孫炳超,楊如生,夏 勇,陳立奇

(1.上海鑫瑞爐業(yè)有限公司，上海 201417； 2.蘇州豐東熱處理技術(shù)有限公司，江蘇 太倉 210100； 3.江蘇理研科技有限公司，江蘇 大豐 224100)

碳化物彌散強(qiáng)化滲碳(Carbide Dispersion Carburizing)的金相組織為在馬氏體基體上分布密集、細(xì)小、彌散的碳化物，可提高零件的耐磨性、接觸疲勞強(qiáng)度、扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度和抗回火性等機(jī)械性能。目前對(duì)碳化物彌散強(qiáng)化滲碳的研究和報(bào)道很多[1-14]。如果齒輪能獲得馬氏體和密集、細(xì)小、彌散分布的碳化物顆粒，則該齒輪的耐磨性、接觸疲勞強(qiáng)度等將會(huì)大幅度提高，這對(duì)于提高齒輪的壽命有重要意義。20CrMnTi鋼是我國應(yīng)用最為廣泛的齒輪鋼，本文以20CrMnTi鋼為研究對(duì)象，研究其彌散碳化物顆粒的形成規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為φ25 mm×150 mm的20CrMnTi圓鋼，其化學(xué)成份符合標(biāo)準(zhǔn)要求。采用金相切割機(jī)切取厚度6 mm的試樣4片。

試驗(yàn)設(shè)備為Ipsen TQF-10-ERM箱式滲碳爐，氣氛為丙烷+空氣的直生式氣氛(IPSEN稱為Supercarb)。使用氧探頭測量爐內(nèi)氧含量，換算成碳勢進(jìn)行控制(本文控制其氧勢毫伏值)。使用科潤KR468等溫分級(jí)淬火油冷卻，油溫100 ℃，中速攪拌。

1.2 試驗(yàn)方法

將其中1片20CrMnTi試樣直接進(jìn)行滲碳淬火、回火處理，熱處理工藝見圖1(a)。另外3片20CrMnTi試樣分別與淬硬層為0.5～0.7、1.1～1.4和1.5～2.0 mm的待處理產(chǎn)品一起生產(chǎn)，進(jìn)行預(yù)先滲碳淬火，獲得淬硬層深度分別約為0.6、1.25和1.75 mm。將淬硬層深1.25 mm的試樣沿直徑方向切割成兩個(gè)試樣，其中一件試樣不回火；另一件試樣與淬硬層深0.6 mm和1.75 mm試樣進(jìn)行600 ℃×4 h高溫回火。不回火試樣與高溫回火試樣再進(jìn)行滲碳淬火、回火處理，熱處理工藝圖見1(b)和表1。預(yù)先滲碳淬火工藝為普通滲碳淬火工藝，表面碳濃度控制在0.68% C～0.75% C。

(a)無預(yù)先滲碳淬火；(b)預(yù)先滲碳淬火圖1 滲碳淬火、回火工藝(a)no pre-carburizing and quenching;(b)pre-carburizing and quenchingFig.1 Carburizing, quenching and tempering process

表1 試樣熱處理工藝Table 1 The heat treatment process of sample

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 無預(yù)先滲碳淬火

眾所周知：鐵-碳相圖中的E-S線是碳在奧氏體中的最大溶解度線。E-S線的左側(cè)是單一的奧氏體區(qū)域，沒有碳化物，要使表面出現(xiàn)碳化物，必須使表面的含碳量大于在該溫度下的飽和溶解度，也就是要在E-S線的右側(cè)。為此，設(shè)計(jì)了圖1(a)所示的工藝，基本思路是在較低的溫度、飽和碳勢下長時(shí)間滲碳，沒有擴(kuò)散。由于滲碳時(shí)間長，表層的碳濃度幾乎達(dá)到設(shè)定碳勢或已經(jīng)達(dá)到該溫度下的飽和狀態(tài)，然后以約50 ℃/h的速度降低到淬火溫度。由于溫度低，鋼的飽和溶解度低，超過飽和溶解度部分的碳原子來不及向爐膛內(nèi)逸出，也來不及向內(nèi)部擴(kuò)散則會(huì)以碳化物的形式析出。

碳化物獲得示意圖見圖2。860 ℃滲碳10 h所得到的碳濃度梯度曲線如圖2(a)所示，命名為m。由于降溫至810 ℃淬火，810 ℃的飽和碳濃度線(水平線)如圖2(b)所示，命名為n。兩條曲線相交于k點(diǎn)。兩條曲線所包圍的面積就是工件內(nèi)碳原子超出飽和溶解度的部分，這部分工件表層的碳原子最終將以碳化物的形式析出，如圖2(c)中的陰影區(qū)域。k點(diǎn)與橫坐標(biāo)的交點(diǎn)h對(duì)應(yīng)了產(chǎn)生碳化物的大致區(qū)域深度。顯然陰影面積越大，則產(chǎn)生的碳化物區(qū)域越大。如果實(shí)際獲得的碳濃度梯度曲線始終在飽和溶解度線的下方，則在油冷之前(平衡狀態(tài)下)不能產(chǎn)生碳化物，如圖2(d)所示。本試驗(yàn)中20CrMnTi試樣的碳化物在810 ℃保溫階段就產(chǎn)生了。

1#試樣的金相組織如圖3所示。從圖3可以看出：碳化物區(qū)域深度為163 μm，最大的單個(gè)碳化物長度為13 μm。碳化物整體呈顆粒狀，但碳化物的密度不高，而且由于淬火溫度較低、使用100 ℃的等溫淬火油冷速較慢，心部已出現(xiàn)鐵素體。如果提高淬火溫度，則圖2(b)中的n線提高，m線與n線所包圍的陰影面積將減少，碳化物將更少。因此該工藝只適用于對(duì)心部要求不高，載荷較輕，但對(duì)零件熱處理畸變要求嚴(yán)格且只能一次油冷淬火的齒輪。

圖2 碳化物獲得示意圖Fig.2 Schematic diagram of carbide acquisition

圖3 直接滲碳淬火產(chǎn)生的碳化物Fig.3 Carbides produced by directly carburizing and quenching

2.2 預(yù)先滲碳淬火

前已述及，提高n線將會(huì)使碳化物減少，是不可行的。那么提高m線可以增加兩條曲線所包圍的面積，進(jìn)而能增大碳化物的數(shù)量，是否可行呢？文獻(xiàn)[15]明確指出：對(duì)于20CrMnTi鋼在830～860 ℃可以得到顆粒狀碳化物。另外，溫度高則Cr原子有足夠的能量向晶界富集，容易形成網(wǎng)狀碳化物；溫度低則由于Cr原子半徑大不容易向晶界富集，有利于在晶內(nèi)形核，而彌散碳化物就是要在晶界和晶內(nèi)均勻分布。因此，對(duì)20CrMnTi 鋼而言，溫度高不容易形成理想的碳化物。文獻(xiàn)[16]指出：溫度越低，碳化物的極限值也將越高。就是說，溫度低可以獲得更多的碳化物。因此，為獲得理想且較多的碳化物數(shù)量，本文采用860 ℃滲碳、830 ℃淬火工藝，如圖1(b)所示。

預(yù)先滲碳淬火的20CrMnTi試樣在滲碳淬火、回火后金相組織如圖4所示。2#試樣的碳化物區(qū)域深度約245 μm，單個(gè)碳化物長度為6.2 μm；3#試樣的碳化物區(qū)域深度達(dá)到325 μm，單個(gè)碳化物長度為14.8 μm。在淬硬層相同情況下，高溫回火能使碳化物區(qū)域深度增加，同時(shí)單個(gè)碳化物長度也增加，碳化物的密度也增加。4#試樣的碳化物區(qū)域深度為192.7μm，5#試樣的碳化物區(qū)域深度為443 μm。在相同條件下，隨淬硬層深度增加，碳化物區(qū)域深度增加，而碳化物密度和彌散度相差不大。除此之外，由表及里，2#～4#試樣的碳化物密度均呈逐漸下降趨勢。

(a) 2#試樣；(b) 3#試樣；(c) 4#試樣；(d)5#試樣圖4 預(yù)先滲碳淬火試樣的金相組織(a)2# sample ；(b)3# sample；(c)4# sample；(d)5# sampleFig.4 Microstructure of pre-carburizing and quenching samples

3 結(jié)論

1)20CrMnTi鋼采用直接滲碳淬火，能夠形成彌散的碳化物層，碳化物區(qū)域深度約為163 μm，單個(gè)碳化物長度為13 μm，但碳化物密度較小。

2)20CrMnTi鋼采用預(yù)先滲碳淬火+高溫回火工藝，會(huì)使碳化物區(qū)域深度、單個(gè)碳化物長度和碳化物密度增加。

3)20CrMnTi鋼采用預(yù)先滲碳淬火+高溫回火工藝，隨淬硬層深度增加，碳化物區(qū)域深度增加，但碳化物彌散度和碳化物密度相差不大。由表及里，碳化物密度呈逐漸降低趨勢。