表面滲碳對17GrNiMo6礦用圓環鏈的顯微組織及其力學性能的影響

周 波，王 琳，和 偉，張 晉

（1. 寧夏工商職業技術學院 電氣與控制工程學院，寧夏 銀川 750021； 2. 青島菲斯特檢測服務有限公司， 山東 青島 266300； 3. 共享智能裝備有限公司，寧夏 銀川 750021）

隨著全球經濟對煤炭能源的需用量不斷增加，作為機械化采煤的主要設備—刮板運輸機也迅速發展。圓環鏈是刮板運輸機的傳動鏈，其可靠性和力學性能在運輸機安全運行過程中起著舉足輕重的作用［1-2］。然而，圓環鏈是極易損壞的零件，這是由于在服役過程中圓環鏈同時受到拉伸和沖擊載荷的作用。因此，礦用圓環鏈應具備高強度、高韌性等復雜的綜合力學性能［3］。調研發現17CrNiMo6鋼具有優良的抗壓能力、高強度和高淬透性等優點，是一種DIN17210—（86）標準（德國）的Cr-Ni-Mo 系低碳合金鋼，在機械工業生產中常被作為重要零部件的生產材料，主要包括鏈條、齒輪、軸等。而滲碳和淬火是保證17CrNiMo6 鋼優良工作性能的重要熱處理方式之一［4］，通過滲碳處理能夠使得工件表面具有較高碳濃度，而連續變化的碳濃度梯度層使得表面獲得較高的硬度，使其具有“外硬內韌”的特點，從而延長其工作壽命［5-6］。

研究滲碳工藝對17CrNiMo6 鋼的微觀組織變化和力學性能影響在礦用圓環鏈的應用領域具有重要的理論意義和實際應用價值。近年來有學者［7］以17CrNiMo6 鋼制齒輪軸為研究對象，采用有限元軟件對齒輪軸的滲碳預熱和直接滲碳過程進行了定量分析，研究表明預熱處理對齒輪軸熱處理畸變的影響，試驗發現經過1050 ℃下不同滲碳工藝對航空齒輪鋼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］表面實施化學共沉淀并實施后續熱處理，有利于增強鍍層表面的自潤性，也有研究表明對18CrNiMo7-6 鋼進行920 ℃～1050 ℃的偽滲碳工藝處理［11］，發現試樣經常規滲碳以及不同溫度高溫滲碳處理后的組織及力學性能會有顯著變化，而且礦用圓環鏈在進行拉伸試驗時的斷口形狀、斷口位置、破斷負荷、破斷延伸率等都會有影響［12］；王成偉等［13］系統研究了17CrNiMo6 鋼花鍵齒輪軸滲碳淬火畸變控制過程。

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，并對其拉伸性能和破斷性能進行討論，以期為礦用圓環鏈的應用提供理論指導。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗選用φ30 mm ×108 mm，材質為17CrNi-Mo6鋼，根據GB/T4336—2.2016+AMD.1—207標準測試，其化學組成見表1。

1.2 滲碳工藝

17CrNiMo6 圓環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］。熱處理工藝過程如圖1 所示，在井式氣體滲碳爐中采用變碳勢滲層滲碳工藝進行，試件在裝爐前使用專用清洗劑清洗干凈并晾干。變碳勢滲碳工藝實施過程可以概括為：首先，強滲期碳勢Cp為（1.15±0.05） wt.%；其次，擴散階段碳勢Cp為（0.7±0.05） wt.%［15］；最后，保滲碳勢Cp為（0.68±0.05） wt.%；具體工藝為：先在600 ℃通入氮氣，接著在750 ℃通入甲醇，再在900 ℃通入丙烷。采用變碳勢滲碳工藝的主要目的是為了獲得均勻的滲碳層，避免網狀或塊狀碳化物的產生［16-17］。滲碳溫度設定為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 試驗方法

將熱處理后的17CrNiMo6 圓環鏈試樣沿橫截面切割開取樣，進行鑲嵌、打磨、拋光至合格狀態，配制體積分數為4%硝酸酒精溶液腐蝕處理試樣表面，在Leica MEF4M 光學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數字式顯微硬度計（載荷砝碼為300 g，保持時間為10 s）測試，由表及里每隔100 μm 測量1 次，直到測得的微硬度值穩定；拉伸試驗和破斷試驗分別在WAW-600kN 萬能拉伸試驗儀和WAW-2000 A 微機控制電液伺服萬能試驗機上測試。

2 試驗結果與討論

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小的碳化物，這是因為17CrNiMo6中的碳化物形成元素Cr和Mo在滲碳過程中極易與碳原子結合，當試樣表面在滲碳過程中碳濃度逐漸飽和時，過量的碳原子主要通過晶界向試樣組織內部進行擴散，雖然在滲碳過程中滲碳溫度設定為920 ℃，滲碳時間長達40 h，試樣中的碳有充分的時間擴散、均勻化；但是，由于晶界上兩個晶粒的質點排列取向有一定的差異，結構上比較疏松。在多晶體中，晶界會成為原子（離子）快速擴散的通道，并容易引起雜質原子（離子）偏聚。所以，碳原子就會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域發生偏聚形核長大，從而形成了沿晶界分布的網狀碳化物［19］，而這些網狀碳化物的存在會增加圓環鏈的脆性，降低其力學性能。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分布的橢圓球狀或者長條狀的碳化物。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晶界向內部進行擴散［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，板條狀貝氏體呈細針片狀，有一定取向。這種粒狀貝氏體的實質就是馬氏體或者奧氏體小區域連續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程中隨著溫度的升高，C 原子陸續向奧氏體擴散且集聚，最終在小區域區中造成碳的濃度梯度分布［23］，隨著溫度的降低，這些富C的奧氏體區域便會轉變成板條馬氏體狀態定向平行排列，呈現黑白差的馬氏體束，如圖2（d）所示。

圓環鏈在滲碳過程中，碳原子由外至內緩慢擴散，滲碳層的碳濃度也會呈下降趨勢。靠近試樣表面冷速較快，達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表現為針狀，而芯部碳量低低，表現為板條狀形態。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滲碳層達到較高的硬度。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。而在滲碳過程中碳原子未能到達試樣內部，所以芯部組織的碳濃度基本不會發生變化，滲碳后仍保留了低碳板條狀馬氏體，這與戴建科等［8］的研究結果一致，而且低溫回火（210 ℃）后，組織中呈現板條狀特征很明顯的回火馬氏體，這說明在回火過程中只發生了過飽和碳從板條馬氏體中的析出現象［24］，基體多數區域保留了板條狀馬氏體，少數區域分布著少量板條貝氏體以及細小的碳化物［25］，如圖2（d）。

2.2 滲層深度及硬度分布

圖3為17CrNiMo6圓環鏈試樣顯微硬度測量點分布情況，可以觀察到圓環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，它們共同促進了奧氏體（A）組織的形成，在回火過程中碳在奧氏體（A）中有充足的時間進行擴散，而且A的穩定性會有所提高，導致其相變溫度降低，從而大大降低了滲碳體從高碳奧氏體區域析出的可能［26］。因此殘余奧氏體將會不斷地富碳卻不會析出滲碳體，待這些高碳奧氏體繼續冷卻過程中可能部分轉變為馬氏體，最終使得試樣表面獲得了較高的硬度。

圖3 17CrNiMo6顯微硬度測量點分布Fig.3 Distribution of microhardness measurement point of 17CrNiMo6

圖4 為滲碳處理后圓環鏈表面維氏硬度-測量深度的變化曲線，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擴散進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發生晶格畸變，從而增加位錯阻力，阻礙滑移的進行，使得固溶體硬度增大即產生固溶強化現象，也使得17CrNiMo6 鋼具有了更好的力學性能。因此，表面滲碳處理可作為17GrNiMo6 合金表面強化的一個有效方法。如圖4 所示，測得的距離圓環鏈試樣表面0～1.3 mm 和4.4～5.0 mm 處滲碳層硬度表現出鋸齒狀。原因有二，其一，淬火過程中溫度過低；其二，圓環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致試樣滲碳淬火層顯微硬度分布變得不均勻，導致其硬度出現上下波動，此現象與周康［27］的研究結果吻合。

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

如表2 所示， 根據GB/T13298—2015 標準測得試樣滲碳層深度為3.8 mm，硬化層深度為2.3 mm。根據GB/T230.1—2018 標準測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，試驗結果表明其硬度和深度均符合設計要求。

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 顯示了圓環鏈試樣滲碳處理前后抗拉強度、屈服強度、伸長率和收縮率的變化情況。可看出其抗拉強度和屈服強度相比較于原件均有所提高，分別提高了10.23%和12.65%，但其伸長率和收縮率則呈現下降的趨勢，分別下降了11.11%和6.90%。這是由于在滲碳過程中，圓環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有所升高，表面形成滲碳層所導致。

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

2.4 破斷實驗

根據GB/T228.1—2010 鏈條破斷試驗標準，測得圓環鏈試樣經過滲碳處理后最小破斷力為550 kN（如表4 所示），遠遠超過了GB/T12718—2001《礦用高強度圓環鏈》對C級別圓環鏈要求驗收的最低值（410 kN），破斷負載在滲碳處理后有所增加并超過鏈條原件的負載的14.58%，其破斷負載滿足國標要求。

表4 破斷試驗結果Tab.4 Results of fracture test

3 結 論

（1）規格Φ30 mm×108 mm 的17GrNiMo6 礦用圓環鏈試樣經過滲碳+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）試驗測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，滲碳試樣抗拉強度和屈服強度均分別提高了10.23%和12.65%，但其伸長率和收縮率則均分別下降了11.11%和6.90%。

（4）試樣破斷負載在滲碳處理后超過了鏈條原件的14.58%，表明鏈條的破斷負載和伸長率均達到國標對C級別圓環鏈的要求。