20CrMnTi钢弥散碳化物的获得

孙炳超,杨如生,夏 勇,陈立奇

(1.上海鑫瑞炉业有限公司，上海 201417； 2.苏州丰东热处理技术有限公司，江苏 太仓 210100； 3.江苏理研科技有限公司，江苏 大丰 224100)

碳化物弥散强化渗碳(Carbide Dispersion Carburizing)的金相组织为在马氏体基体上分布密集、细小、弥散的碳化物，可提高零件的耐磨性、接触疲劳强度、扭转疲劳强度和抗回火性等机械性能。目前对碳化物弥散强化渗碳的研究和报道很多[1-14]。如果齿轮能获得马氏体和密集、细小、弥散分布的碳化物颗粒，则该齿轮的耐磨性、接触疲劳强度等将会大幅度提高，这对于提高齿轮的寿命有重要意义。20CrMnTi钢是我国应用最为广泛的齿轮钢，本文以20CrMnTi钢为研究对象，研究其弥散碳化物颗粒的形成规律。

1 试验材料和方法

1.1 试验材料

试验材料为φ25 mm×150 mm的20CrMnTi圆钢，其化学成份符合标准要求。采用金相切割机切取厚度6 mm的试样4片。

试验设备为Ipsen TQF-10-ERM箱式渗碳炉，气氛为丙烷+空气的直生式气氛(IPSEN称为Supercarb)。使用氧探头测量炉内氧含量，换算成碳势进行控制(本文控制其氧势毫伏值)。使用科润KR468等温分级淬火油冷却，油温100 ℃，中速搅拌。

1.2 试验方法

将其中1片20CrMnTi试样直接进行渗碳淬火、回火处理，热处理工艺见图1(a)。另外3片20CrMnTi试样分别与淬硬层为0.5～0.7、1.1～1.4和1.5～2.0 mm的待处理产品一起生产，进行预先渗碳淬火，获得淬硬层深度分别约为0.6、1.25和1.75 mm。将淬硬层深1.25 mm的试样沿直径方向切割成两个试样，其中一件试样不回火；另一件试样与淬硬层深0.6 mm和1.75 mm试样进行600 ℃×4 h高温回火。不回火试样与高温回火试样再进行渗碳淬火、回火处理，热处理工艺图见1(b)和表1。预先渗碳淬火工艺为普通渗碳淬火工艺，表面碳浓度控制在0.68% C～0.75% C。

(a)无预先渗碳淬火；(b)预先渗碳淬火图1 渗碳淬火、回火工艺(a)no pre-carburizing and quenching;(b)pre-carburizing and quenchingFig.1 Carburizing, quenching and tempering process

表1 试样热处理工艺Table 1 The heat treatment process of sample

2 试验结果及讨论

2.1 无预先渗碳淬火

众所周知：铁-碳相图中的E-S线是碳在奥氏体中的最大溶解度线。E-S线的左侧是单一的奥氏体区域，没有碳化物，要使表面出现碳化物，必须使表面的含碳量大于在该温度下的饱和溶解度，也就是要在E-S线的右侧。为此，设计了图1(a)所示的工艺，基本思路是在较低的温度、饱和碳势下长时间渗碳，没有扩散。由于渗碳时间长，表层的碳浓度几乎达到设定碳势或已经达到该温度下的饱和状态，然后以约50 ℃/h的速度降低到淬火温度。由于温度低，钢的饱和溶解度低，超过饱和溶解度部分的碳原子来不及向炉膛内逸出，也来不及向内部扩散则会以碳化物的形式析出。

碳化物获得示意图见图2。860 ℃渗碳10 h所得到的碳浓度梯度曲线如图2(a)所示，命名为m。由于降温至810 ℃淬火，810 ℃的饱和碳浓度线(水平线)如图2(b)所示，命名为n。两条曲线相交于k点。两条曲线所包围的面积就是工件内碳原子超出饱和溶解度的部分，这部分工件表层的碳原子最终将以碳化物的形式析出，如图2(c)中的阴影区域。k点与横坐标的交点h对应了产生碳化物的大致区域深度。显然阴影面积越大，则产生的碳化物区域越大。如果实际获得的碳浓度梯度曲线始终在饱和溶解度线的下方，则在油冷之前(平衡状态下)不能产生碳化物，如图2(d)所示。本试验中20CrMnTi试样的碳化物在810 ℃保温阶段就产生了。

1#试样的金相组织如图3所示。从图3可以看出：碳化物区域深度为163 μm，最大的单个碳化物长度为13 μm。碳化物整体呈颗粒状，但碳化物的密度不高，而且由于淬火温度较低、使用100 ℃的等温淬火油冷速较慢，心部已出现铁素体。如果提高淬火温度，则图2(b)中的n线提高，m线与n线所包围的阴影面积将减少，碳化物将更少。因此该工艺只适用于对心部要求不高，载荷较轻，但对零件热处理畸变要求严格且只能一次油冷淬火的齿轮。

图2 碳化物获得示意图Fig.2 Schematic diagram of carbide acquisition

图3 直接渗碳淬火产生的碳化物Fig.3 Carbides produced by directly carburizing and quenching

2.2 预先渗碳淬火

前已述及，提高n线将会使碳化物减少，是不可行的。那么提高m线可以增加两条曲线所包围的面积，进而能增大碳化物的数量，是否可行呢？文献[15]明确指出：对于20CrMnTi钢在830～860 ℃可以得到颗粒状碳化物。另外，温度高则Cr原子有足够的能量向晶界富集，容易形成网状碳化物；温度低则由于Cr原子半径大不容易向晶界富集，有利于在晶内形核，而弥散碳化物就是要在晶界和晶内均匀分布。因此，对20CrMnTi 钢而言，温度高不容易形成理想的碳化物。文献[16]指出：温度越低，碳化物的极限值也将越高。就是说，温度低可以获得更多的碳化物。因此，为获得理想且较多的碳化物数量，本文采用860 ℃渗碳、830 ℃淬火工艺，如图1(b)所示。

预先渗碳淬火的20CrMnTi试样在渗碳淬火、回火后金相组织如图4所示。2#试样的碳化物区域深度约245 μm，单个碳化物长度为6.2 μm；3#试样的碳化物区域深度达到325 μm，单个碳化物长度为14.8 μm。在淬硬层相同情况下，高温回火能使碳化物区域深度增加，同时单个碳化物长度也增加，碳化物的密度也增加。4#试样的碳化物区域深度为192.7μm，5#试样的碳化物区域深度为443 μm。在相同条件下，随淬硬层深度增加，碳化物区域深度增加，而碳化物密度和弥散度相差不大。除此之外，由表及里，2#～4#试样的碳化物密度均呈逐渐下降趋势。

(a) 2#试样；(b) 3#试样；(c) 4#试样；(d)5#试样图4 预先渗碳淬火试样的金相组织(a)2# sample ；(b)3# sample；(c)4# sample；(d)5# sampleFig.4 Microstructure of pre-carburizing and quenching samples

3 结论

1)20CrMnTi钢采用直接渗碳淬火，能够形成弥散的碳化物层，碳化物区域深度约为163 μm，单个碳化物长度为13 μm，但碳化物密度较小。

2)20CrMnTi钢采用预先渗碳淬火+高温回火工艺，会使碳化物区域深度、单个碳化物长度和碳化物密度增加。

3)20CrMnTi钢采用预先渗碳淬火+高温回火工艺，随淬硬层深度增加，碳化物区域深度增加，但碳化物弥散度和碳化物密度相差不大。由表及里，碳化物密度呈逐渐降低趋势。