采用金相顯微鏡和維氏硬度計對 20CrMnTi 鋼齒輪發(fā)白部位進行金相組織觀察和硬度測試，分析齒輪經(jīng)真空低壓滲碳熱處理后產(chǎn)生表面局部發(fā)白現(xiàn)象的原因，并提出解決方案。結(jié)果表明發(fā)白部位存在大量殘余奧氏體，齒面殘余奧氏體深度范圍為 45 ～ 170 μm，且齒面存在大尺寸碳化物。距表面 0. 05 mm 處硬度只有 505 HV₁，遠低于技術(shù)要求的 660 ～ 750 HV₁。通過對設(shè)備及工藝過程檢查，發(fā)現(xiàn)齒輪表面殘余奧氏體超標是由乙炔泄漏進入轉(zhuǎn)移通道內(nèi)造成工件在淬火轉(zhuǎn)移過程中表面二次滲碳導致的。

　　由于低壓真空滲碳和高壓氣淬熱處理在滲碳精度、無晶間氧化和控制零件變形方面較傳統(tǒng)氣氛滲碳更具優(yōu)勢，使其在汽車零部件制造、機械及航空航天零部件制造領(lǐng)域得到廣泛應用。新能源汽車傳動系統(tǒng)轉(zhuǎn)速相比于傳統(tǒng)燃油汽車大幅提高，已高達上萬轉(zhuǎn)。因此，對新能源汽車用齒輪和軸承等關(guān)鍵零部件的精度及可靠性也提出了更高的要求。某進口多加熱室自動化真空低壓滲碳生產(chǎn)線主要用于工廠內(nèi)部新能源汽車精密齒輪的滲碳熱處理生產(chǎn)。其附帶的 Infracarb 工藝模擬系統(tǒng)可以根據(jù)所處理工件的材質(zhì)和有效硬化層深度要求進行模擬強滲和擴散脈沖數(shù)目及時長?；谏a(chǎn)工件所用材質(zhì)淬透性和淬火工藝的不同，有效硬化層深度檢測結(jié)果與模擬值差異在 5% 以內(nèi)。

　　一、熱處理生產(chǎn)及檢測

　　化學成分：齒輪工件所用材料為 20CrMnTiH 鋼，其化學成分見表 1。

　　熱處理技術(shù)要求：20CrMnTiH 鋼齒輪真空低壓滲碳熱處理技術(shù)要求見表 2。

　　真空低壓滲碳 + 高壓氣淬熱處理工藝：

　　采用真空低壓滲碳和高壓氣淬對 20CrMnTiH 鋼齒輪進行熱處理。其中低壓滲碳包含多脈沖強滲 (通入高純乙炔) 和擴散(平衡氣體高純氮氣) 。圖 1 為真空低壓滲碳熱處理工藝示意圖。

圖 1 真空低壓滲碳熱處理工藝示意圖

　　20CrMnTiH 鋼齒輪滲碳結(jié)束后進行 15 ～ 20 bar 的高壓淬火處理。根據(jù)工件的不同大小和結(jié)構(gòu)，通過調(diào)節(jié)風機轉(zhuǎn)速和淬火壓力來實現(xiàn)淬火強度的改變。近期生產(chǎn)中發(fā)現(xiàn)熱處理后工件存在表面局部發(fā)白現(xiàn)象。每爐發(fā)白工件都集中在工裝兩端，有一定規(guī)律性。通常工件經(jīng)真空滲碳、高壓氣體淬火和低溫回火后表面為淡黃色。為找出工件發(fā)白的原因，保證工件質(zhì)量，對其發(fā)白部位進行金相組織觀察和硬度檢測。

　　硬度檢測：圖 2 為 20CrMnTiH 齒輪工件熱處理后抽檢的表層硬度分布曲線。其中 1#工件淬火溫度為 950 ℃，2#工件為淬火溫度為 870 ℃。

　　由圖 2 可知，表面顏色正常的齒輪工件，其硬度隨距表面距離的增加而逐漸降低，并且硬度降低速度 < 40 HV1 /0.1 mm，距離表面 0.05 mm 處的硬度為 710.5 HV1，轉(zhuǎn)換為洛氏硬度為 60.2 HRC，符合技術(shù)要求。由 1#工件的硬度曲線可知，在距表面不大于 0.2 mm 時，硬度值在 505～640 HV1 之間，遠低于技術(shù)要求值 660～750 HV1 ; 距表面大于 0.2 mm 時，硬度分布與表面顏色正常工件硬度分布趨勢很接近。由此可見，發(fā)白部位硬度低于正常值只存在于近表層很淺的區(qū)域內(nèi)，即所謂的低頭現(xiàn)象。由 2#工件的硬度曲線可以看出，在距離表面不大于 0.1 mm 時，硬度出現(xiàn)低頭現(xiàn)象; 距離表面大于 0.1 mm 時，硬度分布表現(xiàn)出正常的硬度梯度。

　　顯微組織分析：采用蔡司 Axio Vert.A1 光學顯微鏡對熱處理后 20CrMnTiH 齒輪進行金相組織觀察，表面顏色正常工件的組織為少量殘余奧氏體和回火馬氏體，如圖 3 所示，按標準 GB /T 25744 評級為 1 級，符合技術(shù)要求。

　　圖 4 為 870 ℃淬火處理后 20CrMnTiH 齒輪工件發(fā)白部位的金相組織。由圖 4(a) 可知，表層發(fā)白的組織與內(nèi)層有明顯的分界線，殘余奧氏體層深約為 46 μm; 由圖 4 (b) 可知，白層為粗大殘余奧氏體組織，按標準評級達 6 級以上，嚴重超差。

　　圖 5 為 950 ℃淬火后 20CrMnTiH 齒輪工件發(fā)白部位的金相組織。由圖 5(a) 可知，表層發(fā)白組織與內(nèi)層有明顯的分界線，層深約為 179 μm，較 870 ℃ 淬火工件表面白層深得多。由此可見，高溫下真空滲碳工件吸收活性碳原子能力遠高于低溫，這也是滿足同等硬化層深度要求下高溫真空低壓滲碳時間較短的主要原因。由圖 5(b) 可知，齒輪工件表面白層為粗大殘余奧氏體組織，且表面存在大尺寸碳化物，按標準評級達 6 級以上，嚴重超差。

　　眾所周知，殘余奧氏體數(shù)量的多少能夠反映出材料硬度的高低，而金相檢測殘余奧氏體層深度分布與圖 2 所示硬度曲線正好吻合。由此可見，工件發(fā)白部位表面硬度低主要是表層殘余奧氏體量過多造成的。通常單相奧氏體耐腐蝕性能高于回火馬氏體，工件表層由于大量殘余奧氏體的存在，導致這些區(qū)域的耐腐蝕性和抗氧化性高于金相組織正常的區(qū)域，從而使這些區(qū)域在回火后出現(xiàn)發(fā)白現(xiàn)象。

　　二、生產(chǎn)過程異常分析與討論

　　通過多爐次觀察 20CrMnTiH 齒輪工件發(fā)白位置，發(fā)現(xiàn)工件發(fā)白部位朝向工裝外側(cè)。齒輪的齒頂角和齒面殘余奧氏體量過多是飽和碳濃度過高造成的。為找出造成工裝兩端產(chǎn)品出現(xiàn)齒面局部碳濃度過高的原因，我們分析相關(guān)爐次的工藝參數(shù)及滲碳淬火過程記錄曲線均未發(fā)現(xiàn)異常。推測可能是設(shè)備原因?qū)е庐a(chǎn)品局部發(fā)白。工件進出加熱室由轉(zhuǎn)運通道內(nèi)的轉(zhuǎn)運料車來完成，料車上安裝一個兩端敞開的隔熱屏。滲碳工藝結(jié)束后，內(nèi)部轉(zhuǎn)運料車自動開啟移動到相應的加熱室將工件搬出，隨后轉(zhuǎn)運至氣淬室。因各加熱室到氣淬室距離不同，轉(zhuǎn)運時間需要 9 ～ 12 s。對加熱室內(nèi)膽與加熱室水冷壁之間的乙炔工藝管道進行檢漏，發(fā)現(xiàn)多處漏氣點。當多個加熱室工作時，乙炔進入加熱室之前會通過漏點進入轉(zhuǎn)運通道。由于通道內(nèi)壓力和溫度均低于加熱室，因此泄漏的乙炔會積存在通道里。

　　由于通道內(nèi)積存有乙炔，在出爐后轉(zhuǎn)運至氣淬室過程中工裝兩端的工件最先和通道內(nèi)積存的乙炔接觸，高溫工件在轉(zhuǎn)運過程中表面會吸附乙炔分解出的活性碳原子，在短時間內(nèi)形成二次強滲碳。因物料進入氣淬室后 6 s 以內(nèi)開始高壓氣淬，導致表面因二次滲碳吸收的大量碳原子來不及擴散而僅固溶于表層很淺的區(qū)域內(nèi)。同時由于淬火溫度高，淬火后表層高度飽和的碳使表層產(chǎn)生大量殘余奧氏體，這也是造成圖 4 和圖 5 中顯示的殘余奧氏體層與次表層正常組織有明顯的分界線，而不是隨深度的增加組織呈現(xiàn)出漸變趨勢的原因。

　　工件表層存在大量殘余奧氏體導致齒面硬度降低和齒輪接觸疲勞強度降低。齒面產(chǎn)生大量殘余奧氏體，在磨齒過程中殘余奧氏體在砂輪磨削熱和磨削力作用下發(fā)生轉(zhuǎn)變，導致齒面產(chǎn)生磨削裂紋造成重大質(zhì)量風險。因此，為保證產(chǎn)品質(zhì)量，避免乙炔通過管道泄漏進入轉(zhuǎn)運通道尤為必要。通過修復乙炔漏氣點，經(jīng)過多爐次生產(chǎn)觀察，未發(fā)現(xiàn)發(fā)白現(xiàn)象。對工裝兩端工件進行金相組織觀察和硬度檢驗跟蹤亦未發(fā)現(xiàn)異常，保證了產(chǎn)品質(zhì)量，降低報廢率，為企業(yè)創(chuàng)造良好的經(jīng)濟效益。

　　三、結(jié)論與建議

　　二次滲碳淬火后 20CrMnTiH 齒輪工件表面產(chǎn)生大量殘余奧氏體是導致其局部發(fā)白和表面硬度偏低的主要原因。

　　通過對設(shè)備乙炔管道接口檢漏和修復改善，避免了較多的乙炔泄漏進入轉(zhuǎn)運通道，解決了工件淬火后表面殘余奧氏體超標的問題。

　　參考文獻略.