王 妍，王 磊，姚 栓，馬 錄

(陜西法士特齒輪有限責(zé)任公司，陜西 西安 710119)

齒輪是傳動系統(tǒng)中的關(guān)鍵零件，由于其服役環(huán)境的特殊性，承受交變載荷，極易發(fā)生表面疲勞點(diǎn)蝕、齒面塑性變形等失效。目前，工業(yè)生產(chǎn)中常采用滲碳淬火對齒輪表面進(jìn)行強(qiáng)化，以提高其服役壽命。齒輪表面硬化層深及心部硬度是齒輪表面強(qiáng)化效果的關(guān)鍵指標(biāo)，其受多種因素的影響[1-2]。GB 9450—2005規(guī)定，滲碳淬火硬化層深檢測的硬度界限值為550 HV[3]。心部硬度各單位根據(jù)所產(chǎn)零件特點(diǎn)略有不同。

某型號輸出軸見圖1，8625H材料化學(xué)成分如表1所示[4]。此軸總長度322 mm，軸頭齒法向模數(shù)為2.3 mm，齒外徑為92 mm，軸身直徑為φ43 mm。輸出軸滲碳淬火后對齒部、φ48 mm長度46 mm的軸頸部位進(jìn)行磨削，粗糙度要求均為Ra=0.8 μm。該軸齒部1/2齒高處硬化層深要求為0.68～1.15 mm，磨削部位硬化層深要求≥0.64 mm，心部硬度要求為33～46 HRC。生產(chǎn)中存在心部硬度容易超上差，而軸頸處硬化層深不足的問題。硬化層深及齒部心部硬度檢測位置如圖2。本文對該輸出軸進(jìn)行試驗(yàn)，分析材料淬透性和淬火油流動狀態(tài)對硬化層深及心部硬度的影響。

圖1 輸出軸主要尺寸示意圖Fig.1 Diagrammatic drawing of main dimensions of the input shaft

表1 材料主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 The main chemical composition of materials(mass fraction,%)

圖2 心部硬度及硬化層深測量位置Fig.2 The measuring positions of core hardness and hardening depth

實(shí)驗(yàn)使用愛協(xié)林STKEs-56/56/75-6+2×15+8-950C多用爐進(jìn)行滲碳淬火，淬火油槽為7.5 m3，且具備兩個功率為60 W、攪拌速度在0～1400 rpm可變頻電機(jī)，淬火油為好富頓G油。本文通過控制淬火油攪拌電機(jī)的攪拌速度控制淬火油流動狀態(tài)。此外，所有滲碳淬火實(shí)驗(yàn)后均進(jìn)行180 ℃×3 h回火。

1 淬透性試驗(yàn)

材料淬透性檢測按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 225—1988要求，用正火態(tài)φ30 mm毛坯制成φ25 mm標(biāo)準(zhǔn)試樣進(jìn)行末端淬透性試驗(yàn)。不同材料淬透性測試結(jié)果如表2所示。

表2 不同材料的淬透性Table 2 Hardenability of different materials

將四種不同淬透性材料零件按淬透性由大到小排序編號為A、B、C和D，分別加工成零件，編號分別為1#、2#、3#和4#。將四個零件分別進(jìn)行滲碳淬火及回火熱處理，滲碳淬火及回火工藝參數(shù)均相同，淬火油槽攪拌電機(jī)攪拌速度為600 rpm。熱處理后分別取樣檢測心部硬度及硬化層深，其中硬化層深檢測位置包括齒部及φ48 mm磨削軸頸處，結(jié)果如表3所示。

從表3中可以發(fā)現(xiàn)齒輪心部硬度及齒部硬化層深均滿足技術(shù)要求，而φ48 mm軸頸處硬化層深不足，不滿足技術(shù)要求。

心部硬度及硬化層深隨材料淬透性(以J7.9處端淬值為橫坐標(biāo))變化規(guī)律如圖3所示。心部硬度隨材料淬透性增加而增加，而齒部和軸頸處硬化層深隨著材料淬透性增加變化不明顯。材料淬透性是指材料淬火時獲得淬火馬氏體的能力，即淬透性越高，零件淬火時越容易獲得淬火馬氏體[5]。心部硬度測量位置距表面約2.6 mm，根據(jù)零件結(jié)構(gòu)特點(diǎn)，齒部心部硬度測量點(diǎn)已遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過滲碳過程中碳元素所能擴(kuò)散的距離，該零件的心部硬度可以直接反映材料的淬透性。1#、2#、3#和4#試樣滲碳淬火后心部硬度逐漸降低，這是由于零件本身材料淬透性導(dǎo)致[6]。硬化層深一方面與滲碳過程中碳元素?cái)U(kuò)散深度有關(guān)，碳元素?cái)U(kuò)散越深，在淬火過程中，越容易獲得硬化層深；另一方面，硬化層深與零件淬火環(huán)境有關(guān)，淬火介質(zhì)冷卻能力越強(qiáng)，零件冷卻速度越容易超過奧氏體連續(xù)冷卻曲線的臨界冷卻速度，也就更容易獲得淬火馬氏體。本試驗(yàn)過程中滲碳工藝參數(shù)及淬火工藝參數(shù)均相同，因此齒部和軸頸處硬化層深均無明顯變化。且由表3可以看出，φ48 mm軸頸處硬化層深約是齒部硬化層深的1/2。相對于齒部，φ48 mm軸頸與淬火油接觸面積較小，冷卻速度較小，相同滲碳淬火工藝下，軸頸處所能獲得的硬化層深小很多。

表3 不同材料滲碳淬火后心部硬度及硬化層深Table 3 Core hardness and hardening depth of different materials after carburizing and quenching

(a)心部硬度；(b)硬化層深圖3 心部硬度及硬化層深隨淬透性變化曲線(a) core hardness；(b)hardening depthFig.3 The changing curves of core hardness and hardening depth with hardenability

2 提高滲碳強(qiáng)滲時間和溫度試驗(yàn)

選取材料A加工成零件進(jìn)行試驗(yàn)。

相比于1#零件滲碳淬火工藝(強(qiáng)滲時間150 min，強(qiáng)滲溫度900 ℃)，5#零件強(qiáng)滲時間提高30 min，即強(qiáng)滲時間為180 min、強(qiáng)滲溫度為900 ℃；6#零件強(qiáng)滲時間為150 min、強(qiáng)滲溫度為910 ℃。心部硬度及硬化層深檢測結(jié)果如表4所示。

可以看出，隨著強(qiáng)滲溫度的增大、強(qiáng)滲時間的增長，齒部硬化層深均得到顯著提高，而φ48 mm軸頸處硬化層深卻無明顯變化。強(qiáng)滲時間及強(qiáng)滲溫度的提高均有助于提高碳元素?cái)U(kuò)散深度，但化學(xué)滲碳層深的提高并不意味著硬化層深的提高[7]。當(dāng)淬火介質(zhì)烈度低或者零件本身結(jié)構(gòu)而使零件冷卻速度降低時，零件表面的高碳層淬火后無法徹底轉(zhuǎn)變成高硬度的高碳馬氏體，即反映為硬化層深不足。零件滲碳淬火硬化層深受多種因素的影響，φ48 mm軸頸處相對于齒部難以獲得高的冷卻速度，雖然提高了強(qiáng)滲溫度及強(qiáng)滲時間，但是結(jié)構(gòu)對冷卻速度的影響超過了碳元素?cái)U(kuò)散深度的影響，最終φ48 mm軸頸處硬化層深并未出現(xiàn)明顯變厚的現(xiàn)象。

3 淬火油狀態(tài)試驗(yàn)

為探究淬火油狀態(tài)對硬化層深及心部硬度的影響，將淬火油槽攪拌電機(jī)攪拌速度分別設(shè)置為200、400、800和1000 rpm，選擇材料A 加工零件，零件編號分別為7#、8#、9#、10#。最后檢測結(jié)果與1#試樣進(jìn)行對比如表5所示。

表5 不同攪拌速率下滲碳淬火后心部硬度及硬化層深Table 5 Core hardness and hardening depth at different stirring rates after carburizing and quenching

心部硬度隨淬火油電機(jī)攪拌速度的增加呈增大的趨勢，如圖4(a)所示；φ48 mm軸頸處和齒部硬化層深隨攪拌速度增加而增大，而在600～1000 rpm攪拌速度下齒部硬化層深變化不明顯，如圖4(b)所示。

(a)心部硬度；(b)硬化層深圖4 心部硬度及硬化層深隨淬火油攪拌速度變化曲線(a) core hardness；(b)hardening depthFig.4 The changing curves of core hardness and hardening depth with stirring rate of quenching oil

淬火油的冷卻曲線示意圖如圖5所示，可分為三個冷卻階段[9]：

圖5 淬火油冷卻曲線示意圖[8]Fig.5 The cooling curve of quenching oil[8]

第一階段為蒸汽膜階段，即沸騰階段，從淬入溫度到A特性溫度。在此階段，工件周圍形成蒸汽膜，冷卻緩慢，因?yàn)闊醾鬟f是通過蒸汽膜靠輻射和傳導(dǎo)進(jìn)行的。提高攪拌速度，能夠加快蒸汽膜的破壞，使零件盡快進(jìn)入沸騰冷卻階段。

第二個階段為沸騰階段，從A特性溫度到對流開始溫度B。蒸汽膜最終破裂，淬火油與零件接觸。在此階段冷卻效果最好，可以達(dá)到最大冷卻速度。生產(chǎn)中要求最大冷速要大于淬火零件材質(zhì)獲得馬氏體的最小臨界冷速。有資料表明提高淬火介質(zhì)流動性可提高淬火介質(zhì)的最大冷卻速度[10-11]。由于8625RH材料淬透性較高，該輸入軸齒部模數(shù)小，容易“淬透”，攪拌速率過大，會導(dǎo)致心部硬度超出技術(shù)要求。

第三個階段為對流階段，即無沸騰階段。從對流開始溫度B到冷卻結(jié)束。此階段是冷卻最慢的階段，主要依靠液體中熱傳導(dǎo)與對流熱傳遞。對于厚大零件，由于內(nèi)部熱量不易散出，零件表層冷到馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms后，淬火油的冷速減慢，則內(nèi)層的熱量傳出速率較慢，內(nèi)層獲得的冷速較?。畬?dǎo)致硬化層深較淺。提高攪拌速率可以有效提高淬火油對流熱傳遞，增大零件內(nèi)層熱量的散出，因此可以提高φ48mm軸頸處的硬化層深。

在淬火過程中，由于齒部本身結(jié)構(gòu)比φ48mm軸頸處更容易接觸淬火油，即更容易“淬透”，在較慢攪拌速度時已經(jīng)臨近“淬透”極限，因此，提高攪拌速度對齒部硬化層深提高影響不大。由于8625HR材料是一種淬透性相對較高的鋼種，該輸入軸齒部模數(shù)小，心部硬度容易超出技術(shù)要求，而軸頸處硬化層深卻難以提高。通過試驗(yàn)，調(diào)整工藝參數(shù)，最終確定使用600 rpm的攪拌速度，在保證零件心部硬度及齒部硬化層深前提下，獲得φ48 mm軸頸處硬化層深符合技術(shù)要求的零件。

4 結(jié)論

1)根據(jù)該軸結(jié)構(gòu)特點(diǎn)，經(jīng)過實(shí)驗(yàn)對比分析，可通過合理設(shè)置淬火油流動狀態(tài)，在保證零件心部硬度及齒部硬化層深前提下，獲得合格的φ48mm軸頸處硬化層深。

2)材料淬透性提高，可有效提高齒部心部硬度，硬化層深也有增大的趨勢。細(xì)小齒輪齒部滲碳淬火硬化層深相對于淬火油流動狀態(tài)，對強(qiáng)滲溫度及時間更敏感；而粗軸處由于本身難以實(shí)現(xiàn)較快的冷卻速度，對淬火油流動狀態(tài)更敏感。

3)表面光滑實(shí)心粗軸，由于軸本身結(jié)構(gòu)特點(diǎn)，相對齒部接觸淬火油面積小，淬火時熱量散失速率較小，導(dǎo)致難以"淬透"；通過提高淬火油對流速度，可增加零件光軸表面內(nèi)層散熱速率，最終提高硬化層深。