20Cr2Ni4A鋼和17Cr2Ni2MoVNb鋼滲碳層的組織與性能

朱 旭， 陳建文， 蔣亦舟， 劉 克， 羅子相， 高毅強， 向臻東

(1. 江麓機電集團有限公司， 湖南 湘潭 411100；2. 湘潭大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 湖南 湘潭 411105)

20Cr2Ni4A鋼因經(jīng)滲碳及高溫回火后具有良好的綜合力學(xué)性能，被廣泛應(yīng)用于制造各種齒輪。但因其淬透性高且晶粒較大，所制造的齒輪往往出現(xiàn)熱處理畸變嚴重、疲勞壽命波動范圍大等問題[1-2]。高可靠性、輕量化、小型化是世界先進水平傳動裝置的發(fā)展趨勢，因此，找到比20Cr2Ni4A鋼更高疲勞壽命、更細晶粒、熱處理畸變更小的鋼種具有重要意義。

17Cr2Ni2MoVNb鋼(簡稱C1鋼)從2006年被研制后受到廣泛關(guān)注，杜劭峰等[3]研究了C1和20Cr2Ni4A 鋼經(jīng)相同熱處理后，齒輪滲碳層質(zhì)量與彎曲疲勞壽命之間的關(guān)系，由于兩種鋼制備的齒輪加載齒根處有效滲層深度和顯微硬度的不同，未能確定相同條件下C1鋼和20Cr2Ni4A鋼疲勞性能的優(yōu)劣。Qu等[4]研究了回火溫度對C1鋼拉伸性能和旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞行為的影響，Zhang等[5]研究了淬火溫度對C1鋼組織和滾動接觸疲勞行為的影響，結(jié)果表明C1鋼具有優(yōu)異的疲勞性能。但到目前為止鮮有文獻對C1鋼和20Cr2Ni4A 鋼滲層晶粒梯度分布進行詳細描述以及對其摩擦磨損性能進行對比。因此，本文以C1鋼與20Cr2Ni4A鋼作為研究對象，研究了兩鋼種在滲碳后和滲碳+高溫回火+淬火+低溫回火后試樣的滲碳層的顯微組織與力學(xué)性能的變化規(guī)律，為尋找具有更優(yōu)異綜合性能的新材料提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為20Cr2Ni4A、C1齒輪鋼，其化學(xué)成分見表1。本次試驗采用φ100 mm×200 mm圓棒進行自由鍛造，獲得外徑φ227 mm，內(nèi)徑φ70 mm，厚度40 mm的圓環(huán)試樣，鍛后進行正火、調(diào)質(zhì)處理，然后進行滲碳+高溫回火、淬火+低溫回火處理。滲碳過程在由Carb-O-Prof系統(tǒng)控制的可控氣氛多用爐中完成，滲碳過程中通入丙烷(C3H8)及甲醇(CH3OH)為載體的BH滲劑。滲碳工藝主要參數(shù)：滲碳溫度930 ℃，強滲期碳勢1.05%(363 min)，擴散期碳勢0.8%(42 min)。

表1 兩種重載齒輪鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

以上熱處理過程中試樣均以圓環(huán)試樣進爐，為探究滲碳過程中滲碳層的組織變化，分別在滲碳后、滲碳+高溫回火+淬火+低溫回火后留下一件圓環(huán)試樣進行檢測，具體工藝參數(shù)見圖1；在圓環(huán)上取尺寸為10 mm×10 mm×15 mm的試樣；試樣打磨和拋光后，使用4%硝酸酒精與苦味酸+緩蝕劑進行侵蝕，觀察滲碳層的組織與晶粒度變化；使用OLYMPUS-GX71光學(xué)顯微鏡進行顯微組織觀察；滲層硬度檢測使用HVT-1000A顯微硬度計，載荷砝碼為1 kg，保壓15 s；利用X-350A型光譜分析儀測量滲碳試樣表面的碳含量；利用CFT-1材料表面性能綜合測試儀進行摩擦磨損試驗，磨損方式為往復(fù)，試樣摩擦表面為滲碳表面，摩擦副為Si3N4陶瓷球，摩擦條件：20 ℃，干摩擦，載荷30 N，速度500 turn/min，往復(fù)距離5 mm。

圖1 熱處理工藝流程圖Fig.1 Heat treatment process flow chart

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 滲層碳濃度梯度分布

鋼中碳化物形成元素Cr、Mn、Mo和非碳化物形成元素Si、Ni等含量對合金系數(shù)影響比較明顯， C1鋼的合金系數(shù)較高，吸碳能力較強、滲速較快，表面碳含量較高。本廠前期研究表明，C1鋼較20Cr2Ni4A鋼更容易生成網(wǎng)狀碳化物，但通過調(diào)整滲碳碳勢與滲碳時間可以避免網(wǎng)狀碳化物的形成[6]。使用X-350A型光譜分析儀檢測淬火+低溫回火后試樣表面的碳含量，結(jié)果如圖2所示。兩種齒輪鋼滲碳后滲層的碳濃度均隨著滲層深度的增加而降低，其中C1鋼的碳濃度梯度相比于20Cr2Ni4A鋼的下降更平緩，靠近表面位置C1鋼的碳含量比20Cr2Ni4A鋼的高。

圖2 試驗鋼滲碳層的碳濃度梯度Fig.2 Carbon concentration gradients of carburized layers of the tested steels

2.2 滲層顯微組織及晶粒度

2.2.1 滲碳后顯微組織

20Cr2Ni4A鋼與C1鋼均屬于淬透性優(yōu)異的齒輪鋼[7-8]，滲碳后風冷試樣的顯微組織如圖3所示，滲碳層表層為黑色針狀馬氏體與大量白色的殘留奧氏體，屬于非平衡組織[9]。兩種鋼均未觀察到明顯的網(wǎng)狀碳化物，外表面有厚度很小的氧化層。

圖3 滲碳后滲層顯微組織(a)20Cr2Ni4A鋼；(b)C1鋼Fig.3 Microstructure of the carburized layers(a) 20Cr2Ni4A steel; (b) C1 steel

2.2.2 淬火+低溫回火后的顯微組織

對兩種鋼淬火+低溫回火試樣的滲碳層不同位置的馬氏體形貌、碳化物尺寸與分布進行觀察分析。圖4為滲碳層的SEM組織梯度變化圖，在0～200 μm處兩種鋼的滲層組織均由高碳針狀馬氏體組織、球化碳化物與殘留奧氏體組成，在C1鋼中可明顯觀察到細小碳化物析出，在(400±20) μm處，可觀察到20Cr2Ni4A鋼的碳化物析出明顯減少，在C1鋼中依然可以觀察到細小碳化物析出，同時存在長條狀碳化物；在(600±20) μm處，兩個鋼種析出的碳化物數(shù)量均減小，無明顯大顆粒碳化物，均為細小的球狀碳化物。對測量的各位置的碳化物尺寸進行統(tǒng)計，如表2所示?？傮w而言，C1鋼析出碳化物的平均尺寸比20Cr2Ni4A鋼的稍大。

圖4 淬火+低溫回火后20Cr2Ni4A鋼(a)與C1鋼(b)滲碳層距表面不同距離處的顯微組織Fig.4 Microstructure of carburized layers at different distances from surface of the 20Cr2Ni4A steel(a) and C1 steel(b) after quenching and low temperature tempering(a1,b1) 200 μm; (a2,b2) 400 μm; (a3,b3) 600 μm

表2 淬火+低溫回火試樣各位置碳化物尺寸(μm)

2.2.3 原材料和淬火+低溫回火后試樣的晶粒度

根據(jù)GB/T 6394—2002《金屬平均晶粒度檢測方法》對兩鋼種的原材料和淬火+低溫回火后晶粒度等級進行檢測，結(jié)果見圖5。由原材料的晶粒形貌金相檢測可知，20Cr2Ni4A鋼和C1鋼的晶粒度等級分別為5級和6級，見圖5(a1，b1)。圖5(a3，b3)分別為20Cr2Ni4A鋼和C1鋼淬火+低溫回火后試樣心部的晶粒形貌，對其評級分別為7級和8級。對比圖5(a1，a3)及圖5(b1，b3)發(fā)現(xiàn)，兩種鋼基體經(jīng)滲碳淬火處理后比原材料的晶粒度提高2級。圖5(a2，b2)分別為20Cr2Ni4A鋼和C1鋼淬火+低溫回火后試樣滲層的晶粒形貌，結(jié)合圖5(a3,b3)可知，20Cr2Ni4A鋼和C1鋼淬火試樣滲層的晶粒由表及里呈現(xiàn)粗→細→粗的變化，20Cr2Ni4A鋼最外層為脫碳層(晶粒度等級為7級)，中層為有效滲碳硬化層(晶粒度等級為10級)，內(nèi)層為心部(晶粒度等級為7級)；C1鋼最外層為脫碳層(晶粒度等級為8級)，中層為有效滲碳硬化層(晶粒度等級為10級)，內(nèi)層為心部(晶粒度等級為8級)。C1鋼的晶粒粗化程度也較20Cr2Ni4A鋼低，且因脫碳引起的晶粒長大的區(qū)域更窄，這得益于C1鋼能形成更多數(shù)量和種類的碳化物，這些碳化物釘扎在晶界處阻礙了奧氏體晶粒的長大。

圖5 試驗鋼原材料(a1, b1)及熱處理后滲層(a2, b2)與心部(a3, b3)的晶粒形貌 (a)20Cr2Ni4A鋼；(b)C1鋼 Fig.5 Grain morphologies of the as-received steels(a1, b1), carburized layers(a2, b2) and center(a3, b3) of the tested steels after heat treatment(a) 20Cr2Ni4A steel; (b) C1 steel

圖6 試驗鋼滲碳層淬回火后的顯微硬度分布Fig.6 Microhardness profiles of carburized layers of the tested steels quenched and tempered

2.3 滲層殘留奧氏體對硬度及耐磨性的影響

根據(jù)GB/T 9450—2005《鋼件滲碳淬火硬化層深度的測定和校核》進行顯微硬度檢測，獲得試樣滲碳層硬度隨距表面距離的分布曲線圖，如圖6所示。同時，根據(jù)GB/T 9362—1987《鋼中殘留奧氏體定量測定X射線衍射儀法》進行殘留奧氏體的含量測量。通過測量和計算可知C1鋼淬火試樣距外表面距離為0.1 mm處殘留奧氏體的含量為15.58%，20Cr2Ni4A鋼淬火試樣的殘留奧氏體含量為15.09%，二者殘留奧氏體含量相差不大，其X射線衍射圖譜如圖7所示。

圖7 距表面0.1 mm處試驗鋼滲碳層淬回火后的X射線衍射圖譜Fig.7 XRD patterns of carburized layers at 0.1 mm from surface of the tested steels quenched and tempered

由圖6可知，兩種齒輪鋼有效硬化層均在(1.0±0.2) mm范圍內(nèi)，C1鋼淬火試樣硬度值與20Cr2Ni4A鋼淬火試樣表面處硬度值相差不大，均呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢，硬度梯度變化均較為平緩。在滲層距表面0.1 mm處有硬度值開始微微升高的現(xiàn)象，這歸結(jié)為在滲層表面形成的一個晶粒粗大區(qū)域，屬于滲碳缺陷，稱為脫碳區(qū)[10]，如圖6所示。根據(jù)殘留奧氏體的含量可推測，C1鋼的最高硬度應(yīng)該比20Cr2Ni4A鋼略低，但實際上C1鋼的最高硬度比20Cr2Ni4A鋼略高，這在于C1鋼能析出更多的碳化物，析出強化效果高于20Cr2Ni4A鋼。

通過摩擦磨損試驗機對C1鋼淬火試樣和20Cr2Ni4A鋼淬火試樣的表面進行往復(fù)干摩擦試驗得到摩擦因數(shù)曲線與磨痕SEM顯微組織圖，如圖8所示。由圖8(a)可知，在摩擦過程中經(jīng)歷跑合、穩(wěn)定磨損和劇烈磨損階段。通過對比C1鋼和20Cr2Ni4A鋼的摩擦因數(shù)曲線，C1鋼的摩擦因數(shù)在摩擦過程的各個階段均比20Cr2Ni4A鋼的摩擦因數(shù)要低，且更平緩，C1鋼和20Cr2Ni4A鋼的摩擦因數(shù)分別為0.63和0.73。通過測量兩個鋼種的平均磨痕深度，C1鋼的平均磨痕深度為19.856 μm，20Cr2Ni4A鋼的平均磨痕深度為21.255 μm。通過對比磨痕的SEM圖可知，20Cr2Ni4A鋼表面的磨痕破壞較為嚴重，觀察到較為明顯的磨粒磨損行為特征，C1鋼的磨痕表面破壞程度比20Cr2Ni4A鋼低[11]。綜合對比可知，C1鋼的耐磨性優(yōu)于20Cr2Ni4A鋼。

圖8 試驗鋼滲碳并淬回火后的摩擦因數(shù)曲線與磨痕SEM形貌(a)摩擦因數(shù)；(b)20Cr2Ni4A鋼；(c)C1鋼Fig.8 Friction coefficient curves and wear track SEM morphologies of the carburized tested steels quenched and tempered(a) friction coefficient； (b) 20Cr2Ni4A steel； (c) C1 steel

3 結(jié)論

1) 同一滲碳工藝下C1鋼與20Cr2Ni4A鋼滲碳層形成針狀馬氏體和大量殘留奧氏體。經(jīng)同一淬火+低溫回火熱處理工藝后兩種鋼的滲層組織均由馬氏體、殘留奧氏體和碳化物組成，且C1鋼滲層表面的殘留奧氏體含量高于20Cr2Ni4A鋼。

2) 試驗鋼在經(jīng)過同一熱處理工藝后，20Cr2Ni4A鋼的心部晶粒度等級為7級，C1鋼的心部晶粒度等級為8級，試驗鋼的滲碳層晶粒均呈梯度變化。

3) 試驗鋼在經(jīng)過同一熱處理工藝后，C1鋼滲碳層表層顯微硬度值高于20Cr2Ni4A鋼，C1鋼耐磨性能優(yōu)于20Cr2Ni4A鋼。