王元栋，桂伟民，何亮亮，李 阳，海侠女，张晓菊
(陕西法士特齿轮有限公司，陕西 西安 710119)
17CrNiMo6钢是齿轮传动系统中常用的渗碳淬火材料之一，由于其渗碳淬火后具有良好的综合性能，广泛用于制造风电、轨道交通等领域的齿轮[1-5]。经渗碳淬火+低温回火后，工件表层具有较高的硬度、耐磨性和接触疲劳强度，表面硬度可达58～63 HRC、心部硬度可达35～42 HRC，满足重载荷及冲击作用下对轴类零件的性能要求。因而，17CrNiMo6钢可作为变速器轴类零件材料使用。
随着变速器向大扭矩、轻量化和高功率密度方向发展，亟需开发大扭矩副箱主轴材料。前期研究结果发现[6]，轴类零件的心部硬度与零件的扭矩强度之间呈线性关系，如图1所示。因此，可通过提高零件的心部硬度来提高静扭强度。然而，零件心部硬度与材料的淬透性和渗碳淬火工艺有关，其中，C是影响材料淬透性的主要元素[7-8]。另外，为了防止心部硬度提高的同时导致脆性增强，添加微量Nb元素可以细化晶粒，减少零件脆性[9]。因此，本文主要研究碳含量和Nb微合金化对17CrNiMo6钢组织和性能的影响，为变速器轴类零件的静扭强度的提高提供思路。
图1 心部硬度与屈服扭矩关系Fig.1 Relationship between core hardness and yield torque
17CrNiMo6钢成分优化的冶炼工艺为：电炉或转炉冶炼→炉外精炼(LF)→真空脱气(VD或RH)→连铸，获得材料A和材料B，其中材料B中添加了微量Nb。优化后的化学成分见表1。由表1可知，成分优化后材料A和材料B的碳含量均为要求的上限。
表1 材料的化学成分(质量分数，%)
将试验棒料加工成末端淬火试样，如图2所示。在DZJ-Z 型端淬机上进行末端淬火试验，淬火温度为920 ℃。端淬试验完毕后，依照标准 GB 225—88《钢的淬透性末端淬火试验方法》的规定，在平行于试样轴线方向磨制出两个相互平行的平面，磨削深度为0.4～0.5 mm，然后沿此平面分别测量距淬火端面不同位置处的洛氏硬度。参照标准GB/T 230—91，采用HP-250型洛氏硬度计进行洛氏硬度测量，绘制出试样的端淬曲线。
对不同状态的试样进行晶粒度表征，试样经水磨、机械抛光后，采用配比为苦味酸4.5 g、洗涤剂10 ml、水75 ml和乙醇20 ml的腐蚀剂进行腐蚀。采用DMI 5000型金相显微镜观察奥氏体晶粒形貌；
利用截点法对奥氏体晶粒进行评级，参照标准GB/T 6392—2002《金属平均晶粒度测量方法》绘制奥氏体晶粒长大趋势曲线。
图2 末端淬火试样示意图Fig.2 Schematic diagram of end quenched samples
采用ICHENLIN箱式炉渗碳进行渗碳淬火，渗剂为氮气甲醇和丙酮，温度控制精度为±5 ℃，碳势控制精度为±0.05%，炉内碳势均匀性为±0.05%，渗碳淬火工艺如图3所示。试样经过粗、细砂纸打磨、抛光后，在5%HNO3+95%C2H5OH腐蚀剂中浸蚀5～10 s，然后用DMI 5000金相显微镜和QUANTA450型扫描电子显微镜(SEM)观察试样显微组织；
采用Tukon 2500型全自动显微维氏硬度计对试样的表面硬度和有效硬化层深进行硬度梯度检测，载荷为1 kg，渗碳硬化层界限值选择513 HV；
轴类零件的静扭强度试验设备，如图4所示。
图3 渗碳淬火工艺Fig.3 Carburizing and quenching process
图4 轴类零件静扭试验台Fig.4 Static torsional test bench for shaft parts
两种材料的淬透性检测结果见表2。由表2可知，材料A和材料B的淬透性均接近技术要求的上限甚至高于上限，且材料B的淬透性高于材料A，这说明添加微量Nb元素可提高材料的淬透性。
表2 材料淬透性检测值(HRC)
对两种材料的表面硬度、心部硬度、有效硬化层深和显微组织进行测试与分析，结果见表3。由表3可知，两种材料的表面硬度、有效硬化层深、非马氏体深度和表面残余奥氏体含量基本一致，但两种材料的心部硬度和晶粒度有所差别。材料A的心部硬度要低于材料B，表明通过调整C含量不仅可提高材料的淬透性，同时零件的心部硬度也得到相应的提高，提高的幅度与零件的大小和模数有关；
材料A的晶粒度要小于材料B，如图5所示。另外，两种材料的表层组织均为针状马氏体和少量的残余奥氏体以及弥散颗粒状碳化物，碳化物颗粒尺寸2～3 μm，心部组织均为板条状马氏体，如图6所示。材料表面形成的弥散碳化物与工艺过程和合金类型有关[10～11]。17CrNiMo6钢中的Cr含量较高，Cr是碳化物的形成元素，一部分Cr固溶到基体中，还有一部分Cr形成碳化物。另外，由于采用了渗碳空冷+二次淬火工艺，在渗层表面容易获得弥散碳化物。高碳势渗碳使得表层奥氏体中碳原子达到饱和或过饱和碳浓度，形成了析出碳化物的成分条件；
降温冷却后，晶界周围碳浓度较高，且合金原子易偏聚于晶界周围，超过该温度下的饱和碳浓度后，会沿着晶界析出细条状或者网状碳化物。渗碳时碳势越高，晶界碳原子浓度则越高，形成的碳化物网越粗。重新加热到奥氏体化温度，组织中溶碳能力增强，沿着晶界的条状碳化物不完全溶解，为了降低自由能，溶解的碳原子向晶内短距离扩散，形成浓度起伏。在碳浓度低的波谷区域，周围奥氏体中的碳原子扩散以保持浓度平衡；
而在浓度高的波峰区域，当碳浓度超过该温度下的饱和碳浓度达到过饱和时，碳化物就会形核析出，并在快速淬火后以弥散分布的形式在材料中得以保留。
表3 渗碳淬火后材料的组织性能检测结果
(a)材料A；
(b)材料B图5 渗碳淬火后材料的晶粒形貌(a)material A；
(b)material BFig.5 Grain morphology of materials after carburizing and quenching
(a)材料A的表面组织；
(b)材料B的表面组织；
(c)材料A表面弥散碳化物；
(d)材料B表面弥散碳化物；
(e)材料A的心部组织；
(f)材料B的心部组织图6 渗碳淬火后材料的显微组织(a)surface microstructure of material A; (b)surface microstructure of material B; (c)surface dispersed carbide of material A; (d)surface dispersed carbide of material B; (e)core microstructure of material A; (f)core microstructure of material BFig.6 Microstructure of materials after carburizing and quenching
图7为轴类零件的静扭试验结果，材料A的静扭屈服强度为62.09 kN·m，极限强度为64.55 kN·m；
材料B的静扭屈服强度为74.43 kN·m，极限强度为75.97 kN·m。从图7中还可以看出，当达到最大静扭值后曲线仍较为平缓，说明两种材料均具有较好的韧性。
(a)材料A；
(b)材料B图7 副箱主轴零件静扭试验(a)material A；
(b)material BFig.7 Static torsion tests of main shaft parts of auxiliary box
图8为副箱主轴零件单体静扭断裂后的形貌图。由图8可知，零件断裂位置为副箱主轴与法兰盘相配合的退刀槽顶部，这与计算仿真结果(见图9)相吻合。这是因为该处的退刀槽花键易产生应力集中，且小花键处的直径比大花键处小，当副箱主轴承受的外力超过其屈服强度时，则易发生断裂。
图8 副箱主轴零件静扭断裂Fig.8 Static torsion fracture of main shaft parts of auxiliary box
图9 副箱主轴零件静扭结果仿真图Fig.9 Simulation diagram of static torsion results of main shaft parts of auxiliary box
由上述分析可知，通过化学成分优化可以提高材料的淬透性和心部硬度，从而提高零件的静扭强度。
1)通过化学成分优化可提高17CrNiMo6材料的淬透性；
2)渗碳正火+二次淬火处理后，材料的表层组织为针状马氏体、少量的残余奥氏体和弥散颗粒状碳化物，碳化物颗粒尺寸为2～3 μm，而心部组织为板条状马氏体；
3)添加微量Nb元素能细化合金晶粒尺寸，可提高轴类零件的的静扭强度。
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