本發(fā)明涉及金屬材料技術(shù)領(lǐng)域，尤其涉及一種具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼及其制備方法。

　　背景技術(shù)：

　　20cr2ni4a鋼被廣泛應(yīng)用于制造齒輪中，其具有強度高、韌性好及淬透性高的特點，熱處理后具有良好的綜合性能。重載齒輪由于長期承受較大反復(fù)交變載荷作用，在惡劣服役工況中多發(fā)接觸疲勞失效，其中剝落失效是硬化齒面接觸疲勞失效的主要形式，它的存在會降低齒輪的承載能力與抗接觸疲勞強度。

　　近年來，國內(nèi)外學(xué)者已經(jīng)對20cr2ni4a鋼的滲碳熱處理進行了許多探索和研究，著力于改善滲碳層質(zhì)量，以期得到具有高硬度、平緩硬度梯度分布的均勻滲碳層。目前，滲碳熱處理的方法包括高溫滲碳、真空滲碳、稀土滲碳等，但是仍存在真空滲碳層碳分布不均勻、有效硬化層深度不夠等問題，所得20cr2ni4a滲碳鋼的抗接觸疲勞性能仍有待提高。

　　技術(shù)實現(xiàn)要素：

　　本發(fā)明的目的在于提供一種具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼及其制備方法，本發(fā)明通過對20cr2ni4a鋼滲碳前注入稀土元素與滲碳后注入過渡金屬元素，在一定深度使20cr2ni4a鋼缺陷密度增加，既能提高碳原子的滲入深度和濃度，細(xì)化滲碳層晶粒組織，又能提高表面硬度，改善20cr2ni4a鋼的力學(xué)性能，使其表面的抗接觸疲勞性能得到明顯提高。

　　為了實現(xiàn)上述發(fā)明目的，本發(fā)明提供以下技術(shù)方案：

　　本發(fā)明提供了一種具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼的制備方法，包括以下步驟：

　　對20cr2ni4a鋼進行離子注入預(yù)處理，得到預(yù)處理鋼材料；

　　對所述預(yù)處理鋼材料進行真空滲碳熱處理，得到滲碳鋼材料；

　　對所述滲碳鋼材料進行離子注入后處理，得到具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼；

　　其中，所述離子注入預(yù)處理采用的注入元素為稀土金屬元素，所述離子注入后處理采用的注入元素為過渡金屬元素。

　　優(yōu)選地，所述離子注入預(yù)處理采用的注入元素為la或y，所述離子注入后處理采用的注入元素為ti或ti+cr。

　　優(yōu)選地，所述離子注入預(yù)處理的操作條件包括：真空度為3.5×10-3pa，注入溫度為15～35℃；la的注入能量為100kev，la的注入劑量為2×1017ions/cm2；y的注入能量為105kev，y的注入劑量為2×1017ions/cm2。

　　優(yōu)選地，所述真空滲碳熱處理包括依次進行的滲碳處理、第一回火、油淬火和第二回火。

　　優(yōu)選地，所述滲碳處理在碳勢為1.2％、溫度為920℃、真空度為1×10-5pa的條件下進行，所述滲碳處理的時間為5h；所述滲碳處理過程中交替脈沖注入c2h2和n2，以脈沖一次c2h2和脈沖一次n2記為1個脈沖循環(huán)，共計進行25個脈沖循環(huán)。

　　優(yōu)選地，所述第一回火的溫度為650℃，時間為3h；所述油淬火的溫度為820℃；所述第二回火的溫度為180℃，時間為3h。

　　優(yōu)選地，當(dāng)所述離子注入后處理的注入元素為ti+cr時，所述離子注入后處理包括依次進行的ti離子注入和cr離子注入。

　　優(yōu)選地，當(dāng)所述離子注入后處理的注入元素為ti+cr時，操作條件包括：真空度為3.5×10-3pa，注入溫度為15～35℃；ti的注入能量為105kev，ti的注入劑量為2×1017ions/cm2；cr的注入能量為105kev，cr的注入劑量為2×1017ions/cm2。

　　優(yōu)選地，當(dāng)所述離子注入后處理的注入元素為ti時，操作條件包括：真空度為3.5×10-3pa，注入溫度為15～35℃；ti的注入能量為105kev，ti的注入劑量為2×1017ions/cm2。

　　本發(fā)明提供了上述技術(shù)方案所述制備方法制備得到的具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼。

　　本發(fā)明提供了一種具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼的制備方法，包括以下步驟：對20cr2ni4a鋼進行離子注入預(yù)處理，得到預(yù)處理鋼材料；對所述預(yù)處理鋼材料進行真空滲碳熱處理，得到滲碳鋼材料；對所述滲碳鋼材料進行離子注入后處理，得到具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼；其中，所述離子注入預(yù)處理采用的注入元素為稀土金屬元素，所述離子注入后處理采用的注入元素為過渡金屬元素。本發(fā)明采用稀土真空滲碳熱處理和離子注入技術(shù)的復(fù)合強化工藝，即通過對20cr2ni4a鋼滲碳前注入稀土元素與滲碳后注入過渡金屬元素，在一定深度使20cr2ni4a鋼缺陷密度增加，既能為滲碳過程中碳原子擴散提供理想的通道，提高碳原子的滲入深度和濃度，細(xì)化滲碳層晶粒組織；又能形成硬化陶瓷相及納米晶相等強化相，提高表面硬度，改善20cr2ni4a鋼的力學(xué)性能，使其表面的抗接觸疲勞性能得到明顯提高。

　　實施例的結(jié)果顯示，在920℃、碳勢為1.2％的稀土滲碳過程中，鑭和釔離子注入分別使碳擴散系數(shù)提高了1.12倍和1.17倍，滲碳層的有效硬化深度分別增加了0.08mm和0.11mm。稀土離子注入預(yù)處理顯著改善滲碳層的組織，稀土滲碳層中細(xì)小彌散碳化物的直徑均小于0.32mm。離子注入鑭和釔后滲碳層的表面硬度分別提高了3.8％和6.0％。稀土滲碳過程中，稀土在鋼表面形成的高密度位錯缺陷和柯氏氣團成為碳原子的快速擴散通道，對提高碳擴散系數(shù)、改善滲碳層組織具有重要作用。同時，離子注入過渡金屬復(fù)合強化處理中，ti注入和ti+cr注入可在稀土滲碳層形成復(fù)合強化層，其表面存在ti和cr的碳氮化物新相，包括tic、tin、tinc、crc以及crn。這些相具有高硬度、高強度的特點，對提升20cr2ni4a滲碳鋼的接觸疲勞壽命具有顯著作用。在相同壓入載荷條件下，復(fù)合強化層表面硬度增加，抵抗塑性變形能力增強。注入ti后強化層納米硬度提高7.1％，彈性模量提高27.6％；ti+cr注入后復(fù)合強化層納米硬度提高15.1％，彈性模量提高28.7％。離子注入強化機理包括在表面形成高強度的新相和在亞表面形成輻射損傷及晶格畸變。本發(fā)明采用稀土滲碳和復(fù)合強化處理后滲碳層的壽命顯著提高，壽命分散性明顯降低。

　　附圖說明

　　圖1為本發(fā)明實施例1中制備具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼的工藝流程圖；

　　圖2為稀土鑭和釔注入20cr2ni4a鋼試樣表面的xps能譜；

　　圖3為稀土鑭和釔注入20cr2ni4a鋼試樣后各元素分布圖；

　　圖4為未注入試樣、稀土鑭注入后樣品和稀土釔注入后樣品的xrd圖；

　　圖5為滲碳后試樣的xrd圖；

　　圖6為常規(guī)真空滲碳層、稀土鑭和釔滲碳層的表面和心部金相組織形貌圖；

　　圖7為滲碳層中碳化物直徑尺寸分布圖；

　　圖8為滲碳層表面以及心部的洛氏硬度測量結(jié)果圖；

　　圖9為滲碳層沿深度方向的顯微硬度分布圖；

　　圖10為滲碳層沿深度方向的碳濃度分布圖；

　　圖11為稀土釔、氮氣氛圍中ti及ti+cr離子注入后滲碳試樣的小角掠射x射線衍射圖譜；

　　圖12為稀土滲碳試樣不同深度處fe、c和cr的xps譜圖；

　　圖13為氮氣氛圍中ti離子注入滲碳試樣在表面、10nm、40nm、80nm深度處的fe2p、c1s、cr2p、ti2p和n1s的xps譜圖；

　　圖14為氮氣氛圍中對注入ti離子后的試樣再次注入cr離子的滲碳試樣在表面、10nm、40nm、80nm深度處的fe2p、c1s、cr2p、ti2p和n1s的xps譜圖；

　　圖15為5mn載荷下的納米壓痕結(jié)果圖；

　　圖16為稀土滲碳層的接觸疲勞壽命與失效概率的接觸疲勞壽命weibull分布曲線；

　　圖17為常規(guī)真空滲碳層與稀土鑭滲碳層的疲勞試樣表面的掃描電鏡圖；

　　圖18為復(fù)合強化層的接觸疲勞壽命與失效概率的接觸疲勞壽命weibull分布曲線；

　　圖19為稀土釔滲碳層與ti注入復(fù)合強化層的表面接觸疲勞失效磨痕圖；

　　圖20為接觸疲勞試驗后稀土釔滲碳層和ti+cr離子注入強化層疲勞失效截面形貌圖。

　　具體實施方式

　　本發(fā)明提供了一種具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼的制備方法，包括以下步驟：

　　對20cr2ni4a鋼進行離子注入預(yù)處理，得到預(yù)處理鋼材料；

　　對所述預(yù)處理鋼材料進行真空滲碳熱處理，得到滲碳鋼材料；

　　對所述滲碳鋼材料進行離子注入后處理，得到具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼；

　　其中，所述離子注入預(yù)處理采用的注入元素為稀土金屬元素，所述離子注入后處理采用的注入元素為過渡金屬元素。

　　本發(fā)明對20cr2ni4a鋼進行離子注入預(yù)處理，得到預(yù)處理鋼材料；所述離子注入預(yù)處理采用的注入元素為稀土金屬元素。本發(fā)明對所述20cr2ni4a鋼的來源沒有特殊限定，采用本領(lǐng)域技術(shù)人員熟知來源的20cr2ni4a鋼即可。在本發(fā)明中，所述稀土金屬元素優(yōu)選為la或y。本發(fā)明優(yōu)選將20cr2ni4a鋼依次進行打磨、拋光、清洗和干燥后，再進行離子注入預(yù)處理；在本發(fā)明的實施例中，具體是使用600#～2000#粒度的碳化硅砂紙對20cr2ni4a鋼進行打磨，隨后使用w3.5金剛石拋光膏進行拋光，之后用無水乙醇超聲清洗10min，清洗完成后使用吹風(fēng)機將20cr2ni4a鋼吹干待用。

　　在本發(fā)明中，所述離子注入預(yù)處理的操作條件優(yōu)選包括：真空度為3.5×10-3pa，注入溫度為15～35℃；la的注入能量為100kev，la的注入劑量為2×1017ions/cm2；y的注入能量為105kev，y的注入劑量為2×1017ions/cm2。在本發(fā)明中，所述注入溫度更優(yōu)選為20～30℃，具體的，可以在室溫條件下進行離子注入預(yù)處理，即不需要額外的加熱或降溫；在本發(fā)明的實施例中，具體是在25℃條件下進行離子注入預(yù)處理。

　　在本發(fā)明中，所述離子注入預(yù)處理采用的設(shè)備優(yōu)選為北京師范大學(xué)低能核物理研究所研究制造的mevva(金屬蒸汽真空弧離子源)iia-h型強流金屬離子注入機，主要技術(shù)指標(biāo)包括：(1)加速電壓：20～80kv；(2)離子種類：各種可導(dǎo)電的固態(tài)元素離子；(3)平均離子流強度：5～10ma；(4)離子平均電荷態(tài)：1～3.2；(5)脈沖長度：1.2ms；(6)脈沖重復(fù)頻率：1～25hz；(7)陰極壽命：大于8h；(8)靶盤尺寸：φ220mm。

　　得到預(yù)處理鋼材料后，本發(fā)明對所述預(yù)處理鋼材料進行真空滲碳熱處理，得到滲碳鋼材料。在本發(fā)明中，所述真空滲碳熱處理優(yōu)選包括依次進行的滲碳處理、第一回火、油淬火和第二回火。在本發(fā)明中，所述滲碳處理優(yōu)選在碳勢為1.2％、溫度為920℃、真空度為1×10-5pa的條件下進行，所述滲碳處理的時間優(yōu)選為5h；所述滲碳處理過程中優(yōu)選交替脈沖注入c2h2和n2，以脈沖一次c2h2和脈沖一次n2記為1個脈沖循環(huán)，共計進行25個脈沖循環(huán)。本發(fā)明通過交替脈沖注入c2h2和n2，有利于促進碳原子的均勻擴散。在本發(fā)明中，所述第一回火的溫度優(yōu)選為650℃，時間優(yōu)選為3h；本發(fā)明優(yōu)選在較高溫度條件下進行第一回火，有利于促進碳化物析出和殘余奧氏體分解。在本發(fā)明中，所述油淬火的溫度優(yōu)選為820℃；在該條件下進行油淬火，有利于提高材料的硬度和韌性。在本發(fā)明中，所述第二回火的溫度優(yōu)選為180℃，時間優(yōu)選為3h；在較低溫度條件下進行第二回火，有利于消除材料的內(nèi)應(yīng)力。在本發(fā)明中，所述真空滲碳熱處理優(yōu)選在真空滲碳自動生產(chǎn)線(emc)上完成。

　　得到滲碳鋼材料后，本發(fā)明對所述滲碳鋼材料進行離子注入后處理，得到具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼；所述離子注入后處理采用的注入元素為過渡金屬元素。在本發(fā)明中，所述過渡金屬元素優(yōu)選為ti或ti+cr，即所述離子注入后處理采用的注入元素可以為ti單元素注入，也可以為ti+cr雙元素注入；當(dāng)所述離子注入后處理的注入元素為ti+cr時，所述離子注入后處理優(yōu)選包括依次進行的ti離子注入和cr離子注入。在本發(fā)明中，當(dāng)所述離子注入后處理的注入元素為ti+cr時，操作條件優(yōu)選包括：真空度為3.5×10-3pa，注入溫度為15～35℃；ti的注入能量為105kev，ti的注入劑量為2×1017ions/cm2；cr的注入能量為105kev，cr的注入劑量為2×1017ions/cm2。在本發(fā)明中，當(dāng)所述離子注入后處理的注入元素為ti時，操作條件優(yōu)選包括：真空度為3.5×10-3pa，注入溫度為15～35℃；ti的注入能量為105kev，ti的注入劑量為2×1017ions/cm2。在本發(fā)明中，上述各離子注入過程中的注入溫度更優(yōu)選為20～30℃，具體的，可以在室溫條件下進行離子注入后處理，即不需要額外的加熱或降溫；在本發(fā)明的實施例中，具體是在25℃條件下進行離子注入后處理。在本發(fā)明中，所述離子注入后處理優(yōu)選在氮氣氛圍中進行。在本發(fā)明中，所述離子注入后處理采用的設(shè)備以及所述設(shè)備的主要技術(shù)指標(biāo)優(yōu)選與離子注入預(yù)處理采用的設(shè)備以及所述設(shè)備的主要技術(shù)指標(biāo)相同，不再贅述。

　　本發(fā)明采用稀土真空滲碳熱處理和離子注入技術(shù)的復(fù)合強化工藝，即通過對20cr2ni4a鋼滲碳前注入稀土元素與滲碳后注入過渡金屬元素，在一定深度使20cr2ni4a鋼缺陷密度增加，既能為滲碳過程中碳原子擴散提供理想的通道，提高碳原子的滲入深度和濃度，細(xì)化滲碳層晶粒組織；又能形成硬化陶瓷相及納米晶相等強化相，提高表面硬度，改善20cr2ni4a鋼的力學(xué)性能，使其表面的抗接觸疲勞性能得到明顯提高。

　　本發(fā)明提供了上述技術(shù)方案所述制備方法制備得到的具有高抗接觸疲勞性能的20cr2ni4a滲碳鋼。本發(fā)明提供的20cr2ni4a滲碳鋼具有高抗接觸疲勞性能，有利于延長制件在極端工況下的服役壽命，提高可靠性。

　　下面將結(jié)合本發(fā)明中的實施例，對本發(fā)明中的技術(shù)方案進行清楚、完整地描述。顯然，所描述的實施例僅僅是本發(fā)明一部分實施例，而不是全部的實施例。基于本發(fā)明中的實施例，本領(lǐng)域普通技術(shù)人員在沒有做出創(chuàng)造性勞動前提下所獲得的所有其他實施例，都屬于本發(fā)明保護的范圍。

　　實施例1

　　采用txc01型直讀光譜儀對20cr2ni4a鋼樣品進行化學(xué)成分測定，其主要化學(xué)成分如表1所示，經(jīng)驗證滿足gb/t3077-1999的要求。

　　采用線切割加工制備實驗所需大小的試樣，用于微觀組織結(jié)構(gòu)觀察的試樣尺寸為15mm×15mm×15mm；用于接觸疲勞試驗的試樣為：外徑為φ65mm、內(nèi)徑為φ30mm、高度為6mm的圓環(huán)試樣。

　　表120cr2ni4a鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，％)

　　如圖1所示，按照離子注入稀土(la或y)預(yù)處理→真空滲碳熱處理→離子注入過渡元素(ti或ti+cr)后處理的工藝流程對20cr2ni4a鋼試樣進行處理，包括以下步驟：

　　(1)離子(la或y)注入預(yù)處理

　　使用600#～2000#粒度的碳化硅砂紙對試樣進行打磨，隨后使用w3.5金剛石拋光膏拋光，之后用無水乙醇超聲清洗10min，清洗完成后使用吹風(fēng)機將試樣吹干待用。

　　采用北京師范大學(xué)低能核物理研究所研究制造的mevva(金屬蒸汽真空弧離子源)iia-h型強流金屬離子注入機進行離子注入預(yù)處理。

　　mevvaiia-h型強流金屬離子注入機的主要技術(shù)指標(biāo)包括：(1)加速電壓：20～80kv；(2)離子種類：各種可導(dǎo)電的固態(tài)元素離子；(3)平均離子流強度：5～10ma；(4)離子平均電荷態(tài)：1～3.2；(5)脈沖長度：1.2ms；(6)脈沖重復(fù)頻率：1～25hz；(7)陰極壽命：大于8h；(8)靶盤尺寸：φ220mm。

　　離子注入預(yù)處理的操作條件見表2。

　　表2離子(la或y)注入預(yù)處理的操作條件

　　(2)真空滲碳熱處理

　　整個真空滲碳熱處理過程在真空滲碳自動生產(chǎn)線(emc)上完成，真空滲碳熱處理的操作步驟及參數(shù)如下：

　　將步驟(1)所得試樣在碳勢為1.2％、溫度為920℃的真空環(huán)境(1×10-5pa)中處理5h；其中，在處理過程中交替脈沖注入c2h2和n2，以脈沖一次c2h2和脈沖一次n2記為1個脈沖循環(huán)，共計進行25個脈沖循環(huán)；

　　上述處理完成后，于650℃條件下高溫回火3h，之后于820℃條件下油淬火，最后于180℃條件下低溫回火3h，完成真空滲碳熱處理。

　　(3)離子(ti或ti+cr)注入后處理

　　參照離子注入預(yù)處理的方法對步驟(2)所得試樣進行離子注入后處理，所述離子注入后處理的操作條件見表3。

　　表3離子(ti或ti+cr)注入后處理的操作條件(n2氣氛中)

　　表征及性能測試

　　1、離子注入預(yù)處理對滲碳層組織與性能的影響

　　1.1稀土滲碳層的組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能

　　1.1.1稀土注入層的化學(xué)成分及組織結(jié)構(gòu)

　　稀土鑭和釔注入20cr2ni4a鋼試樣表面的xps能譜如圖2所示，圖2中的(a)為la全譜，(b)為la3d譜，(c)為y全譜，(d)為y3d譜；其中，進行xps能譜表征前預(yù)先使用ar+離子刻蝕1min除去樣品表面灰塵。由圖2中的(a)和(c)可知xps全譜中明顯存在la、y以及fe、c、o和si等元素。測得樣品表面c元素的吸收峰為285.2ev，比標(biāo)準(zhǔn)的碳元素峰284.8ev高出0.4ev。考慮測量誤差，調(diào)整后的la和y的圖譜分別如圖2中的(b)和(d)所示。圖2中的(b)表明la3d表面的三個峰對應(yīng)于la3d3/2(851.5ev)和la3d5/2(835.1ev)；自旋軌道分裂值為16.4ev，這是典型的la2o3。圖2中的(d)表明y3dxps光譜中的158.0ev和155.9ev處的峰值對應(yīng)于y-y鍵，157.4ev處的峰值對應(yīng)于y2o3。因此，稀土鑭主要以氧化物形式存在于稀土注入層中，而稀土釔以氧化物和金屬y形式存在于稀土注入層中。

　　稀土鑭和釔注入20cr2ni4a鋼試樣后各元素分布如圖3所示，圖3中的(a)為la注入結(jié)果，(b)為y注入結(jié)果。由圖3可知，樣品表面碳和氧元素含量較高，隨著深度的增大，碳和氧含量減少，其中鑭和釔元素含量隨深度增加呈先增加后減小的趨勢，當(dāng)深度為約60nm時兩者含量達(dá)到最小。因此，注入的稀土元素滿足高斯分布，鑭和釔的峰濃度分布在約15nm和25nm深度處，濃度分別為22.9wt.％和21.2wt.％。

　　未注入試樣(原始20cr2ni4a鋼試樣)、稀土鑭注入后樣品和稀土釔注入后樣品的xrd圖如圖4所示，圖4中的(a)為xrd衍射譜，(b)為(110)峰衍射角，(c)為(200)峰衍射角，(d)為(211)峰衍射角。由圖4可知，未注入試樣的結(jié)構(gòu)主要為體心立方結(jié)構(gòu)的鐵素體；由于稀土較大的原子半徑與離子注入引入的內(nèi)應(yīng)力，α-fe的三個衍射峰都向左發(fā)生偏移，并且峰值強度增大，這意味著注入基體表面發(fā)生了晶格畸變。

　　比較未注入試樣、稀土鑭注入后樣品和稀土釔注入后樣品的透射電鏡表征結(jié)果可知，20cr2ni4a基體中本身存在一定數(shù)量的位錯糾纏和位錯網(wǎng)格等晶體缺陷，形成了穩(wěn)定的缺陷網(wǎng)絡(luò)。稀土鑭和釔離子注入對體心立方(bcc)fe基體造成了晶格損傷。與未注入試樣相比，注入稀土離子的樣品形成高密度位錯糾纏。特別是稀土釔離子注入后，基體中幾乎充滿了高密度的位錯，這些位錯堆積并纏結(jié)在一起。

　　1.1.2滲碳層的相組成及組織結(jié)構(gòu)

　　滲碳后試樣的xrd圖如圖5所示，圖5中的(a)xrd衍射譜，(b)為(110)峰衍射角，(c)為(200)峰衍射角，(d)為(211)峰衍射角。由圖5可知，三種試樣表層的滲碳層均由bcc馬氏體相和fcc殘余奧氏體組成。由于x射線衍射空間分辨率的有限性，未測試到鑭和釔衍射峰。分析發(fā)現(xiàn)，與常規(guī)真空滲碳層(即未注入稀土元素)相比，注入鑭和釔試樣中最強衍射峰分別向左移動0.26°和0.20°，其他兩個馬氏體峰也向左偏移。此外，鑭和釔注入后滲碳層的所有晶面強度均強于未注入試樣。xrd測得滲碳層表面殘余奧氏體含量見表4，結(jié)果表明由于稀土存在，滲碳層中殘余奧氏體的含量略有下降。

　　表4x射線衍射測得的三種試樣滲碳表層殘余奧氏體含量

　　常規(guī)真空滲碳層、稀土鑭和釔滲碳層的表面和心部金相組織形貌如圖6所示，圖6中的(a)和(b)為常規(guī)真空滲碳層的表面及心部，(c)和(d)為鑭滲碳層的表面及心部，(e)和(f)為釔滲碳層的表面及心部。圖6中的(a)顯示常規(guī)真空滲碳層的顯微組織由馬氏體基體組成，并且粒狀碳化物和未轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的殘余奧氏體分散在滲碳層中。然而，離子注入鑭和釔后的滲碳層中分別獲得了超細(xì)針狀馬氏體和細(xì)小的彌散晶粒碳化物，如圖6中的(c)和(e)所示。如圖6中的(b)、(d)和(f)所示，三種試樣的心部顯微結(jié)構(gòu)均為回火馬氏體和少量鐵素體，根據(jù)gb/t25744-2010金相標(biāo)準(zhǔn)，常規(guī)真空滲碳層的心部組織達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)心部組織4級水平，而注入稀土后的滲碳層的心部組織滿足標(biāo)準(zhǔn)3級要求。在本發(fā)明中，稀土原子的存在有利于滲碳過程中奧氏體晶粒內(nèi)部細(xì)小碳化物的析出，這些碳化物存在，使馬氏體切變受到阻擋而被迫超細(xì)化，最終在滲碳表層形成了由超細(xì)馬氏體、少量殘余奧氏體和大量細(xì)小彌散碳化物組成的良好組織。因此經(jīng)過稀土注入后滲碳層的組織更加細(xì)化。

　　通過對滲碳層中碳化物進行掃描電鏡表征可知，在常規(guī)真空滲碳層中，大多數(shù)碳化物是粒狀的且不均勻地分布在馬氏體間隙中，并伴有大直徑棒狀碳化物。與常規(guī)真空滲碳層相比，注入稀土后的滲碳層中碳化物的分布更為均勻。其中，注入稀土釔后的滲碳層中碳化物最細(xì)小。所述碳化物主要由碳、鐵、鉻、鎳和錳組成，且注入稀土后的滲碳層的碳化物中含有鑭和釔。

　　利用nano-measurer1.2軟件和gaussian擬合對碳化物顆粒的尺寸分布進行估算，保證每個掃描電鏡圖像中至少有150個顆粒被統(tǒng)計。對圖6中的掃描電鏡照片中的碳化物顆粒進行標(biāo)記并給出統(tǒng)計結(jié)果，所得滲碳層中碳化物直徑尺寸分布圖如圖7所示，圖7中的(a)為常規(guī)真空滲碳層，(b)為注入la后的滲碳層，(c)為注入y后的滲碳層。結(jié)果表明常規(guī)真空滲碳層中碳化物的平均直徑為0.35μm，其中81.2％的碳化物直徑在0.6μm以內(nèi)，部分大塊碳化物的長度大于5μm。20cr2ni4a鋼試樣在離子注入鑭或釔并且經(jīng)真空滲碳后，滲碳層表面碳化物的平均直徑分別為0.25μm以及0.17μm。因此，離子注入稀土使?jié)B碳層表面碳化物的粒徑減小。其中釔原子半徑大于鑭，故釔離子注入效果優(yōu)于鑭離子注入效果，其滲碳層中碳化物的最小顆粒尺寸為0.06μm，最大粒徑為0.36μm。事實證明，離子注入預(yù)處理在細(xì)化滲碳層結(jié)構(gòu)和促進細(xì)小碳化物的彌散析出方面起著重要作用，有利于提高表面硬度，改善滲碳層的力學(xué)性能。

　　1.1.3滲碳層的硬度梯度分布

　　滲碳層中彌散分布的細(xì)小碳化物將發(fā)揮第二相強化的作用，對阻礙位錯運動、增強滲碳層變形抗力及提高鋼的硬度均產(chǎn)生有利影響。對滲碳層表面以及心部進行洛氏硬度測量的結(jié)果如圖8所示。由圖8可知，常規(guī)920℃真空滲碳層的表面硬度為58.3hrc，鑭元素注入后，滲碳層表面硬度可達(dá)60.5hrc，釔元素注入后，滲碳層表面硬度提高到61.8hrc。相比之下，心部硬度值變化不大。圖中誤差棒的值越小，表明表面硬度的變化范圍無顯著性差異。因此，稀土注入可提高滲碳層的表面硬度，其中注入釔后滲碳效果更顯著。

　　滲碳層沿深度方向的顯微硬度分布圖如圖9所示，其中誤差棒的波動值不超過25hv1。實驗結(jié)果表明，在920℃條件下，稀土離子注入后滲碳層的顯微硬度高于常規(guī)真空滲碳層，且硬度梯度變化不劇烈。la和y離子注入后滲碳層的最大硬度分別為805hv1和822hv1，高于常規(guī)真空滲碳層硬度值。根據(jù)gbt9450-2005《鋼件滲碳淬火有效硬化層深度的測定和校核》標(biāo)準(zhǔn)，其規(guī)定截面維氏硬度大于550hv處到表面的距離為有效硬化層厚度，在此基礎(chǔ)上可知：常規(guī)真空滲碳層厚度約為1.36mm，注入la后滲碳層厚度可達(dá)1.44mm，注入y后滲碳層厚度為1.47mm(如圖9中的箭頭所示)。因此，稀土離子注入提高了20cr2ni4a鋼滲碳層的硬度，但并未引起有效硬化層深度的顯著增加。而且注入釔進行真空滲碳熱處理獲得的滲碳層顯微硬度最高，硬度梯度分布最均勻。

　　1.2碳擴散系數(shù)的計算

　　滲碳層沿深度方向的碳濃度分布圖如圖10所示。從圖中可以看出，常規(guī)真空滲碳層表面的碳濃度約為0.84％，并且碳濃度變化趨勢與注入稀土相比較為不均勻。離子注入稀土后，滲碳層表面碳濃度達(dá)到0.9％以上，碳濃度梯度變化更為平緩。此處測得的碳元素分布與1.1.3小節(jié)中三種不同處理滲碳試樣的硬度梯度分布趨勢大致相同。

　　真空滲碳以乙炔氣體為滲碳源，其通過化學(xué)反應(yīng)式(1-1)發(fā)生分解，生成氫氣和碳原子。

　　c2h2→2[c]+h2+53.5kcal(1-1)

　　假設(shè)碳的擴散系數(shù)與碳濃度無關(guān)，則碳在奧氏體中的擴散可視為滲碳過程中的二維擴散，由于滲碳過程中存在濃度梯度，擴散會由高濃度區(qū)向低濃度區(qū)進行，而且擴散通量與濃度成正比。根據(jù)菲克第二定律，滲碳過程中碳濃度分布遵循公式(1-2)：

　　式中：c(x，t)為碳體積濃度，x為鋼材基體中任意點到表面的距離，t為擴散時間，d為碳擴散系數(shù)。

　　隨著滲碳時間的延長，鋼材基體表面的碳濃度cs由原來的碳含量c0逐漸增加到一個恒定的水平，并與爐氣的碳勢cp趨于平衡，表明鋼材基體表面已進入碳擴散階段。在滲碳過程開始時，公式(1-2)的初始條件和邊界條件標(biāo)記為c0＝(x，0)和cs＝(0，t)。菲克第二定律提供了碳擴散濃度曲線，其解如公式(1-3)：

　　式中：cx為距表面x處的碳濃度，為誤差函數(shù)，是一個常數(shù)，因此可得到硬化層深度與擴散時間的關(guān)系式(1-4)：

　　式中k是常數(shù)。

　　因此，在圖9得出的滲碳有效硬化層深度基礎(chǔ)上，當(dāng)三種試樣滲碳溫度和時間相同的條件下，可由式(1-4)得到含稀土或不含稀土滲碳層的擴散系數(shù)關(guān)系式(1-5)和式(1-6)：

　　式中d920℃、和代表920℃真空滲碳熱處理時，碳元素在低碳鋼中的有無稀土注入后的擴散系數(shù)。

　　最后，得到關(guān)系式(1-7)和關(guān)系式(1-8)：

　　稀土通過增加碳原子擴散系數(shù)來增加有效硬化層深度，加速滲碳熱處理進程。當(dāng)真空滲碳溫度為920℃，碳勢為1.2％時，鑭和釔注入后試樣的碳擴散系數(shù)分別是未注入試樣的1.12倍和1.17倍。

　　2、離子注入后處理對滲碳層組織與性能的影響

　　2.1復(fù)合強化層的組織結(jié)構(gòu)

　　2.1.1復(fù)合強化層的相結(jié)構(gòu)

　　圖11為稀土釔、氮氣氛圍中ti及ti+cr離子注入后滲碳試樣的小角掠射x射線衍射(gixrd)圖譜。由圖可以看出，滲碳層中馬氏體峰大致在2θ為44.9°(α′(110))，63.1°(α′(200))和82.3°(α′(211))處。在ti和ti+cr離子注入后，馬氏體的衍射峰向高角度發(fā)生偏移。在滲碳層中，n原子的固溶原子半徑(70pm)比金屬原子的小，如fe的原子半徑為117pm。與稀土釔滲碳層(即未注入過渡金屬元素)的gixrd圖譜相比，ti和ti+cr離子注入改性層中的α′(110)峰變寬并且分裂為兩個峰，出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因可能是α′相的晶格膨脹及氮化物和碳化物的形成。在ti離子注入層的38.6°、44.6°和45.7°處出現(xiàn)了三個新的衍射峰，這三個衍射峰分別是tin和tic峰，并且偏移到高角度方向，研究發(fā)現(xiàn)該現(xiàn)象與氮離子滲入到滲碳鋼表面后晶格參數(shù)發(fā)生變化有關(guān)。同樣，ti+cr離子注入層中39.6°、44.8°和45.9°處的衍射峰分別對應(yīng)于tic、cr7c3和crn相。因此綜上分析可知，由于注入過渡元素過程能量較高，注入的ti和cr原子會進入鐵晶胞中，在材料內(nèi)部引起晶格畸變和內(nèi)應(yīng)力，形成碳和氮的化合物從而提高滲碳層表面性能。

　　2.1.2復(fù)合強化層的元素分布及價態(tài)

　　稀土滲碳試樣不同深度處fe、c和cr的xps譜圖如圖12所示，圖12中的(a)為fe，(b)為c，(c)為cr。由圖12中的(a)可知，在試樣表面處分析得出鐵的五個峰，其中，706.82ev和719.87ev處的2p3/2和2p1/2峰分別為fe的2p峰，710.50ev和724.08ev處的2p3/2和2p1/2峰分別為fe2o3的2p峰，而713.53ev處的2p3/2對應(yīng)于fes，fes峰的產(chǎn)生是由于20cr2ni4a鋼中存在雜質(zhì)s元素。在10nm、40nm、80nm處，fe峰的組成除了fe和fe2o3的2p峰外，fes的2p3/2峰消失，出現(xiàn)了大致位于712.25ev處的fe3c2p3/2峰。除此之外，可以明顯觀察到鐵峰的強度隨深度的增加而增加。這是因為隨著深度的增加，與鐵形成化合物的氧濃度逐漸降低。由圖12中的(b)可知，碳的主要化學(xué)鍵組成為c-c鍵、c-o鍵和c-h-o鍵，其中在10nm、40nm、80nm處形成了fe-c鍵組成的fe3c，這與fe的xps分析一致。由圖12中的(c)可知，cr的主要化學(xué)鍵組成為cr-cr鍵和cr-o鍵。在試樣表面及10nm深度，大約576.50ev和586.50ev處的2p3/2和2p1/2峰分別為cr2o3的2p峰；在40nm及80nm處，大約574.60ev和584ev處的2p3/2和2p1/2峰分別為cr的2p峰。

　　圖13為氮氣氛圍中ti離子注入滲碳試樣在表面、10nm、40nm、80nm深度處的fe2p、c1s、cr2p、ti2p和n1s的xps譜圖，圖13中的(a)為fe，(b)為c，(c)為cr，(d)為ti，(e)為n。圖13中的(a)表明，與圖12中的(a)相比，鐵的鍵型在不同深度上沒有明顯差異，其在表面和10nm處存在fe-s結(jié)合鍵，在40nm及80nm處不存在fe-c結(jié)合鍵。隨著o含量隨深度的降低，鐵的氧化物峰移向較低的結(jié)合能，即對應(yīng)于fe-o的結(jié)合能。圖13中的(b)表明，注入ti離子后，試樣表層依然存在c-c鍵、c-o鍵和c-h-o鍵的鍵型。然而，在10nm深度出現(xiàn)283.05ev處為cr7c3的峰及281.82ev處為tic的峰；在40nm和80nm深度出現(xiàn)約282.60ev處為cr2c3的峰。圖13中的(c)表明在40nm及80nm深度出現(xiàn)cr-n結(jié)合鍵，這與圖13中的(e)中n1s的40和80nm處的xps光譜相對應(yīng)。圖13中的(d)表明，ti的主要結(jié)合鍵類型為ti-n鍵和ti-o鍵。其中，在表面，454.80ev和460.50ev處的2p3/2和2p1/2峰分別為tin0.96的2p峰，458.18和463.90ev處的2p3/2和2p1/2峰分別為tio2的2p峰；在10nm深度，455.53ev和460.73ev處的2p3/2和2p1/2峰分別為tin的2p峰，458.50ev和464.17ev處的2p3/2和2p1/2峰分別為tio2的2p峰；在40nm深度，除tio2和tinx以外，發(fā)現(xiàn)了456.06ev和462.83ev處的2p3/2和2p1/2峰分別為ti-n-c結(jié)合類型的2p峰；在80nm深度，ti-n-c結(jié)合鍵型消失，出現(xiàn)453.97ev處的2p3/2為ti-ti結(jié)合鍵的2p峰。此外，ti2p峰的強度隨注入深度的增加而增加，說明元素ti的含量隨注入深度的增加而增加。

　　對注入ti離子后的試樣再次注入cr離子，氮氣氛圍中cr離子注入滲碳試樣在表面、10nm、40nm、80nm深度處的fe2p、c1s、cr2p、ti2p和n1s的xps譜圖如圖14所示，圖14中的(a)為fe，(b)為c，(c)為cr，(d)為ti，(e)為n。與圖13相比，ti2p和cr2p峰相關(guān)的鍵產(chǎn)生明顯的差異。在再次注入cr后，沒有發(fā)現(xiàn)fe-c結(jié)合鍵，如圖14中的(a)所示，fe的主要鍵型組成有fe2o3和fes。其次，由圖14中的(b)可知，cr的碳化物都出現(xiàn)在表面以下的10nm、40nm及80nm處。此外，如圖14中的(c)所示，與圖13中的(c)相比，出現(xiàn)了更多的cr-cr結(jié)合鍵，在表面和10nm處均未發(fā)現(xiàn)cr的氮化物存在，在40nm和80nm的深度上可以看到574.80ev處的峰值對應(yīng)的與cr2n相關(guān)的峰。如圖14中的(d)所示，未發(fā)現(xiàn)與ti-ti鍵相關(guān)的峰，ti的2p峰消失，ti-n鍵取代ti-ti鍵成為主鍵，并且在所有深度上都出現(xiàn)屬于tinx和tio2的特征峰。隨著深度的增加，cr-cr鍵所占的比例越來越高。圖14中的(e)說明在表面及10nm處存在cr的氮化物cr2n，在40nm及80nm處存在ti的氮化物tin。

　　2.1.3復(fù)合強化層的組織形貌

　　通過對稀土釔滲碳層進行透射電鏡表征可知，稀土釔滲碳后滲碳層透射組織主要為板條馬氏體、回火馬氏體、殘余奧氏體及部分碳化物組成。其中，板條馬氏體的存在會使?jié)B碳層韌性與斷裂韌性提高，并且使表面對疲勞裂紋的萌生與擴展抗力增強，提高齒輪等零件的接觸疲勞壽命。

　　通過對離子注入ti后試樣進行透射電鏡表征可知，離子注入ti使?jié)B碳層整個平面內(nèi)發(fā)生應(yīng)力誘導(dǎo)馬氏體相變，從而生成高度致密的孿晶馬氏體，其中夾雜部分未完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的殘余奧氏體，并且存在部分納米晶相；且ti離子注入后，滲碳表層存在硬化陶瓷相結(jié)構(gòu)，注入表層中同時存在著非晶相。

　　通過對離子注入ti+cr試樣進行透射電鏡表征可知，與ti離子注入層相似，ti+cr注入層同樣存在非晶層，除了鈦的碳化物及氮化物之外，發(fā)現(xiàn)crn相的存在。而且納米晶晶粒中基本上含有ti、cr、c、n、o和fe，其中含有相對少量的ni和y元素。由于y元素為滲碳前注入，在滲碳過程中不斷沿截面方向由表面向內(nèi)部擴散，因此其在表面分布較為稀少。

　　與ti離子注入過程相比，ti+cr雙元素注入過程能量更大，不同離子之間的相互作用更強烈。因此觀察到的晶體缺陷更密集，馬氏體晶粒更細(xì)，這將促進其韌性和機械強度進一步提高。前一個ti離子注入過程的高能量導(dǎo)致不同的離子更頻繁地相互作用，從而導(dǎo)致在較低的深度產(chǎn)生更強烈的碰撞級聯(lián)，產(chǎn)生較淺的非晶層。第二次cr離子注入將導(dǎo)致更多的晶體缺陷。大量的位錯形成并相互纏結(jié)，甚至穿過孿晶或板條馬氏體晶粒的表面，打亂了原子排列秩序，導(dǎo)致更多缺陷的產(chǎn)生。此外，在ti+cr注入層中形成更多的陶瓷相，納米crnx相更有利于提高材料的表面強度和抗接觸疲勞性能。

　　2.2復(fù)合強化層的納米力學(xué)性能

　　使用納米壓痕技術(shù)對氮氣氣氛中再注入ti和ti+cr的兩種離子注入層的納米力學(xué)性能進行測量，壓入速率為10nm/s，采用負(fù)載5mn獲得不同強化注入納米硬度及彈性模量等信息，圖15為5mn載荷下的納米壓痕結(jié)果圖，圖15中的(a)為5mn載荷下離子注入前后滲碳鋼表面的載荷-位移曲線，曲線不同階段分別對應(yīng)著加載、保載和卸載過程。從圖中可以看出，納米壓痕儀壓頭以5mn的力壓入滲碳鋼表面，壓頭最大壓入深度為0.182μm，卸載后，壓痕仍存在一定的壓入深度，為0.153μm。當(dāng)滲碳鋼表面注入ti離子后，壓頭最大壓入深度減小至0.135μm，卸載后，壓痕殘余的壓入深度降低至0.107μm；注入ti+cr離子后，壓頭最大壓入深度減小至0.129μm，卸載后，壓痕殘余的壓入深度降低至0.102μm。這表明注入過渡金屬離子后，滲碳鋼表面的抗塑性變形的能力顯著提高。通過載荷-位移曲線也可以得到滲碳鋼表面的納米硬度和彈性模量。本發(fā)東锜用納米壓痕儀自帶的軟件計算不同載荷下所測得的各試樣表面的納米硬度和彈性模量，并繪制成圖15中(b)所示的不同離子注入前后滲碳鋼表面硬度和彈性模量柱狀圖。如圖15中(b)所示，相同壓入載荷條件下，復(fù)合強化層抵抗塑性變形能力增強，稀土釔滲碳樣品表層納米硬度為9.5gpa，彈性模量為214.1gpa；注入ti后強化層納米硬度最大為13.01gpa，彈性模量為273.2gpa；ti+cr注入后復(fù)合強化層納米硬度為13.98gpa，彈性模量為275.6gpa。納米與未注入樣品比較硬度分別增大0.68gpa和1.83gpa。結(jié)合2.1.2部分中二次注入層元素存在狀態(tài)可知，ti和ti+cr注入后滲碳層表層形成了tin、tic硬質(zhì)相和crn及crc陶瓷相，因此有助于提高注入層硬度，提高強化層綜合性能。

　　3、不同處理狀態(tài)下20cr2ni4a鋼的接觸疲勞性能

　　3.1接觸疲勞壽命數(shù)據(jù)分析方法

　　根據(jù)強化層接觸疲勞測試數(shù)據(jù)，結(jié)合gb10622-89《金屬材料滾動接觸疲勞試驗方法》可知，滾動接觸疲勞試驗數(shù)據(jù)滿足兩參數(shù)的威布爾分布函數(shù)，因此基于威布爾分布函數(shù)分別對稀土滲碳層與復(fù)合強化層的接觸疲勞壽命進行可靠性分析。

　　由于接觸疲勞壽命數(shù)據(jù)值呈現(xiàn)出一定分散性，在試驗過程中由于多種外界因素的影響，可能會使零件疲勞壽命過短或過長，故可將這些數(shù)據(jù)排除。在最大赫茲接觸應(yīng)力為1.9531gpa、轉(zhuǎn)速為2500r/min的試驗條件下，得到十組有效數(shù)據(jù)。對強化處理前后滲碳鋼在純滾動點接觸條件下的接觸疲勞壽命及失效模式進行統(tǒng)計，并計算稀土滲碳層與復(fù)合強化層的平均壽命，統(tǒng)計結(jié)果見表5。

　　表5不同強化處理條件下20cr2ni4a滲碳鋼的接觸疲勞壽命

　　采用雙參數(shù)的weibull分布分別對不同強化層的接觸疲勞壽命數(shù)據(jù)進行處理，并得到其壽命分布p-n曲線。雙參數(shù)的weibull分布函數(shù)為：

　　式中，p(n)為失效概率函數(shù)，n為試驗得到的壽命真實值，na為失效概率為63.2％時所對應(yīng)的強化層的特征壽命，β為雙參數(shù)weibull曲線的斜率，即形狀參數(shù)，其值的大小主要反映分布的分散性，β值較大時，weibull分散性較小。

　　根據(jù)(3-2)、(3-3)對兩參數(shù)nα和β值進行估計，結(jié)果見表6。

　　由表6可知，常規(guī)真空滲碳層、稀土la/y滲碳層和ti/ti+cr注入強化層的形狀參數(shù)β分別為6.09、7.76、6.52、8.71和8.93，特征壽命na依次為5.59×106、7.69×106、7.98×106、8.86×106和9.50×106周次。稀土滲碳和離子注入復(fù)合強化顯著改善了20cr2ni4a鋼的抗接觸疲勞性能。

　　表6不同強化處理下20cr2ni4a滲碳鋼的β與na估計值

　　3.2離子注入預(yù)處理對20cr2ni4a鋼接觸疲勞性能的影響

　　3.2.1接觸疲勞威布爾分布曲線

　　稀土滲碳層的接觸疲勞壽命與失效概率的接觸疲勞壽命weibull分布曲線(p-n曲線)如圖16所示，同一外加載荷條件下，滲碳層在任意循環(huán)周次的接觸疲勞失效概率一目了然，weibull分布較好地表征了稀土滲碳前后滲碳層的接觸疲勞壽命演變規(guī)律，在相同的失效概率下稀土滲碳層可承受更多的載荷周次。另外，稀土滲碳試樣的接觸疲勞壽命分散程度明顯低于常規(guī)真空滲碳試樣，說明經(jīng)稀土滲碳后，接觸疲勞壽命對應(yīng)力的大小敏感度下降。

　　3.2.2接觸疲勞失效特征分析

　　圖17為常規(guī)真空滲碳層與稀土鑭滲碳層的疲勞試樣表面的掃描電鏡圖，圖17中的(a)為常規(guī)真空滲碳層，(b)為稀土鑭滲碳層。由圖可知，失效后的試樣表面均呈現(xiàn)明顯的疲勞現(xiàn)象，出現(xiàn)剝落坑，呈現(xiàn)不規(guī)則的形狀，兩種剝落坑底面都較為不平整，存在著尖銳的邊緣；稀土滲碳之后，剝落坑的直徑尺寸減小。滲碳鋼表面材料剝落受到碾壓形成凹痕，未經(jīng)稀土滲碳的試樣更容易發(fā)生疲勞，疲勞壽命更短。滲碳層表面的磨粒在不斷剪切作用下被剝離之后，伴隨著明顯的表面附帶裂紋，這些裂紋將是進一步形成近表層剝落失效的源頭。

　　3.3離子注入后處理對20cr2ni4a鋼接觸疲勞性能的影響

　　3.3.1接觸疲勞威布爾分布曲線

　　復(fù)合強化層的接觸疲勞壽命與失效概率的接觸疲勞壽命weibull分布曲線如圖18所示。通過該圖可以預(yù)測不同注入狀態(tài)下，即ti與ti+cr復(fù)合強化層在同一外加載荷時不同失效概率條件下對應(yīng)的接觸疲勞壽命。由圖可知，ti+cr離子注入復(fù)合強化層的壽命高于ti離子注入層的壽命，ti+cr離子注入復(fù)合強化層的接觸疲勞壽命對應(yīng)力的大小敏感度下降。

　　3.3.2接觸疲勞失效特征分析

　　稀土釔滲碳層與ti注入復(fù)合強化層的表面接觸疲勞失效磨痕如圖19所示，圖19中的(a)為稀土釔滲碳層，(b)為ti離子注入復(fù)合強化層；其表現(xiàn)為失效表面出現(xiàn)大量的小麻點，單一麻點的表面積小、深度淺，同時麻點都分布在接觸磨痕寬度的范圍之內(nèi)。由圖19中的(a)可以看出稀土釔滲碳層疲勞樣品表面在軸承球磨損痕跡中存在點蝕坑和較深的剝落坑，說明試樣已疲勞失效。由圖19中的(b)可以看出注入ti后樣品表面僅存在因軸承球磨擦產(chǎn)生的磨痕，磨痕區(qū)域較為光滑，存在較淺的梨溝和少量點蝕坑，因此可斷定ti離子注入復(fù)合強化層并沒有發(fā)生疲勞失效。

　　圖20為接觸疲勞試驗后稀土釔滲碳層和ti+cr離子注入強化層疲勞失效截面形貌圖，圖20中的(a)為稀土釔滲碳層，(b)為(a)中剝落坑所在位置的放大圖，(c)為ti+cr離子注入強化層，(d)為(c)中剝落坑所在位置的放大圖。從圖20的(a)中可明顯觀察到剝落坑和長裂紋，這些裂紋逐漸向上延伸至表面，并向滾動方向延伸，當(dāng)裂紋達(dá)到強化層表面時，材料發(fā)生脫落，形成剝落坑。由圖20的(b)可發(fā)現(xiàn)在剝落坑底部存在向強化層深處擴展的二次裂紋，裂紋呈樹枝狀擴展，最終形成更深層次的剝落和損傷。而在ti+cr離子注入強化層截面形貌(圖20中的(c))中僅觀察到微小的點蝕坑，如圖20中的(d)所示，放大點蝕坑處同樣可觀察到向下萌生的疲勞裂紋，不過裂紋間并未連接。綜上分析可知，稀土釔滲碳層與ti+cr離子注入強化層在接觸疲勞測試初期，對磨件軸承球與強化層表面微凸體或硬質(zhì)相生直接接觸，在剪切應(yīng)力作用下微凸體發(fā)生微觀斷裂和硬質(zhì)相出現(xiàn)剝落，在強化層表面出現(xiàn)點蝕，而形成的磨屑在對磨球和強化層間構(gòu)成三體磨損模式，加速點蝕過程。同時在接觸循環(huán)載荷長時間的作用下，強化層內(nèi)部微觀缺陷的周圍形成較大的應(yīng)力集中，促使著微觀裂紋的萌生和擴展，在剪切力的作用下，使其產(chǎn)生剝離，最終導(dǎo)致剝落失效。因此可知，稀土釔滲碳層疲勞失效是點蝕與剝落共同作用的結(jié)果，ti+cr離子注入強化層在運行1.125×107循環(huán)周次后發(fā)生失效，點蝕和裂紋均處于初期形成階段。從疲勞擴展趨勢可以看出，疲勞坑內(nèi)出現(xiàn)明顯的撕裂和波動，說明基體在疲勞點的剝落是以粘著撕裂的形式出現(xiàn)的，裂紋沿軋制方向向前延伸。ti+cr離子注入試樣在不同厚度下形成不同的強化區(qū)，在鋼基體上產(chǎn)生一定的壓應(yīng)力，有助于抑制裂紋的擴展，延緩接觸疲勞失效進程。表現(xiàn)在：一方面，表面疲勞裂紋萌生點減少；另一方面，亞表面疲勞裂紋的擴展受到抑制。整體效果是提高滲碳鋼的接觸疲勞抗力，但疲勞失效的擴展形式?jīng)]有改變，如圖20中(d)的裂紋擴展角所示。