戴彥璋， 韓 順， 厲 勇， 周 敏， 王春旭

(1. 鋼鐵研究總院 特殊鋼研究院， 北京 100081； 2. 無錫航亞科技股份有限公司， 江蘇 無錫 214000)

隨著航空航天、變速箱齒輪等領域中不斷提高的功率密度，目前常用的傳統(tǒng)航空齒輪鋼AISI 9310、M50NiL等無法適應其在高溫高速條件下所承受的多種復雜的應力、應變、疲勞和磨損等復雜的服役環(huán)境，對材料提出了重大的技術創(chuàng)新需求。C61鋼為美國Questek公司所研發(fā)的新一代航空齒輪用鋼，其通過更優(yōu)異的成分配比和工藝流程，不僅節(jié)省了生產(chǎn)時間和成本，并提供了更高的強度、斷裂韌性(KIC)和沖擊性能的優(yōu)異組合[1-6]，在傳統(tǒng)航空機械領域的應用中顯示出巨大的前景。C61鋼在齒輪動力傳輸應用中比傳統(tǒng)材料高約20%～25%的負載，相比較于傳統(tǒng)齒輪用鋼AISI 9310 和Pyrowear Alloy 53具有更高的強韌性匹配，抗拉強度相較于9310鋼提高了30%，其極佳的力學性能有效地降低了傳動系統(tǒng)的重量且有效提升了功率密度[2,7-8]。

C61鋼為典型的高Co-Ni二次硬化齒輪鋼，基體組織主要為高度位錯密度的板條馬氏體及回火階段在板條間析出的逆轉變奧氏體；利用淬火回火后在Co-Ni所構成的片層狀馬氏體內(nèi)彌散析出的納米級M2C碳化物為其高強度提供支撐作用[4,9]。在淬火狀態(tài)下基本由馬氏體組成，根據(jù)奧氏體化溫度不同可能也會存在少量一次碳化物，如MC、M6C和M23C6[4]。這類鋼的回火組織演變規(guī)律在文獻[1,5]中已有部分記載：在較低的溫度下(425 ℃以下)，會有滲碳體的生成，這將在一定程度上對沖擊性能產(chǎn)生影響。在較高的回火溫度下(450～500 ℃)開始會有針狀的M2C碳化物的生成，而在更高溫度下這種M2C碳化物將開始長大粗化，會導致強度略有下降，伴隨著沖擊性能不成比例的增加，此時稱為過時效狀態(tài)。因此對于回火過程中微觀組織演變規(guī)律的研究非常重要[10]。

鑒于此，本文通過對C61鋼在奧氏體化處理后進行不同溫度的回火處理，重點探討了不同回火溫度處理后試驗鋼顯微組織的演變規(guī)律，并分析了其對力學性能的影響，旨在為獲得該鋼最佳回火工藝以指導實際生產(chǎn)提供理論借鑒。

1 試驗材料及方法

采用真空感應熔煉和真空電弧重溶的方法制備C61試驗鋼，其主要成分為(質量分數(shù)，%)為Fe-0.15C-18Co-9.5Ni-3.5Cr-1.1Mo。根據(jù)Aerospace Material Specification(AMS) 6517，采用1000 ℃奧氏體化溫度保溫1 h，經(jīng)油淬冷卻至室溫，標記為Sq試樣，在液氮-196 ℃環(huán)境下深冷處理1 h，待恢復至室溫，標記為Sc試樣。隨后試樣分別在420、450、482、520、550和580 ℃下回火處理16 h，并將不同狀態(tài)下試樣分別標記為S420、S450、S482、S520、S550和S580。

熱處理后的試樣利用線切割獲取金相試樣，隨后依次經(jīng)過60、150、320、600和1000號砂紙磨平至無粗大劃痕后再進行拋光處理，最后采用體積分數(shù)4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕處理，使用Olympus GX51光學顯微鏡(OM)和Quanta 650場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察試驗鋼的顯微組織；使用F-20透射電鏡(TEM)分析碳化物的析出行為。使用配備EDAX Velocity Super超快EBSD探頭的JSM-7200F場發(fā)射掃描電鏡對不同回火狀態(tài)下試樣進行EBSD取向分析，步長為0.1 μm。采用德國布魯克D8 ADVANCE X射線儀測量殘留奧氏體含量，Co靶，管電流為40 mA，管電壓為35 kV，掃描速度為2°/min。

使用LOS-600型力學試驗機測量了拉伸試樣(d=5 mm，l=5d)的力學性能，采用JBN-300B型沖擊試驗機對尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的夏比U型沖擊試樣(缺口深度為2 mm)進行沖擊試驗。拉伸、沖擊試驗分別依據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》和GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》進行。采用TIME TH300型硬度計測量洛氏硬度值(HRC)，載荷砝碼為150 kg。

2 試驗結果及分析

2.1 力學性能

對不同狀態(tài)下的試驗鋼進行力學性能檢測如圖1所示，發(fā)現(xiàn)淬火態(tài)Sq和深冷態(tài)Sc試樣存在較高強度的同時具有極佳的韌性，但此時硬度值較低。經(jīng)過不同溫度(420～580 ℃)回火16 h后，試驗鋼強度整體呈現(xiàn)先增加后下降的趨勢，450 ℃時達到峰值，抗拉和屈服強度為1822 MPa和1581 MPa；隨著回火溫度升高至580 ℃，抗拉強度出現(xiàn)最小值為1200 MPa。C61鋼的塑韌性隨著回火溫度的升高逐漸增加，如圖1(b)所示?；鼗痣A段的沖擊性能均低于Sq和Sc試樣，在420 ℃時達到谷底，KU2僅為29 J；沖擊吸收能量隨著回火溫度的升高而增加，在520 ℃時達到峰值，為138 J；而硬度值與沖擊吸收能量呈現(xiàn)出相反的趨勢，在482 ℃時達到峰值為52 HRC。根據(jù)圖1分析，在回火溫度為482 ℃條件下，此時不僅硬度達到峰值，同時抗拉強度和沖擊性能也得到了明顯的提升，分別為1781 MPa 和97 J，具有較好的強韌性匹配。

圖1 回火溫度對C61鋼力學性能的影響

2.2 固溶強化與析出強化

經(jīng)過1000 ℃奧氏體化1 h后，淬火試樣Sq通過光學顯微鏡并未觀察到明顯析出相的存在，如圖2(a)所示，一次碳化物的全部溶解時所提供的固溶強化作用為其保持較高強度的主要因素，且沖擊性能遠優(yōu)于回火后試樣，抗拉強度和沖擊吸收能量分別為1544 MPa和231 J。通過深冷處理能有效促進殘留奧氏體向馬氏體轉變，此時強度和沖擊吸收能量稍有回落。而回火階段強度不僅與固溶強化有關，二次析出相的存在將對材料的力學性能同樣起到重要影響。將深冷處理后試樣經(jīng)420 ℃下回火16 h，抗拉強度從1532 MPa顯著提升至1819 MPa，屈服強度由979 MPa增長至1495 MPa。對S420試樣進行TEM觀察分析，確定其基體主要為寬度100～200 nm的板條馬氏體組織，板條內(nèi)發(fā)現(xiàn)大量取向性一致的長條狀二次析出相的存在，如圖3(b)所示，通過對析出相進行選區(qū)衍射斑的標定，確定其為M3C滲碳體[11-12]，但這種合金滲碳體的存在對C61鋼的韌性和塑性產(chǎn)生了較大的危害性，沖擊吸收能量最低，僅為29 J。固溶強化作用有效提供了較好強度，且Sq和Sc試樣的沖擊吸收能量遠高于回火處理后試樣；而回火階段二次析出相的存在、碳化物的析出強化能夠有效提高強度的同時對沖擊性能的損傷也較大。

圖2 試樣的顯微組織及殘留奧氏體含量

圖3 S420試樣的TEM組織

2.3 沖擊斷口

圖4為C61鋼在室溫條件下的沖擊斷口SEM照片。圖4(a)為回火溫度為420 ℃時的沖擊斷口形貌，可以觀察到在韌窩位置處存在部分扇形解理花樣和部分孔洞，斷口形貌主要為準解理+部分解理型特征，此時強度較高但沖擊性能、伸長率和斷面收縮率均較低；隨著回火溫度的提高，450 ℃和482 ℃下沖擊斷口主要為少量韌窩+準解理的形貌特征，韌窩尺寸逐漸變大而深，呈現(xiàn)等軸分布的狀態(tài)，沖擊性能增加，為韌性斷裂?；鼗饻囟壬咧?20 ℃時，大量的孔洞和撕裂棱的出現(xiàn)，韌窩較深，呈現(xiàn)出準解理斷裂特征，此時材料的韌性最佳。圖4(e)中能夠觀察到解理狀河流花樣的出現(xiàn)，沖擊性能呈現(xiàn)小幅的下降?；鼗饻囟壬咧?80 ℃，沖擊斷口出現(xiàn)大量的二次裂紋和撕裂棱，仍保持較高的沖擊性能，呈現(xiàn)準解理特征。

圖4 不同回火溫度下試樣的沖擊斷口形貌

2.4 不同回火溫度下的顯微組織

不同回火溫度下試樣的光學顯微組織如圖5所示，可以看出其主要為板條狀馬氏體?；鼗饻囟瘸^482 ℃時顯微組織開始發(fā)生明顯變化，逆轉變奧氏體優(yōu)先在板條邊界處生成，隨著回火溫度的升高，在板條間存在大量明顯的白色蝕刻細相，這種薄膜狀細相也為逆轉變奧氏體相。為了研究回火溫度對奧氏體含量的影響，以及奧氏體對鋼力學性能的影響，采用D8 ADVANCE X射線儀測量了不同狀態(tài)下試樣的XRD結果和通過直接比較法計算的殘留奧氏體含量[11]，如圖6所示。發(fā)現(xiàn)回火溫度在420～482 ℃時，奧氏體的含量變化不大，基本無逆轉變奧氏體的生成；隨著回火溫度的升高，超過482 ℃后，逆轉變奧氏體開始急劇增加，在580 ℃回火溫度下達到29.17%，與顯微組織變化一致。

圖5 不同回火溫度下試樣的光學顯微組織

圖6 不同回火溫度下試樣的XRD圖譜(a)及其殘留奧氏體含量(b)

2.5 回火溫度、微觀組織和力學性能之間的關系

據(jù)圖3分析結果，420 ℃時M3C滲碳體的存在為影響沖擊性能的主要因素，此時沖擊吸收能量最低，但其提供了較高的析出強化作用。在420～482 ℃階段下，隨著回火溫度的上升，沖擊性能呈現(xiàn)上升的趨勢，強度并沒出現(xiàn)明顯變化，甚至在回火溫度450 ℃時，抗拉和屈服強度分別達到峰值為1822 MPa和1581 MPa。通過TEM和EBSD進一步觀察分析S482試樣和S580試樣，結果如圖7和圖8所示。由圖7(a～c)可以發(fā)現(xiàn)，S482試樣基體為位錯密度較高的板條馬氏體，尺寸在100 nm左右，未觀察到M3C滲碳體的存在；而明場和暗場相顯示存在納米尺寸的短棒狀碳化物析出，通過選區(qū)電子衍射分析標定，可知這種彌散分布在馬氏體板條內(nèi)的析出相為M2C碳化物顆粒。說明滲碳體隨回火溫度的上升不斷溶解消失，為M2C碳化物的形核析出提供了位置，且彌散分布在板條馬氏體內(nèi)，尺寸較小，僅在10～20 nm左右，其為Co-Ni二次硬化超高強度鋼的強化提供了基礎[4,9]。通過大尺寸的滲碳體向小尺寸M2C碳化物的轉變，能夠有效減少對鋼沖擊性能的影響，保持了較高的強韌性匹配，抗拉強度和屈服強度分別為1781和1546 MPa，沖擊吸收能量提升至97 J，硬度峰值為52 HRC。

圖7 S482試樣(a～c)和S580試樣(d～f)的TEM組織

圖8 S420(a～c)和S580(d～f)試樣的EBSD分析結果

回火溫度升至520 ℃時，由XRD數(shù)據(jù)計算可知，奧氏體含量從0.44%急劇增加至7.94%，說明大量逆轉變奧氏體的生成，其優(yōu)先在板條間生成有助于提高試驗鋼的沖擊性能，沖擊吸收能量由97 J上升至138 J。根據(jù)大量文獻記載，482 ℃是二次硬化鋼的常用回火溫度，溫度的進一步升高將會導致板條馬氏體和析出相的粗化，此時強度會隨著碳化物的粗化及逆轉變奧氏體的增加顯著下降。在520～580 ℃，逆轉變奧氏體的含量持續(xù)增加，580 ℃時達到峰值為29.17%，但沖擊吸收能量并未隨奧氏體含量的上升而增加，整體趨于平緩。歸因于奧氏體含量的增加導致薄膜狀的逆轉變奧氏體向長條帶狀轉變，從而降低了對沖擊性能的提升作用；且觀察圖7(d～e)的S580試樣，發(fā)現(xiàn)板條內(nèi)部析出大量的棒狀碳化物，尺寸在50 nm左右，通過選區(qū)電子衍射標定，可知為M2C碳化物。隨著回火溫度的升高，析出相的粗化將會導致析出相間距增加，與基體組織的一致性降低，通常稱此時為過時效階段[4]，第二相的強化也會逐漸降低[11-12]。此外析出相的長大也需要碳及合金元素(Cr、Mo、W和V等)，但這些元素也起到固溶強化的作用。當馬氏體中這些元素含量降低時，固溶體所引起的強化作用減弱。故在Sq和Sc試樣狀態(tài)下，強度主要依賴于一次碳化物的溶解所提供的固溶強化；在回火溫度420～482 ℃下，二次析出相的存在為強度提高的主要因素；在520～580 ℃下強度和沖擊性能主要受逆轉變奧氏體和析出相粗化的影響，導致其強度的降低及其沖擊性能的增加。

圖8(a,d)示出了S482試樣和S580試樣的晶粒取向關系，其中紅線表示取向差為2°～5°，綠線為5°～15°，藍色為>15°，可以看出，原奧氏體邊界、板條塊邊界和板條束邊界均屬于大角度邊界(取向差大于15°)，而馬氏體板條之間屬于小角度邊界(取向差小于15°)[13]。而板條馬氏體為鋼鐵材料中最常見的形貌特征，由圖8(b, e)的IPF觀察可以發(fā)現(xiàn)，板條通常被分為Packet和Block，每個Packet包含多個取向性相似的Block，而這些Packet和Block通常被認為是馬氏體鋼變形和斷裂的屏障，說明大角度邊界的增加能有效提高馬氏體的強度[14-15]。根據(jù)XRD結果和圖8(c) 的相分布圖分析，在420～482 ℃的回火條件下，基體主要為板條馬氏體組織，藍色區(qū)域FCC相的奧氏體幾乎沒有；而隨著回火溫度的升高，由圖8(f)觀察可知，S580試樣下能觀察到存在大量的長條帶狀逆轉變奧氏體相(藍色區(qū)域)的生成，該相多存在于板條間屬于小角度晶界，統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)大角度晶界(HAGBs)相較于420 ℃回火溫度條件下降低了10%，HAGBs僅為52%。這種逆轉變奧氏體相的大量生成，將導致Block寬度變小，Packet的尺寸增加[6]，同時邊界數(shù)量的增加往往具有更高的沖擊吸收能量[13]。

3 結論

1) C61鋼在回火過程中表現(xiàn)出明顯的二次硬化行為，482 ℃回火溫度下獲得較好的強韌性匹配，抗拉強度和屈服強度為1781 MPa和1546 MPa，沖擊吸收能量為97 J，硬度峰值為52 HRC。

2) 油淬和深冷試樣以固溶強化為主，且其沖擊吸收能量遠高于回火處理后的試樣；回火階段二次析出相的存在、碳化物的析出強化能夠有效提高強度的同時對沖擊性能的損傷也較大。

3) 回火溫度為420 ℃時，M3C滲碳體起強化作用，但這種碳化物的存在對沖擊性能的損傷較大?；鼗饻囟壬咧?82 ℃，M3C滲碳體的溶解，10～20 nm 尺寸的棒狀M2C碳化物在板條馬氏體內(nèi)的彌散析出，既提供了較高的強度且對沖擊性能的損傷較少。

4) 回火溫度超過482 ℃后，大量逆轉變奧氏體生成，回火溫度的上升導致其由薄膜狀向長條帶狀轉變，降低了對沖擊性能的提升作用；此時M2C碳化物粗化長大，析出相間距增加，與基體的一致性降低，第二相的強化作用降低。