表面滲碳對(duì)17GrNiMo6礦用圓環(huán)鏈的顯微組織及其力學(xué)性能的影響

周 波，王 琳，和 偉，張 晉

（1. 寧夏工商職業(yè)技術(shù)學(xué)院 電氣與控制工程學(xué)院，寧夏 銀川 750021； 2. 青島菲斯特檢測(cè)服務(wù)有限公司， 山東 青島 266300； 3. 共享智能裝備有限公司，寧夏 銀川 750021）

隨著全球經(jīng)濟(jì)對(duì)煤炭能源的需用量不斷增加，作為機(jī)械化采煤的主要設(shè)備—刮板運(yùn)輸機(jī)也迅速發(fā)展。圓環(huán)鏈?zhǔn)枪伟暹\(yùn)輸機(jī)的傳動(dòng)鏈，其可靠性和力學(xué)性能在運(yùn)輸機(jī)安全運(yùn)行過(guò)程中起著舉足輕重的作用［1-2］。然而，圓環(huán)鏈?zhǔn)菢O易損壞的零件，這是由于在服役過(guò)程中圓環(huán)鏈同時(shí)受到拉伸和沖擊載荷的作用。因此，礦用圓環(huán)鏈應(yīng)具備高強(qiáng)度、高韌性等復(fù)雜的綜合力學(xué)性能［3］。調(diào)研發(fā)現(xiàn)17CrNiMo6鋼具有優(yōu)良的抗壓能力、高強(qiáng)度和高淬透性等優(yōu)點(diǎn)，是一種DIN17210—（86）標(biāo)準(zhǔn)（德國(guó)）的Cr-Ni-Mo 系低碳合金鋼，在機(jī)械工業(yè)生產(chǎn)中常被作為重要零部件的生產(chǎn)材料，主要包括鏈條、齒輪、軸等。而滲碳和淬火是保證17CrNiMo6 鋼優(yōu)良工作性能的重要熱處理方式之一［4］，通過(guò)滲碳處理能夠使得工件表面具有較高碳濃度，而連續(xù)變化的碳濃度梯度層使得表面獲得較高的硬度，使其具有“外硬內(nèi)韌”的特點(diǎn)，從而延長(zhǎng)其工作壽命［5-6］。

研究滲碳工藝對(duì)17CrNiMo6 鋼的微觀組織變化和力學(xué)性能影響在礦用圓環(huán)鏈的應(yīng)用領(lǐng)域具有重要的理論意義和實(shí)際應(yīng)用價(jià)值。近年來(lái)有學(xué)者［7］以17CrNiMo6 鋼制齒輪軸為研究對(duì)象，采用有限元軟件對(duì)齒輪軸的滲碳預(yù)熱和直接滲碳過(guò)程進(jìn)行了定量分析，研究表明預(yù)熱處理對(duì)齒輪軸熱處理畸變的影響，試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)經(jīng)過(guò)1050 ℃下不同滲碳工藝對(duì)航空齒輪鋼C69 組織及性能也有影響［8］，其它材料方面研究表明鋁涂層可顯著地提高G115 鋼在煤炭超臨界水氣化中使用性能［9］，Q235 鋼［10］表面實(shí)施化學(xué)共沉淀并實(shí)施后續(xù)熱處理，有利于增強(qiáng)鍍層表面的自潤(rùn)性，也有研究表明對(duì)18CrNiMo7-6 鋼進(jìn)行920 ℃～1050 ℃的偽滲碳工藝處理［11］，發(fā)現(xiàn)試樣經(jīng)常規(guī)滲碳以及不同溫度高溫滲碳處理后的組織及力學(xué)性能會(huì)有顯著變化，而且礦用圓環(huán)鏈在進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時(shí)的斷口形狀、斷口位置、破斷負(fù)荷、破斷延伸率等都會(huì)有影響［12］；王成偉等［13］系統(tǒng)研究了17CrNiMo6 鋼花鍵齒輪軸滲碳淬火畸變控制過(guò)程。

鑒于此，本文研究在滲碳+高溫回火+淬火+低溫回火工藝下，17CrNiMo6 圓環(huán)鏈試樣的顯微組織、顯微硬度、滲碳層深度、硬化層深度的變化，并對(duì)其拉伸性能和破斷性能進(jìn)行討論，以期為礦用圓環(huán)鏈的應(yīng)用提供理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)選用φ30 mm ×108 mm，材質(zhì)為17CrNi-Mo6鋼，根據(jù)GB/T4336—2.2016+AMD.1—207標(biāo)準(zhǔn)測(cè)試，其化學(xué)組成見(jiàn)表1。

1.2 滲碳工藝

17CrNiMo6 圓環(huán)鏈試樣采用的熱處理工藝為滲碳+高溫回火+淬火+低溫回火［14］。熱處理工藝過(guò)程如圖1 所示，在井式氣體滲碳爐中采用變碳勢(shì)滲層滲碳工藝進(jìn)行，試件在裝爐前使用專用清洗劑清洗干凈并晾干。變碳勢(shì)滲碳工藝實(shí)施過(guò)程可以概括為：首先，強(qiáng)滲期碳勢(shì)Cp為（1.15±0.05） wt.%；其次，擴(kuò)散階段碳勢(shì)Cp為（0.7±0.05） wt.%［15］；最后，保滲碳勢(shì)Cp為（0.68±0.05） wt.%；具體工藝為：先在600 ℃通入氮?dú)猓又?50 ℃通入甲醇，再在900 ℃通入丙烷。采用變碳勢(shì)滲碳工藝的主要目的是為了獲得均勻的滲碳層，避免網(wǎng)狀或塊狀碳化物的產(chǎn)生［16-17］。滲碳溫度設(shè)定為920 ℃，滲碳40 h，緩慢降溫至860 ℃后直接保持坑冷至室溫，再將滲碳試樣均勻升溫，加熱到650 ℃，高溫回火4 h，爐冷至350 ℃后出爐空冷，將試樣均勻加熱至830 ℃，保溫4 h 后油冷淬火［18-19］，最后再采用井式回火爐進(jìn)行210 ℃回火處理，然后保溫12 h，最后出爐空冷［20］。

圖1 17CrNiMo6滲碳、高溫回火、淬火、低溫回火工藝Fig.1 Carburizing， high-temperature tempering， quenching， and low- temperature tempering processes of 17CrNiMo6

1.3 試驗(yàn)方法

將熱處理后的17CrNiMo6 圓環(huán)鏈試樣沿橫截面切割開取樣，進(jìn)行鑲嵌、打磨、拋光至合格狀態(tài)，配制體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕處理試樣表面，在Leica MEF4M 光學(xué)顯微鏡上觀察試樣的滲碳層組織形貌；試樣滲碳層的顯微硬度使用上海泰明光學(xué)數(shù)字式顯微硬度計(jì)（載荷砝碼為300 g，保持時(shí)間為10 s）測(cè)試，由表及里每隔100 μm 測(cè)量1 次，直到測(cè)得的微硬度值穩(wěn)定；拉伸試驗(yàn)和破斷試驗(yàn)分別在WAW-600kN 萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)儀和WAW-2000 A 微機(jī)控制電液伺服萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 滲碳層顯微組織

如圖2（a）所示，放大100 倍后表面觀察到基體組織上分布著一些彌散細(xì)小的碳化物，這是因?yàn)?7CrNiMo6中的碳化物形成元素Cr和Mo在滲碳過(guò)程中極易與碳原子結(jié)合，當(dāng)試樣表面在滲碳過(guò)程中碳濃度逐漸飽和時(shí)，過(guò)量的碳原子主要通過(guò)晶界向試樣組織內(nèi)部進(jìn)行擴(kuò)散，雖然在滲碳過(guò)程中滲碳溫度設(shè)定為920 ℃，滲碳時(shí)間長(zhǎng)達(dá)40 h，試樣中的碳有充分的時(shí)間擴(kuò)散、均勻化；但是，由于晶界上兩個(gè)晶粒的質(zhì)點(diǎn)排列取向有一定的差異，結(jié)構(gòu)上比較疏松。在多晶體中，晶界會(huì)成為原子（離子）快速擴(kuò)散的通道，并容易引起雜質(zhì)原子（離子）偏聚。所以，碳原子就會(huì)容易與其它元素化合而沉淀在晶界處，這些碳化物形成元素就極其容易在晶界區(qū)域發(fā)生偏聚形核長(zhǎng)大，從而形成了沿晶界分布的網(wǎng)狀碳化物［19］，而這些網(wǎng)狀碳化物的存在會(huì)增加圓環(huán)鏈的脆性，降低其力學(xué)性能。從圖2（a）中還可以觀察到有一些黑色塊狀組織為屈氏體。此外，由于碳原子的滲入從圖2（c）放大500倍表面還可以明顯觀察到彌散分布的高碳針狀馬氏體和晶界處斷續(xù)分布的橢圓球狀或者長(zhǎng)條狀的碳化物。試樣滲碳層從表層到次表層組織依次為高碳針狀馬氏體、不連續(xù)的晶界碳化物和呈針狀和低碳板條馬氏體的混合組織。在滲碳溫度下，碳原子可以快速地從材料表面通過(guò)晶界向內(nèi)部進(jìn)行擴(kuò)散［22］，圖2（b）顯示920 ℃滲碳處理后試樣的組織由粒狀貝氏體+板條貝氏體組成，板條狀貝氏體呈細(xì)針片狀，有一定取向。這種粒狀貝氏體的實(shí)質(zhì)就是馬氏體或者奧氏體小區(qū)域連續(xù)均勻遍布在板條狀鐵素體基體上。此組織究其原因是由于滲碳過(guò)程中隨著溫度的升高，C 原子陸續(xù)向奧氏體擴(kuò)散且集聚，最終在小區(qū)域區(qū)中造成碳的濃度梯度分布［23］，隨著溫度的降低，這些富C的奧氏體區(qū)域便會(huì)轉(zhuǎn)變成板條馬氏體狀態(tài)定向平行排列，呈現(xiàn)黑白差的馬氏體束，如圖2（d）所示。

圓環(huán)鏈在滲碳過(guò)程中，碳原子由外至內(nèi)緩慢擴(kuò)散，滲碳層的碳濃度也會(huì)呈下降趨勢(shì)?？拷嚇颖砻胬渌佥^快，達(dá)到了馬氏體臨界冷卻速度，故可形成馬氏體，次表層冷卻速度較慢，形成貝氏體。滲碳工藝結(jié)束后，淬火、回火后形成馬氏體組織的碳含量并不均勻，這使得表面馬氏體在含碳量高時(shí)表現(xiàn)為針狀，而芯部碳量低低，表現(xiàn)為板條狀形態(tài)。上文中提到的沿晶界析出的碳化物與表面高碳針狀馬氏體混合就能夠使?jié)B碳層達(dá)到較高的硬度。隨著碳濃度逐漸降低，次表層為高碳針狀馬氏體與低碳板條馬氏體混合物。而在滲碳過(guò)程中碳原子未能到達(dá)試樣內(nèi)部，所以芯部組織的碳濃度基本不會(huì)發(fā)生變化，滲碳后仍保留了低碳板條狀馬氏體，這與戴建科等［8］的研究結(jié)果一致，而且低溫回火（210 ℃）后，組織中呈現(xiàn)板條狀特征很明顯的回火馬氏體，這說(shuō)明在回火過(guò)程中只發(fā)生了過(guò)飽和碳從板條馬氏體中的析出現(xiàn)象［24］，基體多數(shù)區(qū)域保留了板條狀馬氏體，少數(shù)區(qū)域分布著少量板條貝氏體以及細(xì)小的碳化物［25］，如圖2（d）。

2.2 滲層深度及硬度分布

圖3為17CrNiMo6圓環(huán)鏈試樣顯微硬度測(cè)量點(diǎn)分布情況，可以觀察到圓環(huán)鏈表層在較快的冷卻速度下得到了微量的板條狀馬氏體組織，隨著冷卻速度的減小，在較緩慢的冷卻速度范圍，芯部組織內(nèi)獲得馬氏體與粒狀貝氏體的微觀組織。試樣鋼芯部冷卻速度較低，可以觀察到少許粒狀貝氏體組織。由于17CrNiMo6 鋼中含有合金元素Mn 和Mo，試樣芯部又具有較小的冷卻速度，它們共同促進(jìn)了奧氏體（A）組織的形成，在回火過(guò)程中碳在奧氏體（A）中有充足的時(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散，而且A的穩(wěn)定性會(huì)有所提高，導(dǎo)致其相變溫度降低，從而大大降低了滲碳體從高碳奧氏體區(qū)域析出的可能［26］。因此殘余奧氏體將會(huì)不斷地富碳卻不會(huì)析出滲碳體，待這些高碳奧氏體繼續(xù)冷卻過(guò)程中可能部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，最終使得試樣表面獲得了較高的硬度。

圖3 17CrNiMo6顯微硬度測(cè)量點(diǎn)分布Fig.3 Distribution of microhardness measurement point of 17CrNiMo6

圖4 為滲碳處理后圓環(huán)鏈表面維氏硬度-測(cè)量深度的變化曲線，距離試樣表面分別為 0.1 mm、0.5 mm、1.0 mm、1.5 mm、2.0 mm、3.0 mm、4.4 mm時(shí)的維氏顯微硬度分別為631.3 HV、619.8 HV、602 HV、572.8 HV、516.1 HV、454.2 HV、440.3 HV，從芯部到表面的顯微硬度值增加了43.37%，這是由于碳原子通過(guò)擴(kuò)散進(jìn)入組織的晶格間隙中，形成了間隙固溶體。碳原子融入合金晶格會(huì)發(fā)生晶格畸變，從而增加位錯(cuò)阻力，阻礙滑移的進(jìn)行，使得固溶體硬度增大即產(chǎn)生固溶強(qiáng)化現(xiàn)象，也使得17CrNiMo6 鋼具有了更好的力學(xué)性能。因此，表面滲碳處理可作為17GrNiMo6 合金表面強(qiáng)化的一個(gè)有效方法。如圖4 所示，測(cè)得的距離圓環(huán)鏈試樣表面0～1.3 mm 和4.4～5.0 mm 處滲碳層硬度表現(xiàn)出鋸齒狀。原因有二，其一，淬火過(guò)程中溫度過(guò)低；其二，圓環(huán)鏈試樣淬透性和淬硬性受到碳元素的影響，這兩者綜合作用將導(dǎo)致試樣滲碳淬火層顯微硬度分布變得不均勻，導(dǎo)致其硬度出現(xiàn)上下波動(dòng)，此現(xiàn)象與周康［27］的研究結(jié)果吻合。

圖4 維氏硬度-測(cè)量深度變化曲線Fig.4 Variation curve of Vickers hardness-measuring depth

如表2 所示， 根據(jù)GB/T13298—2015 標(biāo)準(zhǔn)測(cè)得試樣滲碳層深度為3.8 mm，硬化層深度為2.3 mm。根據(jù)GB/T230.1—2018 標(biāo)準(zhǔn)測(cè)得試樣表面洛氏硬度平均值62.7 HRC，芯部硬度平均值為40.4 HRC。隨著碳濃度的降低，滲碳層硬度由表及里逐漸減小，試驗(yàn)結(jié)果表明其硬度和深度均符合設(shè)計(jì)要求。

表2 試樣滲碳層深度與硬度Tab.2 Depth and hardness of carburized layer

2.3 拉伸性能

表3 顯示了圓環(huán)鏈試樣滲碳處理前后抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和收縮率的變化情況。可看出其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度相比較于原件均有所提高，分別提高了10.23%和12.65%，但其伸長(zhǎng)率和收縮率則呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)，分別下降了11.11%和6.90%。這是由于在滲碳過(guò)程中，圓環(huán)鏈試樣由表及里隨著碳原子的緩慢滲入，試樣表面的含碳量較未滲碳時(shí)有所升高，表面形成滲碳層所導(dǎo)致。

表3 表面滲碳處理前后試樣的拉伸性能對(duì)比Tab.3 Comparison of stretching properties before and after surface carburizing

2.4 破斷實(shí)驗(yàn)

根據(jù)GB/T228.1—2010 鏈條破斷試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)，測(cè)得圓環(huán)鏈試樣經(jīng)過(guò)滲碳處理后最小破斷力為550 kN（如表4 所示），遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過(guò)了GB/T12718—2001《礦用高強(qiáng)度圓環(huán)鏈》對(duì)C級(jí)別圓環(huán)鏈要求驗(yàn)收的最低值（410 kN），破斷負(fù)載在滲碳處理后有所增加并超過(guò)鏈條原件的負(fù)載的14.58%，其破斷負(fù)載滿足國(guó)標(biāo)要求。

表4 破斷試驗(yàn)結(jié)果Tab.4 Results of fracture test

3 結(jié) 論

（1）規(guī)格Φ30 mm×108 mm 的17GrNiMo6 礦用圓環(huán)鏈試樣經(jīng)過(guò)滲碳+高溫回火+淬火+低溫回火工藝后，滲碳層的組織由表及里依次分別為：針狀馬氏體，針狀+板條狀馬氏體，板條馬氏體和貝氏體。

（2）試驗(yàn)測(cè)得試樣滲碳層深度為3.8 mm，硬化層深度為2.3 mm。距離表面0.1 mm、0.5 mm、1.0 mm、1.5 mm、2.0 mm、3.0 mm、4.0 mm 處的維氏顯微硬度分別為631.3 HV、619.8 HV、602 HV、572.8 HV、516.1 HV、454.2 HV、440.3 HV，從芯部至表層硬度增加了43.37%。

（3）與未滲碳處理試樣相比，滲碳試樣抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均分別提高了10.23%和12.65%，但其伸長(zhǎng)率和收縮率則均分別下降了11.11%和6.90%。

（4）試樣破斷負(fù)載在滲碳處理后超過(guò)了鏈條原件的14.58%，表明鏈條的破斷負(fù)載和伸長(zhǎng)率均達(dá)到國(guó)標(biāo)對(duì)C級(jí)別圓環(huán)鏈的要求。