4Cr14Ni14W2Mo鋼零件晶間及表面殘余應力對滲氮層剝落的影響

湯浩，程法嵩，劉依依，熊勇，楊國蘭

中國航發貴州黎陽航空動力有限公司 貴州貴陽 550000

1 序言

4Cr14Ni14W2Mo系高鎳鉻奧氏體型熱強鋼，表面滲氮后，具有高的耐磨損、抗摩擦、耐疲勞等性能，因此廣泛應用于航空工業的精密偶件[1-3]。但是，在4Cr14Ni14W2Mo鋼零件滲氮出爐時，常出現剝落現象，造成大量零件報廢，嚴重影響正常生產，并造成經濟損失。高鉻奧氏體不銹鋼在600～800℃滲氮時，將沿晶界形成大量的氮化物，并可能導致沿晶開裂，造成滲氮層剝落[2]。針對此情況，本文選取4Cr14Ni14W2Mo鋼節流嘴零件，研究分析零件滲氮前的相關工藝以及滲氮工藝對滲氮層剝落的影響，探討剝落機理及相關改進措施。

2 試驗方法

節流嘴試件材料為4Cr14Ni14W2Mo鋼，外觀及缺陷形貌如圖1所示。分別采用三維視頻儀、掃描電子顯微鏡、應力測定儀進行觀測分析。

圖1 試件外觀與缺陷形貌

3 試驗結果

3.1 金相分析

根據現場工藝員反饋，滲氮層剝落發生在滲氮后的冷卻過程，并可聽到爆裂聲。在三維視頻儀下觀察零件，剝落僅限于球面上，同批次發生滲氮層剝落的節流嘴零件，剝落也僅限于球面上。分析認為滲氮層剝落是由應力導致的滲氮層脆性斷裂，而應力和脆性的大小是由滲氮層組織決定的。將試件用丙酮清洗后，分別在試件正常區域及發生剝落的區域做能譜分析，結果見表1。

表1 試件能譜分析結果（質量分數） （%）

能譜分析結果表明，滲氮層剝落區域與正常區域成分相近，且未見腐蝕性元素，因此可以排除是由化學腐蝕或材質缺陷導致滲氮層剝落。將試件沿端面磨制金相試樣，采用硝酸酒精溶液腐蝕后，在掃描電鏡背散射模式下觀察，基體晶粒度細于ASTM 10級，滲氮層剝落區域未見沿晶界分布的脈狀ε相及針狀γ'組織，如圖2所示。滲氮層分為表層的白亮層與內層的淺灰層，如圖3所示。

圖2 滲氮層及基體組織

圖3 滲氮層內的白亮層及淺灰層

由圖3可知，引起滲氮層剝落的原始裂紋分布在白亮層，且裂紋沿白亮層的奧氏體晶界發生；此外，可觀察到白亮層內沿奧氏體晶界分布著大量粒狀析出物。這些第二相粒子沿晶界大量析出，形成了許多相界面，消弱了奧氏體晶界，可引起沿晶斷裂，如圖4所示。另外，第二相處有應力集中的條件，當局部應力超過相界強度時，將沿相界脫開。同批次發生滲氮層剝落的節流嘴零件，在原始狀態下觀察剝落區域，發現剝落區域存在數條沿晶裂紋，如圖5所示。以上結果表明，沿白亮層奧氏體晶界分布的原始裂紋造成滲氮層剝落，而沿白亮層奧氏體晶界上分布的大量第二相粒子對晶界結合力的消弱，是造成零件滲氮層剝落的根源。

圖4 沿晶界分布的第二相粒子

圖5 滲氮層剝落區域的沿晶裂紋

3.2 應力分析

經過觀察，節流嘴零件滲氮層剝落均發生在球面。由現場工藝得知，零件球面是由圓柱形棒材切削加工而成，殘留形變嚴重，存在應力集中的條件，考慮到應力集中會引起脆性材料斷裂，因此做出以下分析討論。

滲氮過程中氮氨分解化學式為2NH3＝3H2＋2N2，除氮元素外，氫元素也同時浸入金屬表層。氮滲入奧氏體中，將與基體中的Fe、Cr、Mo、W等多種合金元素形成氮化物。氮化物沉淀后滲氮層比容增大，體積發生膨脹，這種膨脹受到心部體積的牽制，因此在滲氮層內產生較大的內應力。這些在滲氮層內彌散分布的合金氮化物與材料基體中存在的滲碳體及晶界均是氫的陷阱，會捕獲大量的氫原子，使氫元素在淺表層富集。當陷阱處的氫含量達到飽和后，過剩的氫原子將結合為氫分子，氫分子的體積是兩個氫原子體積的15倍[3]，因此必然會在晶界及滲氮層積累較大的氫壓。在滲氮冷卻過程中，隨著溫度的降低，氫在基體中的溶解度及擴散系數急速降低，氫壓上升，則會在晶界及滲氮層形成極大的組織應力。

根據滲氮層受力情況建立應力模型，如圖6所示。滲氮層表面主要受到兩個周向應力σ1、σ2的作用，這兩個力綜合之后形成滲氮層和心部之間的徑向拉應力σ3。σ3的大小與滲氮層濃度以及氮化物數量呈正相關，故障零件在檢查中發現的大量沿晶界分布的第二相粒子，即為Fe、Cr、Mo、W等多種合金元素形成的氮化物。在局部高氮區域，σ3將會達到很高的數值。由于晶界結合力被嚴重削弱，當拉應力超過滲氮層的抗拉強度時，將形成大量的沿晶裂紋。

圖6 滲氮層內應力模型

具有平直晶界的多邊形大晶粒相對細小等軸晶，有利于第二相粒子的聚集，以及氮、氫原子的擴散，因此晶粒越粗大，第二相粒子網狀分布越嚴重，應力σ3數值也就越大。為了驗證表面應力對滲氮層剝落的影響，隨機選取10件滲氮工序之前的節流嘴試件，分別測試每件節流嘴零件預滲氮區域的應力值，然后對零件進行滲氮。由于節流嘴零件滲氮區域為曲面，因此使用電解腐蝕在應力測試點制作一小平面，所測試的應力值為近表層應力值，每個零件沿距端面1mm的弧面等間距取3個點測試的平均值，取點位置如圖7所示。

圖7 零件應力測試取點位置示意

此次試驗使用的儀器為PRO公司制造的IXRDMG40P型X射線應力測定儀，選用的靶材為Mn靶，衍射晶面為hkl（213），布拉格角為151.88°，規定沿滲氮層向外的拉應力為正值，沿滲氮層向心部的壓應力為負值。故障批零件預滲氮狀態應力測試曲線如圖8所示。

圖8 零件預滲氮狀態應力分布曲線

應力測定試驗表明，節流嘴零件滲氮層剝落狀態與應力值有一定的關聯，滲氮層發生嚴重剝落的零件，沿滲氮層向外的拉應力值整體趨勢高于剝落較為輕微的零件。沿滲氮層向外的拉應力是加工殘留應力與滲氮層內應力σ3相結合的結果，這個拉應力數值越大，發生剝落的危險也就越大。

4 討論及建議

由上述試驗得知，沿白亮層奧氏體晶界上分布的合金氮化物、滲碳體、氫化物及氫原子對晶界的消弱，是造成零件滲氮層剝落的根源。而沿滲氮層向外的殘余形變應力與組織應力會加劇滲氮層剝落的趨勢。因此，提出以下改進建議。

1）提高滲氮時的氨氣分解率。當氨氣分解率提高時，可降低表層氮濃度，有效改善滲氮層組織，減少第二相粒子數量及避免第二相粒子呈網狀分布[4]，從而減小內應力以及斷裂源的脆性。

2）對加工殘余形變加大的4Crl4Nil4W2Mo鋼預滲氮零件進行足夠的高溫退火預處理，以減小零件表面殘余應力。

3）嚴格控制4Crl4Nil4W2Mo鋼預滲氮零件熱加工工藝制度，保證其晶粒為細小的等軸晶。相關研究表明[5]，當正常交貨狀態的4Crl4Nil4W2Mo鋼模鍛加熱溫度＜1120℃時，晶粒平均直徑＜25μm，當模鍛溫度＞1150℃時，晶粒開始快速長大，此時的平均晶粒直徑為38～56μm。

5 結束語

滲氮層淺表層內沿奧氏體晶界大量析出的第二相粒子產生的晶間應力對奧氏體晶界的削弱，是造成滲氮層剝落的根源。加工殘留形變應力，滲氮過程引入的組織應力，加劇了滲氮層剝落的趨勢。