Nb微合金化對(duì)滲碳齒輪鋼組織演變及接觸疲勞性能的影響

楊少朋，胡芳忠，尉文超，汪開(kāi)忠，呂皓天，王毛球，張弛

Nb微合金化對(duì)滲碳齒輪鋼組織演變及接觸疲勞性能的影響

楊少朋1,2，胡芳忠2，尉文超1，汪開(kāi)忠2，呂皓天3,4，王毛球1，張弛3,4

（1.鋼鐵研究總院特殊鋼研究所，北京 100081；2.馬鞍山鋼鐵股份有限公司 技術(shù)中心，安徽 243000；3.教育部先進(jìn)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100084；4.清華大學(xué) 材料學(xué)院，北京 100084）

研究Nb微合金化后滲碳層和基體的顯微組織變化規(guī)律，及Nb微合金化對(duì)接觸疲勞性能的影響，以實(shí)現(xiàn)齒輪的接觸疲勞長(zhǎng)壽命。利用真空滲碳爐將Nb微合金化及未Nb微合金化齒輪用鋼18CrNiMo7-6進(jìn)行滲碳熱處理，采用滾動(dòng)接觸疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行接觸疲勞試驗(yàn)，通過(guò)掃描電子顯微鏡（SEM）、X射線衍射儀（XRD）、透射電子顯微鏡（TEM）、電子背散射衍射顯微鏡（EBSD）和洛氏硬度計(jì)等設(shè)備，對(duì)試樣的組織及硬度進(jìn)行檢測(cè)，探討Nb微合金化對(duì)接觸疲勞性能的影響。滲碳熱處理后，表面組織為針狀馬氏體、殘余奧氏體和碳化物，心部組織為板條馬氏體。Nb微合金化滲碳層組織發(fā)生了細(xì)化，位錯(cuò)密度由7.52×1015m?2增加到8.75×1015m?2，殘余奧氏體含量由23.6%降低至15.4%，滲碳層硬度由58.6HRC提高至59.4HRC，心部奧氏體晶粒平均尺寸由20.5 μm降低至16.3 μm。剝落坑表面粗糙且呈分層結(jié)構(gòu)，起裂位置位于次表面；剝落坑在滾動(dòng)接觸應(yīng)力作用下發(fā)生加工硬化，Nb微合金化和未Nb微合金化的加工硬化硬度均提高了1HRC左右，抗變形能力相差不大。Nb微合金化齒輪鋼的接觸疲勞壽命10=3.2×107，50=8.2×107；未Nb微合金化齒輪鋼的接觸疲勞壽命10=2.0×107，50=6.4×107。Nb微合金化后，滲碳層組織細(xì)化，位錯(cuò)密度增大，顯著抑制了裂紋的萌生，并且滲碳層的硬度稍有增加，綜合作用使得齒輪鋼的接觸疲勞壽命10和50分別提高37.5%和22%。

齒輪鋼；接觸疲勞；微合金化；加工硬化；組織細(xì)化

齒輪材料利用滲碳技術(shù)能夠保證心部韌性的同時(shí)在表面產(chǎn)生硬化層，從而提高齒輪材料的疲勞性能[1]。隨著服役條件日益苛刻，滲碳齒輪鋼常常會(huì)出現(xiàn)接觸疲勞引起的失效問(wèn)題，所以齒輪鋼的接觸疲勞是重要的研究課題[2]。研究滲碳齒輪鋼的接觸疲勞特性時(shí)，需要對(duì)滲碳層及心部組織分別進(jìn)行表征，并且由于齒輪鋼在與配合齒輪重復(fù)嚙合時(shí)，所承受的應(yīng)力并非比例應(yīng)力條件，這種受力特性增加了研究滲碳齒輪鋼接觸疲勞破壞機(jī)理的難度[3]。

若接觸表面本身就有缺陷，則易在缺陷處產(chǎn)生應(yīng)力集中，降低材料的接觸疲勞壽命[4]，所以應(yīng)避免表面缺陷的產(chǎn)生，同時(shí)細(xì)化表層組織，來(lái)提高材料的接觸疲勞壽命[5]。Nb微合金化能夠細(xì)化滲碳層晶粒尺寸，使裂紋不易萌生，并且裂紋擴(kuò)展時(shí)受到更多的阻礙，提高了材料的接觸疲勞壽命[6]。滲碳熱處理后表面產(chǎn)生的殘余壓應(yīng)力能提高接觸疲勞壽命，但相比于殘余應(yīng)力對(duì)接觸疲勞性能的影響，殘余奧氏體對(duì)接觸疲勞性能的影響更加明顯[7-8]。對(duì)于夾雜物，一般夾雜物很少在表面，均在滲碳層或者心部基體中，夾雜物會(huì)造成應(yīng)力集中，增強(qiáng)裂紋形核和擴(kuò)展，降低接觸疲勞壽命[9-10]。對(duì)于梯度材料接觸疲勞失效機(jī)理的分析大多采用有限元模擬，難以通過(guò)試驗(yàn)直接觀察得到，又由于齒輪在嚙合過(guò)程中受力復(fù)雜，實(shí)際過(guò)程中的接觸疲勞壽命難以有效預(yù)測(cè)，所以滲碳齒輪鋼的接觸疲勞性能仍需不斷研究。

本文采用Nb微合金化及未Nb微合金化齒輪用鋼18CrNiMo7-6作為試驗(yàn)材料，滲碳熱處理后進(jìn)行接觸疲勞試驗(yàn)，研究Nb微合金化后滲碳層和基體的顯微組織變化規(guī)律及其對(duì)接觸疲勞性能的影響，找出控制接觸疲勞壽命的關(guān)鍵因素，指導(dǎo)滲碳工藝調(diào)整，以實(shí)現(xiàn)齒輪的接觸疲勞長(zhǎng)壽命。

1 試驗(yàn)

1.1 材料及熱處理

試驗(yàn)材料為工業(yè)生產(chǎn)的80 mm的熱軋圓鋼18CrNiMo7-6，化學(xué)成分見(jiàn)表1，其中一組材料添加了一定含量的Nb元素進(jìn)行微合金化。為減少微觀偏析帶來(lái)的試驗(yàn)誤差，將熱軋圓鋼進(jìn)行二次鍛造，鍛造規(guī)格為25 mm厚的板形材，之后進(jìn)行930 ℃正火+ 650 ℃高溫回火預(yù)備熱處理。圖1為接觸疲勞標(biāo)準(zhǔn)試樣尺寸，在板形材上按照?qǐng)D1取毛坯試樣進(jìn)行滲碳熱處理，熱處理工藝見(jiàn)圖2。如圖2所示，試樣在WZST20型真空滲碳爐930 ℃進(jìn)行滲碳6.5 h，滲碳介質(zhì)為乙炔和氮?dú)?，每小時(shí)滲碳深度按照0.2 mm計(jì)算，滲碳深度約為1.3 mm，滲碳過(guò)程中采用兩滲兩擴(kuò)的滲碳工藝，使碳原子充分固溶在基體中。滲碳完成后，將溫度降至850 ℃，保溫30 min，然后直接油淬，之后將試樣在250 ℃下回火5 h。

表1 試樣材料化學(xué)成分

Tab.1 The chemical composition of the sample wt.%

圖1 滾動(dòng)接觸疲勞試樣尺寸

圖2 滲碳熱處理工藝

1.2 試樣的精加工及滾動(dòng)接觸疲勞試驗(yàn)

滲碳熱處理后，試樣表面會(huì)富集一層呈棒狀的碳化物，見(jiàn)圖3。由圖3可知，Nb微合金化并不影響碳化物富集層的深度，兩種試驗(yàn)材料的碳化物層深均為0.13 mm左右。圖4為試樣表面高倍數(shù)碳化物富集層形貌，經(jīng)過(guò)能譜檢驗(yàn)可知，表面富集碳化物層的碳化物類(lèi)型為(Fe,Cr,Mo)C，其中Nb并未在表層的碳化物中存在，表層的碳化物主要是滲碳過(guò)程中產(chǎn)生的富Cr的碳化物。由于滲碳變形的影響，為保證接觸面水平和接觸面的精度，并且避免粗大碳化物影響接觸疲勞試驗(yàn)對(duì)比結(jié)果，需對(duì)接觸疲勞試樣進(jìn)行精磨，所以將接觸疲勞試樣兩面磨去0.15 mm的碳化物富集層后作為接觸面。在JPB5-25f滾動(dòng)接觸疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行滾動(dòng)接觸疲勞試驗(yàn)，試驗(yàn)過(guò)程中施加4.0 GPa的恒定應(yīng)力。利用潤(rùn)滑油循環(huán)冷卻，加裝的抽油機(jī)將試樣表面溫度有效地控制在55 ℃以下，轉(zhuǎn)速為2040 r/min。振動(dòng)臨界值設(shè)定為0.2，當(dāng)試樣表面產(chǎn)生剝落造成振動(dòng)值超過(guò)0.2時(shí)，認(rèn)為試樣失效，此時(shí)振動(dòng)傳感器控制機(jī)器停止試驗(yàn)。

圖3 兩種鋼的表面碳化物富集層深度

圖4 表面碳化物富集層形貌

1.3 顯微組織及性能

測(cè)試結(jié)束后，進(jìn)行線切割取樣，經(jīng)過(guò)機(jī)械加工及腐蝕后表征顯微組織。采用ZEISS型金相顯微鏡、TECNAIG220型電子透射顯微鏡、探頭型號(hào)為EDAX OIM 6.0的EBSD，進(jìn)行顯微組織觀察。采用X-PERT- MPD型號(hào)X射線衍射儀（XRD）進(jìn)行殘余奧氏體含量的測(cè)量。滲碳層至心部的顯微硬度（HV0.2），使用KB30S全自動(dòng)硬度測(cè)量系統(tǒng)進(jìn)行測(cè)量。剝落坑及剝落坑周邊的顯微形貌，利用QUANTA-450型掃描電鏡（SEM）進(jìn)行觀察，并利用ROCKWELL-574洛氏硬度計(jì)進(jìn)行洛氏硬度（HRC）的測(cè)定。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

2.1.1 滲碳層顯微組織

滲碳熱處理能夠提高齒輪鋼表層的硬度與強(qiáng)度[11]，并且能夠降低應(yīng)力作用下組織的敏感性[5]，提高接觸疲勞強(qiáng)度，是齒輪鋼常用的熱處理工藝。圖5為滲碳層金相照片。由圖5可知，滲碳層的組織主要為針狀馬氏體+殘余奧氏體，以及一定比例的碳化物。滲碳后，試樣表面的碳含量較高，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度降低[12]，其完全奧氏體化后，過(guò)冷并不能完全轉(zhuǎn)變，會(huì)有一定比例的殘余奧氏體存在于馬氏體基體中。

圖6為滲碳層中殘余奧氏體含量的衍射圖譜。通過(guò)數(shù)據(jù)處理得到，無(wú)Nb微合金化的殘余奧氏體含量為23.6%，Nb微合金化的殘余奧氏體含量為15.4%。根據(jù)峰值強(qiáng)度計(jì)算表面滲碳層的位錯(cuò)密度發(fā)現(xiàn)，Nb微合金化滲碳層的位錯(cuò)密度為8.75×1015m?2，未Nb微合金化滲碳層的位錯(cuò)密度為7.52×1015m?2，與未Nb微合金化相比，Nb微合金化滲碳層的位錯(cuò)密度增加了16.4%。

圖7為未Nb微合金化滲碳層組織。由圖7可以看出，滲碳淬火后，表面出現(xiàn)了孿晶，殘余奧氏體呈條狀或者塊狀存在于馬氏體基體中，并且在馬氏體基體中還發(fā)現(xiàn)了短棒狀碳化物。圖8為Nb微合金化滲碳層組織。由圖8可以看出，滲碳淬火后，表面出現(xiàn)了大量的孿晶，殘余奧氏體呈塊狀，并且發(fā)現(xiàn)了棒狀、球狀的碳化物，通過(guò)透射自帶的能譜進(jìn)行化學(xué)成分分析，碳化物為NbC。對(duì)比圖7和圖8可以發(fā)現(xiàn)，Nb微合金化后，孿晶數(shù)量明顯增加，并且有NbC析出，殘余奧氏體尺寸變小。

圖5 滲碳層的金相組織

圖6 滲碳層殘余奧氏體含量XRD衍射圖譜

圖7 無(wú)Nb微合金化滲碳層不同位置組織

圖8 Nb微合金化滲碳層不同位置組織及碳化物能譜

2.1.2 基體顯微組織

圖9為基體奧氏體晶粒金相照片。利用奧氏體晶粒測(cè)量軟件對(duì)奧氏體晶粒平均尺寸進(jìn)行測(cè)量，無(wú)Nb微合金化鋼的奧氏體平均晶粒尺寸為16.3 μm，Nb微合金化鋼的奧氏體平均晶粒尺寸為20.5 μm。由于Nb元素是強(qiáng)碳化物元素，會(huì)和基體中的碳形成NbC，微小的碳化物會(huì)釘扎晶界，抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大，從而細(xì)化晶粒[13]。

圖9 基體奧氏體晶粒度

根據(jù)NbC的固溶度積公式和NbC析出含量公式[14]，可以計(jì)算得到930 ℃滲碳溫度下基體固溶的Nb含量為0.0031%，NbC的析出含量為0.0326%，見(jiàn)式(1)和式(2)。

log[nb][c]=2.96?7510/(1)

nbc={nb?[nb]}*anbc/anb(2)

其中，[nb]為固溶Nb含量，[c]為固溶碳含量，為熱力學(xué)溫度，NbC為析出NbC含量，Nb為Nb元素含量，NbC、Nb分別為NbC和Nb的摩爾質(zhì)量。由計(jì)算結(jié)果可知，在930 ℃滲碳溫度下，大部分Nb以NbC析出，只有小部分固溶在基體內(nèi)。

2.2 接觸疲勞性能

2.2.1 滲碳層深度

圖10為兩種試驗(yàn)鋼表面至心部維氏硬度測(cè)量結(jié)果，步長(zhǎng)為0.2 mm，加載質(zhì)量為0.2 kg。由圖10可知，Nb微合金化齒輪鋼和無(wú)Nb微合金化齒輪鋼的表面最高硬度分別為695HV0.2和682HV0.2，基體硬度分別為460HV0.2和455HV0.2，其中Nb微合金化齒輪鋼的滲碳層表面略高于未Nb微合金化齒輪鋼，基體硬度相差不大。以550HV0.2為臨界硬度，其與表面的距離作為滲碳層深度，Nb微合金化齒輪鋼和普通齒輪鋼的滲碳層深度分別約為1.33 mm和1.30 mm，滲碳層深度幾乎相等，所以Nb微合金化并不改變滲碳層深度。

圖10 滲碳層深度與顯微硬度的關(guān)系

2.2.2 接觸疲勞壽命

圖11為根據(jù)GB/T 10622中威布爾分布函數(shù)計(jì)算得到的曲線。由圖11可以看出，曲線符合線性關(guān)系，并且在相同失效概率下，Nb微合金化后的18CrNiMo7-6具有更長(zhǎng)的壽命；在相同循環(huán)周次下，Nb微合金化后的18CrNiMo7-6具有更低的失效概率。

圖11 兩種鋼的接觸疲勞壽命P-N曲線

各參數(shù)的計(jì)算值見(jiàn)表2。根據(jù)表2可知，Nb微合金化后，齒輪鋼的接觸疲勞壽命10=3.2×107，未Nb微合金化的10=2.0×107，前者比后者提高了37.5%；Nb微合金化后，齒輪鋼的接觸疲勞壽命50= 8.2×107，未Nb微合金化的50=6.4×107，前者比后者提高了22%。Nb微合金化后的韋布爾斜率大于未Nb微合金化的韋布爾斜率，這說(shuō)明Nb微合金化齒輪鋼的接觸疲勞性能更穩(wěn)定[15-16]。

表2 兩種鋼的接觸疲勞壽命

Tab.2 The rolling contact fatigue life of two steel

2.2.3 剝落失效行為

圖12為典型的剝落坑形貌。由圖12b可知，剝落坑具有表面粗糙的分層結(jié)構(gòu)特征，分層結(jié)構(gòu)沿滾動(dòng)方向疊加。在高周次循環(huán)作用下，裂紋萌生并開(kāi)始發(fā)生顯微剝離，剝離后，滾珠對(duì)剝落后的表面繼續(xù)施加應(yīng)力，由于剝離后的表面會(huì)在凸出處產(chǎn)生應(yīng)力集中，進(jìn)而加速失效過(guò)程，此時(shí)剝落坑會(huì)沿著滾動(dòng)方向產(chǎn)生分層結(jié)構(gòu)[17-18]。對(duì)剝落坑的區(qū)域1進(jìn)行放大觀察（圖12c），發(fā)現(xiàn)分層處均會(huì)出現(xiàn)連續(xù)的裂紋，繼續(xù)滾動(dòng)施加應(yīng)力，較短的裂紋會(huì)擴(kuò)展成長(zhǎng)裂紋。對(duì)圖12d中未出現(xiàn)分層的區(qū)域2進(jìn)行放大觀察，發(fā)現(xiàn)未分層處的剝落坑也出現(xiàn)了連續(xù)的短裂紋和微孔缺陷，并且此處材料已經(jīng)發(fā)生了明顯的塑性變形，有成為層狀結(jié)構(gòu)的趨勢(shì)。

圖13為其他失效區(qū)域的裂紋形貌。由圖13a可以看出，裂紋萌生于次表面并且具有分層結(jié)構(gòu)。由圖13b可以看出，剝落坑周?chē)幕w材料會(huì)萌生二次裂紋，并且沿著表面方向和與表面呈一定角度向內(nèi)部擴(kuò)展。

圖12 典型的接觸疲勞剝落坑形貌

圖13 其他區(qū)域的接觸疲勞剝落坑形貌

金屬塑性變形后會(huì)由于位錯(cuò)塞積而產(chǎn)生加工硬化，其強(qiáng)度和硬度均會(huì)提高[19]。對(duì)剝落坑和近剝落坑處進(jìn)行洛氏硬度測(cè)試，每個(gè)硬度測(cè)試結(jié)果均為5個(gè)點(diǎn)的平均值，選取3個(gè)不同的剝落坑及近剝落坑區(qū)域進(jìn)行洛氏硬度測(cè)試，測(cè)試結(jié)果見(jiàn)表3。近剝落坑處，硬度的平均值可以看作滲碳層硬度，Nb微合金化滲碳層的硬度為59.4HRC，未Nb微合金化滲碳層的硬度為58.6HRC，Nb微合金化后，滲碳層的硬度提高了0.8HRC。剝落坑由于加工硬化，其硬度比周?chē)捕雀撸琋b微合金化和未Nb微合金化產(chǎn)生的加工硬化硬度分別提高了0.8HRC和1.1HRC，相差不大，說(shuō)明Nb微合金化和未Nb微合金化滲碳層的抗變形能力相差不大[20]。

表3 洛氏硬度測(cè)試結(jié)果

Tab.3 Rockwell hardness test results

3 分析討論

在接觸疲勞試驗(yàn)中，疲勞裂紋在硬化層材料中的萌生時(shí)間要晚于基體中的裂紋萌生時(shí)間，在硬化層中的擴(kuò)展速率略高于在基體中的擴(kuò)展速率[21]，所以滲碳等表層梯度結(jié)構(gòu)對(duì)疲勞過(guò)程的影響主要體現(xiàn)在裂紋萌生階段[22-23]。在滾動(dòng)接觸疲勞試驗(yàn)過(guò)程中，滲碳層表面硬度以及良好的表層梯度結(jié)構(gòu)，能夠抑制裂紋萌生，減小最大動(dòng)態(tài)剪切應(yīng)力值，進(jìn)而延長(zhǎng)裂紋起始?jí)勖黐24]。

由圖10和表3可知，Nb微合金化滲碳層的硬度略高于未Nb微合金化滲碳層的硬度，硬度的提高能夠有效抑制裂紋萌生。Nb元素是強(qiáng)碳化物形成元素，在鋼中易形成Nb(C,N)釘扎晶界，抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大[25]。由圖9可知，Nb微合金化后，心部晶粒由20.5 μm細(xì)化至16.3 μm，基體韌性更好，在接觸疲勞試驗(yàn)過(guò)程中，韌性的提高有助于釋放應(yīng)力，協(xié)調(diào)變形能力更強(qiáng)，有助于提高接觸疲勞壽命[26]。

在最大剪切應(yīng)力作用下，發(fā)生點(diǎn)蝕位置出現(xiàn)應(yīng)力集中，位錯(cuò)沿著滑移面從馬氏體一側(cè)運(yùn)動(dòng)到另一側(cè)并在界面處塞積，塞積位錯(cuò)產(chǎn)生的反作用力抑制位錯(cuò)源持續(xù)產(chǎn)生位錯(cuò)，位錯(cuò)達(dá)到一定數(shù)量時(shí)不再增加。位錯(cuò)源停止開(kāi)動(dòng)所需位錯(cuò)的數(shù)量為[27]：

式中：k為常量，對(duì)于螺型位錯(cuò)，k=1，對(duì)于刃型位錯(cuò)，k=1?υ（υ為 Poisson比）；τ為滑移面上的切應(yīng)力；l為界面到位錯(cuò)源的距離；G為彈性模量；b為 Burgers矢量模。圖14為電子背散射衍射（EBSD）對(duì)滲碳層晶粒尺寸的表征，圖中不同顏色代表不同的取向，圖中黑線代表15°～45°取向差。由EBSD衍射圖可以看出，與未Nb微合金化滲碳層相比，Nb微合金化滲碳層的較小角度晶界增加，組織發(fā)生了細(xì)化。由于組織細(xì)化后界面數(shù)量增加，界面距離減小，l取值小，其他參數(shù)近似相等的情況下，位錯(cuò)數(shù)目n值小，即位錯(cuò)源停止開(kāi)動(dòng)時(shí)所需的位錯(cuò)數(shù)目少。經(jīng)XRD衍射計(jì)算，Nb微合金化滲碳層的位錯(cuò)密度由7.52×1015 m?2增加到了8.75×1015 m?2，增加了16.4%，并且位錯(cuò)源停止開(kāi)動(dòng)時(shí)所需的位錯(cuò)數(shù)目少，對(duì)裂紋萌生有強(qiáng)烈的抑制作用，所以Nb微合金化能夠使接觸疲勞壽命顯著增加。

在接觸疲勞試驗(yàn)過(guò)程中，由于在高應(yīng)力作用下殘余奧氏體能夠向細(xì)硬的馬氏體轉(zhuǎn)變，提高接觸疲勞壽命[28]，但是殘余奧氏體增加會(huì)降低滲碳層硬度，降低接觸疲勞壽命[28]。通過(guò)XRD衍射發(fā)現(xiàn)，Nb微合金化滲碳層的殘余奧氏體含量只有15.4%，而無(wú)Nb微合金化元素的殘余奧氏體含量為23.6%。從殘余奧氏體含量角度分析，Nb微合金化會(huì)降低接觸疲勞壽命，但由于Nb微合金化后表面的硬度略高于未Nb微合金化硬度，且組織發(fā)生了細(xì)化，所以從滲碳層硬度及組織細(xì)化角度分析，Nb微合金化能夠增加接觸疲勞壽命。

接觸疲勞壽命的提高是顯微組織及力學(xué)性能的綜合作用，Nb微合金化齒輪鋼細(xì)化了滲碳層組織，提高了滲碳層位錯(cuò)密度，增加了表面硬度的同時(shí)提高基體的韌性，雖然殘余奧氏體含量降低，但綜合作用使得其接觸疲勞壽命得到了提高。通過(guò)調(diào)整滲碳工藝，在能夠保證Nb微合金化齒輪鋼滲碳層硬度的前提下，提高一定比例的殘余奧氏體含量，接觸疲勞壽命將會(huì)進(jìn)一步延長(zhǎng)，這對(duì)未來(lái)滲碳工藝的調(diào)整具有一定的指導(dǎo)意義。

4 結(jié)論

1）Nb微合金化滲碳層組織發(fā)生了細(xì)化，位錯(cuò)密度由7.52×1015m?2增加到8.75×1015m?2，殘余奧氏體含量由23.6%降低至15.4%，滲碳層硬度由58.6HRC提高至59.4HRC，心部奧氏體晶粒平均尺寸由20.5 μm降低至16.3 μm。

2）剝落坑表面粗糙且呈分層結(jié)構(gòu)，起裂位置位于次表面；剝落坑在滾動(dòng)接觸應(yīng)力作用下發(fā)生加工硬化，Nb微合金化和未Nb微合金化的加工硬化硬度均提高了1HRC左右，抗變形能力相差不大。

3）Nb微合金化齒輪鋼的接觸疲勞壽命10=3.2× 107，50=8.2×107；未Nb微合金化齒輪鋼的接觸疲勞壽命10=2.0×107，50=6.4×107。與未Nb微合金化相比，Nb微合金化齒輪鋼的接觸疲勞壽命10和50分別提高37.5%和 22%。

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Effect of Niobium Microalloying on Microstructure Evolution and Rolling Contact Fatigue Properties of Carburized Gear Steels

1,2,2,1,2,3,4,1,3,4

(1. Institute of Special Steel, Central Iron and Steel Research Institute, Beijing 100081, China; 2. Technology Center, Ma′anshan Iron and Steel Co., Ltd., Ma′anshan 243000, China; 3. Key Laboratory of Advanced Materials of Education, Beijing 100084, China; 4. School of Materials Science and Engineering, Tsinghua University, Beijing 100084, China)

The work aims to study the change of microstructure of carburized layer and matrix and its effect on contact fatigue performance after Nb microalloyed, so as to achieve long life contact fatigue life of gear. Carburizing heat treatment were carried out on gear steel 18CrNiMo7-6 with and without Nb microalloyed by means of vacuum carburizing furnace, contact fatigue tests were carried out by means of the rolling contact fatigue tester. Scanning electron microscope (SEM), x-ray diffraction (XRD), transmission electron microscope (TEM), electron backscattering diffraction microscope (EBSD) and rockwell hardness tester were used to detect the microstructure and hardness of the samples, and the influence of contact fatigue property was discussed. The results show that the surface was acicular martensite, residual austenite and carbide, and the matrix was lath martensite after carburizing heat treatment. The microstructure of the carburized layer after Nb microalloyed was refined, the dislocation density increased from 7.52×1015m?2to 8.75×1015m?2, the content of residual austenite decreased from 23.6% to 15.4%, the hardness of the carburized layer increased from 58.6HRC to 59.4HRC, and the grain size of the core austenite decreased from 20.5 μm to 16.3 μm. Typical failure mode was spalling pit on contact surface. The spalling pit was rough and layered; The work hardening of spalling pits occured under the action of rolling contact stress, and the work hardening hardness of both Nb microalloyed and non-Nb microalloyed pits increases by about 1HRC, and the deformation resistance of spalling pits had little difference. For Nb microalloyed gear steel, fatigue lives10=3.2×107, and50=8.2×107; while for the gear steel without Nb microalloyed10=2.0×107,50=6.4×107. So after Nb microalloyed, the microstructure of the carburized layer was refined, and the dislocation density increased, which significantly inhibited the initiation of cracks. The hardness of the carburized layer increased slightly, and the rolling contact fatigue life10and50increased by 37.5% and 22%, respectively.

gear steel; contact fatigue; microalloyed; work hardening; microstructure refinement

2021-02-27；

2021-08-09

YANG Shao-peng (1989—), Male, Doctoral candidate, Research focus: special steel.

王毛球（1970—），男，博士研究生，教授級(jí)高級(jí)工程師，主要研究方向?yàn)楹辖鸾Y(jié)構(gòu)鋼。

Corresponding author：WANG Mao-qiu (1970—), Male, Doctoral candidate, Professor-level senior engineer, Research focus: alloy structural steel.

楊少朋, 胡芳忠, 尉文超,等. Nb微合金化對(duì)滲碳齒輪鋼組織演變及接觸疲勞性能的影響[J]. 表面技術(shù), 2022, 51(1): 358-367.

TG668

A

1001-3660(2022)01-0358-10

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2022.01.039

2021-02-27；

2021-08-09

工信部工業(yè)強(qiáng)基項(xiàng)目（TC180A3Y1）

Fund：Supported by Industrial Strong Foundation Engineering (TC180A3Y1)

楊少朋（1989—），男，博士研究生，主要研究方向?yàn)樘厥怃摗?/p>

YANG Shao-peng, HU Fang-zhong, YU Wen-chao, et al.Effect of Niobium Microalloying on Microstructure Evolution and Rolling Contact Fatigue Properties of Carburized Gear Steels[J]. Surface Technology, 2022, 51(1): 358-367.