0Cr16Ni6不銹鋼真空熱處理表面硬度偏低研究

張雅，方軍，呂韋，王恩鵬

安徽天航機(jī)電有限公司 安徽蕪湖 241000

1 序言

0Cr16Ni6是一種控制相轉(zhuǎn)變型沉淀硬化不銹鋼。該鋼固溶處理冷至室溫時為奧氏體和馬氏體雙相組織，具有良好的熱加工性能和冷變形性，然后再通過冷處理或冷變形轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，經(jīng)時效處理獲得高強度，適用于制造飛機(jī)、發(fā)動機(jī)重要受力構(gòu)件和其他飛行器零件等。生產(chǎn)中有多類該鋼種制件，如螺栓、螺母、銷釘?shù)?，常見的熱處理后硬度要求?8～72.5HRA，為保證良好的表面質(zhì)量，該材料的半成品零件通常采用真空熱處理作為產(chǎn)品的最終熱處理。對于前期生產(chǎn)過程中該材料牌號的零件，在經(jīng)過最終熱處理后試樣表面硬度偏低的情況，猜測可能是真空熱處理過程中表面元素貧化所致。為深入分析原因，并有針對性地做出改善，取前期一表面硬度偏低試樣進(jìn)行技術(shù)分析，以便后期生產(chǎn)過程做到有效防范。

2 試驗工藝

0Cr16Ni6不銹鋼制件最終熱處理工藝如圖1所示，冰冷處理過程中，奧氏體進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，然后進(jìn)行（360±10）℃×1h的回火處理，可使碳化物彌散析出，形成沉淀強化效果。

圖1 0Cr16Ni6不銹鋼最終熱處理工藝

3 表面硬度偏低試驗

制取φ9mm圓柱試樣，經(jīng)最終熱處理后，端面經(jīng)砂輪機(jī)輕磨后進(jìn)行洛氏硬度檢測，表面硬度62HRA左右，明顯低于68～72.5HRA的硬度要求。將試樣沿截面切開，進(jìn)行心部硬度檢測，結(jié)果為71HRA，符合相關(guān)要求。由于心部硬度合格，因此可以確定基體材料無問題，熱處理工藝制度可行，硬度偏低只涉及表面一定深度，應(yīng)是熱處理過程中表面質(zhì)量造成的影響。

為明確硬度偏低的表面層深度，將切開截面試樣進(jìn)行鑲嵌、研磨、拋光成鏡面后，利用熱處理過程實驗室維氏硬度檢測儀，從表面往心部依次進(jìn)行0.3kg（2.94N）載荷的維氏硬度檢測。由圖2壓痕放大圖片，可以明顯地看出，最表層壓痕較小，依次往里壓痕變大，后壓痕又變小直至達(dá)到心部。其反映硬度變化情況為，表面硬度高，往里硬度開始下降，后硬度又升高至基體心部硬度。表1為不同深度處維氏硬度HV0.3的值以及洛氏硬度HRA轉(zhuǎn)換值，可以看到，最表面0.05mm處，硬度為77.5HRA，遠(yuǎn)高于基體硬度71HRA；約0.4mm處，硬度達(dá)到最小值61.5HRA，隨后硬度升高，約0.6mm處硬度基本達(dá)到心部硬度，即硬度偏低受影響區(qū)約為由表及里0.6mm深度。

圖2 0Cr16Ni6不銹鋼試樣表面維氏硬度檢測

表1 0Cr16Ni6不銹鋼表層硬度變化

4 金相組織分析

前期有猜測，真空爐處理后，制件表面硬度偏低可能是在真空環(huán)境下，表面合金元素蒸發(fā)造成元素貧化，進(jìn)而導(dǎo)致強化作用減弱，表現(xiàn)為硬度下降。但是，從表面維氏硬度檢測可知，最表層0.05mm處硬度約為77.5HRA，遠(yuǎn)高于心部硬度71HRA，即最表層并未弱化而是強化，這與元素貧化的猜測不相符。同時，硬度檢測顯示，表層受影響區(qū)域深度可達(dá)0.6mm，這也不符合元素貧化的猜測。接著進(jìn)行金相組織試樣的分析。先將拋光后的試樣截面用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，圖3為腐蝕后的試樣截面宏觀照片，可以明顯地看到，表層一定深度存在質(zhì)量影響區(qū)。

圖3 0Cr16Ni6不銹鋼截面試樣腐蝕后宏觀照片

再利用熱處理過程實驗室蔡司AXIO m2.m型金相顯微鏡進(jìn)行組織觀察，圖4為低倍放大圖，對比維氏硬度壓痕可以看出，最表層黑色組織部分對應(yīng)高硬度區(qū)域，白亮部分對應(yīng)低硬度區(qū)域，逐步過渡到心部組織。

圖4 0Cr16Ni6不銹鋼試樣表層組織低倍金相照片

為對表層不同區(qū)域進(jìn)行深入分析，圖5為不同深度處金相組織放大照片。圖5a為表面受影響區(qū)整體照片，從中可以看到，受影響區(qū)明顯分為三個區(qū)域，即最表層黑色組織區(qū)，次表層白亮區(qū)以及過渡區(qū)。圖5b為心部組織放大照片，為典型細(xì)密板條狀馬氏體組織，夾雜著彌散析出的碳化物。0Cr16Ni6不銹鋼wC為0.1%以下，經(jīng)固溶、冰冷處理后，大部分轉(zhuǎn)變?yōu)榈吞及鍡l狀馬氏體形態(tài)，中溫時效回火后，部分碳化物彌散析出，心部組織為典型的該熱處理制度下組織形態(tài)，符合相關(guān)性能要求。圖5c為最表層黑色組織放大照片，從中可以看出，表層存在大量的碳化物的析出，既有大塊碳化物形態(tài)，又有細(xì)小圓形的彌散形態(tài)，無明顯針狀或板條狀馬氏體形態(tài)。推測可能是表面碳濃度不均以及碳化物的析出，使得馬氏體轉(zhuǎn)變可在碳化物邊界以及晶界同時發(fā)生，最終得到極為細(xì)小的隱針馬氏體（無明顯針狀或板條形態(tài)）和殘留奧氏體復(fù)相組織，其上夾雜著碳化物，高含碳量的隱針馬氏體和彌散碳化物的存在，使得最表層硬度明顯升高。圖5d為次表層白亮部分組織放大照片，結(jié)合維氏硬度，此部分硬度較低（0.4mm處僅為61.5HRA），推測此白亮部分為奧氏體，其上夾雜著碳化物析出。分析認(rèn)為，次表層奧氏體在冰冷處理后依然未發(fā)生轉(zhuǎn)變，可能與其更高的碳含量有關(guān)，查《中國航空材料手冊》（見表2），0Cr16Ni6不銹鋼馬氏體開始轉(zhuǎn)變點Ms溫度為-9℃，碳元素能明顯地降低Ms點，次表層的增碳導(dǎo)致Ms點降至冰冷溫度-70℃以下，從而使得奧氏體相保留。比較最表層發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，而次表層未發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，推測可能為最表層碳濃度較次表層低，Ms點未降至冰冷處理溫度以下，且最表層和心部的馬氏體轉(zhuǎn)變，使得次表層處于壓應(yīng)力狀態(tài)，進(jìn)一步抑制了次表層的馬氏體轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致次表層奧氏體相基本保留，因此硬度很低。

表2 0Cr16Ni6不銹鋼相變溫度[1]

圖5 0Cr16Ni6試樣表層組織金相照片

5 元素成分定量分析

為進(jìn)一步明確原因，對試樣表層端面和心部截面分別利用全譜直讀光譜儀進(jìn)行元素成分的直接定量測定，其測量結(jié)果為0.1mm深度內(nèi)各元素成分的平均值，結(jié)果如圖6所示。圖6中第一欄為表層端面測定結(jié)果，第二欄為心部截面測定結(jié)果。由此可見，表層端面的Cr、Ni元素含量分別為16.27%、6.11%，對比心部的Cr、Ni元素含量16.66%、5.92%，表層Cr、Ni元素含量并未減少，即未發(fā)生合金元素貧化，這是直接檢測的明確結(jié)論。但是，進(jìn)行碳元素的比較可以發(fā)現(xiàn)，表層wC高達(dá)0.99%，而心部基體wC僅為0.073%，表層出現(xiàn)了明顯的增碳現(xiàn)象。通過表層和心部的元素成分分析，可以清楚地顯現(xiàn)，表層性能的差異并不是因為合金元素的貧化，而是因為表面的增碳。

圖6 0Cr16Ni6不銹鋼試樣表層端面和心部截面光譜成分檢測

6 表面硬度偏低結(jié)論

以上分析已明確，進(jìn)一步確定了0Cr16Ni6不銹鋼經(jīng)真空熱處理后出現(xiàn)的表層硬度偏低現(xiàn)象，并非表層元素貧化造成的，而是表面約0.6mm深度內(nèi)增碳所致。真空油淬過程中，可能存在入油時因零件溫度過高導(dǎo)致的油液瞬時氣化產(chǎn)生表面增碳，但考慮到油淬時的冷室分壓、油液攪拌以及0.6mm深的增碳層，油冷時導(dǎo)致增碳的可能性小，更大的可能是在熱室加熱過程中表面增碳。熱室碳的來源最大可能為淬火油的代入，在1000℃的溫度以及真空環(huán)境下殘存的淬火油分解提供活性碳原子并滲入制件內(nèi)，使得表面增碳。由此可見，必須認(rèn)識到真空爐加熱室的日常維護(hù)尤其重要，必須定期清理加熱室內(nèi)帶入的淬火油。特別對于不銹鋼制件，基體碳含量均很低（0.1%左右），且固溶或淬火加熱溫度高（1000℃以上），這為碳原子的滲入提供了很好的溫度擴(kuò)散和碳濃度梯度驅(qū)動力。

7 結(jié)束語

通過對0Cr16Ni6不銹鋼表面硬度偏低試樣分別進(jìn)行維氏硬度、金相分析以及全譜直讀光譜分析，基本明確表面硬度偏低非元素貧化所致，而是表面增碳，受影響區(qū)域深度約0.6mm。最表面因發(fā)生部分馬氏體轉(zhuǎn)變（深度約0.05mm），硬度高（77.5HRA）；次表層奧氏體相基本未發(fā)生轉(zhuǎn)變，奧氏體相基本保留，最低處硬度僅61.5HRA；心部為板條馬氏體和殘留奧氏體復(fù)相，分布著部分碳化物的典型組織，硬度正常約71HRA。分析增碳原因，最大可能為殘留淬火油在熱室分解提供活性碳原子，并在1000℃淬火溫度下滲入制件，明確生產(chǎn)上對熱室進(jìn)行定期清理維護(hù)的重要性；同時，對于真空熱處理生產(chǎn)過程中出現(xiàn)表面硬度偏低現(xiàn)象提供了一種嚴(yán)謹(jǐn)縝密的技術(shù)分析方法。