不同滲碳淬火模式下的18CrNiMo7-6鋼晶粒度研究
對齒輪滲碳鋼而言，晶粒度是一個不可或缺的指標，細化晶粒有助于提高疲勞強度和基體力學性能。根據(jù)ISO 6336-5等國際主流標準，滲碳淬火晶粒度應不小于5級，否則視同為不可接受的粗晶。圍繞著齒輪鍛件的晶粒度改善，國內(nèi)外材料和熱處理研究人員長期開展了大量的工作，主要方式包括Al、N和Nb微合金化，以及鍛后熱處理工藝優(yōu)化等。18CrNiMo7-6鋼具有淬透性高、綜合力學性能好等優(yōu)勢，在硬齒面齒輪領域得到了廣泛使用。以降本增效為目的，提高滲碳溫度（高于930℃）、以及采用滲碳直接淬火代替再加熱淬火工藝模式，成為越來越常見的工藝手段，但對滲碳（特別是深層滲碳）淬火后實際晶粒度的系統(tǒng)性研究，國內(nèi)外文獻報道并不多見。本文結合多年的爐前工藝實踐，將分別對18CrNiMo7-6鋼在滲碳直接淬火和再加熱淬火兩種工藝模式下的晶粒度進行研究，以尋找實際生產(chǎn)過程中保持細晶的邊界工藝條件。本文以18CrNiMo7-6鋼齒輪本體試樣為研究對象，其化學成分見表1（其特征尺寸：直徑為模數(shù)的6倍，長度為直徑的2倍）。
表1 18CrNiMo7-6鋼化學成分（質量分數(shù)） （%）
18CrNiMo7-6鋼齒輪本體試樣晶粒度試驗流程如下：冶煉→鍛造→鍛后熱處理→本體取樣→鍛件晶粒度測試→隨爐滲碳淬火→低溫回火→實際晶粒度測試。本體試樣晶粒度測試參考ISO 643：2012和GB/T 6394—2017標準，說明如下：1）齒輪鍛件簡要熱處理過程：950℃正火+660℃去氫高溫回火。2）鍛件晶粒度試樣簡要熱處理過程：950℃（8h）淬火+低溫回火。4）測試方法：鍛件試樣及滲碳淬火試樣均采用苦味酸液侵蝕，選擇最差視場評定晶粒度級別。為研究18CrNiMo7-6鋼滲碳直接淬火和再加熱淬火兩種模式下的晶粒粗化趨勢，本文設計了12組工藝方案。其中滲碳直接淬火模式包括了5組不同滲碳溫度-時間組合，滲碳再加熱淬火包括7組不同滲碳溫度-時間組合。滲碳后不出爐，直接降到奧氏體化溫度淬火，其工藝過程包括滲碳、淬火和低溫回火三個過程。5組試驗詳細工藝參數(shù)見表2，組間的滲碳溫度和時間參數(shù)組合不同，淬火和低溫回火溫度工藝參數(shù)一致，保溫時間取決于實物尺寸。
表2 5組18CrNiMo7-6鋼滲碳直接淬火工藝方案
該模式與滲碳直接淬火過程的差異在于：滲碳后出爐、高溫回火、重新加熱到奧氏體化溫度淬火。7組試驗設計原則與滲碳直接淬火一致，詳細工藝參數(shù)見表3。
表3 7組18CrNiMo7-6鋼滲碳再加熱淬火工藝方案
5組18CrNiMo7-6鋼滲碳直接淬火工藝結果見表4，從中可以看出，工藝方案C1-5（940℃保溫70h），晶粒粗化嚴重，達到了2.5級，不可接受，粗晶形貌如圖1所示。有效硬化層深、晶粒度隨工藝方案變化關系如圖2所示。
表4 5組滲碳直接淬火工藝結果
圖1 滲碳直接淬火粗晶（940℃保溫70h，2.5級）
圖2 滲碳直接淬火層深/晶粒度-溫度/時間曲線
7組18CrNiMo7-6鋼滲碳再加熱淬火工藝結果見表5，從中可以看出，工藝方案C2-7（940℃保溫150h），晶粒粗化程度達到了4.5級，處于可接受的邊緣，晶粒形貌如圖3所示。有效硬化層深、晶粒度隨滲碳溫度/時間變化關系如圖4所示。
表5 7組滲碳再加熱淬火工藝結果
圖3 滲碳再熱淬火晶粒（940℃保溫150h，4.5級）
圖4 滲碳再熱淬火層深/晶粒度-溫度/時間曲線
1）在滲碳直接淬火模式下，930℃保溫不超過25h、940℃保溫不超過45h，晶粒度均不低于5級，940℃保溫達到70h后，晶粒粗化嚴重，達到了2.5級。2）在滲碳再加熱淬火模式下，920℃保溫不超過200h、930℃保溫不超過200h、935℃保溫不超過140h、940℃保溫不超過60h，晶粒度均不低于5級，940℃保溫達到150h后，晶粒度粗化至4.5級。1）930℃滲碳，直接淬火C1-2（保溫15h）晶粒度為6.5級，略低于保溫時間稍長的再加熱淬火C2-2（保溫20h）的晶粒度7級。2）940℃滲碳，再加熱淬火C2-7（保溫150h），時間是直接淬火C1-5（保溫70h）的2倍多，而C2-7晶粒度為4.5級，盡管處于可接受的邊緣，但明顯好于C1-5的晶粒度2.5級。這說明，從細化晶粒角度，再加熱模式優(yōu)于直接淬火模式。筆者認為：這是由于滲碳后出爐及后續(xù)高溫回火，類似增加了一道正火，具有細化晶粒的效果。綜合表4、表5、圖2和圖4，無論是直接淬火模式，還是再加熱模式，滲碳淬火實際晶粒度變化與原材料晶粒度及滲碳溫度-時間組合均無顯著相關。1）鍛件原材料與后續(xù)滲碳淬火工藝狀態(tài)差異大。以深層滲碳為例，鍛件本體試樣奧氏體化保溫時間為8h，遠低于后續(xù)滲碳奧氏體化保溫時間（≥60h），因此，用現(xiàn)行的通用標準（奧氏體保溫時間5~8h）定義的原材料晶粒度，來預測深層滲碳（保溫時間60~200h）淬火后的晶粒度，有明顯的局限性。2）不同滲碳淬火參數(shù)組合下，溫度、時間以及AlN顆粒等影響因素對晶粒的交互作用較為復雜。一方面，奧氏體化溫度的提高和保溫時間的延長，均會導致晶粒度呈粗化趨勢。另一方面，對Al脫氧鋼，在稍高于滲碳溫度（約950℃）下，形成大量彌散分布的細顆粒狀AlN，會釘扎晶界運動，阻礙晶粒長大，然而在稍高于淬火溫度（約850℃）下，AlN顆粒會溶解、偏聚長大，失去對晶界的釘扎作用，進而失去阻礙晶粒長大的作用。目前，在國內(nèi)外材料和熱處理領域，從冶煉、鍛造到熱處理全流程，尚未建立基于彌散分布的顆粒狀AlN的穩(wěn)定工藝模型。這些工作，超過了本文的研究范疇，不做詳細討論。綜上所述，18CrNiMo7-6鋼滲碳淬火奧氏體晶粒度粗化趨勢概述如下：1）在滲碳直接淬火模式下，940℃保溫達到70h后，晶粒粗化至2.5級。2）在滲碳再加熱淬火模式下，940℃保溫達到150h后，晶粒粗化至4.5級。3）從細化晶粒角度，再加熱模式優(yōu)于直接淬火模式。4）用現(xiàn)行的通用標準定義的原材料晶粒度，來預測深層滲碳淬火后的晶粒度，有明顯的局限性。
作者：朱百智，李小末，張偉
單位：南京高精傳動設備制造集團有限公司
來源：《金屬加工（熱加工）》雜志2023年第5期
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