在特殊钢广泛应用的汽车与工业机械行业中，零部件热处理工序的CO₂排放量占比较大，因此，正在研究向生态工艺转型。为了降低CO₂排放，相较于目前主流的气体渗碳，减压（真空）渗碳备受关注。

在气体渗碳中，丙烷（C₃H₈）、丁烷（C₄H₁₀）等烃类气体与空气在高温下通过布杜阿尔反应，由载气中的CO向钢中供给碳（C）。布杜阿尔反应是大气压下的平衡反应，会发生渗碳或脱碳反应。而低压渗碳分两个阶段进行：第一阶段将乙炔（C₂H₂）等碳氢气体在低压下引入，使碳从钢材表面渗入的渗碳期；第二阶段将渗碳期渗入的碳向钢材内部扩散的扩散期。渗碳期的行为被认为是碳氢气体直接分解生成的石墨与钢材表面处于局部平衡状态，反应中不会排放CO₂等温室气体。此外，低压渗碳可在1000℃以上高温处理，相比上限约950℃的气体渗碳，溶质元素扩散速率更快，能更高效渗碳。因此，低压渗碳工艺因温室气体排放少、高温渗碳可缩短处理时间，成为有望适应碳中和及简化工艺的热处理方法。

然而，应用低压渗碳工艺时存在晶界碳化物和表层附近晶粒粗化的问题。由于低压渗碳反应机制，钢材表面碳浓度易升高，根据钢种和处理温度等条件，碳浓度可能超过固溶极限形成晶界碳化物。通常抑制晶粒粗化的方法是添加 Nb、Al等合金元素形成钉扎粒子以抑制晶界移动，但有报道称，低压渗碳气氛中钢材表层高碳化会导致Nb碳氮化物粒子数量减少，且因气氛中N₂分压低、平衡固溶N量低，Al氮化物粒子数量也会减少。即低压渗碳气氛中钉扎粒子数量减少、钉扎力降低，进而导致钢材表层附近易发生晶粒粗化。

为解决上述问题，有研究通过调整钢材成分和热处理方法抑制晶界碳化物（表1），但针对表层附近晶粒粗化抑制的研究，虽有聚焦钉扎粒子的报告，却未见聚焦Cr等主要合金元素的研究。因此，为了探究能抑制高温低压渗碳中晶粒粗化的钢材，本研究聚焦Cr添加量，对低压渗碳特性进行了评估。

2.1 试验材料的化学成分

试验采用表2所示的钢种A、钢种B及SCM420钢。以SCM420为基准，调整碳化物形成元素Cr的添加量，使钢种A为高Cr组成，钢种B为低 Cr组成。且钢种A和B均添加了相同量的钉扎粒子形成元素Nb。

2.2 试样的制作方法

各钢种在100kg真空感应炉中熔炼，1250℃保温14.4ks后，锻造成φ32mm圆钢作为试样。随后进行正火处理（925℃，保温3.6ks），从钢材中周部切取低压渗碳评估用试样（图1），此时试样长度方向与钢材锻造方向一致。

2.3 低压渗碳处理条件

对低压渗碳评估用试样按图2所示热处理工艺进行处理，使试样平行部表面C浓度达0.8mass%。低压渗碳使用 IHI 公司的低压渗碳炉，以乙炔为渗碳气体。渗碳期将乙炔气体以2L/min流速通入乙炔气氛中保持，扩散期仅真空排气并在真空中保持。随后在880℃保温后油淬火，再在180℃进行低温回火处理（90min）。

3.1 1000℃低压渗碳淬火、回火后的显微组织观察

观察1000℃低压渗碳淬火、回火后表层附近的显微组织，结果发现，所有钢种表层和内部（试样中心）均以马氏体为主，含少量残余奥氏体。从1000℃低压渗碳淬火、回火后表层附近的SEM观察结果可知，所有钢种表层均未观察到晶界碳化物，显微组织无异常。

3.2 1000℃低压渗碳淬火、回火后的原γ晶粒观察

图3为1000℃低压渗碳后的原γ晶粒观察结果，高Cr组成的钢种A表层和内部均为细晶粒，而钢种B和SCM420仅表层观察到粒径约200μm的粗大晶粒，表明高Cr组成有助于抑制表层晶粒粗化。

4.1 晶粒粗化发生的工序

为确定晶粒粗化发生工序及探究钢种A抑制晶粒粗化的机制，使用高Cr组成的钢种A 和低Cr 组成的钢种B，在1000℃低压渗碳的均热期和渗碳期结束后立即油淬，观察原γ晶粒尺寸和显微组织。

从1000℃低压渗碳均热期和渗碳期结束后立即油淬的试样表层光学显微镜观察结果可知，均热期结束后油淬的试样中，钢种A 和钢种B均未观察到晶粒粗化，这是Al氮化物、Nb碳氮化物的钉扎效应所致。而渗碳期结束后油淬的试样中，仅钢种B观察到晶粒粗化，表明晶粒粗化发生在渗碳期。此外，钢种A和钢种B均添加了 Al、Nb等钉扎粒子形成元素，但钢种B表层出现晶粒粗化，说明与以往研究类似，低压渗碳气氛中钢材表层高碳化和平衡固溶N量降低导致Nb碳氮化物、Al氮化物固溶，从而引发晶粒粗化。

4.2 高 Cr 组成抑制晶粒粗化机制的推定

为明确渗碳期晶粒粗化时的显微组织特征，对渗碳期结束后立即油淬的试样进行SEM观察（图4），在钢种B出现粗大晶粒的钢材表层及距表层200μm处观察。高Cr组成的钢种A在距表层约200μm内均析出晶界碳化物，而低Cr组成的钢种B仅最表层观察到碳化物，出现粗大晶粒的表层下200μm处无晶界碳化物。

根据Thermo-Calc绘制的平衡相图，估算钢种A 和钢种B渗碳期表面C浓度并评估晶界碳化物析出倾向。钢种A和钢种B相图中均出现渗碳体（θ）和石墨（G），渗碳期与石墨平衡的相为γ和θ相。渗碳期表面C浓度被认为与石墨局部平衡，1000℃低压渗碳时钢种A为 3.9mass%C，钢种B为1.8mass%C，钢种A表面C浓度远高于钢种B。因此，钢种A渗碳期引入的碳量更多，更易促进θ相析出，即晶界作为碳化物析出位置更易生成碳化物。

综上所述，从渗碳期析出的晶界碳化物角度，对高Cr组成的钢种A相较于钢种B在低压渗碳中晶粒尺寸特性更优的机制如图5所示。高Cr组成的钢种A：1）均热期结束后：加热至γ单相，但因钉扎粒子（Al氮化物、Nb碳氮化物）抑制晶粒粗化。2）渗碳期结束后：钢材表层钉扎粒子固溶，钉扎力降低，而渗碳期作为第二相析出的晶界碳化物限制晶界移动，抑制渗碳期晶粒粗化。3）扩散期及之后：渗碳期析出的晶界碳化物固溶消失。低Cr组成钢种B：1）均热期结束后：加热至γ单相，因钉扎粒子（Al氮化物、Nb碳氮化物）抑制晶粒粗化。2） 渗碳期结束后：钢材表层钉扎粒子固溶，钉扎力降低，且低Cr组成使晶界碳化物不易析出，晶界移动导致晶粒长大。3）扩散期及之后：渗碳期长大的晶粒异常长大，发生粗化。

为明确高Cr钢对抑制高温低压渗碳中晶粒粗化的影响，对高Cr组成的钢种A和低Cr组成的钢种B进行1000℃低压渗碳特性评估，最终得出以下结论：

1）高Cr组成的钢种A在1000℃低压渗碳中未发生晶粒粗化，晶粒均匀细小；低Cr组成的钢种B在相同处理中发生晶粒粗化。

2）高温低压渗碳中的晶粒粗化发生在低压渗碳的渗碳期。

3）高Cr组成时，渗碳期易析出晶界碳化物，其限制晶界移动从而抑制晶粒粗化，推测后续扩散期及之后晶界碳化物固溶消失。

综上所述，高Cr组成在低压渗碳中作为第二相析出的晶界碳化物显著影响表层晶粒尺寸特性。因此，在低压渗碳中，提高钢材Cr含量可以视为抑制晶粒粗化的有效手段。