深冷處理對18Cr2Ni2MoNbA鋼耐磨性的影響

羅子相， 劉 克， 楊 兵， 吳煥芬， 張 靈， 廖蓓蕾

(1. 湘潭大學 材料科學與工程學院， 湖南 湘潭 411105；2. 江麓機電集團有限公司， 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，已經廣泛應用在高速鋼、工具鋼、滲碳鋼、刀具以及硬質合金上[1]。作為傳統熱處理的延續，深冷處理改善金屬材料性能的作用主要體現在降低殘留奧氏體含量、增加碳化物彌散程度、細化組織、提高強度與耐磨性等方面[2]。18Cr2Ni2MoNbA鋼是一種應用于工程機械、車輛機械上的重載齒輪鋼。因為惡劣的服役環境，對重載齒輪鋼的強度、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鋼的基礎上研發而來，劉燕等[4-6]對其晶粒長大動力學、淬透性、強度、旋轉彎曲疲勞性能、接觸疲勞性能與沖擊性能都進行了系統研究，同時黃帥[6]還研究了試驗鋼在-80 ℃冷處理后的殘余應力、殘留奧氏體含量、硬度以及疲勞性能的變化。但是對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對18Cr2Ni2MoNbA鋼耐磨性的影響規律研究是非常必要的。

本文在18Cr2Ni2MoNbA鋼滲碳淬火工藝之后進行深冷處理。在深冷處理溫度為-196 ℃的情況下，綜合考慮深冷處理時間、低溫回火溫度、低溫回火時間這3個因素來設計正交試驗。并在較低磨損量的期望下，使用正交試驗的極差分析進行工藝篩選，對篩選出來的工藝進行進一步組織與性能檢測，以探究試驗鋼在經過深冷處理之后耐磨性能發生變化的原因，為18Cr2Ni2MoNbA鋼的深冷處理工藝設計提供一定參考。

1 試驗材料及方法

本文以18Cr2Ni2MoNbA鋼為研究對象，其化學成分如表1所示。試樣由熱軋態φ120 mm×200 mm棒材自由鍛造成外徑φ227 mm，內徑φ70 mm，厚度40 mm的圓環試樣，鍛造后灰冷。對圓環試樣進行正火+調質預處理，然后使用DK7720型電火花數控線切割機床從圓環中取10 mm×10 mm×20 mm的長方體試樣進行滲碳+淬火+低溫回火處理，并在此工藝基礎上進行后續的3因素3水平深冷處理正交試驗，具體工藝如圖1所示。深冷處理工藝參數考慮深冷處理時間、低溫回火溫度、低溫回火時間3個因素對18Cr2Ni2MoNbA鋼耐磨性的影響，每個因素對應3個水平，構建L9(33)正交試驗表[7]，如表2所示，其中深冷處理均在GL-150低溫處理試驗箱中進行，深冷處理溫度-196 ℃。

表1 18Cr2Ni2MoNbA鋼的化學成分(質量分數，%)

表2 深冷處理正交試驗表

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試儀進行摩擦磨損試驗，磨損方式采用往復摩擦，摩擦副為Si3N4陶瓷球，載荷30 N，往復距離5 mm，轉機速度500 r/min，運行時間30 min，試驗溫度為室溫(20 ℃)。使用設備的測量工具對磨痕進行磨損量檢測，檢測方式為取磨痕上中下3個位置，每個位置測3次，共計9組數據并取平均值。在最小磨損量的期望值下，進行工藝篩選，對篩選出來的工藝進行顯微組織觀察與硬度檢測，依照GB/T 8362—1987《鋼中殘余奧氏體定量測定 X射線衍射儀法》進行殘留奧氏體含量檢測，依照GB/T 9450—2005《鋼件滲碳淬火硬化層深度的測定和校核》進行有效硬化層檢測，采用HV-1000A型顯微硬度計，載荷9.8N (1 kg)，保壓時間10 s。采用蔡司EVO-MA10型掃描電鏡進行磨痕形貌與顯微組織檢測，并使用EDS能譜儀對磨痕產物進行元素分析。

2 正交試驗結果與分析

以試樣磨損量為指標進行正交試驗結果分析，如表3所示。由表3可知，與未經深冷處理的工藝1相比，18Cr2Ni2MoNbA鋼經-196 ℃深冷處理后的磨損量均有明顯降低，其中深冷處理時間1 h，低溫回火溫度120 ℃，低溫回火時間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%。不同因素對試樣磨損量的影響程度以極差R進行對比，極差R的值越大代表該因素對磨損量的影響程度越大。由表3中各因素的R值大小可知，在本試驗條件下，影響18Cr2Ni2MoNbA鋼磨損量大小的顯著性排序為：深冷處理時間>低溫回火時間>低溫回火溫度。

表3 正交試驗結果與極差分析

采用L9(33)正交試驗表的優勢在于每個因素的不同水平出現次數是相同的，實現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行求和得到Ki，再對其求平均值得ki，ki的大小可以表示3個因素不同水平對試驗結果的優劣性，ki最小時對應的水平最優。根據表3可知，在較低的磨損量期望值下，在深冷溫度-196 ℃時，最佳的工藝參數為深冷處理時間1 h，低溫回火溫度120 ℃，低溫回火時間4 h。

由表3磨損量分析可知，低溫回火溫度對磨損量的影響最小，深冷處理時間與低溫回火時間的影響較大。根據最優的深冷處理工藝參數，選擇工藝2、工藝5與工藝1進行對比研究，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間與低溫回火時間上的不同，需要進一步通過顯微組織分析與顯微硬度檢測，探究工藝2使18Cr2Ni2MoNbA鋼耐磨性提升的原因，并分析深冷處理時間與低溫回火時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構。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，同時碳化物呈現出沿晶界析出的情況，彌散分布在基體上的微小碳化物數量增多，這種彌散的微小碳化物能夠有效阻礙位錯運動，從而使材料的塑韌性增加。對比工藝2與工藝5可知，深冷處理時間與低溫回火時間的不同，使碳化物顆粒尺寸不同。由此可以推斷在摩擦磨損過程中，大尺寸碳化物顆粒剝落，導致對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。對比圖2(d～f)可知，深冷處理前后心部組織無明顯差異。

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，未經深冷處理時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對基體造成二次破壞，產生黏著磨損。觀察圖3(b,c)形貌可知，經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，同時滲碳層表層上殘留的碎屑較少，即摩擦副與剝落的碎屑對滲碳層表層的破壞程度較低。進一步證實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，對其進行EDS點掃描能譜分析，結果如表4所示。由表4可知，深色區域為O元素與Si元素的富集區，這是因為在摩擦磨損過程中，滲碳層表層與摩擦副產生的摩擦熱使摩擦副、基體碎屑與空氣中氧氣結合生成深色塊狀組織，同時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分析結果(原子分數，%)

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相，在零件服役過程中會發生馬氏體相變，使零件的體積發生膨脹，從而導致精密零件之間的咬合出現變化，增加零件磨損，使壽命降低，所以殘留奧氏體含量、形態以及穩定性對零件性能的影響值得研究，相關研究指出[9]，在經過深冷處理后，殘留奧氏體的形態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力狀態，在零件服役過程中相對穩定，從而提高零件尺寸穩定性，增加使用壽命。

表5和圖4為18Cr2Ni2MoNbA鋼經工藝1、工藝2和工藝5處理后的殘留奧氏體體積分數和顯微硬度。由表5可知，工藝1、工藝2和工藝5的殘留奧氏體體積分數分別為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。同時對比工藝2與工藝5可知，增加深冷處理時間和低溫回火時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，經過深冷處理后奧氏體(200)A和 (220)A的峰值下降，馬氏體 (211)M的峰值增加，說明深冷處理使殘留奧氏體進一步轉變為馬氏體。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18Cr2Ni2MoNbA鋼的心部硬度無明顯影響。結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化以及殘留奧氏體進一步轉變為馬氏體導致。

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 結論

1) 在深冷處理溫度為-196 ℃時，影響18Cr2Ni2MoNbA鋼磨損量大小的顯著性排序為：深冷處理時間>低溫回火時間>低溫回火溫度，最佳工藝參數為深冷處理時間1 h，低溫回火溫度120 ℃，低溫回火時間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 ℃，深冷處理時間1 h，低溫回火溫度120 ℃，低溫回火時間2 h的工藝下，試驗18Cr2Ni2MoNbA鋼的磨損量最小，未深冷處理試樣相比減少46.67%。未深冷處理時的摩擦磨損機制為磨粒磨損、黏著磨損與氧化磨損，經過深冷處理后的磨損機制為磨粒磨損與氧化磨損。

3) 深冷處理能夠使18Cr2Ni2MoNbA鋼的殘留奧氏體進一步轉變為馬氏體，使滲碳層表面硬度增加，從而能夠阻礙摩擦碎屑在摩擦磨損過程中嵌入基體的行為，同時經過深冷處理后滲碳層的小顆粒碳化物彌散析出，能夠達到彌散強化的作用，從而改善18Cr2Ni2MoNbA鋼的耐磨性。