13Cr4Mo4Ni4VA鋼復合化學熱處理過程滲層組織性能演變

江志華, 佟小軍, 孫 楓, 王廣生, 李 志

(北京航空材料研究院,北京 100095)

隨著先進發動機設計要求及性能水平日趨提高,傳動系統的能量密度和傳遞效率越來越高,齒輪軸承服役環境更加苛刻,處于高速、重載、高溫工況[1～3],先進的齒輪軸承材料和工藝成為保障傳動系統長壽命、高可靠性的關鍵。M50NiL鋼是優異的滲碳軸承齒輪鋼,已廣泛應用于先進發動機上[4～6],該鋼具有良好的耐溫性能,可用在溫度較高的場合,可與先進的表層硬化工藝相匹配,可大大提高齒輪軸承的耐磨性、疲勞性能和抗膠合能力。復合化學熱處理工藝是近年來新興的先進表層硬化工藝[7～12],區別于傳統的單一滲碳、滲氮以及氮碳或碳氮共滲,首先是工藝過程復合性,即在滲碳硬化層的基礎上再進行滲氮處理;其次復合化學熱處理導致材料功能梯度化,表層超硬韌化,賦予構件優異的服役性能。歐美發達國家從上個世紀 90年代開始,針對Pyrowear x-2V、Vasco X-2M,M50NiL鋼等多個鋼種的復合硬化工藝做了系統的研究和評估,結果表明該工藝可以大幅度提高構件的壽命和可靠性,從而節約了費用,為減重設計提供支撐[9～11]。

M50NiL鋼的回火溫度高,為復合化學熱處理工藝的應用提供了先決條件,但復合化學熱處理過程復雜,不同熱處理階段相互影響。本工作在國內首次進行復合化學熱處理研究,得到了組織結構梯度化、性能優異的復合硬化13Cr4Mo4Ni4VA鋼(M50NiL鋼國內牌號),并通過光學顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)、X射線衍射(XRD)、電子探針(EPMA)及顯微硬度梯度測試等研究手段,對復合化學熱處理過程組織性能演變規律進行了探索研究。

1 試驗方法

試驗材料為13Cr4Mo4Ni4VA鋼,采用了真空感應熔煉(VIM)+真空自耗重熔(VAR)工藝,材料純潔度高,氧含量降至 6ppm,具體化學成分見表 1。13Cr4Mo4Ni4VA鋼是高性能中溫滲碳軸承齒輪鋼,具有優異的綜合性能(見表2),其回火溫度高(〉500℃),可在 350℃以下穩定使用[5]。

13Cr4Mo4Ni4VA鋼原始狀態為正火+高回(或退火)態,其復合化學熱處理過程囊括以下熱處理工步：工步Ⅰ：真空滲碳,950℃,緩冷;工步Ⅱ：真空退火;工步Ⅲ：1100℃真空氣淬;工步Ⅳ：-73℃冷處理;540℃回火,三次;工步Ⅴ：復合硬化,480℃ ～ 500℃氣體滲氮。

表1 雙真空熔煉13Cr4Mo4Ni4VA鋼化學成分(質量分數/%)Table 1 composition of VIM+VAR processed 13Cr4Mo4Ni4VA steel(mass fraction/%)

表2 雙真空熔煉13Cr4Mo4Ni4VA鋼力學性能Tab le 2 mechanical p roperties of VIM+VAR processed 13Cr4Mo4Ni4VA steel

對滲碳隨爐樣采用機械剝層法取試末,然后對滲碳層不同層深的試末進行碳含量分析;采用電子探針(EPMA)進行復合滲層碳氮濃度測試;利用光學顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)對不同熱處理后的試樣進行組織觀察分析;在顯微硬度計上進行滲層硬度梯度測試。

2 試驗結果與討論

2.1 熱處理全過程顯微組織演變

2.1.1 真空滲碳后滲層組織結構

圖1為13Cr4Mo4Ni4VA鋼真空滲碳緩冷(氣冷,N2,0.7bar)后典型滲層組織,其中圖b,c為圖a中B,C處的高倍組織。真空滲碳過程主要是碳原子吸收與擴散的熱傳質過程,滲碳后的滲層碳濃度梯度分布,呈現不同界面層。表面層(見圖a中 B處)主要為在奧氏體晶內及晶界處析出的大量的碳化物,碳化物較粗大,呈點鏈狀或塊狀,(見圖 1b),這些碳化物主要是在滲碳過程中碳滲入量超過奧氏體飽和固溶度形成的,冷卻時被保留下來;次表層D區主要為奧氏體及滲碳過程沿晶析出的粗大碳化物;次表層C區主要為馬氏體+殘余奧氏體(見圖1c),C區和D區中奧氏體碳含量高,使 C曲線右移,緩冷時均未發生鐵素體轉變。其中 D區奧氏體在緩冷過程中析出細小碳化物,而C區則發生了AM轉變。隨著碳含量降低,再向心部依次為奧氏體+鐵素體 +碳化物 →鐵素體 +碳化物。13Cr4Mo4Ni4VA鋼碳化物形成元素含量高,同時真空滲碳過程是以碳原子的強滲和擴散往復交替的方式進行的,導致滲層產生大量粗大碳化物,嚴重的呈鏈狀、網狀。

圖1 13Cr4Mo4Ni4VA鋼真空滲碳后滲層組織結構(a)滲層整體結構;(b)B區組織;(c)C區組織Fig.1 Casemicrostructure of 13Cr4Mo4Ni4VA steel after vacuum carburizing (a)case structure; (b)microstructure at zone B;(c)m icrostructure at zone C

2.1.2 滲碳后熱處理不同階段滲層組織結構

圖2為13Cr4Mo4Ni4VA鋼真空滲碳后再經真空退火處理后的典型滲層組織,滲層同樣呈現不同界面層,其中圖b,c分別為圖a中B,C處的高倍組織。經過退火處理后,B區表現為奧氏體分解,同時大量碳化物沿晶析出并長大(見圖b),但奧氏體穩定性高,仍殘留大量奧氏體。在 C區處的奧氏體基本全部分解,并析出碳化物(見圖c),同時馬氏體分解,轉變為平衡組織。因此滲碳后退火處理可以消除應力、軟化組織,組織上主要表現為奧氏體和馬氏體分解,碳化物析出和長大。

圖2 13Cr4Mo4Ni4VA鋼真空滲碳后再經軟化退火處理后的滲層組織(a)滲層整體結構;(b)B區組織;(c)C區組織Fig.2 Casem icrostructure of 13Cr4Mo4Ni4VA steel after vacuum carburizing and annealing (a)case structure;(b)m icrostructure at zone B;(c)m icrostructure at zone C

圖3為13Cr4Mo4Ni4VA鋼真空淬火處理后的典型滲層組織,圖 b為圖a中B處的高倍組織。經過淬火處理后碳化物溶解,尺寸變小,近表面的組織主要為殘余奧氏體,然后為高碳馬氏體+奧氏體 +碳化物,由于滲層碳含量的不同,孿晶馬氏體區域和混合型馬氏體區域界限較清晰。淬火均勻化過程為合金碳化物溶解過程,同時伴隨著合金元素和碳元素在奧氏體中固溶,提高了奧氏體穩定性,奧氏體在隨后的淬火冷卻過程中發生馬氏體相變,同時殘留大量奧氏體。該鋼與傳統滲碳鋼有顯著區別,其合金元素含量高,淬火溫度大大高于滲碳溫度,淬火時合金元素和碳元素在奧氏體中的固溶度較高,因此淬火前后在組織上表現為殘余奧氏體層向表面移動以及碳化物的溶解(見圖1～3)。

圖3 滲碳13Cr4Mo4Ni4VA鋼真空淬火處理后的滲層組織 (a)滲層整體結構;(b)B區組織Fig.3 Case microstructure of 13Cr4Mo4Ni4VA steel after carburizing,austenitizing and quenching (a)case structure;(b)m icrostructure at zone B

圖4為13Cr4Mo4Ni4VA鋼回火、冷處理后的典型滲層組織,其中圖a,b,c分別為真空氣淬后經過一次回火、三次回火及冷處理+三次回火后的組織,可以看出,多次回火可以大大消除滲層中的殘余奧氏體,原因在于高溫回火處理時殘余奧氏體分解,同時析出碳化物,使奧氏體穩定性降低,在隨后冷卻時發生相變,形成馬氏體,經過多次回火處理后,殘余奧氏體逐漸變為回火馬氏體。通過圖b,c可以看出,單獨通過回火處理難以完全消除殘余奧氏體,須經過一次甚至兩次冷處理才能將殘余奧氏體完全消除。

圖4 滲碳13Cr4Mo4Ni4VA鋼不同回火、冰冷處理后的滲層組織(a)一次回火;(b)三次回火;(c)冷處理+三次回火Fig.4 Casemicrostructure of 13Cr4Mo4Ni4VA steel after carburizing,austenitizing,quenching,different tempering and subzero cooling (a)single tempering;(b)tempering for three times;(c)subzero cooling and tempering for three times

圖5為13Cr4Mo4Ni4VA鋼滲碳及最終熱處理后的組織和碳濃度分布。由圖 a看出由于含碳量差異,滲層從表面到心部呈現不同區域,由表面到心部分別為過共析區、共析區、過渡區。圖 b為典型滲層組織,主要為高碳馬氏體、未溶碳化物和少量殘余奧氏體,對比圖 1滲碳后緩冷組織,經過最終熱處理后,滲層碳化物溶解,尺寸變細小,由鏈狀或網狀分布變為彌散分布。

圖5 13Cr4Mo4Ni4VA鋼滲碳及最終熱處理后的典型組織結構 (a)滲層整體結構和碳濃度分布;(b)放大組織Fig.5 Casem icrostructure of 13Cr4Mo4Ni4VA steel after carburizing and heat treating (a)case structure andprofile of case carbon content;(b)magnification image

2.1.3 復合硬化后滲層組織結構

圖6為13Cr4Mo4Ni4VA鋼復合硬化層組織結構、碳氮濃度分布,從圖a可以看出,由于碳氮原子吸收擴散,復合滲層呈現梯度漸變的界面層,從表面起依次為滲氮層(基體為高碳馬氏體)和滲碳層,滲氮層層深0.2～0.25mm,無白亮脆性層,少無脈狀氮化物。圖b為為滲氮層的SEM電鏡組織,主要為回火馬氏體(固溶大量碳氮原子)、細小彌散的碳氮化合物,結合XRD測試結果來看(見圖c),滲氮層近表面存在γ′相(Fe4N)。圖d為典型復合硬化處理后滲層碳氮濃度分布,可以看出復合滲層表面氮濃度基本控制在2%～2.5%之間,氮濃度的分布梯度平緩,碳濃度隨深度呈上升態勢,表明氮的吸收促進了碳化物分解[7]和碳原子的擴散。

圖6 13Cr4Mo4Ni4VA鋼復合硬化處理后的滲層典型組織結構 (a)復合硬化層整體結構; (b)氮化層SEM組織;(c)XRD圖譜;(d)氮化層碳氮濃度分布Fig.6 Casemicrostructure of 13Cr4Mo4Ni4VA steel after duplex hardening (a)dup lex-hardened case structure; (b)SEM image of nitrided case;(c)XRD patterns;(d)carbon and nitrogen content p rofile of nitrided case

2.2 復合化學熱處理全過程滲層硬度梯度演變

復合化學熱處理過程滲層組織的演變導致滲層性能的演變,圖7為13Cr4Mo4Ni4VA鋼在復合化學熱處理不同階段滲層硬度梯度,圖7a中曲線 L1～ L3分別為經過Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ熱處理后滲層硬度梯度,在曲線L1中隨著殘余奧氏體(Ar)含量變化顯微硬度先降低后升高,而后隨著碳含量的下降,硬度降低;在曲線L2中由于Ar的消減,碳化物的析出,使曲線L1中硬度谷值A區抬升,同時由于馬氏體(M)等在高溫回火后轉變為平衡相,并且析出的碳化物長大,使曲線L1中硬度峰值B區大幅回落;在曲線L3中隨著Ar含量降低以及馬氏體基體碳含量的下降,硬度先升高后降低,對比曲線 L2,由于淬火處理后發生了M相變,同時Ar層向表面移動,使L3硬度曲線在近表面層回落,而在次表面層抬升。圖7b為Ⅳ熱處理后滲層硬度梯度,可以看出經過一次回火,Ar減少,同時高碳馬氏體中沉淀相的二次硬化作用,使近表層硬度有大幅度抬升;增加回火次數以及冷處理后,Ar近一步消除,滲層硬度隨之提高。圖 7c為復合硬化前后滲層硬度梯度變化情況,經過復合硬化處理后,由于氮原子在回火馬氏體基體中間隙固溶及合金氮化物沉淀析出,在滲碳硬化層基礎上表層硬度近一步提高,表面硬度達到1020HV以上。

圖7 13Cr4Mo4Ni4VA鋼復合化學熱處理不同階段滲層硬度梯度(a)Ⅰ,Ⅱ,Ⅲ熱處理工步;(b)Ⅳ熱處理工步;(c)復合硬化Fig.7 Casemicrohardness profile of 13Cr4Mo4Ni4VA steel during duplex thermochemical processing (a)Ⅰ,Ⅱ,Ⅲprocess;(b)Ⅳprocess;(c)duplex hardening process

綜上,碳氮復合化學熱處理工藝和以往的單一滲碳、滲氮以及氮碳或碳氮共滲有本質區別,單一滲碳、滲氮以及氮碳或碳氮共滲,或僅表面硬度高,或僅滲層深,滲層深度和表面硬度不能兩全;而碳氮復合化學熱處理實際上是滲碳和滲氮的復合,即雙重硬化過程,不僅使表面硬度達到超硬化(〉70HRC),而且滲層深,具有優異梯度結構(雙層硬化結構),承載能力強。

3 結論

(1)在13Cr4Mo4Ni4VA鋼復合化學熱處理過程中,由于碳氮原子的吸收和擴散使表層的碳氮濃度梯度分布,從而導致由表面到心部組織性能梯度變化,呈現不同的界面層。13Cr4Mo4Ni4VA鋼經過滲碳熱處理后,從表面到心部依次為過共析滲碳層→共析滲碳層→過渡層→心部。經過復合化學熱處理后,從表面到心部依次為氮化層→滲碳層→過渡層→心部。

(2)在復合化學熱處理全過程不同階段,不同的界面層熱處理響應不同,從而導致滲層不同的組織性能分布與演變。滲碳過程主要為碳原子的間隙固溶和碳化物析出;滲碳后退火過程主要為奧氏體和馬氏體的分解;淬火過程主要為碳化物溶解和 AM相變;冷處理、回火過程主要為殘余奧氏體分解與轉變以及沉淀相在馬氏體基體上析出;復合硬化過程主要為氮原子在回火馬氏體基體中間隙固溶及合金氮化物沉淀析出。

(3)碳氮復合化學熱處理工藝和傳統的單一滲碳、滲氮以及氮碳或碳氮共滲有本質區別,是滲碳和滲氮的復合,即雙重硬化過程,其不僅使表面硬度達到超硬化(〉70HRC),而且滲層深,具有優異的梯度結構,承載能力強。

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