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(1. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司 技術中心， 安徽 馬鞍山 243000； 2. 鋼鐵研究總院 特殊鋼研究院， 北京 100081)

齒輪在服役過程中受到拉壓應力、旋扭應力、接觸應力等，在復雜的應力作用下，要求表面具有足夠硬度保證高的耐磨性及接觸疲勞抗性，要求心部具有足夠的韌性保證能夠承受一定的旋扭應力及拉壓應力。除了采取鍛造工藝優(yōu)化齒輪鋼組織性能外，通常還通過調質或者正火處理工藝以調控和細化淬火后的馬氏體組織。細化晶粒是目前最有效也是最直接的提高材料強韌性的辦法，Nb作為強碳化物、氮化物和碳氮化物的形成元素，能夠有效地通過釘扎、拖曳等作用細化奧氏體晶粒，在鋼中有著重要的應用[1-2]。隨著Nb微合金化鋼的應用越來越廣泛，眾多研究者對Nb在鋼中的析出機理及各種因素對Nb的碳氮化物析出的影響做了大量的研究[3-4]。Nb的碳氮化物析出時，其析出溫度曲線的臨界溫度在900～950 ℃，可在奧氏體、鐵素體基體中析出，也可以在相間析出。田文洲和Wang等[5-6]發(fā)現雖然形變過程中Nb(C, N)同樣需要孕育期，但是形變使析出相的析出時間大大提前，即形變會誘導Nb的碳氮化物析出。Cao等[7]發(fā)現Mo可提高碳氮化鈮在奧氏體中的固溶度，延遲其在奧氏體中的析出, 降低其析出溫度并提高沉淀強化作用。目前通過Nb本身固溶或者與鋼中C、N原子結合形成Nb(C, N)析出相，析出抑制奧氏體晶粒長大并獲得強度增量已經得到認可[8-9]。

除滲碳層對低碳齒輪鋼的力學性能有著重要影響外[10]，基體的強韌性同樣能夠顯著提高或者降低齒輪鋼的綜合性能。熱處理工藝直接影響含Nb齒輪鋼基體的強韌性，所以有必要對淬火溫度對Nb微合金化齒輪鋼的組織及力學性能演變規(guī)律進行研究，以期對Nb在齒輪鋼中的進一步應用提供參考。本文通過對德國DIN標準中滲碳淬火鋼18CrNiMo7-6進行Nb微合金化處理，并通過不同的熱處理工藝進行組織調控，旨在探索試驗鋼中析出相的析出規(guī)律和其對力學性能的影響。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼為滲碳淬火鋼18CrNiMo7-6，生產工藝為電爐冶煉→連續(xù)鑄造→軋制，成品為規(guī)格φ230 mm熱軋圓鋼。經過鍛造制成φ80 mm規(guī)格圓棒，化學成分見表1。從圓棒的1/2半徑位置取規(guī)格為20 mm×20 mm的毛坯試樣，在熱處理爐中進行930 ℃保溫2 h正火均勻化處理。采用不同的淬火溫度(800、830、860、890、920 ℃)進行奧氏體化，到達預設溫度時進行1.5 h保溫處理，水淬至室溫，淬火后的試樣進行180 ℃保溫2.5 h低溫回火，熱處理工藝如圖1所示。利用MTS 810材料試驗機進行拉伸性能檢測，PTM 1300沖擊試驗機進行沖擊性能檢測。將性能檢測后的拉伸斷口試樣進行切割制成金相試樣，經過280→600→1000目砂紙研磨后進行拋光處理，利用過飽和苦味酸溶液腐蝕以顯示奧氏體晶粒度。采用Nano Measu粒徑分析軟件統(tǒng)計奧氏體晶粒尺寸大??；采用Sima 500熱場發(fā)射掃描電鏡進行顯微組織表征，并利用熱力學計算軟件Thermo-calc計算析出相的固溶溫度。

表1 18CrNiMo7-6鋼的化學成分(質量分數，%)

圖1 熱處理工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of heat treatment process

2 試驗結果

2.1 顯微組織

圖2 不同淬火溫度下試驗鋼的奧氏體晶粒形貌Fig.2 Morphologies of austenite grain of the tested steel quenched at different temperatures(a) 800 ℃; (b) 830 ℃; (c) 860 ℃; (d) 890 ℃; (e) 920 ℃

圖3 不同淬火溫度下試驗鋼的奧氏體平均晶粒尺寸Fig.3 Average austenite grain size of the tested steel quenched at different temperatures

圖4 不同淬火溫度下試驗鋼平均晶粒尺寸占比Fig.4 Proportion of average grain size of the tested steel quenched at different temperatures

利用過飽和苦味酸并且水浴對不同淬火溫度下的試樣進行腐蝕，保留其原奧氏體晶界，利用光學顯微鏡對試樣奧氏體晶粒進行觀察，如圖2所示。由圖2可以看出，Nb微合金化齒輪鋼奧氏體晶粒尺寸變化不明顯，晶界穩(wěn)定性較高，830 ℃和920 ℃淬火溫度下有個別的大晶粒出現。為量化奧氏體晶粒平均尺寸變化規(guī)律，通過粒徑統(tǒng)計軟件進行晶粒尺寸統(tǒng)計，測量晶粒的二維最大直徑，其中超細晶粒(<3 μm)、異常較大的晶粒及變形較大的晶粒不統(tǒng)計在內，統(tǒng)計結果見圖3。根據統(tǒng)計結果顯示，隨著淬火溫度的升高，奧氏體平均晶粒尺寸整體呈增大的趨勢，不同淬火溫度對應的平均奧氏體晶粒尺寸分別為13.5、14.3、16.1、15.6及19.4 μm。圖4為不同淬火溫度下試驗鋼中不同晶粒尺寸所占百分比，由圖4可以看出，相同淬火溫度下，5～20 μm晶粒占比明顯高于20～30 μm晶粒占比，這與奧氏體晶粒形核、長大機制有關；隨著淬火溫度的升高，5～20 μm晶粒占比逐漸減小，20～30 μm晶粒占比增加，說明隨著淬火溫度的升高，小尺寸晶粒長大速度明顯加快，說明晶粒長大是熱激活過程，對溫度的敏感性較高。

對不同淬火溫度下的試驗鋼顯微組織進行SEM觀察，如圖5所示。從圖5可以看出，基體組織為板條馬氏體，原奧氏體晶粒中含有2～3板條束，馬氏體板條束中有若干板條塊。隨著淬火溫度的升高，馬氏體板條束的數量基本不變，馬氏體板條塊的尺寸有增加的趨勢。有研究表明[11-12]，馬氏體板條塊尺寸同樣是影響鋼屈服強度的關鍵尺度，馬氏體板條塊的尺寸越大，屈服強度越小，即隨著馬氏體板條塊尺寸的增大，屈服強度降低，并且二者間的關系符合Hall-Petch關系。

圖5 不同淬火溫度下試驗鋼的顯微組織Fig.5 Microstructure of the tested steel quenched at different temperatures(a) 800 ℃; (b) 830 ℃; (c) 860 ℃; (d) 890 ℃; (e) 920 ℃

2.2 力學性能

圖6 淬火溫度對試驗鋼力學性能的影響(a)強度及沖擊性能；(b)屈強比Fig.6 Influence of quenching temperature on mechanical properties of the tested steel(a) strength and impact property; (b) yield ratio

通過標準的拉伸試驗及U型缺口夏比沖擊試驗研究了淬火溫度對力學性能的影響，如圖6所示。從圖6(a)可以看出，在800～860 ℃溫度區(qū)間，隨著淬火溫度的增加，試驗鋼的抗拉強度呈升高趨勢，860 ℃后抗拉強度基本不變。在800 ℃下，抗拉強度約為1426 MPa，在860 ℃淬火后，試驗鋼的抗拉強度維持在1455 MPa左右；屈服強度隨著淬火溫度的增加呈降低趨勢，總體強度在1211～1240 MPa；隨著淬火溫度的升高，沖擊吸收能量先升高后降低，在830 ℃淬火時出現峰值。在800、830、860、890以及920 ℃淬火后試驗鋼的沖擊吸收能量分別為98、105、100、97及92 J。屈強比對齒輪鋼的疲勞性能有一定的影響，圖6(b)為不同淬火溫度下試驗鋼的屈強比變化規(guī)律。從圖6(b)可以看出，隨著淬火溫度的升高，屈強比總體呈下降趨勢，總體下降約4.5%，但在860～890 ℃出現平臺，屈強比均為0.84，在該溫度區(qū)間屈強比較穩(wěn)定。

圖7為不同淬火溫度對試驗鋼硬度的影響，可知在800～830 ℃淬火溫度區(qū)間，硬度從42.5 HRC增加到了43.5 HRC，增加了1 HRC；在830～920 ℃溫度區(qū)間，硬度基本在44 HRC左右，所以在該溫度區(qū)間，淬火溫度的升高對試驗鋼硬度的影響不明顯。

圖7 淬火溫度對試驗鋼硬度的影響Fig.7 Influence of quenching temperature on hardness of the tested steel

圖8 不同淬火溫度下試驗鋼的斷口形貌(a,c)860 ℃; (b,d)920 ℃; (a,b)拉伸斷口; (c,d)沖擊斷口纖維區(qū)Fig.8 Fracture morphologies of the tested steel quenched at different temperatures(a,c) 860 ℃; (b,d) 920 ℃; (a,b) tensile fracture; (c,d) fibrous area of impact fracture

2.3 斷口形貌

圖8為860 ℃和920 ℃淬火后試驗鋼的拉伸斷口形貌和沖擊斷口纖維區(qū)形貌。從圖8可以看出，不同淬火溫度的拉伸斷口形貌相差不大，為韌性斷裂；從不同淬火溫度下沖擊斷口纖維區(qū)形貌可以看出，沖擊斷口的韌窩存在大量的塑性變形，并且出現高低不平的臺階。在拉伸試驗時，當應力超過材料的屈服強度之后，材料出現變形，材料內部的夾雜物、析出相、晶界、亞晶界等產生交互作用，導致位錯塞積，位錯塞積處應力集中，進而形成顯微孔洞。隨著應力集中的增加，顯微孔洞不斷增大、連接、吞并，直到材料發(fā)生頸縮和斷裂，此時斷口上形成韌窩。通過對比不同淬火溫度下的斷口形貌可知，淬火溫度不影響拉伸、沖擊的斷裂方式，并且二者均以韌性斷裂為主。

2.4 熱力學計算

利用Thermo-calc熱力學計算軟件對試驗鋼析出相中合金元素變化進行計算，主要存在的碳氮化物為M7C3、M23C6、NbC、以及AlN，如圖9所示。每種析出相不是單獨存在，并且在每種析出相中固溶了一定量的其它合金元素。M23C6主要為富Cr的碳化物，并且固溶了一定量的Mo元素，Mo元素的固溶能夠增加碳化物的強度，使碳化物不易變形；M7C3主要為富Cr的碳化物，并且固溶了一定量的Mn元素；FCC_A1#2(NbC)主要為富Nb的碳化物，并且固溶了一定量的Cr元素，隨著平衡溫度的升高，NbC中的N含量先增加后減小，即在一定溫度范圍內NbC有向Nb(C，N)轉變的趨勢。

富Cr的碳化物在晶界析出時對晶界有一定的釘扎作用，但若發(fā)生偏聚長大或者呈網狀，則會弱化晶界，影響力學性能，由圖9可以看出，富Cr的碳化物固溶溫度較低，所以在進行淬火試驗時，Cr主要固溶在基體或者其它第二相中，起到固溶強化的作用，從圖5的SEM照片中并未在馬氏體基體中看到白色富Cr的碳化物，證實了Thermo-calc熱力學計算軟件的有效性。各析出相的固溶溫度如表2所示，由表2可知，NbC的固溶溫度最高，達到了1180 ℃，AlN的固溶溫度為1070 ℃。

表2 試驗鋼中析出相的固溶溫度

圖9 試驗鋼中析出相的元素含量變化Fig.9 Variation of element content of precipitates in the tested steel(a) M23C6; (b) M7C3; (c) NbC; (d) AlN

利用Thermo-calc熱力學計算軟件計算在800～1000 ℃溫度區(qū)間試驗鋼中析出相NbC和AlN的含量變化，見圖10，忽略NbC中含有的少量N元素。由圖10可以看出，AlN的含量高于NbC，AlN和NbC的含量隨著溫度的升高逐漸降低，AlN降低的速度大于NbC。AlN顆粒在18CrNiMo7-6鋼中同樣能夠有效釘扎晶界，阻止奧氏體晶粒長大從而細化晶粒，但眾多研究者[13]得出的結論是Nb的碳氮化物細化晶粒的效果遠優(yōu)于AlN，并且AlN中的Al會與氧氣結合生成非金屬夾雜物Al2O3，從而影響疲勞性能，所以Al元素一般作為脫氧劑并且需要控制其含量，并不單獨添加應用于細化晶粒。

圖10 不同平衡溫度下NbC和AlN在試驗鋼基體中的含量Fig.10 Content of NbC and AlN in the tested steel matrix at different equilibrium temperatures

3 討論

若將淬火溫度近似看作平衡溫度，從圖10可以看出，隨著淬火溫度的升高，NbC和AlN的含量降低，則其對晶界的釘扎作用減弱，奧氏體晶界及馬氏體板條塊界會相應地發(fā)生偏移，長大速度加快。由奧氏體晶粒平均尺寸測量結果可知，800～830 ℃奧氏體平均晶粒尺寸相差0.8 μm，830～860 ℃奧氏體平均晶粒尺寸相差1.8 μm；860～890 ℃奧氏體平均晶粒尺寸相差0.5 μm；890～920 ℃奧氏體平均晶粒尺寸相差3.8 μm，隨著淬火溫度的升高，晶粒長大速度整體呈增加的趨勢。但在800～920 ℃的淬火溫度下，試驗鋼中的第二相未完全溶解，所以仍舊有大量的第二相對奧氏體晶界產生釘扎作用，奧氏體晶粒長大速度仍舊呈緩慢長大狀態(tài)，920 ℃并未達到試驗鋼奧氏體晶粒的粗化溫度[14]，平均奧氏體晶粒尺寸依舊控制在20 μm以下。

通過公式(1)[15]計算18CrNiMo7-6鋼的完全奧氏體化臨界溫度Ac3，結果顯示完全奧氏體化的臨界溫度Ac3為820 ℃，式中各字母代表相應元素的質量分數。

31.5Mo+13.1W

(1)

由于800 ℃低于完全奧氏體化臨界溫度Ac3，所以800 ℃淬火時材料未完全奧氏體化，即在兩相區(qū)進行淬火，有少量的鐵素體析出，造成強度及硬度偏低[16]。在830～860 ℃淬火溫度下，隨著淬火溫度的升高，抗拉強度升高，這是由于鋼中的碳化物固溶量增加，奧氏體中的碳含量增加，在奧氏體過冷向馬氏體相變時造成的畸變能增加，位錯密度增加[17]，強度提高。隨著淬火溫度進一步升高，奧氏體平均晶粒尺寸增加，造成強度有降低的趨勢，綜合作用使得整體強度變化不明顯。不同淬火溫度使試驗鋼的沖擊性能總體呈略微下降的趨勢，其原因在于顯微組織的粗化對沖擊性能的影響[18-19]。

淬火溫度為860 ℃時，強度升高的同時，韌性下降不明顯，奧氏體晶粒尺寸均勻，屈強比出現平臺，證明860 ℃時工藝更加穩(wěn)定，所以最佳的淬火溫度為860 ℃。低溫回火對強度影響不明顯，但對沖擊性能影響明顯[20-21]，低溫回火的主要作用是降低內應力和降低脆性。低溫回火時碳化物及殘留奧氏體中的碳元素向貧碳馬氏體中擴散，馬氏體中的內應力降低[22-23]。綜上分析含Nb齒輪鋼18CrNiMo7-6的最佳熱處理工藝為860 ℃淬火+180 ℃低溫回火，并且Nb微合金化齒輪鋼的晶界穩(wěn)定性較高，有很寬的工藝設計窗口。

4 結論

1) 隨著淬火溫度的升高，含Nb齒輪鋼18CrNiMo7-6奧氏體晶粒平均尺寸增加，但平均奧氏體晶粒尺寸控制在20 μm以下，晶界穩(wěn)定性較高。

2) 試驗鋼中主要存在的析出相為Cr7C3、Cr23C6、NbC以及AlN，其中Cr7C3、Cr23C6固溶溫度較低，分別為730 ℃和749 ℃，NbC、AlN固溶溫度較高，分別為1180 ℃和1070 ℃，NbC和AlN為主要釘扎晶界、細化晶粒的碳氮化物。

3) 隨著淬火溫度的升高，試驗鋼的屈服強度呈降低趨勢，抗拉強度在860 ℃出現平臺，沖擊吸收能量先升高后降低。

4) 含Nb齒輪鋼18CrNiMo7-6具有較寬的工藝設計窗口，最佳熱處理工藝為860 ℃淬火+180 ℃低溫回火，此時抗拉強度為1455 MPa，屈服強度為1229 MPa，沖擊吸收能量為100 J，硬度約為44 HRC。