20Cr2Ni4A钢和17Cr2Ni2MoVNb钢渗碳层的组织与性能

朱 旭， 陈建文， 蒋亦舟， 刘 克， 罗子相， 高毅强， 向臻东

(1. 江麓机电集团有限公司， 湖南 湘潭 411100；2. 湘潭大学 材料科学与工程学院， 湖南 湘潭 411105)

20Cr2Ni4A钢因经渗碳及高温回火后具有良好的综合力学性能，被广泛应用于制造各种齿轮。但因其淬透性高且晶粒较大，所制造的齿轮往往出现热处理畸变严重、疲劳寿命波动范围大等问题[1-2]。高可靠性、轻量化、小型化是世界先进水平传动装置的发展趋势，因此，找到比20Cr2Ni4A钢更高疲劳寿命、更细晶粒、热处理畸变更小的钢种具有重要意义。

17Cr2Ni2MoVNb钢(简称C1钢)从2006年被研制后受到广泛关注，杜劭峰等[3]研究了C1和20Cr2Ni4A 钢经相同热处理后，齿轮渗碳层质量与弯曲疲劳寿命之间的关系，由于两种钢制备的齿轮加载齿根处有效渗层深度和显微硬度的不同，未能确定相同条件下C1钢和20Cr2Ni4A钢疲劳性能的优劣。Qu等[4]研究了回火温度对C1钢拉伸性能和旋转弯曲疲劳行为的影响，Zhang等[5]研究了淬火温度对C1钢组织和滚动接触疲劳行为的影响，结果表明C1钢具有优异的疲劳性能。但到目前为止鲜有文献对C1钢和20Cr2Ni4A 钢渗层晶粒梯度分布进行详细描述以及对其摩擦磨损性能进行对比。因此，本文以C1钢与20Cr2Ni4A钢作为研究对象，研究了两钢种在渗碳后和渗碳+高温回火+淬火+低温回火后试样的渗碳层的显微组织与力学性能的变化规律，为寻找具有更优异综合性能的新材料提供参考。

1 试样制备与试验方法

试验材料为20Cr2Ni4A、C1齿轮钢，其化学成分见表1。本次试验采用φ100 mm×200 mm圆棒进行自由锻造，获得外径φ227 mm，内径φ70 mm，厚度40 mm的圆环试样，锻后进行正火、调质处理，然后进行渗碳+高温回火、淬火+低温回火处理。渗碳过程在由Carb-O-Prof系统控制的可控气氛多用炉中完成，渗碳过程中通入丙烷(C3H8)及甲醇(CH3OH)为载体的BH渗剂。渗碳工艺主要参数：渗碳温度930 ℃，强渗期碳势1.05%(363 min)，扩散期碳势0.8%(42 min)。

表1 两种重载齿轮钢的化学成分(质量分数，%)

以上热处理过程中试样均以圆环试样进炉，为探究渗碳过程中渗碳层的组织变化，分别在渗碳后、渗碳+高温回火+淬火+低温回火后留下一件圆环试样进行检测，具体工艺参数见图1；在圆环上取尺寸为10 mm×10 mm×15 mm的试样；试样打磨和抛光后，使用4%硝酸酒精与苦味酸+缓蚀剂进行侵蚀，观察渗碳层的组织与晶粒度变化；使用OLYMPUS-GX71光学显微镜进行显微组织观察；渗层硬度检测使用HVT-1000A显微硬度计，载荷砝码为1 kg，保压15 s；利用X-350A型光谱分析仪测量渗碳试样表面的碳含量；利用CFT-1材料表面性能综合测试仪进行摩擦磨损试验，磨损方式为往复，试样摩擦表面为渗碳表面，摩擦副为Si3N4陶瓷球，摩擦条件：20 ℃，干摩擦，载荷30 N，速度500 turn/min，往复距离5 mm。

图1 热处理工艺流程图Fig.1 Heat treatment process flow chart

2 试验结果与讨论

2.1 渗层碳浓度梯度分布

钢中碳化物形成元素Cr、Mn、Mo和非碳化物形成元素Si、Ni等含量对合金系数影响比较明显， C1钢的合金系数较高，吸碳能力较强、渗速较快，表面碳含量较高。本厂前期研究表明，C1钢较20Cr2Ni4A钢更容易生成网状碳化物，但通过调整渗碳碳势与渗碳时间可以避免网状碳化物的形成[6]。使用X-350A型光谱分析仪检测淬火+低温回火后试样表面的碳含量，结果如图2所示。两种齿轮钢渗碳后渗层的碳浓度均随着渗层深度的增加而降低，其中C1钢的碳浓度梯度相比于20Cr2Ni4A钢的下降更平缓，靠近表面位置C1钢的碳含量比20Cr2Ni4A钢的高。

图2 试验钢渗碳层的碳浓度梯度Fig.2 Carbon concentration gradients of carburized layers of the tested steels

2.2 渗层显微组织及晶粒度

2.2.1 渗碳后显微组织

20Cr2Ni4A钢与C1钢均属于淬透性优异的齿轮钢[7-8]，渗碳后风冷试样的显微组织如图3所示，渗碳层表层为黑色针状马氏体与大量白色的残留奥氏体，属于非平衡组织[9]。两种钢均未观察到明显的网状碳化物，外表面有厚度很小的氧化层。

图3 渗碳后渗层显微组织(a)20Cr2Ni4A钢；(b)C1钢Fig.3 Microstructure of the carburized layers(a) 20Cr2Ni4A steel; (b) C1 steel

2.2.2 淬火+低温回火后的显微组织

对两种钢淬火+低温回火试样的渗碳层不同位置的马氏体形貌、碳化物尺寸与分布进行观察分析。图4为渗碳层的SEM组织梯度变化图，在0～200 μm处两种钢的渗层组织均由高碳针状马氏体组织、球化碳化物与残留奥氏体组成，在C1钢中可明显观察到细小碳化物析出，在(400±20) μm处，可观察到20Cr2Ni4A钢的碳化物析出明显减少，在C1钢中依然可以观察到细小碳化物析出，同时存在长条状碳化物；在(600±20) μm处，两个钢种析出的碳化物数量均减小，无明显大颗粒碳化物，均为细小的球状碳化物。对测量的各位置的碳化物尺寸进行统计，如表2所示。总体而言，C1钢析出碳化物的平均尺寸比20Cr2Ni4A钢的稍大。

图4 淬火+低温回火后20Cr2Ni4A钢(a)与C1钢(b)渗碳层距表面不同距离处的显微组织Fig.4 Microstructure of carburized layers at different distances from surface of the 20Cr2Ni4A steel(a) and C1 steel(b) after quenching and low temperature tempering(a1,b1) 200 μm; (a2,b2) 400 μm; (a3,b3) 600 μm

表2 淬火+低温回火试样各位置碳化物尺寸(μm)

2.2.3 原材料和淬火+低温回火后试样的晶粒度

根据GB/T 6394—2002《金属平均晶粒度检测方法》对两钢种的原材料和淬火+低温回火后晶粒度等级进行检测，结果见图5。由原材料的晶粒形貌金相检测可知，20Cr2Ni4A钢和C1钢的晶粒度等级分别为5级和6级，见图5(a1，b1)。图5(a3，b3)分别为20Cr2Ni4A钢和C1钢淬火+低温回火后试样心部的晶粒形貌，对其评级分别为7级和8级。对比图5(a1，a3)及图5(b1，b3)发现，两种钢基体经渗碳淬火处理后比原材料的晶粒度提高2级。图5(a2，b2)分别为20Cr2Ni4A钢和C1钢淬火+低温回火后试样渗层的晶粒形貌，结合图5(a3,b3)可知，20Cr2Ni4A钢和C1钢淬火试样渗层的晶粒由表及里呈现粗→细→粗的变化，20Cr2Ni4A钢最外层为脱碳层(晶粒度等级为7级)，中层为有效渗碳硬化层(晶粒度等级为10级)，内层为心部(晶粒度等级为7级)；C1钢最外层为脱碳层(晶粒度等级为8级)，中层为有效渗碳硬化层(晶粒度等级为10级)，内层为心部(晶粒度等级为8级)。C1钢的晶粒粗化程度也较20Cr2Ni4A钢低，且因脱碳引起的晶粒长大的区域更窄，这得益于C1钢能形成更多数量和种类的碳化物，这些碳化物钉扎在晶界处阻碍了奥氏体晶粒的长大。

图5 试验钢原材料(a1, b1)及热处理后渗层(a2, b2)与心部(a3, b3)的晶粒形貌 (a)20Cr2Ni4A钢；(b)C1钢 Fig.5 Grain morphologies of the as-received steels(a1, b1), carburized layers(a2, b2) and center(a3, b3) of the tested steels after heat treatment(a) 20Cr2Ni4A steel; (b) C1 steel

图6 试验钢渗碳层淬回火后的显微硬度分布Fig.6 Microhardness profiles of carburized layers of the tested steels quenched and tempered

2.3 渗层残留奥氏体对硬度及耐磨性的影响

根据GB/T 9450—2005《钢件渗碳淬火硬化层深度的测定和校核》进行显微硬度检测，获得试样渗碳层硬度随距表面距离的分布曲线图，如图6所示。同时，根据GB/T 9362—1987《钢中残留奥氏体定量测定X射线衍射仪法》进行残留奥氏体的含量测量。通过测量和计算可知C1钢淬火试样距外表面距离为0.1 mm处残留奥氏体的含量为15.58%，20Cr2Ni4A钢淬火试样的残留奥氏体含量为15.09%，二者残留奥氏体含量相差不大，其X射线衍射图谱如图7所示。

图7 距表面0.1 mm处试验钢渗碳层淬回火后的X射线衍射图谱Fig.7 XRD patterns of carburized layers at 0.1 mm from surface of the tested steels quenched and tempered

由图6可知，两种齿轮钢有效硬化层均在(1.0±0.2) mm范围内，C1钢淬火试样硬度值与20Cr2Ni4A钢淬火试样表面处硬度值相差不大，均呈现先增大后减小的趋势，硬度梯度变化均较为平缓。在渗层距表面0.1 mm处有硬度值开始微微升高的现象，这归结为在渗层表面形成的一个晶粒粗大区域，属于渗碳缺陷，称为脱碳区[10]，如图6所示。根据残留奥氏体的含量可推测，C1钢的最高硬度应该比20Cr2Ni4A钢略低，但实际上C1钢的最高硬度比20Cr2Ni4A钢略高，这在于C1钢能析出更多的碳化物，析出强化效果高于20Cr2Ni4A钢。

通过摩擦磨损试验机对C1钢淬火试样和20Cr2Ni4A钢淬火试样的表面进行往复干摩擦试验得到摩擦因数曲线与磨痕SEM显微组织图，如图8所示。由图8(a)可知，在摩擦过程中经历跑合、稳定磨损和剧烈磨损阶段。通过对比C1钢和20Cr2Ni4A钢的摩擦因数曲线，C1钢的摩擦因数在摩擦过程的各个阶段均比20Cr2Ni4A钢的摩擦因数要低，且更平缓，C1钢和20Cr2Ni4A钢的摩擦因数分别为0.63和0.73。通过测量两个钢种的平均磨痕深度，C1钢的平均磨痕深度为19.856 μm，20Cr2Ni4A钢的平均磨痕深度为21.255 μm。通过对比磨痕的SEM图可知，20Cr2Ni4A钢表面的磨痕破坏较为严重，观察到较为明显的磨粒磨损行为特征，C1钢的磨痕表面破坏程度比20Cr2Ni4A钢低[11]。综合对比可知，C1钢的耐磨性优于20Cr2Ni4A钢。

图8 试验钢渗碳并淬回火后的摩擦因数曲线与磨痕SEM形貌(a)摩擦因数；(b)20Cr2Ni4A钢；(c)C1钢Fig.8 Friction coefficient curves and wear track SEM morphologies of the carburized tested steels quenched and tempered(a) friction coefficient； (b) 20Cr2Ni4A steel； (c) C1 steel

3 结论

1) 同一渗碳工艺下C1钢与20Cr2Ni4A钢渗碳层形成针状马氏体和大量残留奥氏体。经同一淬火+低温回火热处理工艺后两种钢的渗层组织均由马氏体、残留奥氏体和碳化物组成，且C1钢渗层表面的残留奥氏体含量高于20Cr2Ni4A钢。

2) 试验钢在经过同一热处理工艺后，20Cr2Ni4A钢的心部晶粒度等级为7级，C1钢的心部晶粒度等级为8级，试验钢的渗碳层晶粒均呈梯度变化。

3) 试验钢在经过同一热处理工艺后，C1钢渗碳层表层显微硬度值高于20Cr2Ni4A钢，C1钢耐磨性能优于20Cr2Ni4A钢。