廖庚峰，胡立嵩，吳 寧，萬里鵬，熊路蘭，李彩虹，漆 誠

(江西洪都航空工業(yè)集團(tuán)有限責(zé)任公司，江西 南昌 330095)

傳統(tǒng)可控氣氛滲碳存在滲碳周期長、表面內(nèi)氧化和清潔度差等缺點(diǎn)[1-2]。與傳統(tǒng)可控氣氛滲碳相比，真空低壓滲碳具有工藝靈活、生產(chǎn)成本低和環(huán)保等優(yōu)點(diǎn)。真空低壓滲碳后工件表層奧氏體中碳濃度能快速飽和，克服了普通氣體滲碳的缺點(diǎn)，具有滲層均勻性好、滲層組織優(yōu)良、表面碳濃度波動性小、自動化程度高和環(huán)境污染少等特點(diǎn)[3-5]。

為了精確控制真空滲碳過程，目前多依據(jù)Harris關(guān)系式或滲碳設(shè)備配備的滲碳專家模擬軟件對滲碳過程進(jìn)行計(jì)算模擬。根據(jù)Harris關(guān)系式(1)、(2)可確定總滲層深度(d)、總滲碳時(shí)間(t)、表面碳濃度(C)、強(qiáng)滲時(shí)間(tc)和擴(kuò)散時(shí)間(td)[6]；同時(shí)，利用滲碳專家模擬軟件，只要輸入相應(yīng)的參數(shù)，即可模擬出表面碳濃度、濃度梯度、總滲碳深度等信息。

(1)

式中：T為滲碳溫度(K)；t為滲碳時(shí)間(h)。

(2)

式中：C為滲碳要求達(dá)到的表面碳含量；C0為強(qiáng)滲期結(jié)束時(shí)的表面含碳量；C1為心部碳含量。

目前，研究者對真空滲碳熱處理過程數(shù)值模擬進(jìn)行多方面的研究，并取得了一些成果[7-10]。但由于真空低壓滲碳工藝過程復(fù)雜，影響因素較多(如滲碳溫度、脈沖周期、氣氛流量與壓力、擴(kuò)散溫度與時(shí)間等)，模擬結(jié)果與實(shí)際結(jié)果存在一定差距，仍需根據(jù)生產(chǎn)實(shí)際進(jìn)行調(diào)整和優(yōu)化。因此，本文利用Harris關(guān)系式、VacCard真空滲碳模擬軟件及生產(chǎn)數(shù)據(jù)對真空滲碳工藝進(jìn)行分析與優(yōu)化，為真空滲碳的實(shí)際生產(chǎn)提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為12CrNi3A、18Cr2Ni4WA和20鋼，其化學(xué)成分見表1。

表1 試驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

1.2 試驗(yàn)方法

采用2.0VP-4035/36N型臥室真空滲碳爐進(jìn)行滲碳處理，真空滲碳工藝見表2，分別采用Harris關(guān)系式和VacCard真空滲碳模擬軟件對滲碳工藝進(jìn)行計(jì)算與分析。滲碳后熱處理工藝見表3、表4。參照標(biāo)準(zhǔn)HB 5493—2011《航空鋼制件滲碳、碳氮共滲滲層深度測定方法》和標(biāo)準(zhǔn)HB 5492—2011《航空鋼制件滲碳、碳氮共滲金相組織檢驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)》，采用HVS-1000A顯微硬度計(jì)、HR-150A洛氏硬度計(jì)、LEICA DMI5000M金相顯微鏡對試樣的滲碳深度、表面碳濃度、硬度和微觀組織進(jìn)行測試和分析。

表2 真空滲碳工藝

表3 滲層深度的熱處理狀態(tài)及工藝

表4 滲碳后的熱處理工藝

1.3 真空滲碳模擬計(jì)算

采用Harris關(guān)系和VacCard真空滲碳模擬軟件，分別計(jì)算不同滲碳工藝下三種材料的總滲碳層深度和表面碳濃度，結(jié)果見表5。12CrNi3A、18Cr2Ni4W鋼采用2#滲碳工藝中的滲碳模擬效果見圖1。真空滲碳采取飽和值滲碳法，總滲碳層深度和表面碳濃度主要與滲碳溫度、滲碳時(shí)間、合金元素及富化率等因素有關(guān)，由于工藝試驗(yàn)采取小面積試樣，因此可不考慮富化率的影響。另外，Harris關(guān)系式中沒有考慮合金元素這一變量，因此總滲碳層深度和表面碳濃度的計(jì)算結(jié)果與滲碳模擬軟件模擬結(jié)果略有差別，且表面碳濃度與滲碳脈沖中的強(qiáng)滲、擴(kuò)散比值有關(guān)。碳的擴(kuò)散系數(shù)與滲碳溫度、奧氏體碳濃度及合金元素的種類和含量有關(guān)，在同一滲碳溫度下，滲碳因子與爐氣碳勢(Cp)和鋼的原始成分間的定量關(guān)系為：

klnA=-1.5139+0.8414[C%]+0.0348[Cr%]+0.0468[Mn%]+0.0407[Mo]-0.0317[Ni%]+ 0.004[W%]+0.6722Cp[11]

(3)

由式(3)可知，不形成碳化物的元素會降低滲碳層深度，而形成碳化物的元素可增加表面碳濃度和滲碳層深度。

表5 滲碳層深度和表面碳濃度

(a) 12CrNi3A; (b) 18Cr2Ni4WA圖1 2#滲碳工藝下VacCard軟件模擬計(jì)算結(jié)果Fig.1 Simulation calculation results of VacCard software under 2# carburizing process

滲碳過程中的碳濃度梯度分布是否理想，在滲碳模擬效果圖中可以進(jìn)行經(jīng)驗(yàn)計(jì)算。根據(jù)經(jīng)驗(yàn)公式XR=0.4X，CR=CS-0.1，分析滲碳濃度分布曲線分布是否理想，X為有效硬化層深度，CS為表面碳濃度[12]。有效硬化層深度處含碳量也可以通過經(jīng)驗(yàn)進(jìn)行估算，HRC=30+C%×50%+2(95%馬氏體硬度)，HRC一般取值52.5 HRC，合金鋼在此基礎(chǔ)上還應(yīng)計(jì)算合金元素固溶強(qiáng)化硬度，合金元素越高，含碳量越低。例如18Cr2Ni4WA鋼滲碳時(shí)的有效硬化深度處含碳量為0.30%，低碳鋼滲碳時(shí)的有效硬化層深度處含碳量一般為0.35%～0.40%。除此之外，有效硬化層深度值還與淬火溫度、冷卻方式有關(guān)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 滲碳層深度

采用金相法和硬度法分別測試不同滲碳工藝下各材料的滲碳層深度，結(jié)果見表6。由表6可知，兩種方法所測得的合金鋼滲碳層深度比較接近。但由于強(qiáng)滲時(shí)間較短，過共析和共析區(qū)偏淺，過渡區(qū)較長，導(dǎo)致金相法測得的20鋼滲碳層深度均小于硬度法。

表6 不同滲碳工藝下三種材料滲碳層深度

圖2為2#滲碳工藝下20鋼的滲碳層深度測試圖，金相法測得總滲碳深度為1.20 mm，而過共析和共析區(qū)只有0.2 mm(見圖2(a))。依據(jù)“低碳鋼和低碳合金鋼滲層深度為相當(dāng)于過共析+共析+二分之一過渡區(qū)之總和”，其滲層深度應(yīng)為0.70 mm，但硬度法測得的滲層深度卻有0.87 mm(見圖2(b))。

(a)金相法；(b)硬度法圖2 2#滲碳工藝下20鋼的滲碳層深度(a)metallographic；(b)hardness methodFig.2 The carburized depth of 20 steel under 2# carburizing process

在總滲碳時(shí)間不變的情況下，增加強(qiáng)滲時(shí)間，將增加有效硬化層深度；小規(guī)格零件滲碳時(shí)，根據(jù)硬度法所得有效硬化層深度值，并結(jié)合滲碳模擬圖，12CrNi3A鋼、18Cr2Ni4WA鋼和20鋼三種材料的有效硬化層深度處的含碳量分別約為0.33%、0.30%和0.37%。

2.2 表面碳濃度

表面碳濃度是指表面至0.10 mm處碳含量，可采用化學(xué)剝層法和金相法進(jìn)行測試或估算。金相法為滲碳試樣退火后獲得平衡組織，并依據(jù)鐵素體、珠光體、滲碳體的數(shù)量及粗細(xì)來估算碳含量。

20鋼和12CrNi3A鋼經(jīng)不同滲碳工藝處理后的退火態(tài)表層組織分別如圖3和圖4所示。1#滲碳工藝處理后20鋼的表層組織為珠光體(90%)+鐵素體，碳濃度約0.70%；2#滲碳工藝處理后20鋼的表層組織為100%珠光體，表面碳濃度約0.85%；3#滲碳工藝處理后20鋼的表層組織為片狀珠光體+少量顆粒滲碳體，碳濃度約0.95%。而12CrNi3A鋼共析點(diǎn)約為0.65%，1#滲碳工藝處理后12CrNi3A鋼的表層組織為極細(xì)的珠光體組織，碳濃度<0.80%；2#滲碳工藝處理后12CrNi3A鋼的表層組織為片狀珠光體，碳濃度約0.80%～0.85%；3#滲碳工藝處理后12CrNi3A鋼的表層組織為珠光體+較細(xì)的網(wǎng)狀滲碳體，碳濃度約0.95%～1.00%。

(a)1#滲碳工藝；(b)2#滲碳工藝；(c)3#滲碳工藝圖3 20鋼經(jīng)不同滲碳工藝處理后的退火態(tài)表層組織(a)1# carburizing process；(b)2# carburizing process；(c)3# carburizing processFig.3 Annealing surface structure of 20 steel after different carburizing processes

(a)1#滲碳工藝；(b) 2#滲碳工藝；(c) 3#滲碳工藝圖4 12CrNi3A鋼經(jīng)不同滲碳工藝處理后的退火態(tài)表層組織(a)1# carburizing process；(b)2# carburizing process；(c)3# carburizing processFig.4 Annealing surface structure of 12CrNi3A steel after different carburizing processes

由上可知，合金鋼滲碳時(shí)，表面碳濃度為0.75%～0.90%較合適，高于0.95%時(shí)，將會出現(xiàn)網(wǎng)狀滲碳體；而碳鋼滲碳時(shí)，表面碳濃度不應(yīng)低于0.85%，以0.90%～1.00%為宜。

2.3 硬度分析

2.3.1表面硬度和中心硬度

對滲碳試樣進(jìn)行熱處理后，采用洛氏硬度計(jì)測量滲碳層表面硬度和中心硬度，結(jié)果見表7。由表7可知，隨滲碳層表面碳濃度的提高，滲碳層表面硬度有所增加；而中心硬度主要由原材料碳含量和合金元素決定，合金元素可以提高淬透性，從而獲得較高的中心硬度。20鋼滲碳后淬火表面硬度最高，這是因?yàn)闊o合金碳化物在淬火加熱時(shí)，碳會充分溶解于奧氏體中，使得淬火冷卻時(shí)馬氏體含碳量增高。18Cr2Ni4WA鋼的Ms點(diǎn)為300 ℃左右，滲碳后隨碳含量的提高，Ms點(diǎn)會降至60 ℃左右，殘余奧氏體較多，冷處理能明顯提高其硬度；但當(dāng)碳含量太高時(shí)，Ms點(diǎn)則會太低，-70 ℃冷處理后仍有較多殘余奧氏體不能轉(zhuǎn)變成馬氏體，從而不能獲得高的硬度。

2.3.2硬度梯度

除表面硬度和中心硬度外，硬度梯度分布也是滲碳零件的一個(gè)重要力學(xué)性能指標(biāo)，標(biāo)準(zhǔn)HB/Z 20024—2019明確規(guī)定了滲碳層硬度分布要求。不同滲碳試樣熱處理后的硬度梯度曲線如圖5所示。由圖5可知，碳鋼的硬度梯度略微大于合金鋼，這與材料淬硬性、淬透性有一定的關(guān)系。1#滲碳工藝處理的18Cr2Ni4WA鋼硬度偏低，0.14 mm處的硬度低于58.0 HRC，不符合技術(shù)要求“20%深度處，硬度應(yīng)不低于規(guī)定的表面硬度下限值”。另外，3#滲碳工藝處理的18Cr2Ni4WA鋼表層硬度也較低，這可能是因?yàn)闅堄鄪W氏體較多或表面存在一定的脫碳。

圖5 不同滲碳試樣熱處理后的硬度梯度Fig.5 Hardness gradient of different carburized sample after heat treatment

2.4 金相組織

三種材料經(jīng)3#滲碳工藝處理和熱處理后的金相組織如圖6所示。由圖6可知，12CrNi3A鋼的表層組織為隱針狀馬氏體+少量的殘余奧氏體+顆粒狀碳化物，中心組織為板條狀馬氏體+極少量的鐵素體；18Cr2Ni4WA鋼的表層組織為針狀馬氏體+殘余奧氏體+顆粒狀碳化物，中心組織為板條狀馬氏體；而20鋼的表層組織為針狀馬氏體+極少量的殘余奧氏體+顆粒碳化物，中心組織為板條馬氏體+未溶鐵素體。依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)HB 5492—2011《航空鋼制件滲碳、碳氮共滲金相組織檢驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)》評定，中心組織1～4級為合格、殘余奧氏體及馬氏體1～3級為合格、碳化物1～6級為合格。由此可知，各試樣組織均在1～3級，均滿足要求。

(a)12CrNi3A鋼表層組織；(b)12CrNi3A鋼心部組織；(c)18Cr2Ni4WA鋼表層組織；(d)18Cr2Ni4WA鋼心部；(e)20鋼表層組織；(f)20鋼心部組織圖6 滲碳試樣熱處理后的金相組織(a)surface microstructure of 12CrNi3A steel; (b)microstructure in core of 12CrNi3A steel; (c)surface microstructure of 18Cr2Ni4WA steel; (d)microstructure in core of 18Cr2Ni4WA steel; (e)surface microstructure of 20 steel; (f)microstructure in core of 20 steelFig.6 Microstructure of carburized samples after heat treatment

3 結(jié)論

1)利用Harris關(guān)系式和VacCard真空滲碳模擬軟件計(jì)算和分析，所獲得總滲碳層深度、表面碳濃度與試驗(yàn)測量值非常接近；

2)金相法與硬度法測量的滲碳層深度，其結(jié)果會有所差別，尤其是碳素鋼滲碳零件；

3)表面碳濃度不同，熱處理后試樣的硬度和組織也會有所差別，并隨碳含量的提高，表面硬度會有所增加，尤其對低溫回火試樣的硬度影響較大；但碳含量太高，會增加殘余奧氏體含量，滲碳層會出現(xiàn)顆?；蚓W(wǎng)狀碳化物。

4)建議合金鋼表面碳濃度為0.75%～0.90%，滲碳后重新加熱淬火；表面硬度需大于60.0 HRC的零件，表面碳濃度為0.85%～0.90%比較合適。低碳鋼滲碳時(shí)，表面碳濃度以0.90%～1.0%為宜。