淬火溫度對Nb微合金化齒輪鋼18CrNiMo7-6組織演變及力學(xué)性能的影響

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(1. 馬鞍山鋼鐵股份有限公司 技術(shù)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(yīng)力、旋扭應(yīng)力、接觸應(yīng)力等，在復(fù)雜的應(yīng)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(yīng)力及拉壓應(yīng)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(diào)質(zhì)或者正火處理工藝以調(diào)控和細(xì)化淬火后的馬氏體組織。細(xì)化晶粒是目前最有效也是最直接的提高材料強(qiáng)韌性的辦法，Nb作為強(qiáng)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(xì)化奧氏體晶粒，在鋼中有著重要的應(yīng)用[1-2]。隨著Nb微合金化鋼的應(yīng)用越來越廣泛，眾多研究者對Nb在鋼中的析出機(jī)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(xiàn)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(dǎo)Nb的碳氮化物析出。Cao等[7]發(fā)現(xiàn)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(qiáng)化作用。目前通過Nb本身固溶或者與鋼中C、N原子結(jié)合形成Nb(C, N)析出相，析出抑制奧氏體晶粒長大并獲得強(qiáng)度增量已經(jīng)得到認(rèn)可[8-9]。

除滲碳層對低碳齒輪鋼的力學(xué)性能有著重要影響外[10]，基體的強(qiáng)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(qiáng)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(xué)性能演變規(guī)律進(jìn)行研究，以期對Nb在齒輪鋼中的進(jìn)一步應(yīng)用提供參考。本文通過對德國DIN標(biāo)準(zhǔn)中滲碳淬火鋼18CrNiMo7-6進(jìn)行Nb微合金化處理，并通過不同的熱處理工藝進(jìn)行組織調(diào)控，旨在探索試驗鋼中析出相的析出規(guī)律和其對力學(xué)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(chǎn)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(jīng)過鍛造制成φ80 mm規(guī)格圓棒，化學(xué)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(jìn)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(jìn)行奧氏體化，到達(dá)預(yù)設(shè)溫度時進(jìn)行1.5 h保溫處理，水淬至室溫，淬火后的試樣進(jìn)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(jī)進(jìn)行拉伸性能檢測，PTM 1300沖擊試驗機(jī)進(jìn)行沖擊性能檢測。將性能檢測后的拉伸斷口試樣進(jìn)行切割制成金相試樣，經(jīng)過280→600→1000目砂紙研磨后進(jìn)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(jìn)行顯微組織表征，并利用熱力學(xué)計算軟件Thermo-calc計算析出相的固溶溫度。

表1 18CrNiMo7-6鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

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

2 試驗結(jié)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(jìn)行腐蝕，保留其原奧氏體晶界，利用光學(xué)顯微鏡對試樣奧氏體晶粒進(jìn)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(xiàn)。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(jìn)行晶粒尺寸統(tǒng)計，測量晶粒的二維最大直徑，其中超細(xì)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(nèi)，統(tǒng)計結(jié)果見圖3。根據(jù)統(tǒng)計結(jié)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(yīng)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(jī)制有關(guān)；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(jìn)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(shù)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(qiáng)度的關(guān)鍵尺度，馬氏體板條塊的尺寸越大，屈服強(qiáng)度越小，即隨著馬氏體板條塊尺寸的增大，屈服強(qiáng)度降低，并且二者間的關(guān)系符合Hall-Petch關(guān)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(xué)性能

圖6 淬火溫度對試驗鋼力學(xué)性能的影響(a)強(qiáng)度及沖擊性能；(b)屈強(qiáng)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(biāo)準(zhǔn)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(xué)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(qiáng)度呈升高趨勢，860 ℃后抗拉強(qiáng)度基本不變。在800 ℃下，抗拉強(qiáng)度約為1426 MPa，在860 ℃淬火后，試驗鋼的抗拉強(qiáng)度維持在1455 MPa左右；屈服強(qiáng)度隨著淬火溫度的增加呈降低趨勢，總體強(qiáng)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(xiàn)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(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)比總體呈下降趨勢，總體下降約4.5%，但在860～890 ℃出現(xiàn)平臺，屈強(qiáng)比均為0.84，在該溫度區(qū)間屈強(qiáng)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(xiàn)高低不平的臺階。在拉伸試驗時，當(dāng)應(yīng)力超過材料的屈服強(qiáng)度之后，材料出現(xiàn)變形，材料內(nèi)部的夾雜物、析出相、晶界、亞晶界等產(chǎn)生交互作用，導(dǎo)致位錯塞積，位錯塞積處應(yīng)力集中，進(jìn)而形成顯微孔洞。隨著應(yīng)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(xué)計算

利用Thermo-calc熱力學(xué)計算軟件對試驗鋼析出相中合金元素變化進(jìn)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(dú)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(qiáng)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(nèi)NbC有向Nb(C，N)轉(zhuǎn)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(wǎng)狀，則會弱化晶界，影響力學(xué)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(jìn)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(qiáng)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(xué)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(dá)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(xué)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(xì)化晶粒，但眾多研究者[13]得出的結(jié)論是Nb的碳氮化物細(xì)化晶粒的效果遠(yuǎn)優(yōu)于AlN，并且AlN中的Al會與氧氣結(jié)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(dú)添加應(yīng)用于細(xì)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(yīng)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(jié)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(chǎn)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(dá)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(jié)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(yīng)元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

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(jìn)行淬火，有少量的鐵素體析出，造成強(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)度提高。隨著淬火溫度進(jìn)一步升高，奧氏體平均晶粒尺寸增加，造成強(qiáng)度有降低的趨勢，綜合作用使得整體強(qiáng)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(qiáng)度升高的同時，韌性下降不明顯，奧氏體晶粒尺寸均勻，屈強(qiáng)比出現(xiàn)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(qiáng)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(nèi)應(yīng)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(kuò)散，馬氏體中的內(nèi)應(yīng)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(shè)計窗口。

4 結(jié)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(xì)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(qiáng)度呈降低趨勢，抗拉強(qiáng)度在860 ℃出現(xiàn)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(shè)計窗口，最佳熱處理工藝為860 ℃淬火+180 ℃低溫回火，此時抗拉強(qiáng)度為1455 MPa，屈服強(qiáng)度為1229 MPa，沖擊吸收能量為100 J，硬度約為44 HRC。