羅子相， 劉 克， 楊 兵， 吳煥芬， 張 靈， 廖蓓蕾

(1. 湘潭大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 湖南 湘潭 411105；2. 江麓機(jī)電集團(tuán)有限公司， 湖南 湘潭 411100)

深冷處理是一種能夠高效改善金屬材料性能的方法，已經(jīng)廣泛應(yīng)用在高速鋼、工具鋼、滲碳鋼、刀具以及硬質(zhì)合金上[1]。作為傳統(tǒng)熱處理的延續(xù)，深冷處理改善金屬材料性能的作用主要體現(xiàn)在降低殘留奧氏體含量、增加碳化物彌散程度、細(xì)化組織、提高強(qiáng)度與耐磨性等方面[2]。18Cr2Ni2MoNbA鋼是一種應(yīng)用于工程機(jī)械、車輛機(jī)械上的重載齒輪鋼。因?yàn)閻毫拥姆郗h(huán)境，對(duì)重載齒輪鋼的強(qiáng)度、疲勞性能、沖擊性能和耐磨性等的要求要比普通齒輪鋼高[3]。由于18Cr2Ni2MoNbA鋼是在18CrNiMo-7-6鋼的基礎(chǔ)上研發(fā)而來(lái)，劉燕等[4-6]對(duì)其晶粒長(zhǎng)大動(dòng)力學(xué)、淬透性、強(qiáng)度、旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞性能、接觸疲勞性能與沖擊性能都進(jìn)行了系統(tǒng)研究，同時(shí)黃帥[6]還研究了試驗(yàn)鋼在-80 ℃冷處理后的殘余應(yīng)力、殘留奧氏體含量、硬度以及疲勞性能的變化。但是對(duì)于其耐磨性能的研究還未曾開展，所以開展冷處理工藝參數(shù)對(duì)18Cr2Ni2MoNbA鋼耐磨性的影響規(guī)律研究是非常必要的。

本文在18Cr2Ni2MoNbA鋼滲碳淬火工藝之后進(jìn)行深冷處理。在深冷處理溫度為-196 ℃的情況下，綜合考慮深冷處理時(shí)間、低溫回火溫度、低溫回火時(shí)間這3個(gè)因素來(lái)設(shè)計(jì)正交試驗(yàn)。并在較低磨損量的期望下，使用正交試驗(yàn)的極差分析進(jìn)行工藝篩選，對(duì)篩選出來(lái)的工藝進(jìn)行進(jìn)一步組織與性能檢測(cè)，以探究試驗(yàn)鋼在經(jīng)過(guò)深冷處理之后耐磨性能發(fā)生變化的原因，為18Cr2Ni2MoNbA鋼的深冷處理工藝設(shè)計(jì)提供一定參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

本文以18Cr2Ni2MoNbA鋼為研究對(duì)象，其化學(xué)成分如表1所示。試樣由熱軋態(tài)φ120 mm×200 mm棒材自由鍛造成外徑φ227 mm，內(nèi)徑φ70 mm，厚度40 mm的圓環(huán)試樣，鍛造后灰冷。對(duì)圓環(huán)試樣進(jìn)行正火+調(diào)質(zhì)預(yù)處理，然后使用DK7720型電火花數(shù)控線切割機(jī)床從圓環(huán)中取10 mm×10 mm×20 mm的長(zhǎng)方體試樣進(jìn)行滲碳+淬火+低溫回火處理，并在此工藝基礎(chǔ)上進(jìn)行后續(xù)的3因素3水平深冷處理正交試驗(yàn)，具體工藝如圖1所示。深冷處理工藝參數(shù)考慮深冷處理時(shí)間、低溫回火溫度、低溫回火時(shí)間3個(gè)因素對(duì)18Cr2Ni2MoNbA鋼耐磨性的影響，每個(gè)因素對(duì)應(yīng)3個(gè)水平，構(gòu)建L9(33)正交試驗(yàn)表[7]，如表2所示，其中深冷處理均在GL-150低溫處理試驗(yàn)箱中進(jìn)行，深冷處理溫度-196 ℃。

表1 18Cr2Ni2MoNbA鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 深冷處理正交試驗(yàn)表

圖1 18Cr2Ni2MoNbA鋼的熱處理與深冷處理工藝Fig.1 Heat treatment and cryogenic treatment process of the 18Cr2Ni2MoNbA steel

采用CFT-1型材料表面性能綜合測(cè)試儀進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn)，磨損方式采用往復(fù)摩擦，摩擦副為Si3N4陶瓷球，載荷30 N，往復(fù)距離5 mm，轉(zhuǎn)機(jī)速度500 r/min，運(yùn)行時(shí)間30 min，試驗(yàn)溫度為室溫(20 ℃)。使用設(shè)備的測(cè)量工具對(duì)磨痕進(jìn)行磨損量檢測(cè)，檢測(cè)方式為取磨痕上中下3個(gè)位置，每個(gè)位置測(cè)3次，共計(jì)9組數(shù)據(jù)并取平均值。在最小磨損量的期望值下，進(jìn)行工藝篩選，對(duì)篩選出來(lái)的工藝進(jìn)行顯微組織觀察與硬度檢測(cè)，依照GB/T 8362—1987《鋼中殘余奧氏體定量測(cè)定 X射線衍射儀法》進(jìn)行殘留奧氏體含量檢測(cè)，依照GB/T 9450—2005《鋼件滲碳淬火硬化層深度的測(cè)定和校核》進(jìn)行有效硬化層檢測(cè)，采用HV-1000A型顯微硬度計(jì)，載荷9.8N (1 kg)，保壓時(shí)間10 s。采用蔡司EVO-MA10型掃描電鏡進(jìn)行磨痕形貌與顯微組織檢測(cè)，并使用EDS能譜儀對(duì)磨痕產(chǎn)物進(jìn)行元素分析。

2 正交試驗(yàn)結(jié)果與分析

以試樣磨損量為指標(biāo)進(jìn)行正交試驗(yàn)結(jié)果分析，如表3所示。由表3可知，與未經(jīng)深冷處理的工藝1相比，18Cr2Ni2MoNbA鋼經(jīng)-196 ℃深冷處理后的磨損量均有明顯降低，其中深冷處理時(shí)間1 h，低溫回火溫度120 ℃，低溫回火時(shí)間2 h工藝下的磨損量最低，為2.465×10-2mm3。與工藝1的磨損量(4.622×10-2mm3)相比，磨損量減少46.67%。不同因素對(duì)試樣磨損量的影響程度以極差R進(jìn)行對(duì)比，極差R的值越大代表該因素對(duì)磨損量的影響程度越大。由表3中各因素的R值大小可知，在本試驗(yàn)條件下，影響18Cr2Ni2MoNbA鋼磨損量大小的顯著性排序?yàn)椋荷罾涮幚頃r(shí)間>低溫回火時(shí)間>低溫回火溫度。

表3 正交試驗(yàn)結(jié)果與極差分析

采用L9(33)正交試驗(yàn)表的優(yōu)勢(shì)在于每個(gè)因素的不同水平出現(xiàn)次數(shù)是相同的，實(shí)現(xiàn)因素和水平之間的均勻分散性與整齊可比性[8]。將各因素在不同水平下的值進(jìn)行求和得到Ki，再對(duì)其求平均值得ki，ki的大小可以表示3個(gè)因素不同水平對(duì)試驗(yàn)結(jié)果的優(yōu)劣性，ki最小時(shí)對(duì)應(yīng)的水平最優(yōu)。根據(jù)表3可知，在較低的磨損量期望值下，在深冷溫度-196 ℃時(shí)，最佳的工藝參數(shù)為深冷處理時(shí)間1 h，低溫回火溫度120 ℃，低溫回火時(shí)間4 h。

由表3磨損量分析可知，低溫回火溫度對(duì)磨損量的影響最小，深冷處理時(shí)間與低溫回火時(shí)間的影響較大。根據(jù)最優(yōu)的深冷處理工藝參數(shù)，選擇工藝2、工藝5與工藝1進(jìn)行對(duì)比研究，其中工藝2的磨損量和工藝1相比得到了明顯的降低，工藝5與工藝2相比，由于存在深冷處理時(shí)間與低溫回火時(shí)間上的不同，需要進(jìn)一步通過(guò)顯微組織分析與顯微硬度檢測(cè)，探究工藝2使18Cr2Ni2MoNbA鋼耐磨性提升的原因，并分析深冷處理時(shí)間與低溫回火時(shí)間造成耐磨性差異的原因。

3 顯微組織分析

3.2 滲碳層與心部組織分析

圖2為18Cr2Ni2MoNbA鋼經(jīng)工藝1、工藝2和工藝5處理后的滲碳層表層組織形貌。由圖2(a～c)可知，滲碳層表層組織均由殘留奧氏體、細(xì)針狀馬氏體與碳化物組成，深冷處理并未改變滲層的組織結(jié)構(gòu)。但在深冷處理后的滲層中可明顯觀察到偏聚的小顆粒白色碳化物，同時(shí)碳化物呈現(xiàn)出沿晶界析出的情況，彌散分布在基體上的微小碳化物數(shù)量增多，這種彌散的微小碳化物能夠有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而使材料的塑韌性增加。對(duì)比工藝2與工藝5可知，深冷處理時(shí)間與低溫回火時(shí)間的不同，使碳化物顆粒尺寸不同。由此可以推斷在摩擦磨損過(guò)程中，大尺寸碳化物顆粒剝落，導(dǎo)致對(duì)基體的二次破壞更為劇烈，使工藝5的磨損量比工藝2的要高。對(duì)比圖2(d～f)可知，深冷處理前后心部組織無(wú)明顯差異。

圖2 不同工藝下18Cr2Ni2MoNbA鋼的滲碳層表層(a～c)與心部(d～f)組織形貌(a,d)工藝1; (b,e)工藝2;(c,f)工藝5Fig.2 Morphologies of the carburized surface layer(a-c) and the core(d-f) of the 18Cr2Ni2MoNbA steel under different processes(a,d) process 1; (b,e) process 2; (c,f) process 5

3.2 摩擦磨損形貌分析

圖3為18Cr2Ni2MoNbA鋼經(jīng)工藝1、工藝2和工藝5處理后的摩擦磨損形貌。由圖3(a)可知，未經(jīng)深冷處理時(shí)試樣表面存在明顯的犁溝形貌，且該犁溝深度較深，表明摩擦磨損較為劇烈，是明顯的磨粒磨損特征。在滲碳層表層犁溝旁觀察到摩擦副與基體的碎屑，而這些碎屑在摩擦副的擠壓下又會(huì)對(duì)基體造成二次破壞，產(chǎn)生黏著磨損。觀察圖3(b,c)形貌可知，經(jīng)深冷處理后試樣滲碳層表層上雖然存在犁溝形貌，但是犁溝痕跡很淺，同時(shí)滲碳層表層上殘留的碎屑較少，即摩擦副與剝落的碎屑對(duì)滲碳層表層的破壞程度較低。進(jìn)一步證實(shí)深冷處理能夠有效提高18Cr2Ni2MoNbA鋼的耐磨性。為確定磨痕形貌中深色組織的成分，對(duì)其進(jìn)行EDS點(diǎn)掃描能譜分析，結(jié)果如表4所示。由表4可知，深色區(qū)域?yàn)镺元素與Si元素的富集區(qū)，這是因?yàn)樵谀Σ聊p過(guò)程中，滲碳層表層與摩擦副產(chǎn)生的摩擦熱使摩擦副、基體碎屑與空氣中氧氣結(jié)合生成深色塊狀組織，同時(shí)在深色組織上能觀察到明顯的犁溝形貌，部分深色組織觀察到魚鱗狀的應(yīng)力疲勞磨損形貌。

圖3 不同工藝下18Cr2Ni2MoNbA鋼的摩擦磨損形貌(a)工藝1;(b)工藝2;(c)工藝5Fig.3 Friction and wear morphologies of the 18Cr2Ni2MoNbA steel under different processes(a) process 1; (b) process 2; (c) process 5

表4 圖3中不同位置的EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)

3.3 殘留奧氏體與顯微硬度分析

殘留奧氏體作為一種亞穩(wěn)相，在零件服役過(guò)程中會(huì)發(fā)生馬氏體相變，使零件的體積發(fā)生膨脹，從而導(dǎo)致精密零件之間的咬合出現(xiàn)變化，增加零件磨損，使壽命降低，所以殘留奧氏體含量、形態(tài)以及穩(wěn)定性對(duì)零件性能的影響值得研究，相關(guān)研究指出[9]，在經(jīng)過(guò)深冷處理后，殘留奧氏體的形態(tài)將由塊狀或片狀變成薄膜狀，而薄膜狀殘留奧氏體處于等軸壓應(yīng)力狀態(tài)，在零件服役過(guò)程中相對(duì)穩(wěn)定，從而提高零件尺寸穩(wěn)定性，增加使用壽命。

表5和圖4為18Cr2Ni2MoNbA鋼經(jīng)工藝1、工藝2和工藝5處理后的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)和顯微硬度。由表5可知，工藝1、工藝2和工藝5的殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為18.1%、14.3%和13.7%，顯微硬度最大值分別為746.9、758.0 和766.8 HV。由此可知，深冷處理能夠降低18Cr2Ni2MoNbA鋼的殘留奧氏體含量，提高滲碳層顯微硬度。同時(shí)對(duì)比工藝2與工藝5可知，增加深冷處理時(shí)間和低溫回火時(shí)間能稍微降低殘留奧氏體含量，增加顯微硬度。由圖4(a)的衍射圖譜可知，經(jīng)過(guò)深冷處理后奧氏體(200)A和 (220)A的峰值下降，馬氏體 (211)M的峰值增加，說(shuō)明深冷處理使殘留奧氏體進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。由圖4(b)可知，深冷處理可以提升滲碳層的顯微硬度，在距表面2.0 mm位置工藝1、工藝2和工藝5的顯微硬度分別為490.7、490.1和490.6 HV。表明深冷處理對(duì)18Cr2Ni2MoNbA鋼的心部硬度無(wú)明顯影響。結(jié)合顯微組織與殘留奧氏體分析可知，表層顯微硬度的提升主要由碳化物的彌散強(qiáng)化以及殘留奧氏體進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體導(dǎo)致。

表5 不同工藝下18Cr2Ni2MoNbA鋼的殘留奧氏體含量與最大顯微硬度

圖4 不同工藝下下18Cr2Ni2MoNbA鋼的XRD圖譜(a)與顯微硬度曲線(b)Fig.4 XRD patterns(a) and microhardness curves(b) of the 18Cr2Ni2MoNbA steel under different processes

4 結(jié)論

1) 在深冷處理溫度為-196 ℃時(shí)，影響18Cr2Ni2MoNbA鋼磨損量大小的顯著性排序?yàn)椋荷罾涮幚頃r(shí)間>低溫回火時(shí)間>低溫回火溫度，最佳工藝參數(shù)為深冷處理時(shí)間1 h，低溫回火溫度120 ℃，低溫回火時(shí)間4 h。

2) 深冷處理能夠有效增加18Cr2Ni2MoNbA鋼的耐磨性，在深冷溫度-196 ℃，深冷處理時(shí)間1 h，低溫回火溫度120 ℃，低溫回火時(shí)間2 h的工藝下，試驗(yàn)18Cr2Ni2MoNbA鋼的磨損量最小，未深冷處理試樣相比減少46.67%。未深冷處理時(shí)的摩擦磨損機(jī)制為磨粒磨損、黏著磨損與氧化磨損，經(jīng)過(guò)深冷處理后的磨損機(jī)制為磨粒磨損與氧化磨損。

3) 深冷處理能夠使18Cr2Ni2MoNbA鋼的殘留奧氏體進(jìn)一步轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，使?jié)B碳層表面硬度增加，從而能夠阻礙摩擦碎屑在摩擦磨損過(guò)程中嵌入基體的行為，同時(shí)經(jīng)過(guò)深冷處理后滲碳層的小顆粒碳化物彌散析出，能夠達(dá)到彌散強(qiáng)化的作用，從而改善18Cr2Ni2MoNbA鋼的耐磨性。