史宇軒，馬玉潔，李海洋，楚覺非，李 翔，王 瑩，郭子強，吳 萌，孟祥康

（1.南京大學(xué)現(xiàn)代工程與應(yīng)用科學(xué)學(xué)院，江蘇 南京 210013；2.南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 210035；3.南京工程學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 南京 211167）

引 言

鋼鐵是現(xiàn)代工業(yè)不可或缺的支柱材料。如何在保證鋼鐵具有一定韌性的同時盡可能提高其強度獲得良好的綜合性能，一直受到廣大學(xué)者重點關(guān)注。析出強化是優(yōu)化鋼鐵性能的主要途徑之一，主要通過第二相粒子阻礙奧氏體晶粒長大的釘扎［1］作用、阻礙位錯運動［2］達到雙重強化的效果。第二相粒子尺寸越小、分布越均勻、體積分數(shù)越大對奧氏體晶粒尺寸的控制就越明顯［3］。根據(jù)霍爾佩奇公式可知［4］，小尺寸晶粒有利于分散外應(yīng)力，提高材料屈服強度，晶粒細化［5］可以同時兼得強度和韌性。因此，細小彌散的納米級第二相粒子對金屬的影響不容忽視。

20CrMnTiH，SAE8620H是兩種工業(yè)常用的滲碳齒輪鋼，具有高淬透性、高硬度、耐磨、堅韌等特點。滲碳齒輪鋼中通常會加入Mn，Cr，Al，Ti等微量元素，在生產(chǎn)過程中這些元素會結(jié)合成第二相粒子析出。其中AlN對滲碳齒輪鋼的影響最為重要，原因是：（1）AlN的析出溫度大約在1000℃左右，齒輪鋼在930～980℃進行滲碳處理，滲碳時奧氏體晶粒易長大，AlN第二相粒子的析出可以有效抑制；（2）Al元素和N元素有很高的親和性，Al元素在鋼鐵生產(chǎn)過程中常被用于固氮［6］；（3）AlN第二相粒子尺寸普遍在納米級，易在晶界處析出［7］，可以最大程度發(fā)揮釘扎作用。

尺寸均勻、奧氏體晶粒細小對滲碳齒輪鋼的力學(xué)性能具有重要影響［8］。20CrMnTiH，SAE8620H鋼在生產(chǎn)過程中常有奧氏體晶粒異常長大的情況出現(xiàn)，這會嚴重影響齒輪鋼的性能穩(wěn)定。研究發(fā)現(xiàn)，分布不均、尺寸過大［9］、形貌尖銳的第二相粒子會對鋼鐵造成混晶、屈服強度降低［10］、微裂紋［11］等危害。戚正風(fēng)等［12］在對42CrMo鋼的研究中，通過理論計算指出第二相粒子會造成奧氏體晶粒的異常長大，這會導(dǎo)致混晶現(xiàn)象出現(xiàn)，嚴重危害鋼鐵性能。孫曼麗等［13］研究發(fā)現(xiàn)熱加工溫度、軋制變形量均會影響AlN的析出。蘇航等［14］在對V-N微合金化鋼研究過程中發(fā)現(xiàn)正火過程會影響第二相的析出，晶粒明顯細化。因此，通過研究工藝控制20CrMnTiH，SAE8620H鋼中的第二相粒子析出，使其在發(fā)揮強化作用的同時避免混晶十分重要。

以往對鋼鐵中第二相粒子的研究報道多停留在微米級［15］或亞微米級［16］上，對納米級第二相粒子的研究少有報道。本文以20CrMnTiH，SAE8620H兩種滲碳齒輪鋼作為研究對象，研究不同工藝下第二相粒子析出行為以及第二相粒子析出對奧氏體晶粒異常長大的影響。為滲碳齒輪鋼通過納米級第二相粒子析出優(yōu)化鋼鐵性能建立必要的理論和試驗基礎(chǔ)。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗鋼為南京鋼鐵股份有限公司研發(fā)生產(chǎn)的20CrMnTiH，SAE8620H滲碳齒輪鋼，其化學(xué)成分如表1所示。軋制溫度對滲碳齒輪鋼的顯微組織和第二相粒子的析出具有重要影響，因此根據(jù)終軋溫度和加熱溫度的不同，將20CrMnTiH分為A1，A2和A3三組，分別為低溫加熱、控軋；高溫加熱、高溫軋制；高溫加熱、控軋，軋制工藝如表2所示。在鋼鐵生產(chǎn)中發(fā)現(xiàn)正火溫度在800～890℃時SAE8620H會出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。因此根據(jù)正火溫度的不同，將SAE8620H分為B1，B2，B3和B4四組，分別為800，830，860，890℃，如表3所示。采用高溫加熱、高溫軋制的工藝，加熱過程為到溫入爐，保溫2.5 h后移至150℃預(yù)熱爐中空冷。

表1 20CrMnTiH，SAE8620H試驗鋼的主要化學(xué)成分/%

表2 20CrMnTiH試驗鋼工藝

表3 SAE8620H試驗鋼工藝

1.2 金相顯微組織分析

金相顯微鏡是研究金屬內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)的重要工具。從試驗鋼上取樣，加熱至927℃，在鹽水中淬火；從淬火過后的樣品中部切開，對橫截面進行研磨和拋光；保持溫度在72℃下，用4%（體積分數(shù)）硝酸酒精溶液侵蝕3 min；利用Axio Imager M2m蔡司金相顯微鏡觀察金相顯微組織。

1.3 透射電子顯微分析

透射電子顯微鏡（TEM）應(yīng)用的深度和廣度一定程度上取決于試樣制備技術(shù)［17］，能否充分發(fā)揮電鏡的作用，樣品的制備是關(guān)鍵。電子束的穿透能力有限，為了得到較大的磁場強度，物鏡的上下極靴距離做得很短，實際觀察區(qū)域厚度必須小于100 nm，高分辨像要求樣品更薄。

將試驗鋼樣品經(jīng)過切割，機械研磨，拋光制成3 mm左右直徑的原片；將樣品放入電解雙噴儀內(nèi)，用高氯酸酒精作為腐蝕液，通過電解雙噴將樣品減出薄區(qū)。實驗所用TEM為日本電子生產(chǎn)的JEM-2100HR，拍攝時，每種試驗鋼樣品的薄區(qū)位置隨機選取20個3 μm×5 μm的視場區(qū)域進行拍攝。

1.4 電子探針顯微分析

電子探針顯微分析（EPMA）是一種應(yīng)用X射線進行微區(qū)元素成分分析的方法。利用聚焦電子束轟擊樣品表面，分析產(chǎn)生的特征X射線波長和能量，對選區(qū)材料進行定性分析。

從試驗鋼中選取一段截面，對其表面進行機械研磨和拋光處理；在4%（體積分數(shù)）硝酸酒精溶液中侵蝕3 min；選擇合適的區(qū)域進行元素分析。實驗選用EPMA-1720型電子探針顯微分析儀，對選定區(qū)域進行面分析，測試樣品中第二相粒子的元素種類和濃度分布情況。

2 結(jié)果與討論

2.1 第二相粒子的析出

2.1.1 第二相粒子的元素分析

對20CrMnTiH三組樣品進行電子探針元素分析，結(jié)果如圖1所示。A1～A3樣品中均含有C，Al，Ti和N等元素。A1，A3樣品中有明顯的C偏析。根據(jù)元素的分布，發(fā)現(xiàn)A1～A3樣品中Ti元素和N元素均有重合，證明析出了3～4 μm的TiN第二相。三組樣品中均發(fā)現(xiàn)有Al元素彌散分布其中，但是受分辨率限制，尺寸小于1 μm的AlN第二相粒子不能被有效捕捉。按照Zener理論晶粒半徑R，第二相粒子半徑r和第二相粒子體積百分數(shù)f之間滿足下列關(guān)系：

圖1 不同工藝下20CrMnTiH的電子探針圖

由式（1）可知，當(dāng)鋼中含有較多的第二相粒子，并且呈彌散均勻分布狀態(tài)時，就能阻止奧氏體晶粒長大。因此，需要利用TEM對納米級第二相粒子的析出規(guī)律進行進一步研究。

2.1.2 第二相粒子的析出規(guī)律

20CrMnTiH試驗鋼第二相粒子的TEM圖像如圖2所示。經(jīng)過高溫加熱、高溫軋制工藝的試驗鋼第二相粒子AlN以球形為主，尺寸約為90 nm，如圖2（a）所示；對圖2（a）中第二相粒子衍射斑點標定，晶面間距分別是1.24，1.23和2.18 nm，對應(yīng)為六方晶系A(chǔ)lN。經(jīng)過高溫加熱、控軋工藝的試驗鋼，第二相粒子數(shù)量較多，以矩形為主，尺寸約為200 nm，如圖2（b）所示；對圖2（b）中第二相粒子衍射斑點標定，晶面間距分別是2.17，1.52和2.18 nm，對應(yīng)為立方晶系TiN。此外，在A2和A3試驗鋼的晶界處有少量大尺寸的第二相粒子析出，經(jīng)過衍射斑點標定該第二相粒子為Ti2AlN。A2試驗鋼中的Ti2AlN尺寸約在200 nm左右，如圖2（c）所示；A3試驗鋼中的Ti2AlN尺 寸 約 在1 μm左 右，如 圖2（d）所 示。20CrMnTiH試驗鋼中的第二相粒子尺寸大部分集中在100～200 nm之間，終軋溫度過高會導(dǎo)致第二相粒子出現(xiàn)回溶，因此A2試驗鋼中析出的第二相粒子數(shù)量較A3試驗鋼少。

圖2 不同工藝下20CrMnTiH的TEM圖

相比之下，SAE8620H試驗鋼中第二相粒子的種類較少，主要以細小的AlN為主，如圖3所示。觀察圖3（a）選定區(qū)域，發(fā)現(xiàn)在800℃時第二相粒子有團聚現(xiàn)象出現(xiàn)。出現(xiàn)團聚的原因是納米顆粒比表面積大，表面能高，處在不穩(wěn)定狀態(tài)，集中分布的粒子會趨于聚集。對860℃的第二相粒子進行衍射斑點標定，對應(yīng)為六方晶系A(chǔ)lN，如圖3（c）右上角所示。SAE8620H試驗鋼在正火溫度較低時AlN會出現(xiàn)團聚，團聚后的第二相粒子尺寸較大，不利于析出強化，嚴重時還會導(dǎo)致局部應(yīng)力失衡，出現(xiàn)混晶。隨著正火溫度的升高，元素擴散速度加快，AlN趨于分散，團聚現(xiàn)象逐漸消失，這說明提高正火溫度有利于第二相粒子的均勻分布。

圖3 不同溫度下SAE8620H的TEM圖

對比兩種滲碳齒輪鋼的第二相粒子，發(fā)現(xiàn)AlN的尺寸普遍比TiN尺寸小，主要集中在50～100 nm，形貌以球形為主；TiN和Ti2AlN形貌以矩形和棒狀為主，尺寸大多在100 nm以上。其中Ti2AlN甚至有微米級第二相析出，這種第二相粒子對奧氏體晶粒的釘扎作用很弱，同時尖銳形貌有可能引發(fā)微裂紋的產(chǎn)生，降低鋼鐵疲勞性能，因此在生產(chǎn)過程中要適當(dāng)提高軋制溫度，盡量避免粗大的Ti2AlN析出。

2.2 第二相粒子對奧氏體晶粒的影響

第二相粒子可以控制奧氏體晶粒的尺寸，但分布不均的第二相粒子也會造成混晶，鋼鐵中的顯微組織直接決定了材料的性能［18］。因此，研究第二相粒子與奧氏體晶粒的關(guān)系十分重要。雖然透射電子顯微鏡的觀察區(qū)域極小，缺乏金相顯微鏡的統(tǒng)計學(xué)意義，但直接觀察納米粒子的形貌和分布除透射電子顯微鏡外，目前并沒有其他更有效的辦法。本文通過隨機取樣、重復(fù)試驗的方法使第二相納米粒子的統(tǒng)計盡可能接近實際，并結(jié)合金相顯微鏡以分析第二相粒子對奧氏體晶粒的影響。

不同工藝下的20CrMnTiH的奧氏體金相顯微組織如圖4所示，由圖可見，試驗鋼組織均由等軸晶奧氏體組成。對比不同工藝下的晶粒度發(fā)現(xiàn)：高溫加熱、高溫軋制工藝下的試驗鋼晶粒粗大，晶粒度達到7.5～8.0級；低溫加熱、控軋和高溫加熱、控軋兩種工藝制備的試驗鋼晶粒細小，均達到了8.5級。20CrMnTiH中第二相粒子的統(tǒng)計結(jié)果如表4所示，終軋溫度過高會抑制小尺寸第二相的析出，而加熱溫度對第二相的析出影響不大。對比發(fā)現(xiàn)，高溫加熱、高溫軋制工藝下奧氏體晶粒較粗大的原因是因為其第二相粒子數(shù)量少，尺寸大，第二相粒子提供的釘扎力較小，對奧氏體晶粒控制作用減弱。

圖4 不同工藝下20CrMnTiH的金相顯微組織

表4 20CrMnTiH試驗鋼第二相粒子統(tǒng)計表

在滲碳齒輪鋼SAE8620H生產(chǎn)中發(fā)現(xiàn)正火溫度在800～890℃時會出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。不同正火溫度下SAE8620H模擬滲碳后晶粒最不均勻處的200倍金相顯微組織如圖5所示。其中800℃正火樣品出現(xiàn)個別長大晶粒，最大尺寸不超過100 μm，如圖5（a）所示。830℃正火樣品奧氏體晶?；炀黠@，多個視場可見3顆以上異常長大晶粒，最大尺寸接近200 μm，如圖5（b）所示。860，890℃正火樣品出現(xiàn)異常長大晶粒，最大尺寸約100～130 μm，如圖5（c）和（d）所示。SAE8620H中第二相粒子的統(tǒng)計結(jié)果如表5所示。由此發(fā)現(xiàn)：正火溫度在800～890℃時試驗鋼中會出現(xiàn)異常長大的奧氏體晶粒，在830℃時奧氏體晶粒異常長大最明顯，第二相粒子的平均尺寸最小，數(shù)量最多。出現(xiàn)奧氏體晶粒異常長大的原因有如下幾點：首先，奧氏體晶粒形成后，隨著正火保溫時間的延長，將通過晶界遷移逐漸長大；其次，奧氏體晶粒在長大過程中會受到第二相粒子釘扎力的限制，當(dāng)釘扎力與晶粒長大的驅(qū)動力平衡時晶粒不再長大；隨著溫度的升高，部分第二相粒子回溶，有效的第二相粒子數(shù)量減少且分布不均勻，局部晶粒受到的釘扎力減弱，晶粒長大過程受力失衡，最終導(dǎo)致奧氏體晶粒異常長大。試驗鋼在830℃時第二相粒子數(shù)量雖然最多，但分布并不均勻，提供的釘扎力有限，不足以平衡晶粒長大的驅(qū)動力，只在局域可以抑制奧氏體晶粒生長，導(dǎo)致嚴重混晶。

表5 SAE8620H試驗鋼第二相粒子統(tǒng)計表

圖5 不同溫度下SAE8620H金相顯微組織

3 結(jié) 論

（1）20CrMnTiH滲碳齒輪鋼中有AlN、TiN和Ti2AlN三種第二相粒子析出。第二相粒子的數(shù)量與軋制溫度相關(guān)，在900～1050℃高溫軋制時部分粒子發(fā)生回溶，第二相粒子數(shù)量明顯減少。

（2）SAE8620H滲碳齒輪鋼中只有AlN粒子析出。在800～890℃正火溫度范圍內(nèi)，AlN粒子析出量隨溫度升高先增加后減少，尺寸隨溫度升高先減小后增大。在830℃時AlN粒子的平均尺寸最小，數(shù)量最多。第二相粒子在800℃下會發(fā)生團聚，分布不均勻。隨著正火溫度的升高第二相粒子團聚現(xiàn)象逐漸消失。

（3）納米級第二相粒子的尺寸和分布對奧氏體晶粒有明顯影響。尺寸較大的納米級第二相粒子對奧氏體晶粒的釘扎效果會減弱；分布不均勻的納米級第二相粒子使奧氏體晶粒在長大過程中受力不均，導(dǎo)致滲碳齒輪鋼中有混晶出現(xiàn)。