滲碳與激光相變強化復合處理16Cr3NiWMoVNbE鋼的組織演化

操應剛，王帥棋，聶翔宇，何蓓，劉棟

滲碳與激光相變強化復合處理16Cr3NiWMoVNbE鋼的組織演化

操應剛，王帥棋，聶翔宇，何蓓，劉棟

（北京航空航天大學 a.大型金屬構件增材制造國家工程實驗室 b.前沿科學技術創新研究院，北京 100191）

增大16Cr3NiWMoVNbE鋼經滲碳強化后的強化層深度，細化晶粒尺寸，提高表面力學性能，并減小工件熱變形，縮短工藝周期。將滲碳與激光相變強化相結合，利用“短時”滲碳提高表面含碳量，再通過激光快速局部加熱，為碳原子擴散提供理想通道，改善強化層深度。通過光學顯微鏡、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、納米力學探針對激光相變強化處理后的硬化層截面硬度、納米硬度、彈性模量進行測試，揭示滲碳和激光相變復合強化16Cr3NiWMoVNbE鋼的組織演化和強韌化機理。隨著激光能量輸入量的增加，復合強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變為塊狀，數量逐漸增加，碳化物聚集球化且數量減少。16Cr3NiWMoVNbE鋼經滲碳和激光相變復合強化后，得到了塑韌性優異的復合強化層，為航空發動機關鍵傳動部件表面強化提供了新思路和理論支撐。

滲碳；激光相變強化；16Cr3NiWMoVNbE鋼；強化層；顯微組織；力學性能

在航空發動機附件傳動系統中，齒輪、輪軸等部件是航空發動機的關鍵基礎構件[1-2]。在服役環境中，存在大量復雜的剪切應力、沖擊應力、拉壓交變應力、腐蝕介質等不利因素[3-4]，因此航空發動機的傳動部件必須采取合適的表面強化技術，以提高其表面的綜合力學性能。16Cr3NiWMoVNbE作為新一代的特級優質鋼，通過了長期的試車和試飛考核，是我國航空發動機齒輪、輪軸等傳動零部件的主流材料[5]。目前，16Cr3NiWMoVNbE鋼的表面處理技術主要采用滲碳強化[6-8]，但是該技術存在強化處理后熱變形大、工藝周期長、強韌性匹配差等難題[9-11]。激光相變強化技術具有獨特的優勢，被廣泛應用于鋼軌、齒輪、模具等領域[12]。由于該技術常適用于中、高碳鋼[13-14]，因此對低碳高合金鋼16Cr3NiWMoVNbE采用激光相變強化技術，存在強化層深度不足、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展和廣泛應用，開發出了一系列先進的激光加工技術。其中，激光相變強化技術具有獨特的優勢，受到人們的廣泛關注。激光相變強化技術又稱激光淬火，該技術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之間。當移開激光束后，基體的熱量依靠自身擴散，實現了快速冷卻，這是一種無任何液體、氣體等淬火介質的自淬火過程。由于溫度瞬間上升至奧氏體化溫度，因此基體內部元素來不及擴散，導致形成的奧氏體內碳元素含量及其合金元素的含量降低，最終形成低碳超細馬氏體組織和高碳殘余奧氏體。經激光相變強化處理后，表面強化層形成了具有較高位錯密度的細小板條馬氏體組織。同時，由于組織應力與熱應力的作用，在表面強化層形成了高殘余壓應力，極大地提升了材料的表面硬度、耐磨性、疲勞強度等力學性能[15-16]。

近些年，在國內外學者的努力下，將激光相變強化與其他表面強化技術相結合，該技術成為一種先進的表面強化技術。王存山等[17]將激光相變強化技術與滲氮處理技術相結合，對 W9Mo3Cr4V高速鋼進行了復合強化處理，有效提高了強化層的耐磨性。研究表明，采用激光硬化和滲氮復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型碳化物等構成。滲氮與激光硬化相結合，不僅進一步細化了晶粒，而且可在強化層產生大量的微觀缺陷，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]通過激光相變強化與多元離子共滲復合處理技術，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化復合處理灰鑄鐵，得到了性能優異的顯微組織，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，利用激光相變強化的快速加熱為碳原子擴散提供了理想通道，增大了強化層深度，細化了晶粒尺寸，進一步提高了強化層深度，改善了其表面力學性能。由此可見，將滲碳與激光相變復合強化相結合的技術有望有效提高16Cr3NiWMoVNbE鋼的表面硬度、強化層深度、表面性能，改善其強韌性匹配。

文中的研究對象為航空發動機關鍵傳動部件材料16Cr3NiWMoVNbE鋼，設計“短時”滲碳處理與激光相變強化復合處理的方式，探討不同激光能量輸入下16Cr3NiWMoVNbE的組織演化規律和強韌化機理，為高性能重載荷航空傳動部件的表面強化提供關鍵技術支撐和理論指導。

1 試驗

1.1 材料

試驗材料選用航空發動機齒輪、輪軸的代表材料16Cr3NiWMoVNbE鋼，該材料的化學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，其碳的質量分數為0.14%～0.19%，是典型的低碳高合金鋼，力學性能如表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鋼的化學成分

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

表2 16Cr3NiWMoVNbE鋼的力學性能

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

采用特殊滲碳工藝處理16Cr3NiWMoVNbE鋼。“短時”滲碳處理工藝是在航空發動機傳動軸、齒輪實際應用的工藝基礎上，縮短滲碳加熱時間，最大限度地減小傳統滲碳工藝的熱變形，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。以上工藝參數均參考G/BT 30583—2014，以及成熟應用于航空發動機關鍵傳動部件表面強化的滲碳工藝。

1.3 激光相變強化試驗

對經特殊滲碳工藝處理后的16Cr3NiWMoVNbE鋼進行激光相變強化，探究滲碳與激光相變復合強化的可行性。此次試驗在北京航空航天大學大型金屬構件增材制造國家工程實驗室自主研發的激光加工設備上進行，設備原理如圖3所示。該設備配有YLS–12000大功率光纖激光器和三軸聯動四坐標數控機床等，可進行大型金屬構件激光增材制造、激光相變強化等。

圖2 16Cr3NiWMoVNbE滲碳處理工藝

在滲碳處理基礎上進行激光相變強化的示意圖如圖3所示，具體激光相變強化的工藝參數如表3所示。文中采用脈沖式激光相變強化處理方式，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 激光相變強化試驗示意圖

表3 16Cr3NiWMoVNbE鋼激光相變強化工藝參數

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

1.4 表征

采用Carl Zeiss Lab A1型光學顯微鏡（OM）進行金相組織觀察，采用Apreo S LoVac型掃描電子顯微鏡（SEM）進行高倍顯微組織分析，采用FEI Tecnai F30型透射電子顯微鏡（TEM）進行高倍組織分析。采用軼諾FALCON511型顯微硬度計對激光相變強化處理后的硬化層截面硬度進行測試，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選取多個點進行測試，同一水平位置測試5個間隔50 μm的點，并計算平均值，將其作為該位置的顯微硬度值。根據所測數據繪制激光相變強化區截面顯微硬度分布圖，選用Nano Indenter XP型號納米力學探針在1 000×光學顯微鏡下進行納米壓痕實驗。

2 結果及分析

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律如圖4所示。根據滲碳層的顯微硬度特征，依次分為頂部擴散層（Top），擴散層深度為0～500 μm，顯微硬度為600HV～650HV；中部擴散層（Middle），擴散層深度為500～1 300 μm，顯微硬度380HV～600HV；底部擴散層（Bottom），擴散層深度>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

擴散層深度為50、400、800、1 000 μm時的SEM顯微組織如圖5所示。結果表明，當擴散層深度為50、400 μm時，大量的碳化物顆粒彌散分布在基體組織中，隨著擴散層深度的增加，碳化物數量和體積明顯降低。當擴散層深度為800 μm時，碳化物的尺寸和數量均顯著降低，該擴散層的組織主要為板條馬氏體。當擴散層深度為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部擴散的過程，碳原子的擴散受到熱力學和動力學等因素的限制，因此擴散層由表及里的碳原子含量逐漸降低，在不同深度的擴散層形成了不同尺寸和含碳量的馬氏體和碳化物。

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

圖5 擴散層的顯微組織

圖6 頂部擴散層

2.2 復合強化層的組織特征

激光能量輸入（=，為激光實際功率，為輻照時間）是影響滲碳和激光相變強化復合處理的關鍵因素[22-23]。在不同激光能量輸入下，滲碳和激光相變強化復合處理后試樣的截面宏觀形貌如圖7所示。由圖7可見，未進行激光相變強化的滲碳層（Carburized Layer，在金相顯微鏡下呈黑色）出現了“月牙狀”的強化區（Hardening Aera，簡稱HA），具有明顯“分層線”的過渡區（Transition Area，簡稱TA）和基體區（Substrate）。強化區（HA）：激光加熱至完全奧氏體化溫度（Acm）以上，隨即快速冷卻，實現自淬火，得到超細馬氏體。過渡區（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，分界線以上發生奧氏體化，分界線以下發生“回火”轉變。基體的組織未發生固態相變，故而保存了原始芯部組織。

在不同激光能量輸入下，復合強化層中馬氏體的尺寸、碳化物數量的變化規律如圖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量逐漸減少。當激光能量輸入值為2 196 J時，復合強化層的SEM顯微組織為細微馬氏體+粒狀和塊狀碳化物。當激光能量輸入值為2 562 J時，碳化物開始聚集“球化”，馬氏體形態逐漸粗化。當激光能量輸入值為2 928 J時，細小粒狀碳化物大部分熔于基體，馬氏體的尺寸明顯粗化，強化區存在大量的滲碳體和未轉變完全的殘余奧氏體，馬氏體呈“塊狀”形態。

不同激光能量輸入時，強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，當激光能量輸入值為2 196 J時，復合強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；當激光能量輸入值為2 928 J時，相結構轉變為取向關系互不平行的超短、超細片狀馬氏體（存在孿晶亞結構），而且馬氏體片之間的薄膜狀殘余奧氏體數量增多、尺寸變大，其長度約為200～300 nm；當激光能量輸入值為3 294 J時，馬氏體片進一步粗化，且馬氏體片內的孿晶亞結構數量明顯增多，殘余奧氏體由“薄膜狀”形態轉變為“塊狀”形態。

圖7 不同激光能量輸入下復合強化層的截面輪廓

圖8 不同激光能量輸入下強化區外表層的SEM顯微組織

圖9 不同激光能量輸入值對強化層中馬氏體和殘余奧氏體相結構的影響

綜上可知，當激光能量輸入值為2 196 J（1.22 kW，1.8 s）時，強化層的顯微組織為超細板條馬氏體+薄膜狀殘余奧氏體+碳化物；當激光能量輸入值為2 562 J（1.22 kW，2.1 s）時，強化層的顯微組織為板條馬氏體+片狀馬氏體（少量的孿晶亞結構）+薄膜狀殘余奧氏體+碳化物；當激光能量輸入值為2 928 J（1.22 kW，2.4 s）時，強化層的顯微組織為片狀馬氏體（大量的孿晶亞結構）+薄膜狀殘余奧氏體+碳化物；當激光能量輸入值為3 294 J（1.22 kW，2.7 s）時，強化層的顯微組織為片狀馬氏體（大量的孿晶亞結構）+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，經滲碳與激光相變強化復合處理后，試樣的顯微硬度、強化層深度均大幅度提高。隨著激光能量輸入的增大，復合強化層的深度越大。另外，在不同激光能量輸入下，復合強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，經復合強化處理后的最大顯微硬度約為750HV～ 800HV，顯微硬度提高了約30%，強化層深度提高了約50%。由此可見，與單一滲碳處理相比，經滲碳+激光相變強化復合處理后強化層的深度和顯微硬度均得到明顯提高。

另外，由圖10還發現，經滲碳和激光相變強化復合處理后，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。結合前文（2.2節）發現，在復合強化層中存在薄膜/塊狀的殘余奧氏體。由于殘余奧氏體為面心立方結構，它具有較多的滑移系，抵抗塑性變形的能力較差，因此導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力集中，提高材料的塑韌性，防止復合強化后表面出現的脆性開裂。與傳統滲碳工藝相比[14,25]，采用滲碳與激光相變強化復合處理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

經過不同工藝參數的短時滲碳+激光相變強化復合處理后，強化層的彈性模量和納米硬度如表4所示。結果顯示，經滲碳與激光相變復合強化后，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，復合強化效果顯著。當激光能量輸入值為2 562 J（1.22 kW，2.1 s）時，復合強化效果相對最佳，彈性模量高達220.6 GPa，納米硬度為10.6 GPa。

由表4可知，當激光能量輸入為2 562 J時，強化區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的強化區納米壓痕點附近的相組成與原始滲碳層進行對比，結果如圖11所示。滲碳層相組成為回火馬氏體組織，復合強化層為超細馬氏體（位錯亞結構+孿晶亞結構）+薄膜狀殘余奧氏體+粒狀碳化物。由表4可知，與滲碳層相比，復合強化層（超細馬氏體+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，經滲碳+激光相變復合處理后的強化層復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，能夠顯著提高材料的表面力學性能。

表4 不同激光能量輸入下強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合強化過程中，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散行為。在滲碳與激光相變復合強化過程中，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散打開了有效通道，最終在高溫狀態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，碳原子的擴散驅動力、擴散時間不同，因此出現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，碳原子的擴散驅動力、擴散時間不同，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等奧氏體化穩定合金元素擴散得更充分，致使奧氏體化過程更均勻，導致奧氏體向馬氏體的轉變過程受阻，使得強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為塊狀，強化區深度不斷增加。另外，隨著激光能量輸入值的增大，C原子的擴散更充分，固溶于γ–Fe的含量更高，導致得到的馬氏體碳含量逐漸增加，因而其相結構、相形貌出現了規律性變化：板條→片狀，且孿晶亞結構逐漸增多。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，導致自淬火過程受阻，最終使組織出現尺寸粗化的現象。

圖11 滲碳層和復合強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，導致強化層的馬氏體得到了不同的亞結構，即前文所提到的當激光能量輸入值為2 562 J（1.22 kW，1.8 s）時，馬氏體的亞結構由位錯轉變為孿晶；當激光能量輸入值為3 294 J（1.22 kW，2.7 s）時，復合強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動力，阻礙了強化層奧氏體向馬氏體的相變，導致部分奧氏體未完全轉化，最終殘留下來。由此可見，在滲碳與激光相變強化復合處理后，強化層存在含量不一的殘余奧氏體。當激光能量輸入值為2 196～2 928 J時，殘余奧氏體的形態均為薄膜狀；當激光能量輸入值為3 294 J（1.22 kW，2.7 s）時，殘余奧氏體的形態由薄膜狀轉變為塊狀。另外，殘余奧氏體為面心立方結構，它具備多個滑移系，因而具有良好的塑性和較低的屈服強度，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力集中，阻礙裂紋的擴展。經滲碳與激光相變強化復合處理后，強化層得到了薄膜狀殘余奧氏體+馬氏體的復合相組織，使得強化層組織具有高強度、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。

3 結論

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

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

3）16Cr3NiWMoVNbE鋼經滲碳與激光相變復合強化后，得到了高硬度、高強度、塑韌性優異的復合強化層，具有良好的強韌性匹配關系。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，而亞表面得到了細微馬氏體+殘余奧氏體+碳化物的復合相組織，具有高硬度、高強度的特點。

[1] 宋兆泓, 熊昌炳, 鄭光華. 航空燃氣渦輪發動機強度設計[M]. 北京: 北京航空學院出版社, 1988: 24-25.

SONG Zhao-hong XIONG Chang-bin, ZHENG Guang- hua. Strength Design of Aviation Gas Turbine Engine[M]. Beijing: Beijing Institute of Aeronautics Press, 1988: 24-25.

[2] 田亞媛, 瞿皎, 秦亮, 等. 齒輪表面強化技術研究現狀[J]. 熱加工工藝, 2011, 40(24): 211-215.

TIAN Ya-yuan, QU Jiao, QIN Liang, et al. Research Status on Gear Surface Strengthening Technology[J]. Hot Working Technology, 2011, 40(24): 211-215.

[3] 趙振業. 航空高性能齒輪鋼的研究與發展[J]. 航空材料學報, 2000, 20(3): 148-157.

ZHAO Zhen-ye. Development of Higher-Performance Aero-nautical Gear Steel[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2000, 20(3): 148-157.

[4] 孫希桐, 臧鑫士. 滲碳鋼在接觸疲勞過程中表面層的殘余應力[J]. 航空學報, 1992, 13(10): 547-550.

SUN Xi-tong, ZANG Xin-shi. The Residual Stress on Surface Layer of Carburized Steel during Contact Fati-gue[J]. Acta Aeronautica et Astronautica Sinica, 1992, 13(10): 547-550.

[5] 滕佰秋, 常春江. 航空發動機用新材料——16Cr3NiWMoVNbE齒輪鋼[J]. 航空發動機, 2003, 29(2): 34-37.

TENG Bai-qiu, CHANG Chun-jiang. New Material for Aeroengine—16Cr3NiWMoVNbE Gear Steel[J]. Aeroen-gine, 2003, 29(2): 34-37.

[6] WANG Hao-jie, WANG Bin, WANG Zhao-dong, et al. Optimizing the Low-Pressure Carburizing Process of 16Cr3NiWMoVNbE Gear Steel[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2019, 35(7): 1218-1227.

[7] 曾西軍, 師玉英, 辛玉武, 等. 16Cr3NiWMoVNbE材料的二次滲碳工藝方法: 中國, 102912282A[P]. 2013-02-06.

ZENG Xi-jun, SHI Yu-ying, XIN Yu-wu, et al. Method for Preventing Excessive Seepage of 16Cr3NiWMoVNbE Material Narrow-Tooth-Shaped Component Tooth Crest: China, 102912282A[P]. 2013-02-06.

[8] 邱榮春, 陳葵, 張凱, 等. 一種16Cr3NiWMoVNbE材料低壓真空碳氮共滲方法: 中國, 111945103A[P]. 2020-11-17.

QIU Rong-chun, CHEN Kui, ZHANG Kai, et al. Low-Pres-sure Vacuum Carbonitriding Method for 16Cr3NiWMoVNbE Material: China, 111945103A[P]. 2020-11-17.

[9] 王斌, 何燕萍, 王昊杰, 等. 航空齒輪鋼16Cr3NiWMoVNbE的真空低壓滲碳[J]. 材料研究學報, 2020, 34(1): 35-42.

WANG Bin, HE Yan-ping, WANG Hao-jie, et al. Vacuum Low-Pressure Carburization of Gear Steel 16Cr3NiWMoVNbE for Aviation[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2020, 34(1): 35-42.

[10] 王斌, 王昊杰, 何燕萍, 等. 一種16Cr3NiWMoVNbE材料低壓真空滲碳熱處理方法: 中國, 109735795A[P]. 2019-05-10.

WANG Bin, WANG Hao-jie, HE Yan-ping, et al. Low- Pressure Vacuum Carburizing Heat Treatment Method for 16Cr3NiWMoVNbE: China, 109735795A[P]. 2019-05-10.

[11] 張文帥, 周賢良, 李暉榕, 等. 新型16Cr3NiWMoVNbE齒輪鋼滲碳工藝與性能研究[J]. 熱加工工藝, 2010, 39(24): 216-218.

ZHANG Wen-shuai, ZHOU Xian-liang, LI Hui-rong, et al. Study on Carburizing Process for New-Type 16Cr3NiWMoVNbE Gear Steel and Its Properties[J]. Hot Working Technology, 2010, 39(24): 216-218.

[12] 王從曾. 激光淬火技術的應用現狀及發展[J]. 機械工人(熱加工), 2004(7): 14-16.

WANG Cong-zeng. Application Status and Development of Laser Quenching Technology[J]. MW Metal Forming, 2004(7): 14-16.

[13] LI Zhuo-yuan, ZHANG Jian, DAI Bo-qi, et al. Microst-ructure and Corrosion Resistance Property of Laser Trans-formation Hardening Pre-Hardened AISI P20 Plastic Die Steel[J]. Optics & Laser Technology, 2020, 122: 105852.

[14] 廖西平. 低碳鋼固體滲碳的實驗與研究[J]. 重慶工商大學學報(自然科學版), 2012, 29(7): 82-86.

LIAO Xi-ping. Experiment and Research on Solid-Car-burizing for Low Carbon Steel[J]. Journal of Chongqing Technology and Business University (Natural Science Edition), 2012, 29(7): 82-86.

[15] KAUL R, GANESH P, TIWARI P, et al. Characterization of Dry Sliding Wear Resistance of Laser Surface Hard-ened En 8 Steel[J]. Journal of Materials Processing Tech-nology, 2005, 167(1): 83-90.

[16] SHAO Tian-min, HUA Meng, YUEN T H. Impact Wear Behavior of Laser Hardened Hypoeutectoid 2Cr13 Martensite Stainless Steel[J]. Wear, 2003, 255(1): 444-455.

[17] 趙憲, 王存山. 激光硬化和滲氮復合處理W9Mo3Cr4V高速鋼組織與性能[J]. 中國激光, 2012, 39(7): 102-107.

ZHAO Xian, WANG Cun-shan. Microstructure and Prop-erties of W9Mo3Cr4V High Speed Steel Treated by Laser Hardening and Nitriding[J]. Chinese Journal of Lasers, 2012, 39(7): 102-107.

[18] 鐘厲, 王菲菲, 韓西. H13鋼激光硬化與離子多元共滲復合強化層性能研究[J]. 熱加工工藝, 2017, 46(6): 180-182.

ZHONG Li, WANG Fei-fei, HAN Xi. Research on Prope-rties of Laser Hardening and Multi-Elements Plasma Penetrating Strengthening Composite Layer about H13 Steel[J]. Hot Working Technology, 2017, 46(6): 180-182.

[19] WANG Bing-xu, PAN Yu-ming, LIU Yu, et al. Wear Beha-vior of Composite Strengthened Gray Cast Iron by Auste-mpering and Laser Hardening Treatment[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2020, 9(2): 2037-2043.

[20] 李雪峰, 王春芬, 王嘉敏. 回火馬氏體與回火索氏體辨析[J]. 熱處理, 2012, 27(4): 12-16.

LI Xue-feng, WANG Chun-fen, WANG Jia-min. Discri-mination of Tempered Martensite from Tempered Sorbite[J]. Heat Treatment, 2012, 27(4): 12-16.

[21] SAHA D C, BIRO E, GERLICH A P, et al. Martensite Tempering Kinetics: Effects of Dislocation Density and Heating Rates[J]. Materials Characterization, 2020, 168: 110564.

[22] 石娟, 吳鋼, 戴忠森. 激光功率密度分布對表面溫升的影響[J]. 上海海運學院學報, 1999, 20(1): 16-24.

SHI Juan, WU Gang, DAI Zhong-sen. The Affection of Laser Power Density Distribution to Surface Temperature Rising[J]. Journal of Shanghai Maritime University, 1999, 20(1): 16-24.

[23] 楊超繁, 張亞龍, 冷星環, 等. LD冷作模具鋼的激光相變強化研究[J]. 熱加工工藝, 2019, 48(24): 94-97.

YANG Chao-fan, ZHANG Ya-long, LENG Xing-huan, et al. Study on Laser Phase Transformation Hardening of LD Cold Work Die Steel[J]. Hot Working Technology, 2019, 48(24): 94-97.

[24] 楊卓越, 陳嘉硯, 蘇杰, 等. 相鄰板條馬氏體間位向關系的TEM研究[J]. 材料熱處理學報, 2004, 25(6): 35-39.

YANG Zhuo-yue, CHEN Jia-yan, SU Jie, et al. TEM Study on Relative Orientation between Adjacent Marten-site Laths[J]. Transactions of Materids and Heat Treat-ment, 2004, 25(6): 35-39.

[25] 胡光立. 鋼的熱處理原理和工藝[M]. 北京: 國防工業出版社, 1985: 245-246.

HU Guang-li. Heat treatment of steel: Principle and technology[M]. Beijing: National Defense Industry Press, 1985: 245-246.

[26] ZHOU S B, HU F, ZHOU W, et al. Effect of Retained Austenite on Impact Toughness and Fracture Behavior of Medium Carbon Submicron-Structured Bainitic Steel[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2021, 14: 1021-1034.

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

國家重點研發計劃（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)

操應剛（1997—），男，碩士，主要研究方向為激光表面強化。

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

何蓓（1989—），男，博士，副研究員，主要研究方向為激光增材制造、激光表面強化。

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

操應剛, 王帥棋, 聶翔宇, 等. 滲碳與激光相變強化復合處理16Cr3NiWMoVNbE鋼的組織演化[J]. 表面技術, 2022, 51(10): 10-19.

CAO Ying-gang, WANG Shuai-qi, NIE Xiang-yu, et al. Microstructure Evolution of 16Cr3NiWMoVNbE Steel Treated by Carburizing and Laser Transformation Hardening[J]. Surface Technology, 2022, 51(10): 10-19.

責任編輯：彭颋