航空齒輪鋼C69高溫滲碳后的組織性能

戴建科， 韓 順， 厲 勇， 劉憲民， 王春旭， 龐學東， 李建新

(1. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院， 北京 100081；2. 撫順特殊鋼股份有限公司 技術中心， 遼寧 撫順 113001)

齒輪是現(xiàn)代工業(yè)中重要的傳動構件，在各種機械裝備中用以傳遞轉矩和角運動。相比于常規(guī)齒輪，航空齒輪的工作環(huán)境更加復雜，而且隨著航空發(fā)動機功率及傳遞效率要求的不斷提高，對航空齒輪的綜合性能要求也越來越高。當前，航空齒輪在高溫高速的工作環(huán)境中需具備表面超高硬度、心部超高強韌性的特點。滲碳是齒輪鋼表面處理的常用手段，通過滲碳處理能夠使得齒輪表面獲得較高的硬度，使齒輪具有“外強內韌”的特點，從而延長齒輪的工作壽命。傳統(tǒng)滲碳工藝的滲碳溫度通常是900～1000 ℃，而許多研究表明，在更高溫度下滲碳時，碳原子的擴散速率更快，滲碳效率更高[1-4]。

C69鋼是美國在20世紀90年代研制的新一代齒輪鋼。相比于我國當前主要應用的AISI9310、M50NiL等齒輪鋼，C69鋼的工作溫度更高，經滲碳等表面硬化處理后能夠獲得超高硬度，其接觸疲勞壽命也更高[5-8]。目前，國內對于C69齒輪鋼的研究較少，但高性能齒輪鋼是高端航空傳動構件的關鍵材料之一。因此，本文針對新一代航空齒輪鋼C69，重點研究了不同滲碳工藝下C69鋼滲碳層組織性能的變化規(guī)律，探索C69鋼的滲碳工藝，為C69鋼在關鍵航空傳動系統(tǒng)中的應用提供理論依據(jù)。

1 試驗材料和方法

試驗采用雙真空(VIM+VAR)熔煉工藝的C69鋼材，熔煉后開坯鍛造為φ75 mm棒材，原始組織主要為馬氏體，晶粒尺寸在20 μm左右，如圖1所示，主要化學成分見表1，C69鋼中添加了大量Co來促進回火后的二次硬化效應，而較低的Ni含量可以減少滲碳層中的殘留奧氏體，因此C69鋼在滲碳后能夠獲得較高的表面硬度。從棒材中切取5組尺寸為20 mm×20 mm×15 mm的方塊試樣進行滲碳工藝試驗，先將試樣各表面用砂紙研磨，然后用酒精擦拭以除去表面油污。采用WZST-45真空滲碳淬火爐進行滲碳處理，試樣裝入滲碳爐后，首先通入氫氣對爐內進行清潔，隨后抽真空，將爐內溫度升至1050 ℃，通入滲碳氣體C2H2和N2進行滲碳。滲碳過程分為強滲和擴散兩部分：強滲過程碳勢為1.2%，持續(xù)時間為20 min；擴散過程碳勢為0.9%，持續(xù)時間為1 h。將1次強滲+1次擴散作為1次滲碳循環(huán)，以不同的滲碳循環(huán)次數(shù)實現(xiàn)對滲碳層深度、滲碳層碳濃度的控制。將滲碳循環(huán)次數(shù)分別為1、2、3和4次的試樣分別命名為C1、C2、C3和C4。此外，另在1050 ℃下進行碳勢為1.2%、持續(xù)時間為1 h 的強滲+碳勢為0.9%、持續(xù)時間為3 h的擴散作為對比滲碳試驗工藝，并命名為C5。滲碳結束后將所有試樣直接油冷(OQ)至室溫，具體滲碳工藝如表2所示。

表2 C69鋼的滲碳工藝

圖1 C69鋼的原始組織Fig.1 Original microstructure of the C69 steel

表1 C69鋼的化學成分(質量分數(shù)，%)

滲碳后的試樣冷至室溫后進行液氮深冷處理，溫度為-196 ℃，保溫1 h。深冷后的試樣在空氣中回復至室溫再進行回火，回火溫度為468 ℃，參考與C69鋼同系列鋼種的回火制度，將保溫時間定為16 h，回火后空冷至室溫，具體的試驗工藝流程如圖2所示。

圖2 C69鋼的滲碳工藝示意圖Fig.2 Schematic diagram of the carburizing process for the C69 steel

將熱處理后的試樣沿橫截面剖開，經鑲嵌、研磨、拋光、體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕，然后使用Leica MEF4M光學顯微鏡和FEI Quanta650掃描電鏡對試樣的滲碳層組織進行觀察；透射電鏡試樣從滲碳層表層取樣，制樣后采用FEI Tecnai G2 F20透射電鏡進行觀察；使用FM-300數(shù)字顯微硬度計測試試樣滲碳層的顯微硬度分布，從表面到心部每隔100 μm測量1次顯微硬度值，直到顯微硬度值趨于穩(wěn)定，載荷砝碼為300 g，保持時間為10 s；使用SPECTROLAB金屬分析儀對試樣表層碳含量進行測試。

2 試驗結果與討論

2.1 滲碳層組織

滲碳層的深度對滲碳層的性能有很大的影響[9]。圖3為試驗鋼在不同滲碳工藝下的滲碳層顯微組織。從圖3可以明顯觀察到，隨著滲碳循環(huán)周次的增加(見圖3(a～d))，滲碳層中出現(xiàn)了網狀析出，高倍下能夠看到這種網絡是由于碳化物在晶界處析出所形成的，隨著滲碳循環(huán)周次的增加，晶界處碳化物的析出范圍也逐漸增大，這也反映出滲碳層隨循環(huán)周次的增加而逐漸加深；在總滲碳時間相同的情況下(見圖3(c, e))的滲碳層深度基本一致。圖4為各試樣心部晶粒尺寸的統(tǒng)計結果，表明滲碳后晶粒尺寸均在120 μm以上，相比滲碳前有明顯增大。隨循環(huán)周次的增加，晶粒尺寸也在逐漸增大，經過4次循環(huán)后晶粒尺寸達到了149.6 μm，而總滲碳時間相同的C3和C5試樣的晶粒尺寸基本相同，均在135 μm左右。

圖3 不同滲碳工藝試樣滲碳層的顯微組織Fig.3 Microstructure of carburized layer of the specimens under different carburizing processes(a) C1； (b) C2； (c) C3； (d) C4； (e) C5

圖4 不同滲碳工藝試樣心部的晶粒尺寸Fig.4 Grain size at core of the specimens under different carburizing processes

圖5為C3試樣滲碳層不同位置的顯微組織。從圖5可以看到，試樣滲碳層的表層組織為針狀馬氏體和不連續(xù)的晶界碳化物，次表層組織為針狀馬氏體和板條馬氏體的混合組織，心部組織則為大量板條馬氏體。

圖5 C3試樣滲碳層不同位置的顯微組織(a)表層；(b)次表層；(c)心部Fig.5 Microstructure at different positions of the carburized layer of the C3 specimen (a) surface; (b) sub surface; (c) core

滲碳層的組織變化通常是由碳含量的變化所引起的。在滲碳過程中，碳原子由表及里向內擴散，滲碳層的碳濃度通常也會由表及里逐漸降低，表層碳濃度往往較高。滲碳結束后，試樣經過淬火、深冷和回火后形成的馬氏體由表及里的含碳量也不同，使得馬氏體的形態(tài)也逐漸變化，高碳下為針狀馬氏體，低碳下為板條馬氏體。此外，試驗鋼中的Cr和Mo等元素為碳化物形成元素，在滲碳過程中極易與碳原子形成碳化物，這些元素容易在晶界上發(fā)生偏聚，而晶界是滲碳過程中碳原子擴散的重要通道，碳原子沿晶界向內進行擴散時，這些元素就可能會在晶界處與碳原子結合，形成沿晶界分布的碳化物[9]。這些碳化物與高碳針狀馬氏體一起能夠使?jié)B碳層表層獲得較高的硬度。隨著碳濃度逐漸降低，次表層的馬氏體就會呈現(xiàn)出高碳針狀馬氏體與低碳板條馬氏體混合的狀態(tài)。而心部組織碳濃度在滲碳過程中未發(fā)生改變，因此滲碳后仍為低碳板條馬氏體。

2.2 滲層深度及硬度分布

顯微硬度是評估滲碳層性能的一個重要指標，試驗鋼在不同滲碳工藝下的滲碳層顯微硬度曲線如圖6所示。從圖6可以看出，滲碳處理后試樣的硬度梯度分布良好，表層硬度均在850 HV0.3以上，從表層至心部試樣的顯微硬度逐漸降低，到達心部后顯微硬度穩(wěn)定在630 HV0.3左右。隨著滲碳循環(huán)周次的增加，試樣的滲碳層深度有明顯提高，經過1次滲碳循環(huán)的C1試樣的滲碳層深度約為1.5 mm，經過4次滲碳循環(huán)的C4試樣的滲碳層深度則提高至約3.0 mm。而總滲碳時間相同的C3和C5試樣的滲碳層深度均在2.5 mm 左右，這一結果與顯微組織觀察結果一致，但C5試樣的表面硬度明顯低于C3試樣。隨著滲碳循環(huán)周次的增加，試樣的表層硬度也逐漸增加，1次滲碳循環(huán)的C1試樣的表層硬度約為900 HV0.3，3次滲碳循環(huán)的C3試樣的表層硬度提升至950 HV0.3左右，而經過4次滲碳循環(huán)的C4試樣的表層硬度仍在950 HV0.3左右。

圖6 不同滲碳工藝試樣滲碳層的硬度分布Fig.6 Hardness distribution of the carburized layer of the specimens under different carburizing processes(a) C1； (b) C2； (c) C3； (d) C4； (e) C5

滲碳層顯微硬度的變化往往是由于碳含量的不同所引起的。通過金屬分析儀對試驗鋼在不同滲碳工藝下的滲碳層表層碳含量進行測定，得出C1、C2、C3、C4和C5試樣的表層碳含量(質量分數(shù))分別為0.55%、0.90%、1.00%、1.14%和0.81%。由此可以看出，隨著滲碳循環(huán)周次的增加，試樣滲碳層表層碳含量也在不斷升高，經過4次滲碳循環(huán)的C4試樣的表面碳濃度達到1.14%，接近強滲時的滲碳碳勢。對比C3和C5試樣來看，在總滲碳時間相同的情況下，循環(huán)滲碳的方式滲碳效率更高，能夠獲得更高的表面碳含量和表面硬度。

2.3 滲碳層析出相

滲碳層中析出相的種類與形態(tài)分布是影響滲層性能的一個重要因素。圖7為試驗鋼在不同滲碳循環(huán)周次下滲碳層表層的SEM圖像。從圖7可以看到，滲碳層表層含有大量針狀馬氏體，針狀馬氏體內部可以觀察到彌散分布的細小碳化物。此外，從圖7還可以明顯觀察到碳化物以橢球狀或長條狀在晶界處斷續(xù)分布，反映出了晶界處碳化物的析出行為。滲碳過程中當表層的碳濃度達到飽和時，多余的碳原子便會與合金元素結合形成碳化物，由于晶界是碳原子的重要擴散通道，這些碳化物很容易沿晶界析出長大，形成網狀碳化物。這種網狀碳化物對材料的性能影響較大，因此如何避免網狀碳化物的生成是C69齒輪鋼滲碳過程中急需解決的關鍵問題。C1試樣的滲碳層中僅觀察到少量的沿晶界析出的碳化物，且尺寸很小，為1～2 μm。從C2試樣開始，滲碳層中沿晶界析出的碳化物開始明顯增多。隨著滲碳循環(huán)周次的增加，碳化物的尺寸也迅速增大，出現(xiàn)了沿晶界連續(xù)分布的趨勢。

圖7 不同滲碳工藝試樣滲碳層表層的顯微組織Fig.7 Microstructure at surface of the carburized layer of the specimens under different carburizing processes(a) C1； (b) C2； (c) C3； (d) C4

C3試樣晶界處析出相的元素組成分析結果如圖8 所示。從圖8可以看出，Cr和Mo在晶界處產生了明顯的偏聚現(xiàn)象。這說明晶界處的析出相可能是滲碳過程中C沿晶界擴散時與晶界處偏聚的Cr和Mo結合所產生的碳化物。此外，從圖8中C的分布可以看到，C除了在晶界處產生偏聚以外，晶內也出現(xiàn)了C分布不均勻的現(xiàn)象，這可能是由馬氏體上碳化物的析出所引起的。

圖8 C3試樣滲碳層中析出相的元素分析(a)析出相形貌；(b)Co；(c)Cr；(d)Mo；(e)Ni；(f)CFig.8 Element analysis of the precipitates in carburized layer of the specimen C3(a) morphology of the precipitates； (b) Co； (c) Cr； (d) Mo； (e) Ni； (f) C

采用透射電鏡對C3試樣滲碳層最表層中的碳化物析出相進行觀察，如圖9所示。從明場像和暗場像可以看出，馬氏體上的析出相呈短棒狀，尺寸為150～200 nm，在馬氏體上沿一定方向規(guī)律性分布。衍射斑標定結果顯示這種析出相為M3C碳化物，對馬氏體具有強化作用，而晶界處的碳化物同樣可以確定為M7C3碳化物。此外，在圖9(c)所示衍射斑中除了馬氏體和M3C的衍射斑點外，還出現(xiàn)了另一種析出相的衍射斑，經衍射斑標定后可確定該衍射斑為M2C碳化物的衍射斑。M2C是Co-Ni-Mo系合金中常見的析出相，經高溫回火時會從馬氏體基體上析出，這種碳化物同樣會對馬氏體產生強化作用[13]。但是M2C碳化物通常尺寸較小，因此在明場像和暗場像中難以觀察到。

圖9 C3試樣滲碳層表層中馬氏體(a～c)和晶界(d,e)處的碳化物分析Fig.9 Carbide analysis on martensite(a-c) and at grain boundaries(d,e) in the surface layer of the carburized layer of the specimen C3

高溫滲碳過程中，大量碳原子從試樣表層向試樣內部擴散，形成碳濃度梯度。隨著滲碳時間的增加使得表層碳濃度逐漸接近滲碳碳勢，因此隨著滲碳循環(huán)周次的增加，表層碳濃度也逐漸增加。晶內固溶的C在滲碳結束后經過淬火、深冷和回火會形成高碳的針狀馬氏體以及馬氏體上的M3C和M2C碳化物[14-15]，這是試樣表面高硬度的主要原因。滲碳過程中，當碳原子沿晶界通道擴散時，晶界處的Cr、Mo與C結合形成M7C3碳化物，隨著滲碳時間的增加，這些M7C3碳化物也會逐漸長大，沿晶界大量分布，進一步提高了表面硬度。M7C3碳化物的形態(tài)及數(shù)量的變化是C1～C3試樣表面硬度逐漸增加的重要原因，而當M7C3碳化物沿晶界連續(xù)分布后，其對表面硬度的提升也趨于極限，因此C4試樣相比于C3試樣的表面硬度并沒有明顯的提高。

3 結論

1) 經過滲碳、深冷及回火處理后，C69齒輪鋼滲碳層的表層組織主要為針狀馬氏體，次表層組織為針狀馬氏體+板條馬氏體，心部為板條馬氏體。表層晶界處有M7C3碳化物析出，馬氏體上有M3C、M2C碳化物析出。

2) 在總滲碳時間相同的情況下，循環(huán)滲碳的滲碳效率更高。滲碳層深度和表層碳濃度隨滲碳時間的增加逐漸提高，4次循環(huán)滲碳的滲層深度約3.0 mm，表面碳含量達到1.14%。

3) 晶界處M7C3碳化物尺寸和數(shù)量的增加會使得表面硬度有所提升，3次循環(huán)滲碳時的表面硬度達到950 HV0.3左右，4次循環(huán)滲碳時的表面硬度未明顯增加。