操應(yīng)剛，王帥棋，聶翔宇，何蓓，劉棟

滲碳與激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理16Cr3NiWMoVNbE鋼的組織演化

操應(yīng)剛，王帥棋，聶翔宇，何蓓，劉棟

（北京航空航天大學(xué) a.大型金屬構(gòu)件增材制造國家工程實(shí)驗(yàn)室 b.前沿科學(xué)技術(shù)創(chuàng)新研究院，北京 100191）

增大16Cr3NiWMoVNbE鋼經(jīng)滲碳強(qiáng)化后的強(qiáng)化層深度，細(xì)化晶粒尺寸，提高表面力學(xué)性能，并減小工件熱變形，縮短工藝周期。將滲碳與激光相變強(qiáng)化相結(jié)合，利用“短時”滲碳提高表面含碳量，再通過激光快速局部加熱，為碳原子擴(kuò)散提供理想通道，改善強(qiáng)化層深度。通過光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡、透射電子顯微鏡，分別評價材料的金相組織、高倍顯微組織，并通過顯微硬度計、納米力學(xué)探針對激光相變強(qiáng)化處理后的硬化層截面硬度、納米硬度、彈性模量進(jìn)行測試，揭示滲碳和激光相變復(fù)合強(qiáng)化16Cr3NiWMoVNbE鋼的組織演化和強(qiáng)韌化機(jī)理。隨著激光能量輸入量的增加，復(fù)合強(qiáng)化層的深度提高了約50%，顯微硬度最大值為792HV，顯微硬度提高了約30%，彈性模量、顯微硬度呈先增加后降低的趨勢，強(qiáng)化層顯微組織板條逐漸減少，且尺寸不斷粗化，殘余奧氏體由薄膜狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，數(shù)量逐漸增加，碳化物聚集球化且數(shù)量減少。16Cr3NiWMoVNbE鋼經(jīng)滲碳和激光相變復(fù)合強(qiáng)化后，得到了塑韌性優(yōu)異的復(fù)合強(qiáng)化層，為航空發(fā)動機(jī)關(guān)鍵傳動部件表面強(qiáng)化提供了新思路和理論支撐。

滲碳；激光相變強(qiáng)化；16Cr3NiWMoVNbE鋼；強(qiáng)化層；顯微組織；力學(xué)性能

在航空發(fā)動機(jī)附件傳動系統(tǒng)中，齒輪、輪軸等部件是航空發(fā)動機(jī)的關(guān)鍵基礎(chǔ)構(gòu)件[1-2]。在服役環(huán)境中，存在大量復(fù)雜的剪切應(yīng)力、沖擊應(yīng)力、拉壓交變應(yīng)力、腐蝕介質(zhì)等不利因素[3-4]，因此航空發(fā)動機(jī)的傳動部件必須采取合適的表面強(qiáng)化技術(shù)，以提高其表面的綜合力學(xué)性能。16Cr3NiWMoVNbE作為新一代的特級優(yōu)質(zhì)鋼，通過了長期的試車和試飛考核，是我國航空發(fā)動機(jī)齒輪、輪軸等傳動零部件的主流材料[5]。目前，16Cr3NiWMoVNbE鋼的表面處理技術(shù)主要采用滲碳強(qiáng)化[6-8]，但是該技術(shù)存在強(qiáng)化處理后熱變形大、工藝周期長、強(qiáng)韌性匹配差等難題[9-11]。激光相變強(qiáng)化技術(shù)具有獨(dú)特的優(yōu)勢，被廣泛應(yīng)用于鋼軌、齒輪、模具等領(lǐng)域[12]。由于該技術(shù)常適用于中、高碳鋼[13-14]，因此對低碳高合金鋼16Cr3NiWMoVNbE采用激光相變強(qiáng)化技術(shù)，存在強(qiáng)化層深度不足、表面性能難以滿足使用要求等問題。

隨著大功率激光器的迅速發(fā)展和廣泛應(yīng)用，開發(fā)出了一系列先進(jìn)的激光加工技術(shù)。其中，激光相變強(qiáng)化技術(shù)具有獨(dú)特的優(yōu)勢，受到人們的廣泛關(guān)注。激光相變強(qiáng)化技術(shù)又稱激光淬火，該技術(shù)利用高能量密度激光束作用于基體表面，使基體表面溫度快速升高至奧氏體相變臨界值與基體熔點(diǎn)之間。當(dāng)移開激光束后，基體的熱量依靠自身擴(kuò)散，實(shí)現(xiàn)了快速冷卻，這是一種無任何液體、氣體等淬火介質(zhì)的自淬火過程。由于溫度瞬間上升至奧氏體化溫度，因此基體內(nèi)部元素來不及擴(kuò)散，導(dǎo)致形成的奧氏體內(nèi)碳元素含量及其合金元素的含量降低，最終形成低碳超細(xì)馬氏體組織和高碳?xì)堄鄪W氏體。經(jīng)激光相變強(qiáng)化處理后，表面強(qiáng)化層形成了具有較高位錯密度的細(xì)小板條馬氏體組織。同時，由于組織應(yīng)力與熱應(yīng)力的作用，在表面強(qiáng)化層形成了高殘余壓應(yīng)力，極大地提升了材料的表面硬度、耐磨性、疲勞強(qiáng)度等力學(xué)性能[15-16]。

近些年，在國內(nèi)外學(xué)者的努力下，將激光相變強(qiáng)化與其他表面強(qiáng)化技術(shù)相結(jié)合，該技術(shù)成為一種先進(jìn)的表面強(qiáng)化技術(shù)。王存山等[17]將激光相變強(qiáng)化技術(shù)與滲氮處理技術(shù)相結(jié)合，對 W9Mo3Cr4V高速鋼進(jìn)行了復(fù)合強(qiáng)化處理，有效提高了強(qiáng)化層的耐磨性。研究表明，采用激光硬化和滲氮復(fù)合處理的試樣表面主要由回火馬氏體、殘余奧氏體、Fe3N、Cr7C3和M2C型碳化物等構(gòu)成。滲氮與激光硬化相結(jié)合，不僅進(jìn)一步細(xì)化了晶粒，而且可在強(qiáng)化層產(chǎn)生大量的微觀缺陷，有效地提高了滲氮層的深度，同時保證氮化物的分布更加均勻。鐘歷等[18]通過激光相變強(qiáng)化與多元離子共滲復(fù)合處理技術(shù)，提高了H13模具鋼的表面性能。Wang等[19]采用等溫淬火與激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理灰鑄鐵，得到了性能優(yōu)異的顯微組織，同時提高了其表面硬度和耐磨性能。在理論上，短時間滲碳處理可以解決傳統(tǒng)滲碳工藝處理后工件熱變形大、工藝周期長等難題，利用激光相變強(qiáng)化的快速加熱為碳原子擴(kuò)散提供了理想通道，增大了強(qiáng)化層深度，細(xì)化了晶粒尺寸，進(jìn)一步提高了強(qiáng)化層深度，改善了其表面力學(xué)性能。由此可見，將滲碳與激光相變復(fù)合強(qiáng)化相結(jié)合的技術(shù)有望有效提高16Cr3NiWMoVNbE鋼的表面硬度、強(qiáng)化層深度、表面性能，改善其強(qiáng)韌性匹配。

文中的研究對象為航空發(fā)動機(jī)關(guān)鍵傳動部件材料16Cr3NiWMoVNbE鋼，設(shè)計“短時”滲碳處理與激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理的方式，探討不同激光能量輸入下16Cr3NiWMoVNbE的組織演化規(guī)律和強(qiáng)韌化機(jī)理，為高性能重載荷航空傳動部件的表面強(qiáng)化提供關(guān)鍵技術(shù)支撐和理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)

1.1 材料

試驗(yàn)材料選用航空發(fā)動機(jī)齒輪、輪軸的代表材料16Cr3NiWMoVNbE鋼，該材料的化學(xué)組成及各元素含量如表1所示。該材料含有大量的合金元素，其碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.14%～0.19%，是典型的低碳高合金鋼，力學(xué)性能如表2所示，原始顯微組織如圖1所示[20]。將原始16Cr3NiWMoVNbE鋼棒材（50 mm×200 mm）線切割成50 mm×50 mm的柱狀樣品，并將其表面經(jīng)銑床銑平，將表面粗糙度控制為0.8，然后用無水乙醇超聲清洗，以去除油污，并吹干備用。

表1 16Cr3NiWMoVNbE鋼的化學(xué)成分

Tab.1 Chemical composition of 16Cr3NiWMoVNbE steel wt.%

表2 16Cr3NiWMoVNbE鋼的力學(xué)性能

Tab.2 Mechanical properties of 16Cr3NiWMoVNbE steel

圖1 16Cr3NiWMoVNbE鋼的原始顯微組織（回火索氏體）

1.2 滲碳處理試驗(yàn)

采用特殊滲碳工藝處理16Cr3NiWMoVNbE鋼?！岸虝r”滲碳處理工藝是在航空發(fā)動機(jī)傳動軸、齒輪實(shí)際應(yīng)用的工藝基礎(chǔ)上，縮短滲碳加熱時間，最大限度地減小傳統(tǒng)滲碳工藝的熱變形，并保證一定的滲碳層深度。特殊滲碳工藝如圖2所示，滲碳溫度為930 ℃時加熱時間為50 min，滲碳淬火溫度為900 ℃時加熱時間為3 h，并采用–75 ℃冷處理3 h，最后采用260 ℃低溫回火處理。以上工藝參數(shù)均參考G/BT 30583—2014，以及成熟應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)關(guān)鍵傳動部件表面強(qiáng)化的滲碳工藝。

1.3 激光相變強(qiáng)化試驗(yàn)

對經(jīng)特殊滲碳工藝處理后的16Cr3NiWMoVNbE鋼進(jìn)行激光相變強(qiáng)化，探究滲碳與激光相變復(fù)合強(qiáng)化的可行性。此次試驗(yàn)在北京航空航天大學(xué)大型金屬構(gòu)件增材制造國家工程實(shí)驗(yàn)室自主研發(fā)的激光加工設(shè)備上進(jìn)行，設(shè)備原理如圖3所示。該設(shè)備配有YLS–12000大功率光纖激光器和三軸聯(lián)動四坐標(biāo)數(shù)控機(jī)床等，可進(jìn)行大型金屬構(gòu)件激光增材制造、激光相變強(qiáng)化等。

圖2 16Cr3NiWMoVNbE滲碳處理工藝

在滲碳處理基礎(chǔ)上進(jìn)行激光相變強(qiáng)化的示意圖如圖3所示，具體激光相變強(qiáng)化的工藝參數(shù)如表3所示。文中采用脈沖式激光相變強(qiáng)化處理方式，將材料的表面粗糙度控制在0.8，激光光斑直徑為8 mm，在固定激光功率密度的條件下，通過改變激光功率和激光作用時間來改變激光能量輸入，探究激光能量輸入的影響。

圖3 激光相變強(qiáng)化試驗(yàn)示意圖

表3 16Cr3NiWMoVNbE鋼激光相變強(qiáng)化工藝參數(shù)

Tab.3 Process parameters of laser transformation strengthening for 16Cr3NiWMoVNbE steel

1.4 表征

采用Carl Zeiss Lab A1型光學(xué)顯微鏡（OM）進(jìn)行金相組織觀察，采用Apreo S LoVac型掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行高倍顯微組織分析，采用FEI Tecnai F30型透射電子顯微鏡（TEM）進(jìn)行高倍組織分析。采用軼諾FALCON511型顯微硬度計對激光相變強(qiáng)化處理后的硬化層截面硬度進(jìn)行測試，施加載荷為5 N，保載時間為10 s，在垂直方向上每間隔100 μm選取多個點(diǎn)進(jìn)行測試，同一水平位置測試5個間隔50 μm的點(diǎn)，并計算平均值，將其作為該位置的顯微硬度值。根據(jù)所測數(shù)據(jù)繪制激光相變強(qiáng)化區(qū)截面顯微硬度分布圖，選用Nano Indenter XP型號納米力學(xué)探針在1 000×光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行納米壓痕實(shí)驗(yàn)。

2 結(jié)果及分析

2.1 滲碳層的組織特征

短時滲碳處理后的試樣截面組織宏觀形貌及滲碳層的顯微硬度變化規(guī)律如圖4所示。根據(jù)滲碳層的顯微硬度特征，依次分為頂部擴(kuò)散層（Top），擴(kuò)散層深度為0～500 μm，顯微硬度為600HV～650HV；中部擴(kuò)散層（Middle），擴(kuò)散層深度為500～1 300 μm，顯微硬度380HV～600HV；底部擴(kuò)散層（Bottom），擴(kuò)散層深度>1 300 μm，顯微硬度約為350HV。

圖4 短時間滲碳處理后試樣截面金相宏觀形貌及其顯微硬度

擴(kuò)散層深度為50、400、800、1 000 μm時的SEM顯微組織如圖5所示。結(jié)果表明，當(dāng)擴(kuò)散層深度為50、400 μm時，大量的碳化物顆粒彌散分布在基體組織中，隨著擴(kuò)散層深度的增加，碳化物數(shù)量和體積明顯降低。當(dāng)擴(kuò)散層深度為800 μm時，碳化物的尺寸和數(shù)量均顯著降低，該擴(kuò)散層的組織主要為板條馬氏體。當(dāng)擴(kuò)散層深度為1 000 μm時，僅存在極少量的碳化物，組織為單一板條馬氏體。由于滲碳過程是活性碳原子向材料內(nèi)部擴(kuò)散的過程，碳原子的擴(kuò)散受到熱力學(xué)和動力學(xué)等因素的限制，因此擴(kuò)散層由表及里的碳原子含量逐漸降低，在不同深度的擴(kuò)散層形成了不同尺寸和含碳量的馬氏體和碳化物。

頂部擴(kuò)散層TEM相形貌及其電子衍射斑點(diǎn)如圖6所示。結(jié)果顯示，頂部擴(kuò)散層由塊狀碳化物+體心立方過飽和α固溶體組成，因此頂部擴(kuò)散層的顯微組織為回火馬氏體組織[21]。

圖5 擴(kuò)散層的顯微組織

圖6 頂部擴(kuò)散層

2.2 復(fù)合強(qiáng)化層的組織特征

激光能量輸入（=，為激光實(shí)際功率，為輻照時間）是影響滲碳和激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理的關(guān)鍵因素[22-23]。在不同激光能量輸入下，滲碳和激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理后試樣的截面宏觀形貌如圖7所示。由圖7可見，未進(jìn)行激光相變強(qiáng)化的滲碳層（Carburized Layer，在金相顯微鏡下呈黑色）出現(xiàn)了“月牙狀”的強(qiáng)化區(qū)（Hardening Aera，簡稱HA），具有明顯“分層線”的過渡區(qū)（Transition Area，簡稱TA）和基體區(qū)（Substrate）。強(qiáng)化區(qū)（HA）：激光加熱至完全奧氏體化溫度（Acm）以上，隨即快速冷卻，實(shí)現(xiàn)自淬火，得到超細(xì)馬氏體。過渡區(qū)（TA）：溫度介于馬氏體回火溫度與奧氏體化相變臨界值之間，因而存在明顯的分界線，分界線以上發(fā)生奧氏體化，分界線以下發(fā)生“回火”轉(zhuǎn)變?；w的組織未發(fā)生固態(tài)相變，故而保存了原始芯部組織。

在不同激光能量輸入下，復(fù)合強(qiáng)化層中馬氏體的尺寸、碳化物數(shù)量的變化規(guī)律如圖8所示。由圖8可見，隨著激光能量輸入值的增加，馬氏體尺寸逐漸變大，游離的碳化物顆粒的數(shù)量逐漸減少。當(dāng)激光能量輸入值為2 196 J時，復(fù)合強(qiáng)化層的SEM顯微組織為細(xì)微馬氏體+粒狀和塊狀碳化物。當(dāng)激光能量輸入值為2 562 J時，碳化物開始聚集“球化”，馬氏體形態(tài)逐漸粗化。當(dāng)激光能量輸入值為2 928 J時，細(xì)小粒狀碳化物大部分熔于基體，馬氏體的尺寸明顯粗化，強(qiáng)化區(qū)存在大量的滲碳體和未轉(zhuǎn)變完全的殘余奧氏體，馬氏體呈“塊狀”形態(tài)。

不同激光能量輸入時，強(qiáng)化層馬氏體與奧氏體的TEM相形貌如圖9所示[24]。由圖9可知，當(dāng)激光能量輸入值為2 196 J時，復(fù)合強(qiáng)化層的馬氏體相形貌為板條狀，且在馬氏體板條間存在少量的薄膜狀殘余奧氏體；當(dāng)激光能量輸入值為2 928 J時，相結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)槿∠蜿P(guān)系互不平行的超短、超細(xì)片狀馬氏體（存在孿晶亞結(jié)構(gòu)），而且馬氏體片之間的薄膜狀殘余奧氏體數(shù)量增多、尺寸變大，其長度約為200～300 nm；當(dāng)激光能量輸入值為3 294 J時，馬氏體片進(jìn)一步粗化，且馬氏體片內(nèi)的孿晶亞結(jié)構(gòu)數(shù)量明顯增多，殘余奧氏體由“薄膜狀”形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)椤皦K狀”形態(tài)。

圖7 不同激光能量輸入下復(fù)合強(qiáng)化層的截面輪廓

圖8 不同激光能量輸入下強(qiáng)化區(qū)外表層的SEM顯微組織

圖9 不同激光能量輸入值對強(qiáng)化層中馬氏體和殘余奧氏體相結(jié)構(gòu)的影響

綜上可知，當(dāng)激光能量輸入值為2 196 J（1.22 kW，1.8 s）時，強(qiáng)化層的顯微組織為超細(xì)板條馬氏體+薄膜狀殘余奧氏體+碳化物；當(dāng)激光能量輸入值為2 562 J（1.22 kW，2.1 s）時，強(qiáng)化層的顯微組織為板條馬氏體+片狀馬氏體（少量的孿晶亞結(jié)構(gòu)）+薄膜狀殘余奧氏體+碳化物；當(dāng)激光能量輸入值為2 928 J（1.22 kW，2.4 s）時，強(qiáng)化層的顯微組織為片狀馬氏體（大量的孿晶亞結(jié)構(gòu)）+薄膜狀殘余奧氏體+碳化物；當(dāng)激光能量輸入值為3 294 J（1.22 kW，2.7 s）時，強(qiáng)化層的顯微組織為片狀馬氏體（大量的孿晶亞結(jié)構(gòu)）+塊狀殘余奧氏體+碳化物。

2.3 顯微硬度分析

在不同激光能量輸入下，截面顯微硬度變化曲線如圖10所示。由圖10可知，經(jīng)滲碳與激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理后，試樣的顯微硬度、強(qiáng)化層深度均大幅度提高。隨著激光能量輸入的增大，復(fù)合強(qiáng)化層的深度越大。另外，在不同激光能量輸入下，復(fù)合強(qiáng)化層硬度的最大值相近。單一滲碳層的最大顯微硬度約為600HV～650HV，經(jīng)復(fù)合強(qiáng)化處理后的最大顯微硬度約為750HV～ 800HV，顯微硬度提高了約30%，強(qiáng)化層深度提高了約50%。由此可見，與單一滲碳處理相比，經(jīng)滲碳+激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理后強(qiáng)化層的深度和顯微硬度均得到明顯提高。

另外，由圖10還發(fā)現(xiàn)，經(jīng)滲碳和激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理后，最外表層的顯微硬度略低于滲碳層，而且激光能量輸入值越大，其顯微硬度越低。結(jié)合前文（2.2節(jié)）發(fā)現(xiàn)，在復(fù)合強(qiáng)化層中存在薄膜/塊狀的殘余奧氏體。由于殘余奧氏體為面心立方結(jié)構(gòu)，它具有較多的滑移系，抵抗塑性變形的能力較差，因此導(dǎo)致最外表層的顯微硬度略有降低。然而，薄膜狀殘余奧氏體能夠降低應(yīng)力集中，提高材料的塑韌性，防止復(fù)合強(qiáng)化后表面出現(xiàn)的脆性開裂。與傳統(tǒng)滲碳工藝相比[14,25]，采用滲碳與激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理16Cr3NiWMoVNbE鋼后，其顯微硬度提高了約20%，滲碳層的深度提升了約1倍。

圖10 不同激光熱輸入下截面組織的顯微硬度

2.4 納米壓痕分析

經(jīng)過不同工藝參數(shù)的短時滲碳+激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理后，強(qiáng)化層的彈性模量和納米硬度如表4所示。結(jié)果顯示，經(jīng)滲碳與激光相變復(fù)合強(qiáng)化后，表面彈性模量最大提高了48.4 GPa，納米硬度最大提高了3.2 GPa，復(fù)合強(qiáng)化效果顯著。當(dāng)激光能量輸入值為2 562 J（1.22 kW，2.1 s）時，復(fù)合強(qiáng)化效果相對最佳，彈性模量高達(dá)220.6 GPa，納米硬度為10.6 GPa。

由表4可知，當(dāng)激光能量輸入為2 562 J時，強(qiáng)化區(qū)具有最大的彈性模量和納米硬度。將激光能量輸入為2 562 J的強(qiáng)化區(qū)納米壓痕點(diǎn)附近的相組成與原始滲碳層進(jìn)行對比，結(jié)果如圖11所示。滲碳層相組成為回火馬氏體組織，復(fù)合強(qiáng)化層為超細(xì)馬氏體（位錯亞結(jié)構(gòu)+孿晶亞結(jié)構(gòu)）+薄膜狀殘余奧氏體+粒狀碳化物。由表4可知，與滲碳層相比，復(fù)合強(qiáng)化層（超細(xì)馬氏體+薄膜狀殘余奧氏體+粒狀碳化物）的彈性模量提升了約28%，納米硬度提升了約38%。由此可見，經(jīng)滲碳+激光相變復(fù)合處理后的強(qiáng)化層復(fù)合相組織為片狀馬氏體+薄膜狀殘余奧氏體+粒狀碳化物，其彈性模量高、韌性強(qiáng)，能夠顯著提高材料的表面力學(xué)性能。

表4 不同激光能量輸入下強(qiáng)化層的彈性模量與納米硬度

Tab.4 Elastic modulus and nanohardness of strengthened layers with different laser heat inputs

如圖12所示，在滲碳與激光相變復(fù)合強(qiáng)化過程中，由于激光具有極快的加熱速度，將試樣快速升溫至Ac1線以上。由于奧氏體是碳原子固溶于γ–Fe中的間隙固溶體，因此奧氏體化過程主要依靠碳原子的擴(kuò)散行為。在滲碳與激光相變復(fù)合強(qiáng)化過程中，一方面原始滲碳層為16Cr3NiWMoVNbE鋼表面提供了大量的粒狀碳化物，提高了表面碳含量；另一方面，當(dāng)激光高能量粒狀束作用于試樣表面時，滲碳層中的碳原子快速分解、熔化，為奧氏體化過程提供了大量的碳原子，而且極快的加熱速度、極高的加熱溫度為碳原子的擴(kuò)散打開了有效通道，最終在高溫狀態(tài)下獲得了含碳量較高的奧氏體。在不同的激光能量輸入值下，碳原子的擴(kuò)散驅(qū)動力、擴(kuò)散時間不同，因此出現(xiàn)了隨著激光能量的增加球狀碳化物基本消失的情況。如圖12所示，在不同激光能量輸入值下，碳原子的擴(kuò)散驅(qū)動力、擴(kuò)散時間不同，造成奧氏體化的程度存在差異。隨著激光能量輸入值的增大，Cr、Ni、Mo等奧氏體化穩(wěn)定合金元素擴(kuò)散得更充分，致使奧氏體化過程更均勻，導(dǎo)致奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變過程受阻，使得強(qiáng)化層存在殘余奧氏體，且隨著激光能量輸入值的增大而逐漸增多，殘余奧氏體的相形貌由薄膜狀演變?yōu)閴K狀，強(qiáng)化區(qū)深度不斷增加。另外，隨著激光能量輸入值的增大，C原子的擴(kuò)散更充分，固溶于γ–Fe的含量更高，導(dǎo)致得到的馬氏體碳含量逐漸增加，因而其相結(jié)構(gòu)、相形貌出現(xiàn)了規(guī)律性變化：板條→片狀，且孿晶亞結(jié)構(gòu)逐漸增多。由于激光能量輸入值的增大，造成熱量的積累，表面至芯部的溫度梯度降低，導(dǎo)致自淬火過程受阻，最終使組織出現(xiàn)尺寸粗化的現(xiàn)象。

圖11 滲碳層和復(fù)合強(qiáng)化層的納米壓痕測試

圖12 激光能量輸入對試樣的熱影響和馬氏體相形貌的演化規(guī)律

在激光能量輸入值不同的情況下，奧氏體化過程固溶于α–Fe中的碳含量也不同，導(dǎo)致強(qiáng)化層的馬氏體得到了不同的亞結(jié)構(gòu)，即前文所提到的當(dāng)激光能量輸入值為2 562 J（1.22 kW，1.8 s）時，馬氏體的亞結(jié)構(gòu)由位錯轉(zhuǎn)變?yōu)閷\晶；當(dāng)激光能量輸入值為3 294 J（1.22 kW，2.7 s）時，復(fù)合強(qiáng)化層組織中的馬氏體大部分為片狀的孿晶馬氏體。

由于16Cr3NiWMoVNbE鋼中存在大量的Cr、Ni等奧氏體穩(wěn)定元素，降低了馬氏體相變臨界值，使得馬氏體相變需要更大的相變驅(qū)動力，阻礙了強(qiáng)化層奧氏體向馬氏體的相變，導(dǎo)致部分奧氏體未完全轉(zhuǎn)化，最終殘留下來。由此可見，在滲碳與激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理后，強(qiáng)化層存在含量不一的殘余奧氏體。當(dāng)激光能量輸入值為2 196～2 928 J時，殘余奧氏體的形態(tài)均為薄膜狀；當(dāng)激光能量輸入值為3 294 J（1.22 kW，2.7 s）時，殘余奧氏體的形態(tài)由薄膜狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀。另外，殘余奧氏體為面心立方結(jié)構(gòu)，它具備多個滑移系，因而具有良好的塑性和較低的屈服強(qiáng)度，能夠有效地改善材料的塑性和韌性[26]，尤其是薄膜狀殘余奧氏體能夠顯著降低應(yīng)力集中，阻礙裂紋的擴(kuò)展。經(jīng)滲碳與激光相變強(qiáng)化復(fù)合處理后，強(qiáng)化層得到了薄膜狀殘余奧氏體+馬氏體的復(fù)合相組織，使得強(qiáng)化層組織具有高強(qiáng)度、高韌性、高硬度等特性，有效改善了單一滲碳處理后表面過硬過脆的致命缺點(diǎn)。

3 結(jié)論

通過控制激光能量輸入值，研究了復(fù)合強(qiáng)化層的顯微組織及其力學(xué)性能特征，探究了激光能量輸入值對復(fù)合強(qiáng)化層組織的影響，以及滲碳與激光相變復(fù)合強(qiáng)化復(fù)合處理工藝的固態(tài)相變機(jī)理。

1）隨著激光能量輸入值的增大，復(fù)合強(qiáng)化層的幾何尺寸增加，彈性模量、顯微硬度呈先增加后降低的趨勢。

2）隨著激光能量輸入值的增大，復(fù)合強(qiáng)化層顯微組織的演變規(guī)律為板條馬氏體+片狀馬氏體→片狀馬氏體（大量孿晶亞結(jié)構(gòu)），板條逐漸減少，且尺寸不斷粗化，殘余奧氏體由薄膜狀→塊狀，數(shù)量逐漸增加，碳化物聚集球化，且數(shù)量減少。

3）16Cr3NiWMoVNbE鋼經(jīng)滲碳與激光相變復(fù)合強(qiáng)化后，得到了高硬度、高強(qiáng)度、塑韌性優(yōu)異的復(fù)合強(qiáng)化層，具有良好的強(qiáng)韌性匹配關(guān)系。即最外表面存在大量的殘余奧氏體和輕微脫碳，具有良好的塑韌性，而亞表面得到了細(xì)微馬氏體+殘余奧氏體+碳化物的復(fù)合相組織，具有高硬度、高強(qiáng)度的特點(diǎn)。

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Microstructure Evolution of 16Cr3NiWMoVNbE Steel Treated by Carburizing and Laser Transformation Hardening

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(a. National Engineering Laboratory of Additive Manufacturing for Large Metallic Components b. Research Institute for Frontier Science, Beihang University, Beijing 100191, China)

As a special grade high-quality steel, 16Cr3NiWMoVNbE is the representative of the material of transmission components such as gear and shaft of aeroengine. At present, 16Cr3NiWMoVNbE steel is faced with the problems of large thermal deformation, long process cycle and poor matching of strength and toughness after carburizing strengthening. Laser phase transformation strengthening technology has the advantages of high processing efficiency, small thermal deformation and high surface quality, which can significantly improve the surface performance of the workpiece. However, this technology is often suitable for medium and high carbon steel. Therefore, the work aims to further increase the depth of the strengthened layer, refine the grain size, improve the mechanical property of surface, reduce the thermal deformation of the workpiece and shorten the process circle. The carburizing was combined with laser phase transformation strengthening. The "short-time" carburizing was used to improve the surface carbon content, and then the laser local rapid heating was used to provide an ideal channel for carbon atom diffusion. The microstructure evolution and strengthening-toughening mechanism of 16Cr3NiWMoVNbE steel strengthened by carburizing and laser phase transformation were revealed, providing new ideas and theoretical support for surface strengthening of key transmission parts of aero-engine.

The metallographic structure and high-power microstructure were evaluated by optical microscopy (OM), scanning electron microscope(SEM) and transmission electron microscope (TEM). The section hardness and modulus of elasticity of strengthened layer after laser transformation strengthening treatment was tested by microhardness tester and nano indenter to reveal the microstructure evolution and strengthening and toughening mechanism of 16Cr3NiWMoVNbE steel strengthened by carburizing and laser transformation.

After the composite strengthening of 16Cr3NiWMoVNbE steel by carburizing and laser transformation, the composite strengthened layer had a good matching relationship between strength and toughness, that was, there were a large number of residual austenite and slight decarburization on the outermost surface, which had good plasticity and toughness, while the sub-surface had a fine martensite + residual austenite + carbide composite phase structure, which had the characteristics of high hardness and high strength. With the increase of laser energy input, the depth of the composite strengthened layer was increased by about one time, the maximum microhardness was 792HV, and the microhardness was increased by about 1.3 times. The elastic modulus and microhardness of the strengthened layer tended to increase at first and then decrease. The microstructure lath of the strengthened layer gradually decreased, and the size of the strengthened layer was coarsened continuously. The retained austenite changed from thin film to block, and the number of retained austenite gradually increased, while the carbide aggregates and spheroidizes and the number decreased.

After the composite strengthening of carburizing and laser transformation of 16Cr3NiWMoVNbE steel, the depth of the strengthened layer is further expanded, and the surface hardness is further improved. A composite strengthened layer with excellent plasticity and toughness is obtained. Taking full advantage of the characteristics of rapid heating and rapid cooling of laser transformation strengthening, it provides a new idea and theoretical support for the surface strengthening of key transmission components of aviation engine.

carburizing; laser transformation hardening; 16Cr3NiWMoVNbE steel;strengthened layer; microstructure; mechanical properties

TG111.5

A

1001-3660(2022)10-0010-10

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.10.002

2022–04–28；

2022–07–27

2022-04-28；

2022-07-27

國家重點(diǎn)研發(fā)計劃（2018YFB2002000）；國家科技重大專項（2017–Ⅶ–0003–0096）

National Key R&D Program of China (2018YFB2002000); National Science and Technology Major Project (2017-Ⅶ-0003-0096)

操應(yīng)剛（1997—），男，碩士，主要研究方向?yàn)榧す獗砻鎻?qiáng)化。

CAO Ying-gang (1997-), Male, Master, Research focus: laser surface strengthening.

何蓓（1989—），男，博士，副研究員，主要研究方向?yàn)榧す庠霾闹圃?、激光表面?qiáng)化。

HE Bei (1989-), Male, Doctor, Associate researcher, Research focus: laser additive manufacturing, laser surface strengthening.

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責(zé)任編輯：彭颋