所以對于厚壁工件可以獲得較佳的心部淬火組織。硝鹽含水量對于鹽浴的冷卻性能十分關(guān)鍵，未加水的鹽浴其冷卻性能較差，通過向硝鹽中加水可以大幅提高其高溫冷卻性能。隨著硝鹽溫度提高，其冷卻性能降低，但鹽溫提高又加快硝鹽的流動(dòng)性，能促進(jìn)冷卻，因此選擇合適的鹽溫及含水量對冷卻性能影響顯著。滲碳齒輪硝鹽含水量一般控制在0.4%～1.5%，此次試驗(yàn)鹽溫（190℃）偏高，同時(shí)含水量（0.5%）較少，未能大幅提高水鹽混合介質(zhì)的汽化熱值，導(dǎo)致介質(zhì)整體高溫冷卻性能不佳。

 

 

（2）試樣表面硬度偏低 f45mm×90mm試樣熱處理后表面硬度僅58～58.5HRC，遠(yuǎn)低于本體齒面60～62HRC，表面硬度差異影響硬化層曲線走勢，導(dǎo)致試樣有效硬化層數(shù)值不能真實(shí)反映本體硬化層數(shù)值。由檢測數(shù)據(jù)以及工藝路線可知，硬度偏低主要是由于回火溫度較高且時(shí)間較長所致，本質(zhì)原因在于試樣尺寸較小，其抗回火性較差。對于17CrNiMo6滲碳齒輪而言，一般低溫回火溫度高于200℃后將產(chǎn)生明顯的高碳馬氏體軟化現(xiàn)象，在170～180℃區(qū)間回火，隨著時(shí)間的延長，高碳馬氏體軟化不明顯。

 

試驗(yàn)工藝是專為零件本體而制定，由于硝鹽淬火奧氏體穩(wěn)定化嚴(yán)重，淬火后存在一定數(shù)量的殘奧，回火溫度必須達(dá)到210℃才可使殘留奧氏體轉(zhuǎn)變。該工藝路線雖然回火溫度高、時(shí)間長，但由于零件有效截面大，需要很長時(shí)間才可完全燒透，其回火后零件仍可達(dá)到60HRC以上，但該工藝對小截面試樣卻不適用。f45mm試樣回火4h即可達(dá)到回火目的，實(shí)際上回火時(shí)間長20h，高碳馬氏體軟化明顯。

 

（3）表面組織 目前國內(nèi)對于17CrNiMo6材質(zhì)零件，考慮到合金元素含量較高等原因，在其滲碳后普遍采用高溫回火處理，其目的在于：①降低淬火后殘留奧氏體量。②對斷續(xù)細(xì)網(wǎng)狀碳化物進(jìn)行球化處理。③消除滲碳后空冷產(chǎn)生的馬氏體組織遺傳效應(yīng)，細(xì)化表面晶粒。④消除應(yīng)力，減小變形。

 

從試驗(yàn)結(jié)果來分析，碳勢值設(shè)置為0.65%，4段滲碳法，強(qiáng)擴(kuò)比縮小至1.2～1.5，表層淬火后無可見碳化物，說明通過有效的滲碳工藝手段可以解決表面碳濃度控制難題。

 

試驗(yàn)滲碳出爐溫度為760℃，處于17CrNiMo6兩相區(qū)內(nèi)，此時(shí)出爐相當(dāng)于空淬，導(dǎo)致表面產(chǎn)生馬氏體或下貝氏體組織。由于馬氏體組織遺傳效應(yīng)，重新加熱時(shí)其表面馬氏體會(huì)進(jìn)一步長大，產(chǎn)生粗針馬氏體，所以760℃出爐必須進(jìn)行高溫回火處理，但這就造成成本增加，生產(chǎn)周期延長。若將出爐溫度降低至650℃，由于零件在爐內(nèi)退火冷卻，表面、心部均獲得平衡組織，重新加熱時(shí)形核率增大，表面奧氏體晶粒細(xì)化。通過650℃出爐工藝可以消除組織遺傳效應(yīng)，細(xì)化組織，達(dá)到高溫回火目的，替代高溫回火工藝。

 

四、工藝優(yōu)化

 

基于以上論述，對重載人字齒輪軸進(jìn)行如下工藝優(yōu)化：

 

（1）取消滲碳后高溫回火處理，通過滲碳工藝手段避免表面形成超標(biāo)碳化物，滲碳650℃出爐，取消高溫回火。

 

（2）淬火工藝采取先840℃保溫，消除未溶鐵素體，降低偏析區(qū)奧氏體化溫度，提高淬透性能；快冷至820℃保溫淬火獲得優(yōu)良表面組織，降低殘留奧氏體數(shù)量，減小高碳馬氏體針長度。鹽溫降低至160℃，含水量提高至1.0%，以獲得更快的高溫區(qū)冷卻速度，防止心部形成游離鐵素體；同時(shí)鹽溫降低可有效減輕奧氏體穩(wěn)定化現(xiàn)象，表面殘留奧氏體數(shù)量減少。優(yōu)化后淬火工藝曲線見圖7。

 

（4）回火工藝優(yōu)化為210～220℃×5h+170～180℃×20h。第一次回火溫度較高，消除殘留奧氏體。遞減式回火路線在消除應(yīng)力，穩(wěn)定組織的同時(shí)，避免了試樣過回火問題，使試樣的檢測結(jié)果更真實(shí)地反映本體狀態(tài)，檢測結(jié)果更具比照性。

圖7 優(yōu)化后淬火回火工藝曲線

工藝優(yōu)化后，試驗(yàn)結(jié)果見表6、表7，零件金相組織如圖8、圖9所示。優(yōu)化工藝后：①有效解決心部鐵素體超標(biāo)問題，心部組織為100%馬氏體，心部硬度由31～33HRC提高至38～40HRC。②試樣表面硬度與零件齒面硬度相吻合，試樣的硬化層分布、有效硬化層深可以真實(shí)反映零件本體。③取消了滲碳后高溫回火工藝，表面殘留奧氏體＜5%，馬氏體呈隱針及細(xì)針狀，無可見碳化物，表面組織滿足技術(shù)要求，驗(yàn)證了高溫回火工藝的可替代性。

 

表6 工藝優(yōu)化后試驗(yàn)結(jié)果

碳化物（級）	馬氏體及殘留奧氏體（級）	心部鐵素體（級）	心部晶粒度（級）	本體齒面硬度HRC
1	1	1-2	7	60～61.5
內(nèi)氧化深度/um	脫碳層深度/um	有效硬化層深度（550HV1）/㎜		本體心部硬度HRC
15	20	4.62		38～40

 

表7 工藝優(yōu)化后試樣硬化值分布

距表面距離/mm	0.1	0.2	0.3	0.4	0.5	1.0	2.0	3.0	4.0	4.3	4.9
硬度值HV1	687	700	710	705	714	685	658	630	586	565	538

 

圖8 工藝優(yōu)化后表面組織

圖9 工藝優(yōu)化后心部組織

 

采用上述優(yōu)化工藝，處理了10余件大模數(shù)人字齒輪軸，各項(xiàng)檢測結(jié)果均滿足技術(shù)要求，檢測結(jié)果驗(yàn)證了該優(yōu)化工藝的可行性。