鹽浴保護滲硼對滲氮30CrMnSi 鋼組織與硬度的影響

羅建芬，蔣憲邦*，袁 春

（1.安順學院電子與信息工程學院，貴州 安順 561000；2.中航貴州飛機有限責任公司，貴州 安順 561000）

硼在調質鋼中的作用是通過極微少的有效含量就可以顯著提高鋼的淬透性，固溶態且少量的硼（0.001～0.005%）淬透性效果相當于1.6%鎳、0.3%鉻和0.2%鉬，其效果是一般合金元素的幾百至上千倍[1]。30CrMnSi 鋼屬于調質鋼，淬火后一般采用高溫回火，可以獲得良好的綜合力學性能[2]。在30CrMnSi 鋼中加入適量的硼，可以提高該鋼的淬透性，而且硼可以與30CrMnSi 鋼中的錳組合成Mn-B 系空冷貝氏體鋼，是一種熱加工后空冷所得組織為貝氏體或貝氏體/馬氏體復相組織的鋼[3]。免除了傳統的淬火回火工序，而且產品空冷硬化，強韌性好，綜合力學性能優良，擴大了該鋼的使用范圍[4]。

往鋼中加入硼有冶煉和熱擴滲的方法，在鋼鐵冶煉時加入硼的工藝不易控制，主要原因有：①硼是極為活潑元素，冶煉過程極易被氧化，因此傳統硼鋼生產一般采用電爐生產，生產成本較高，不利于硼鋼的大規模推廣[5]。②液態金屬中的原子擴散系數為10-7cm2/s，固態金屬中的原子擴散系數為10-11～10-12cm2/s，即使在熔點附近的溫度，固態中的原子擴散速度還比液態中的慢約10 萬倍[6]。硼鋼中的硼含量非常低，成份控制范圍在0.001%～0.002 5%，控制范圍比較窄，液態中的硼原子擴散速度快，冶煉操作稍有不慎，極易造成硼含量超標[7]。用熱擴滲的方法往鋼中加入硼的工藝容易控制，固態中的硼原子擴散速度慢，容易控制硼的滲入量，不易造成整個鋼鐵工件硼含量超標。

鋼鐵工件滲硼后，從表面到內部依次為：硼化物層（FeB 和Fe2B）、過渡層（含硼的碳化物和含硼的固溶體）和基體[8]。硼化物層的硬度很高，但其脆性很大。而且，硼化物層與基體的結合方式主要是機械結合，這種結合方式很不牢固[9]，加之不同硼化物之間以及硼化物與基體之間的比容、膨脹系數不同，在受力與溫度變化的情況下，產生不利的殘余應力，容易剝落和開裂。為了優化滲層，可以把硼化物層打磨去除，用過渡層充當材料表層。由于硼在γ-Fe 和ɑ-Fe 中的溶解度低于0.002%[10]，過渡層不易造成硼含量超標，可以發揮硼在鋼鐵中的有益作用。

常見的鋼鐵滲硼方法可以分為氣體滲硼、液體滲硼（電解滲硼和鹽浴滲硼）、固體滲硼（粉末固體滲硼、粒狀固體滲硼和膏劑固體滲硼），以及固體氣相滲硼[11]。

鹽浴滲硼工藝的優點是：①被加熱工件放于鹽浴內加熱時，由于加熱介質和工件緊密接觸，這就隔絕了工件與空氣的接觸，可以防止工件發生氧化、脫碳等缺陷；同時，工件從鹽浴中取出后，由于附著在工件表面上的介質凝固，從而形成一保護層，這也杜絕工序間移動時產生氧化脫碳的可能性[12]。②原材料的成本一般比其他滲硼方式的低廉，獲得的滲硼層綜合性能較為穩定且可以得到單相Fe2B，因此，鹽浴滲硼被用于許多相關工業生產中[13]。

常用的鹽浴滲硼溫度為900～1 000 ℃，滲硼時間為2～6 h[14]，雖然工件在鹽浴中被保護，不易氧化脫碳，但高溫能促使晶粒長大，為了抑制晶粒長大，可以對工件先滲氮再滲硼，而氮的加入會促進大量氮化物的形成，常分布于晶界處，起到釘扎晶界，細化晶粒的作用[15]。

本實驗對30CrMnSi 鋼先滲氮再滲硼，探討優化滲層的方法。

1 實驗部分

1.1 實驗材料

采用30CrMnSi 鋼作為實驗材料，其化學成分見表1。原材料加工成10 mm×10 mm×20 mm 的試樣。

表1 30CrMnSi 鋼的化學成分 wt%

1.2 滲氮工藝

按照質量比準確稱取60%（NH2）2CO、30%Na2CO3、10%K2CO3，將原料充分混合均勻后裝入陶瓷坩堝，把坩堝放在箱式電阻爐650 ℃的空氣中保溫，原料熔化成熔鹽后，把試樣放入熔鹽，用魚缸增氧泵連接銅管，打開增氧泵，把銅管插入熔鹽中通入空氣，發生如下反應

空氣中的氧氣與熔鹽反應，反應產生的活性氮原子N 滲入試樣表面，滲氮時間為3 h。

1.3 滲硼工藝

按照質量比準確稱取90%Na2B4O7、10%B4C，將原料充分混合均勻后裝入陶瓷坩堝，把坩堝放在箱式電阻爐1 000 ℃的空氣中保溫，原料熔化成熔鹽后，把試樣放入熔鹽，發生如下反應

反應產生的活性硼原子B 滲入試樣表面，滲硼時間為10 min。

1.4 退火和正火工藝

30CrMnSi 鋼的相變溫度Ac3為830 ℃[16]，選取本實驗退火和正火的溫度為900 ℃。退火和正火的保溫時間為10 min。

把試樣涂抹熱處理保護涂料，以防加熱過程中氧化脫碳，再放在箱式電阻爐900 ℃空氣中保溫10 min，退火隨爐冷卻，正火出爐空冷。

1.5 實驗工藝

30CrMnSi 鋼的退火組織為鐵素體+珠光體，容易觀察晶粒和組織的大小，為了測試氮元素細化晶粒和組織的能力，設計工藝a、工藝b 和工藝c 為第一組實驗工藝。為了測試硼元素對淬透性的影響，以及氮元素抑制滲硼過程中晶粒長大的能力，設計工藝d、工藝e 和工藝f 為第二組實驗工藝。

第一組實驗工藝如下。

工藝a：退火。

工藝b：滲氮。

工藝c：滲氮+退火。

第二組實驗工藝如下。

工藝d：正火。

工藝e：滲硼+正火。

工藝f：滲氮+滲硼+正火。

1.6 金相試樣制備和觀察

金相試樣制備步驟：①把經過第一、二組實驗工藝處理的試樣用線切割機床加工得到試樣的橫截面；②把橫截面鑲樣；③橫截面依次經200～1 500 號金相砂紙打磨并拋光處理；④用4%硝酸酒精溶液腐蝕試樣拋光面以顯示金相組織。

用金相顯微鏡觀察試樣滲層的金相組織，并拍攝500 倍的金相圖片。

1.7 維氏硬度的測試

用顯微維氏硬度計測試金相試樣滲層的硬度，試驗載荷為0.49 kg，載荷保持時間為15 s，同一區域選取3 個壓痕點測試，取平均值為這個區域的硬度值。

2 結果與討論

2.1 第一組實驗工藝試樣的金相分析

圖1 為30CrMnSi 鋼退火的組織，組織由鐵素體和珠光體組成，白色部分為鐵素體，黑色部分為珠光體，鐵素體和珠光體的尺寸為20～30 μm。

圖1 試樣經工藝a 處理的金相圖片

圖2 為30CrMnSi 鋼滲氮的滲層組織，從表面到內部依次為氮化物層、過渡層和基體。最外層白亮部分為氮化物層，厚度約為50 μm，氮化物層主要由Fe2N、Fe3N 和Fe4N 組成[17]，過渡層主要由含氮的索氏體組成。

圖2 試樣經工藝b 處理的金相圖片（滲層）

圖3 為30CrMnSi 鋼滲氮+退火的滲層組織，最外層白色部分為未完全溶解的氮化物層，過渡層由含氮的鐵素體和含氮的珠光體組成。

圖3 試樣經工藝c 處理的金相圖片（滲層）

圖4 為30CrMnSi 鋼滲氮+退火的過渡層與基體之間的組織，過渡層與基體沒有明顯的界面。過渡層組織為含氮的鐵素體和含氮的珠光體，組織尺寸約為10 μm。基體組織為鐵素體和珠光體，組織尺寸為20～30 μm。添加氮元素后，鐵素體和珠光體都顯著細化。

圖4 試樣經工藝c 處理的金相圖片（過渡層與基體之間的組織）

2.2 第二組實驗工藝試樣的金相分析

圖5 為30CrMnSi 鋼正火的組織，30CrMnSi 鋼的馬氏體開始轉變溫度Ms=365 ℃[18]，Ms 在350 ℃以上，馬氏體有明顯的自回火[19]，而且正火的空冷過程冷速慢，自回火進行得充分，正火后得到條束狀的自回火馬氏體組織。

圖5 試樣經工藝d 處理的金相圖片

圖6 為30CrMnSi 鋼滲硼+正火的滲層組織，從表面到內部依次為硼化物層、過渡層和基體。最外層白亮部分為硼化物層，厚度約為40 μm。滲硼溫度為1 000 ℃的高溫，導致晶粒長大，過渡層得到粗大的條束狀組織。

圖6 試樣經工藝e 處理的金相圖片（滲層）

自回火馬氏體與下貝氏體，2 種形態都呈現條束狀，相似的組織往往不易分辨，但細致的金相觀察，還是可以區分，自回火馬氏體析出的碳化物細，腐蝕后顏色淺。下貝氏體析出的碳化物粗，腐蝕后顏色深。一般下貝氏體比自回火馬氏體容易腐蝕[20]，顯得黑一些。圖6 過渡層粗大條束狀組織的顏色比圖5 條束狀自回火馬氏體組織的深，故推測圖6 過渡層粗大條束狀組織為下貝氏體。

過渡層形成下貝氏體組織，主要與其中的錳和硼元素有關，錳抑制Fe3C 形核[21]，硼抑制ɑ-Fe 形核[22]，錳和硼都能提高鋼的淬透性。而且錳在一定含量時，可將過冷奧氏體等溫轉變曲線中的高溫鐵素體和珠光體轉變與中溫貝氏體轉變分離開來。錳同時推遲珠光體和貝氏體轉變，而且推遲前者的作用更為劇烈[23]。

硼可以與30CrMnSi 鋼中的錳組合成Mn-B 系空冷貝氏體鋼。Mn 與B 結合，使高溫鐵素體和珠光體轉變的孕育期明顯長于中溫貝氏體轉變的孕育期，空冷容易發生貝氏體相變[24]，所以30CrMnSi 鋼滲硼+正火的過渡層得到下貝氏體組織。

圖7 為30CrMnSi 鋼滲氮+滲硼+正火的滲層組織，從表面到內部依次為硼化物層、過渡層和基體。最外層白亮部分為硼化物層，厚度約為40 μm，硼化物層與過渡層有明顯的界面。過渡層得到白色的晶粒，晶粒尺寸約為10 μm。過渡層含有氮元素，氮元素細化晶粒，而且提高鋼的抗腐蝕能力[25]，4%硝酸酒精難以腐蝕，所以晶粒呈現白色。

圖7 試樣經工藝f 處理的金相圖片（滲層）

2.3 維氏硬度分析

第二組實驗工藝處理的試樣，其維氏硬度值見表2。

表2 第二組實驗工藝試樣的維氏硬度值

工藝d 的試樣得到自回火馬氏體組織，硬度值為469。

工藝e 的試樣過渡層得到下貝氏體組織，由于錳顯著降低貝氏體相變驅動力，使貝氏體相變溫度降低[26]，貝氏體相變溫度越低，硬度越高[27]。下貝氏體組織的硬度比自回火馬氏體組織的提高了79。

工藝f 的試樣過渡層硬度比工藝d 的提高了19，氮在γ-Fe 中的溶解能力遠大于ɑ-Fe 中的溶解能力。氮在γ-Fe 中的最大溶解度在650°C 為2.8%，溶解度隨溫度升高而下降。氮在ɑ-Fe 中的最大溶解度在590 ℃為0.1%[28]，溶解度隨溫度下降而下降，在室溫時，溶解度是10-4[29]。正火的空冷過程，γ-Fe 轉變為ɑ-Fe，氮原子溶解度下降，空冷速度較淬火慢，氮原子來得及從晶格析出，固溶強化效果降低，所以硬度提高不大。

3 結論

1）硼化物層與過渡層有明顯的界面，而過渡層與基體沒有明顯的界面，結合更牢固，可以把硼化物層打磨去除，用過渡層充當材料表層。

2）硼與30CrMnSi 鋼中的錳組合形成Mn-B 系空冷貝氏體鋼，不需要淬火，空冷就能得到高硬度過渡層。

3）本實驗的最佳工藝為工藝f，鹽浴保護滲硼之前滲氮，可以細化滲硼后的過渡層晶粒，并提高過渡層的抗腐蝕能力。