復合化學熱處理對G13Cr4Mo4Ni4V鋼組織和硬度的影響

蘇 勇， 王 帥， 王吉星， 于興福， 劉洪秀， 劉金玲

(1. 沈陽化工大學 機械與動力工程學院， 遼寧 沈陽 110142； 2. 沈陽工業大學 機械工程學院， 遼寧 沈陽 110870；3. 中國航發哈爾濱軸承有限公司， 黑龍江 哈爾濱 150500)

軸承作為機械設備中的重要零部件，在航空航天事業發展中起到重要的作用[1]，G13Cr4Mo4Ni4V高溫滲碳軸承鋼(以下簡稱G13Cr4Mo4Ni4V鋼)能滿足在DN值(軸承內徑D(mm)與極限轉速N(r/min)的乘積)為3.0×106條件下穩定工作的要求，是高可靠性航空軸承研制的優選材料[2]，G13Cr4Mo4Ni4V鋼經過滲碳、淬火、回火、深冷等一系列熱處理，能夠達到“表硬內韌”的強化效果，不僅能夠實現高溫下優異的耐磨性能，還能對極端條件下的沖擊起到良好的緩沖作用，使其達到更長時間、更加穩定的服役狀態[3-5]。

目前，針對G13Cr4Mo4Ni4V鋼的研究主要包括晶粒細化[6]、熱變形行為[7]和表面改性等[8-11]，對于G13Cr4Mo4Ni4V鋼，滲碳通常是一種表面硬化的方法。G13Cr4Mo4Ni4V鋼經滲碳處理后，組織中的碳化物細小且分布均勻，這對提高材料性能非常有利[8]。G13Cr4Mo4Ni4V鋼表面熱處理強化方法還包括碳氮共滲、離子注入和通過添加稀土對其等離子滲氮等[9-10]。谷臣清等[11]發現碳氮共滲后G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲層組織較單純滲碳的G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲層組織明顯細化。劉金玲等[12]研究了不同氮氫比對G13Cr4Mo4Ni4V鋼離子滲氮后表層硬度、滲氮層深度及滲氮層脈狀組織的影響，發現隨著氮氫比的增大，表層硬度升高，滲氮層厚度增加，但是降低氮氫比可以改善滲氮層的脈狀組織。畢明龍等[13]研究了滲氮溫度對G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲氮層厚度及殘余應力的影響，發現隨著滲氮溫度的提升，滲氮層厚度提升，且經過滲氮后最大殘余壓應力提升至850 MPa以上。滲碳+滲氮復合化學熱處理后G13Cr4Mo4Ni4V鋼的次表層應力有了極大的提高，耐磨性和抗疲勞性得到極大改善[14-15]。本文主要研究了對滲碳+淬火+回火的G13Cr4Mo4Ni4V鋼進行長時間滲氮后的微觀組織演化和硬度梯度變化特征，旨在為G13Cr4Mo4Ni4V軸承鋼在航空航天領域中的應用提供試驗數據與工藝參考。

1 試驗材料及方法

本研究使用的材料為G13Cr4Mo4Ni4V鋼，其化學成分(質量分數，%)為0.11～0.15C、4.00～4.25Cr、4.00～4.50Mo、3.2～3.6Ni、1.13～1.33V、0.15～0.35Mn、0.10～0.25Si、≤0.010S、≤0.015P，余量Fe。對G13Cr4Mo4Ni4V鋼進行脈沖滲碳處理，試樣隨滲碳爐升溫至890 ℃滲碳815 min，滲碳后氣冷至室溫，然后在1060 ℃保溫30 min(固溶)后進行真空氣淬處理，對淬火后的G13Cr4Mo4Ni4V鋼進行3次回火處理，回火溫度為545 ℃，保溫時間為2 h。滲碳處理工藝如圖1所示。本文將滲碳815 min后進行淬火+回火處理的G13Cr4Mo4Ni4V鋼記為未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼。

圖1 G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲碳處理工藝流程圖Fig.1 Diagram of carburizing treatment on the G13Cr4Mo4Ni4V steel

將滲碳、淬火和回火處理后的試樣放入真空爐中進行脈沖真空滲氮處理，滲氮工藝參數主要包括滲氮溫度、時間、真空度、電壓以及氣體成分，其中滲氮溫度為495 ℃，滲氮時間為140 h，在滲氮保溫階段，滲氮壓力維持在(350±10) Pa，給定電壓650 V，占空比為10%，滲氮氣體為氮氫混合氣體，氮氣、氫氣體積比為1∶8。本文將經過滲碳+淬火+回火+滲氮處理的G13Cr4Mo4Ni4V鋼記為滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼。

將未滲氮和滲氮試樣加工成尺寸為15 mm×10 mm×10 mm的試樣，依次采用240、600、1000、2000號砂紙打磨，打磨后拋光并腐蝕用于組織觀察，腐蝕劑為100 mL乙醇+2.5 g苦味酸+5 mL鹽酸。采用S-3400N型掃描電鏡對試樣從邊緣向心部進行觀察。采用MHRS-150型洛氏硬度計測量試樣的表面硬度；采用HV-1000型顯微硬度計測試試樣從表面至心部的硬度分布，試驗載荷為1 kg，保持時間為15 s。

2 試驗結果與分析

2.1 復合化學熱處理對微觀組織的影響

圖2為未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲碳層深度、滲碳層和心部的微觀組織。未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的滲碳層厚度如圖2(a)所示，根據硬度的測量數據(硬度大于550 HV的區域為有效滲碳層)，并結合微觀組織觀察，G13Cr4Mo4Ni4V鋼經過815 min滲碳處理后有效滲碳層深度為1.45 mm。圖2(b)是圖2(a)中方框區域的放大圖，為G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲碳層的微觀組織，可以看出，滲碳層中存在大量的碳化物，其中較大尺寸的碳化物(直徑約為φ1 μm)為滲碳析出后，經固溶處理未溶碳化物(UC)，較小尺寸的碳化物為淬火+回火處理后析出的顆粒碳化物(GC)。除碳化物外，滲碳層中還出現了回火馬氏體(TM)。因此，G13Cr4Mo4Ni4V鋼的滲碳層主要由回火馬氏體和碳化物組成。

圖2 滲碳+淬火+回火G13Cr4Mo4Ni4V鋼的微觀組織(a)滲碳層深度；(b)滲碳層；(c)心部Fig.2 Microstructure of the carburized+quenched+tempered G13Cr4Mo4Ni4V steel(a) depth of carburized layer; (b) carburized layer; (c) core

未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼心部區域的微觀組織如圖2(c)所示，其基體組織為板條狀馬氏體(M)，只有少量尺寸較細小的顆粒碳化物(GC)分布于基體上，心部區域的碳化物分布與滲碳層明顯不同。分析認為，馬氏體發生回火反應，過飽和固溶碳原子進一步以碳化物形式析出，故在滲碳層內析出更多的顆粒狀碳化物，在滲碳過程中，從試樣邊緣到中心處，碳濃度呈梯度變化，碳原子豐富的區域為碳化物的形核和長大提供了條件。因此，與心部相比，滲碳層內的碳化物數量明顯較多。

圖3為滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的微觀組織。圖3(a)為滲層形貌，根據硬度的測量數據(硬度>550 HV的區域為有效滲層)，并結合微觀組織觀察，G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲氮層+滲碳層厚度約為1.34 mm。圖3(b)為滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲氮層的微觀組織，維氏硬度大于785 HV的區域為滲氮層，因此滲氮層厚度約為0.22 mm，滲氮層主要由鐵氮化物和碳氮化物組成[13]，可以看出，部分碳氮化物以類網狀的形式析出基體表面，根據氮化物評級標注，確定本試驗條件下獲得的氮化物級別為2級，析出的大尺寸碳氮化物呈塊狀、長條狀、橢球狀，小尺寸的碳氮化物呈球狀彌散分布在基體中。圖3(c)為滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲碳層內的微觀組織，在滲碳層內仍有呈斷續網狀的碳化物，相比于未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼(見圖2(b))，碳化物數量增加，滲氮140 h后樣品基體存在針狀馬氏體(Needle martensite，NM)，較多細小球狀碳化物析出在晶界上。圖3(d)為滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的心部組織，可以看出，心部碳化物的數量相對于滲氮層和滲碳層少，但相比未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的心部碳化物(見圖2(c))數量有所增加。

圖3 滲碳+滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的微觀組織(a)滲碳+滲氮層厚度；(b)滲氮層；(c)滲碳層；(d)心部Fig.3 Microstructure of the carburized and nitrided G13Cr4Mo4Ni4V steel (a) thickness of carburized and nitrided layer； (b) nitrided layer； (c) carburized layer； (d) core

由圖3(b)可知，滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼在滲氮層出現了粗大、類網狀碳化物。由于滲氮后未經過其他工藝處理，因此類網狀碳化物形成于滲氮過程中。分析認為，在140 h的滲氮處理期間，固溶于基體中的過飽和碳化物具有較強的析出傾向，加劇了碳原子在試樣表層的積聚，極易形成粗大、網狀碳化物。滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼在滲碳層的碳化物相對于未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼(見圖2)尺寸明顯增大，數量明顯增加，大尺寸碳化物的出現與長時間滲氮過程中合金元素與碳元素結合，并為其長大提供了條件有關，且相鄰的碳化物靠近并逐漸融合形成大尺寸碳化物。同理，碳化物的析出數量相對于未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼增加。

2.2 復合化學熱處理對硬度的影響

未滲氮和滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的表面洛氏硬度如表1所示。經過兩種熱處理后試樣表面硬度值均在62～65 HRC之間，多點測量均值相當。雖然洛氏硬度值相當，但表面硬度的波動性不同，未滲氮處理樣品表面硬度值較均勻，標準差為0.28，滲氮處理后試樣表面硬度均勻性降低，標準差為0.74。

表1 不同熱處理工藝條件下G13Cr4Mo4Ni4V鋼表面洛氏硬度(HRC)

未滲氮和滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼橫截面的顯微硬度變化曲線如圖4所示。其中，圖4(a)為未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的硬度梯度曲線。可以看出，未滲氮處理時，試樣表面滲層邊緣區域硬度較低，表面初始硬度僅為724 HV，距邊緣0.2 mm處最高值為785 HV，規定550 HV為滲碳層的最低顯微硬度[16]，可以確定滲碳層的有效深度為1.45 mm，未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼心部的硬度值為420 HV。

圖4 未滲氮(a)和滲氮(b)G13Cr4Mo4Ni4V鋼的截面顯微硬度分布Fig.4 Microhardness distribution on cross section of the unnitrided(a) and nitrided(b) G13Cr4Mo4Ni4V steels

滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼橫截面的顯微硬度梯度曲線如圖4(b)所示。可以看出，滲氮140 h后試樣邊緣仍存在低硬度區(如圖4(b)右上角放大圖Ⅰ所示)，最低硬度為790 HV，然后硬度逐漸增加，但滲氮140 h的試樣硬度不穩定，這與表1經過140 h滲氮處理的試樣表面洛氏硬度分布特征相一致。滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的表面顯微硬度最大值為948 HV，距邊緣0.08 mm。由于未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的最高硬度達到了785 HV，因此將高于785 HV的硬度歸因于滲氮引起的硬度增高，并把高于785 HV的硬度區間視為有效滲氮層深度，故滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的有效滲氮層深度為0.22 mm(如圖4(b)右上角放大圖Ⅱ所示)可滿足工程需要(約0.2 mm)。滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼以550 HV作為有效滲碳層深度時，可以確定滲碳層的有效深度為1.34 mm，相對于未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼，滲碳層深度降低0.11 mm，心部區域的硬度值為451 HV。

未滲氮和滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼試樣表面洛氏硬度值相似，但均勻性差異較大，這是由于經過140 h滲氮處理的試樣在滲氮層碳化物發生了粗化，碳化物尺寸較大，在進行顯微硬度測試時，顯微壓頭很容易壓到碳化物。

根據顯微硬度梯度，滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲層邊緣存在低硬度區，這與試樣邊緣存在脫碳和合金元素揮發有關。經過140 h滲氮處理后，試樣表面最高硬度值相對未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼增加了163 HV。分析認為，在長時間的滲氮過程中，表層碳化物溶解，分解出的碳元素向試樣中心區域擴散，同時氮元素填補進入碳化物內形成碳氮化物，提高了試樣表面的硬度；與此同時，G13Cr4Mo4Ni4V鋼心部區域的顯微硬度略有增加，增加值約為31 HV。滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼的邊緣最低硬度為790 HV，高于未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼表面最高硬度785 HV，故滲碳+滲氮的復合化學熱處理有效地提高了試樣的表面硬度，同時未明顯提高心部的硬度，達到了表面硬、心部韌的目的。相對于未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼，滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼有效滲碳層深度降低0.11 mm，分析認為是滲氮工藝促進了C元素向內部的擴散所致。

3 結論

1) 滲碳+淬火+回火后G13Cr4Mo4Ni4V鋼的有效滲碳+滲氮層深度為1.45 mm，對其添加140 h滲氮處理后，有效滲碳層深度降低至1.34 mm，滲碳層和心部區域的碳化物數量明顯增加。

2) 滲碳+淬火+回火后G13Cr4Mo4Ni4V鋼的表面洛氏硬度均值為63.6 HRC，標準差為0.28；添加140 h滲氮處理后G13Cr4Mo4Ni4V鋼的表面洛氏硬度均值為63.6 HRC，標準差為0.74。添加140 h滲氮處理后G13Cr4Mo4Ni4V鋼表面洛氏硬度與滲碳+淬火+回火后G13Cr4Mo4Ni4V鋼表面洛氏硬度相當，但波動性較大，穩定性差，這與滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼在滲氮層中出現的類網狀碳化物有關。

3) 未滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼表面最高顯微硬度值為785 HV，滲氮G13Cr4Mo4Ni4V鋼表面最高顯微硬度可達到948 HV，滲氮層深度為0.22 mm，邊緣最低硬度為790 HV。

4) 添加140 h滲氮的滲碳+淬火+回火后G13Cr4Mo4Ni4V鋼實現了“表面硬心部韌”的目標，滲氮層厚度滿足工程需要，但添加滲氮處理后G13Cr4Mo4Ni4V鋼在滲碳層和滲氮層出現類網狀碳化物，因此在滲氮過程中需要綜合考慮滲氮層深度和微觀組織，以獲得良好的綜合力學性能。