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齿轮轴渗碳淬火后放置中纵向开裂我的工艺修改之路

日期:2019-04-24 07:06

  主传动齿轮副是汽车驱动桥中的重要传动零件,前期20CrMnMoH材料的主传动齿轮副在徐重多次出现断裂失效,经材料室分析失效的主要原因是齿根抗弯强度明显不足而导致失效断裂,为了提高其齿根部位强度,延长使用寿命,公司决定将主传动齿轮副材料由20CrMnMoH调整为17Cr2Ni2AH,在采购材料时厂家推荐使用17Cr2Ni2Mo材料(相当于外国牌号18CrNiMo7-6或17CrNiMo6)),由于对17Cr2Ni2Mo材料的热处理工艺认识不够,缺乏基本的热处理工艺数据,主传动主动齿轮轴经渗碳淬火、回火,转机加磨削后放置3~7天后约有3%左右零件不同程度地出现了纵向裂纹,裂纹产生于表面并裂向心部。如图1所示。

  经对裂纹件进行分析,裂纹起源于齿部,沿轴向扩展,裂纹表面无旧痕及其他明显的材料宏观缺陷。

  经对裂纹件取样进行金相分析,裂纹两侧无氧化脱碳,硬化层深HV550:1.20mm,碳化物2级,马氏体及残留奥氏体8级(见图2),表层出现较多的白色组织,回火不充分,将试样重新回火后C2、A’M4。

  经分析,该主传动主动齿轮轴原材料的化学成分、低倍组织等均合格,但锻件正火后组织不均匀,有明显混晶存在。

  主传动主动齿轮轴制造工艺流程:下料→锻造→正火+高温回火→机加工→渗碳淬火→回火→抛丸→螺纹部位高频退火→精加工。

  “正火+高温回火”工艺:930±10℃保温160min空冷,680±10℃保温180min空冷,设备为RX系列箱式电阻炉。

  “渗碳淬火”工艺为:910℃渗碳后降温到820℃保温0.5~1h直接淬火,淬火油选用海森公司的HSGK-2型快速光亮专配等温油,油温设定80℃,渗碳及淬火设备为爱协林多用箱式炉,工艺曲线所示。

  一般来说,引起零件渗碳淬火后残留奥氏体过量的原因有以下几个方面:(1)钢中合金元素多,该产品材料为17Cr2Ni2Mo,由表1可以看出,该材料同时含有较多的Cr、Ni、Mo元素,而Cr、Mo是碳化物形成元素,它们在钢中与碳形成晶格复杂、稳定性差的碳化物,在渗碳加热时溶入奥氏体中,增加了奥氏体的稳定性;Ni是非碳化物形成元素,在钢中不能与碳形成碳化物,但它却是开启γ相区的合金元素,能与γ-Fe形成无限固溶体,大大增加奥氏体的稳定性,使得淬火后残留奥氏体量增多。

  (2)渗层碳的质量分数过高。渗碳气体碳势过高和渗碳温度偏高,使溶入奥氏体中的碳量增加,并且碳化物形成时奥氏体中的含碳量降低,促使更多的活性碳原子被钢吸收溶入奥氏体中,使渗碳表层含碳量大量增加,而碳是最强烈降低钢的Ms点温度的元素,Ms点愈低,马氏体转变就愈不充分,造成淬火后残留奥氏体量增多。

  (3)淬火温度偏高。加热温度愈高,溶入奥氏体中的碳和合金元素量也愈多,而碳、Cr、Ni、 Mo元素都是提高淬透性的,奥氏体稳定性提高,残留奥氏体增多。

  (4)淬火剂温度偏高。淬火剂温度愈高,马氏体转变愈不充分,残留奥氏体量愈多。

  由以上引起残留奥氏体量过量的原因可以看出,该零件材料本身含用较多的易引起淬火后残留奥氏体量多的合金元素,工艺为910℃渗碳后直接淬火,渗碳保温时间较长,碳的质量分数较高,碳及合金元素大量地溶入了奥氏体中,增加了奥氏体的稳定性,降低了Ms点。根据经验公式:Ms(℃)=520-320C-45Mn-30Cr-20(Ni+Mo)-5(Cu+Si),可估算出该材料渗碳前后的Ms点:

  由上面估算可以看出,该材料渗碳前后Ms点相差较大,渗碳后约为133℃,Ms点较低,而Ms点越低,淬火钢中的残留奥氏体量越多。在200℃回火时,由于碳化物形成元素Cr、Mo与碳有较强的亲和力,使碳在α相中扩散减慢,减缓了碳化物的析出和长大,显著地阻碍和延缓了淬火马氏体的分解,提高了钢的回火稳定性;而淬火马氏体发生分解时会析出ε碳化物,比容减小,残留奥氏体受到来自马氏体的压应力减小,加之残留奥氏体本身是不稳定的组织,在回火过程中残留奥氏体会缓慢发生分解,渗碳淬火后表层的残留奥氏体量经回火而减少,但由于该材料合金元素含量较高,渗碳淬火后本身残留奥氏体量较多,而回火温度只有200℃,时间也只有4h,较多的残留奥氏体来不及转变,回火后由于应力松弛(低温回火可降低约30%的残余应力),在回火过程中未转变的残留奥氏体在回火后的冷却及室温放置过程中开始向马氏体缓慢发生转变,形成二次淬火马氏体,并且经过磨削加工后,仍未发生转变的残留奥氏体由磨削应力诱发加快了马氏体转变,同样形成二次淬火马氏体,由于表层含碳量高,这种二次淬火马氏体实为高碳马氏体,高碳马氏体亚结构为大量孪晶,易产生显微裂纹,强度很低,应力很大,而本身也不易发生塑性变形来松弛这种应力,又未经再次回火转变成回火马氏体和消除应力,所以在室温放置过程中随着残留奥氏体的逐渐转变,应力逐渐增大,当该应力与其他内应力叠加超过材料的脆断抗力时就发生了开裂。

  由此可见,图2所示的白色组织实为残留奥氏体转变成的二次淬火马氏体与残留奥氏体的混合组织,我们从显微硬度上可以证明这一点,因该区域白色组织部分硬度高达HV723,明显是二次淬火马氏体组织。

  17Cr2Ni2Mo材料在锻件入厂验收时,检查出晶粒粗大和混晶,经正火、高温回火后取样检测仍有局部混晶和晶粒粗大不均匀现象。这些粗大组织将被“遗传”,使得渗碳淬火后马氏体组织粗大,脆性增大,同时由于粗大的原始组织引起渗碳淬火后组织的不均匀性增大,内应力增大,这些因素都容易导致工件开裂。

  图4 锻坯正火后的金相组织:铁素体+珠光体+少量粒状贝氏体,局部混晶 500×

  综上所述,主传动主动齿轮轴纵向开裂的主要原因是热处理工艺不恰当,淬火后残留奥氏体量过多,回火时间不足,致使过量的残留奥氏体未充分发生转变,在回火后的冷却过程中及机加磨削过程中由磨削应力诱发逐渐转变成二次淬火马氏体,这种二次淬火马氏体未经再次回火进行应力释放,内应力较大;锻坯组织不良,存在粗大组织,使渗碳淬火后内应力增大;零件截面不均匀,本身内应力较大;以上三种应力叠加超过材料的脆断抗力就导致了主传动主动齿轮轴发生纵向开裂,这也可以解释为什么相同材料、相同工艺加工、形状对称的主传动被动齿轮未发生裂纹,而只有3%左右的主传动主动齿轮轴产生裂纹。工艺改进

  该零件材料中同时含有较高的Cr、Ni、Mo元素,而Cr、Mo为中强碳化物形成元素,除推迟特殊碳化物的形核和长大外,还由于其提高铁的γ→α相变的自扩散激活能,使铁的自扩散困难。Cr还会使新、旧自由能差降低,阻碍γ→α的转变;而Ni是开启γ相区并稳定γ相区的元素,提高γ→α相转变时的形核功,降低转变温度范围,强烈推迟珠光体的转变,从而发生贝氏体转变,导致正火后出现混晶组织。为此全部采用等温正火工艺,正火加热温度(930±10)℃、等温温度(670±10)℃,等温正火后的金相组织如图5所示。

  实践表明:Ms点越低,淬火钢中的残留奥氏体量越多,因此,凡使Ms点降低的元素均使淬火钢中的残留奥氏体增加。为减少渗碳淬火后残留奥氏体量,必须减少过冷奥氏体的稳定性,使Ms点升高。为此采用渗碳后缓冷,然后再加热淬火的工艺。渗碳后缓冷由表及里金相组织:过共析层珠光体+碳化物,共析层为珠光体,过渡区为珠光体+铁素体,这些组织在随后的淬火加热过程中由于加热温度低、保温时间短,不能再完全溶入奥氏体中,降低下一次淬火加热时奥氏体中碳及合金元素的含量,提高Ms点和Mf点,从而减少淬火后残留奥氏体量。

  经过分析比较,结合公司现有的生产设备(爱协林多用箱式炉) ,确定采用“渗碳+中间冷却+保温淬火”的工艺,即渗碳后缓冷,然后再加热淬火的工艺。渗碳时采用“恒温变碳势”方法进行,在同一温度下进行强渗和扩散,即强渗期采用较高碳势(碳势控制在1.2%),使齿轮表面强烈增碳,造成从齿面到心部较高的碳浓度梯度,而扩散期碳势控制在0.85%左右,此时炉内碳势低于齿轮表层碳浓度,齿轮表面碳原子一部分在较高浓度梯度作用下由表向里扩散,另一部分则离开表层进入气体介质中,扩散期使得渗层深度增加,表层碳浓度降低,浓度梯度下降,梯度趋于平缓。强渗期与扩散期的时间长短依据所要求的硬化层深度来控制,待渗层达到工艺要求的中下限后降温,温度降到880℃后自动拉到前室开启风扇气冷1h,然后再送入后室加热淬火,淬火油温设定为80℃。工艺曲线所示。

  为验证回火时间与次数对金相组织的影响,按此工艺渗碳缓冷后加热淬火、回火4h后破试零件检查金相组织如图7所示。

  组织不理想,残留奥氏体量仍然偏多,由于该材料含有碳化物形成元素Cr、Mo,具有更高的回火稳定性,前面已估算出该材料渗碳淬火后的Ms点,约133℃,当回火温度在Ms以上时,残留奥氏体会发生分解,为加快分解速度,将该炉零件再次用210℃回火4H,回火后残留奥氏体量明显减少,如图8所示。

  图8 210℃再次回火后的金相组织:碳化物2级、马氏体及残留奥氏体3~4级400×

  为验证工艺的稳定性,按相同工艺加工了第二炉产品,二次回火后金相组织仍然较差工,为此进行了三次回火,其金相检测结果如图9所示。

  由以上金相图片可以看出,该零件回火稳定性非常高,需要2~3次回火才能将残留奥氏体量控制到较低的水平。热处理工艺从渗碳后直接淬火改为“渗碳后缓冷,然后再加热淬火”,并200℃保温4H三次回火后,金相组织较好,工艺改进取得较好效果,但意外的是试制的第一炉产品(二次回火)在磨削后放置3天后又发现1件裂纹,裂纹部位、形状与前面发现的相同,经对裂纹件取样分析,金相组织为C3,A+M4级,为此我们再次对工艺进行了改进。

  为尽可能地减少残留奥氏体量,决定采取“渗碳+高温回火+加热淬火+两次回火“的工艺方案,渗碳后高温回火的目的是为了使渗碳层中的高碳高合金度的马氏体和残留奥氏体发生分解,析出合金碳化物,并发生向特殊碳化物转化,这些特殊碳化物在随后的淬火加热过程中由于加热时间较短,不能再充分完全地溶入奥氏体,因而降低了奥氏体中碳和合金元素的含量,使Ms点升高,以减少淬火后残留奥氏体量。其工艺曲线所示。

  金相组织非常好,但由于三次加热,零件变形较大,而公司所生产的主传动齿轮副未采取磨齿工艺,零件变形后完全不能满足产品图要求,该批零件全部报废,该工艺方案被彻底否决。

  由于该材料同时含有较高的Cr、Ni、Mo元素,它们增加了淬火后残留奥氏体量,且渗碳温度越高,碳及合金元素溶入奥氏体就越多,奥氏体就越稳定,淬火后残留奥氏体越多;碳浓度越高,溶入奥氏体中的碳量就会相应增加,而碳是最强烈降低钢的Ms点温度的元素,综合作用将使淬火后残留奥氏体量增加更多,根据这些理论,适当降低渗碳温度及碳势,延长回火时间,来解决残留奥氏体量多的问题。据资料介绍,17Cr2Ni2Mo的最佳渗层淬透性对应的含碳量范围在0.75%~0.85%之间,为此将渗碳温度由920℃降低到910℃,强渗阶段的碳势由1.2%降低到1.15%,扩散及淬火阶段的碳势由0.85%降低到0.80%,适当延长扩散时间。由前面的估算可以得出该材料渗碳前Ms为350℃,渗碳后Ms为133℃,也就是说渗碳层高碳马氏体转变开始温度为133℃左右,淬火冷却到表面(130~350)℃时,心部低碳部位已进行了马氏体转变,心部马氏体充分转变,形成坚硬的马氏体后,表面开始马氏体转变,而表面马氏体转变引起的体积膨胀会造成表面强大的压应力,提高齿轮轴的表面硬度,也可减少组织应力和热应力,从而减少零件变形。

  由于该材料Cr、Ni、Mo含量较高,碳化物形成元素Cr、Mo元素阻碍了碳的扩散,使马氏体分解减慢,提高了钢的回火抗力,根据前面的试验已经可以看出,该材料回火稳定性非常高,适当提高回火温度可加速残留奥氏体的分解,减少最终残留奥氏体量,为此将回火温度提高到(210±10)℃,回火时间延长到24h,只进行一次回火,不再反复回火3次,降低操作者劳动强度。改进后的工艺曲线所示。

  按此工艺连续加工了5炉产品,残留奥氏体均控制到了3级以内,且变形稳定,主传动齿轮副着色良好,跟踪了两个月,无一裂纹产生。根据这一原理将前期已加工的主传动主被动齿轮全部返回重新按(210±10)℃全部补充回火24h,回火后打上标识,全部磁粉无损探伤检查,未发现裂纹。又对其几何尺寸全部进行了复检,发现大部分主传动主动齿轮轴外圆尺寸涨大0.03~0.05mm,主要是由于残留奥氏体转变成了回火马氏体,而马氏体比容大于残留奥氏体所致,对其全部进行了修磨,并对其全部跟踪半年以上,未再发现裂纹。

  (1)17Cr2Ni2Mo材料渗碳淬火后主传动主动齿轮轴发生纵向开裂的主要原因是由于残留奥氏体量过多,回火时间偏短,致使过量的残留奥氏体未充分发生转变,在室温放置过程中慢慢转变成二次淬火马氏体,该二次淬火马氏体应力较大,与其它应力叠加超过材料脆断抗力所致。

  (2)通过采用“910℃渗碳后缓冷、830℃加热淬火、碳势降低到0.8%、210℃回火24h ”的工艺方案,在有效控制最终残留奥氏体量的同时满足零件畸变要求。

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