張宵璐，海俠女，桂偉民，尉文超，時 捷，王毛球

(1. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081； 2. 陜西法士特齒輪有限公司，陜西 西安 710119)

隨著我國航空航天、高鐵、風電等行業(yè)的發(fā)展，傳動部件中齒輪的疲勞性能逐漸成為限制設備服役壽命的重要影響因素。齒輪作為車輛、機械動力傳動系統(tǒng)中的核心零件，在服役過程中承受著彎曲、扭轉、接觸等周期性應力作用，疲勞斷裂為其主要失效形式，因此提高齒輪疲勞性能成為一直以來的研究熱點[1-3]。有研究表明[4-7]，滲碳齒輪的疲勞性能受多方面因素的影響，主要與齒輪鋼中的非金屬夾雜物、基體組織形態(tài)以及齒輪表面處理狀態(tài)等有關[4]。鋼中的非金屬夾雜物與基體組織界面結合力較差，往往成為疲勞失效的起裂源，因此可以通過控制夾雜物的形貌、數量、尺寸及其分布改善齒輪鋼的疲勞性能。目前，針對齒輪鋼中夾雜物形成、析出、分布已有大量研究，通過冶煉工藝優(yōu)化可以有效降低鋼中的夾雜物水平，改善材料的疲勞性能。李云昆等[8]采用真空自耗(VAR)和電渣重熔(ESR)冶煉方法制備了兩種試驗鋼，發(fā)現采用VAR冶煉方法制備的試驗鋼夾雜物水平較低且超高周疲勞性能較好。此外，關于基體組織和滲碳表面狀態(tài)對材料疲勞性能的影響也有較多的研究。Matlock等[9]學者研究發(fā)現滲碳層晶粒尺寸對疲勞性能有顯著影響，滲碳層晶粒尺寸與疲勞極限符合Hall-Petch關系，即晶粒尺寸越小，疲勞性能越好。張永健等[10]對比了不同晶粒尺寸42CrMoVNb鋼的超高周疲勞性能，試驗結果表明，晶粒尺寸小的試樣疲勞強度最高。馬莉等[11]通過對比無Nb齒輪鋼和0.04Nb齒輪鋼的接觸疲勞性能發(fā)現，Nb微合金化可以細化齒輪鋼滲碳層晶粒尺寸，提高滲碳層硬度，阻礙疲勞裂紋擴展，進而提高疲勞性能。

18CrNiMo7-6鋼是常用的滲碳齒輪鋼，為更好適應市場需求，目前18CrNiMo7-6鋼常用的冶煉工藝為電弧爐冶煉(EAF)+鋼包精煉(LF)+真空脫氣(VOD/VD)[12]，工藝成熟且成本較低，但是夾雜物控制水平有限，特別是在強載荷條件下，材料疲勞性能不足。因此本文采用高潔凈度冶煉和組織細化相結合的方式改善18CrNiMo7-6鋼的疲勞性能，通過引入電弧爐冶煉(EAF)+鋼包精煉(LF)+電渣重熔(ESR)的冶煉方式提高材料潔凈度，以便抑制疲勞裂紋的形成，同時采用Nb微合金化的方法細化滲碳層晶粒，提高疲勞裂紋萌生及擴展抗力。本文通過試驗鋼與基礎鋼兩種材料的對比，采用顯微組織分析、疲勞測試、非金屬夾雜物表征等方法研究其疲勞性能差異，并闡釋其影響機理，為相關工作者進行設計、生產以及質量控制提供依據。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

本文研究材料的化學成分如表1所示?；A鋼為齒輪用18CrNiMo7-6鋼，采用電弧爐冶煉(EAF)+鋼包精煉(LF)+真空脫氣(VOD/VD)的冶煉方式；試驗鋼為自主設計的Nb微合金化鋼，采用電弧爐冶煉(EAF)+鋼包精煉(LF)+電渣重熔(ESR)的冶煉方式。

熱處理工藝如圖1所示，基礎鋼和試驗鋼采用相同的滲碳及熱處理工藝。旋轉彎曲疲勞試驗試樣毛坯經氣體滲碳處理，滲碳溫度設定為920 ℃，在1.2%的碳勢下強滲4 h，以1.0%的碳勢擴滲2 h后在845 ℃下保溫并以0.85%的碳勢繼續(xù)擴滲1 h，滲碳完成后油冷至室溫。然后在160 ℃回火3 h空冷至室溫。

圖1 滲碳及熱處理工藝流程Fig.1 Carburizing and heat treatment process

1.2 試驗方法

1.2.1 旋轉彎曲疲勞試驗

按照GB/T 4337—2008《金屬材料 疲勞試驗旋轉彎曲方法》進行旋轉彎曲疲勞試驗，試樣尺寸如圖2所示，獲得兩組試樣的疲勞極限和S-N曲線。隨后切取疲勞試樣斷口，經無水乙醇清洗后吹干使用FEI Quanta 650場發(fā)射掃描電鏡(SEM)，觀察斷口微觀形貌，分析旋轉彎曲疲勞試樣失效形式，并對觀察到的夾雜物進行EDS分析。隨后對試驗鋼疲勞斷口上夾雜物的成分、大小、距表面距離進行分析。

圖2 旋轉彎曲疲勞試驗用試樣尺寸圖Fig.2 Dimensions of the specimen for rotating bending fatigue test

1.2.2 顯微組織及晶粒度觀察

在滲碳后的旋轉彎曲疲勞試樣上切取金相試樣，經打磨、拋光，用體積分數4%的硝酸酒精溶液腐蝕10～15 s，觀察滲碳層和心部的顯微組織。重新磨拋后，用苦味酸活性試劑進行腐蝕，晶界腐蝕出現后，用光學顯微鏡觀察滲碳層和心部的晶粒形貌，通過測定平均晶粒尺寸進行晶粒度評級。

1.2.3 殘留奧氏體含量測定

采用D8 ADVANCE X射線衍射儀對基礎鋼和試驗鋼滲碳熱處理后滲層組織中殘留奧氏體的含量進行測定，靶材為Co靶，管電流為40 mA，管電壓為35 kV，掃描范圍為30°～120°，掃描速度為0.03°/s。

1.2.4 硬度分布

利用FM300型數字顯微硬度計(載荷砝碼200 g，加載時間10 s)測量旋轉彎曲疲勞試樣(精加工后)表面至心部的顯微硬度，每隔100 μm打點測量，據此繪制基礎鋼和試驗鋼旋轉彎曲疲勞試樣的硬度分布曲線。

1.2.5 非金屬夾雜物表征

在旋轉彎曲疲勞試樣上切取φ12 mm×15 mm試樣，將試樣打磨拋光后，利用FEI Aspex Explore 自動掃描電鏡進行夾雜物原位分析，獲取鋼中夾雜物分布特征。

圖3 基礎鋼(a)和試驗鋼(b)疲勞升降圖Fig.3 Lift and down curves of fatigue of the base steel(a) and tested steel(b)

2 試驗結果

2.1 疲勞升降圖與S-N曲線

基礎鋼和試驗鋼的旋轉彎曲疲勞升降圖如圖3所示，疲勞極限循環(huán)次數均為107?；A鋼和試驗鋼的應力分散度均為4級，應力分散度比較大，主要原因是旋轉彎曲試樣毛坯經滲碳淬火后發(fā)生畸變，后續(xù)矯直和精加工導致疲勞試樣表面滲碳層層深分布不均勻，表面組織沿徑向差異較大，導致加載應力出現波動[13-14]。根據試驗數據繪制升降圖進而計算出基礎鋼和試驗鋼的疲勞極限，得出基礎鋼疲勞極限為1070 MPa，試驗鋼疲勞極限為1160 MPa，較基礎鋼提升90 MPa。因此在相同疲勞壽命下，試驗鋼可以在更高載荷下安全運行。

圖4為基礎鋼和試驗鋼的旋轉彎曲疲勞S-N曲線。S-N曲線可以反映一定循環(huán)特征下標準試件的疲勞強度與疲勞壽命之間關系[15]。從圖4可以看出，隨著應力幅的降低，兩種試驗鋼的疲勞壽命均呈現逐漸增加趨勢；同一應力幅值下，試驗鋼的疲勞壽命顯著高于基礎鋼。因此，綜合疲勞強度和疲勞壽命2個方面，試驗鋼具有更好的疲勞性能。

圖4 基礎鋼和試驗鋼旋轉彎曲疲勞S-N曲線Fig.4 Rotational bending fatigue S-N curves of the base steel and tested steel

2.2 顯微組織及硬度分布

圖5為基礎鋼和試驗鋼的顯微組織。由圖5可以看出，基礎鋼和試驗鋼心部組織均為板條馬氏體，但試驗鋼組織中的馬氏體板條束比基礎鋼的更細小且分布更均勻。圖6是兩種材料掃描電鏡下的顯微組織，結果顯示基礎鋼滲層組織為細小的針狀馬氏體和殘留奧氏體，試驗鋼滲層組織中除針狀馬氏體、殘留奧氏體以外還有碳化物的存在。淬火后的馬氏體板條束尺寸與原奧氏體晶粒尺寸有關，即晶粒尺寸越大，板條馬氏體束尺寸越大。

圖5 基礎鋼(a,b)和試驗鋼(c,d)的顯微組織(a,c)滲層;(b,d)心部Fig.5 Microstructure of the base steel(a,b) and tested steel(c,d)(a,c) carburized layer; (b,d) core

為了量化分析基礎鋼和試驗鋼的晶粒尺寸，對兩種材料的邊部及心部的晶粒度進行表征，結果如圖7和表2所示?？梢钥闯龌A鋼和試驗鋼的滲層晶粒度與心部晶粒度沒有明顯差異，說明試樣組織分布較為均勻。且試驗鋼晶粒明顯比基礎鋼細小，原因是試驗鋼中彌散析出的微合金碳氮化物可以釘扎晶界，有效阻礙原奧氏體晶粒的長大，進而細化晶粒組織。這與顯微組織觀察結果一致。

已有研究指出，影響齒輪鋼疲勞性能的因素除滲

圖6 基礎鋼(a)和試驗鋼(b)滲層SEM圖Fig.6 SEM images of carburized layer of the base steel(a) and tested steel(b)

表2 基礎鋼和試驗鋼滲層及心部奧氏體晶粒尺寸

圖7 基礎鋼(a,b)和試驗鋼(c,d)滲層及心部的晶粒形貌(a,c)滲層;(b,d)心部Fig.7 Austenite grain morphologies of carburized layer and core of the base steel(a,b) and tested steel(c,d)(a,c) carburized layer; (b,d) core

碳層晶粒尺寸和材料潔凈度外還有殘留奧氏體含量、表面硬度、滲碳層深等[16-17]。因此研究滲碳層晶粒尺寸和冶煉工藝對齒輪鋼疲勞性能的影響需排除其它因素干擾。

滲層組織中殘留奧氏體的形成主要是受碳含量的影響，奧氏體中碳含量越高，淬火時獲得的殘留奧氏體就越多。吳化等[18]對滲碳20Mn2SiVB鋼疲勞裂紋擴展行為進行研究，發(fā)現殘留奧氏體薄膜可提高材料斷裂韌性進而提高疲勞性能。采用X射線衍射法測得基礎鋼和試驗鋼滲碳層中殘留奧氏體含量分別為31%和35%(體積分數)，表明經過相同的滲碳和熱處理工藝，試驗鋼中的表層殘留奧氏體含量較基礎鋼略高，有利于獲得更好的疲勞性能。

圖8 基礎鋼和試驗鋼的硬度分布Fig.8 Microhardness distribution of the base steel and tested steel

圖8為基礎鋼和試驗鋼顯微硬度分布曲線，可以看出顯微硬度自表層至心部呈現逐漸降低趨勢。顯微硬度結果顯示，基礎鋼的近表層硬度為813 HV0.2，心部硬度為426 HV0.2；試驗鋼的近表層硬度為755 HV0.2，心部硬度為440 HV0.2。試驗結果顯示，試驗鋼滲層殘留奧氏體含量略高于基礎鋼，因此試驗鋼表面附近硬度略低于基礎鋼；而試驗鋼心部馬氏體組織比基礎鋼更致密均勻，因此試驗鋼心部硬度高于基礎鋼。根據GB/T 9450—2005《鋼件滲碳淬火硬化層深度的測定和校核》規(guī)定，從試樣表面到硬度值為550 HV處的這段距離為有效滲碳層的深度，本文測得基礎鋼和試驗鋼有效滲碳層深度均為1.0 mm左右，可見基礎鋼和試驗鋼的有效滲碳層深度沒有明顯差異，因此不是導致基礎鋼和試驗鋼疲勞性能差異的原因。

3 分析與討論

3.1 晶粒尺寸對疲勞性能的影響

Matlock等[9]研究發(fā)現滲碳層晶粒尺寸是影響疲勞性能的重要影響因素，且滲碳層晶粒與彎曲疲勞極限符合Hall-Petch關系。王彥斌等[19]采用旋轉彎曲疲勞試驗方法確定了Cr-Mo系滲碳鋼疲勞極限與滲碳層晶粒尺寸的定量關系式，如式(1)所示。

(1)

式中：σs為疲勞極限，MPa；d為滲碳層晶粒尺寸，μm。

根據表2試驗結果計算可知，基礎鋼的疲勞極限為996 MPa，試驗鋼的疲勞極限為1094 MPa；而旋轉彎曲疲勞試驗結果顯示，基礎鋼的疲勞極限為1070 MPa，試驗鋼的疲勞極限為1160 MPa。除了晶粒細化，影響疲勞性能還有其他因素。

3.2 非金屬夾雜物對疲勞性能的影響

3.2.1 疲勞斷口夾雜物統(tǒng)計

疲勞裂紋起裂源主要存在3種類型：內部夾雜物起裂(見圖9(a))、表面夾雜物起裂(見圖9(b))以及基體起裂(見圖9(c))。通常認為當夾雜物中心距離表面的垂直距離超過0.1 mm時，為內部夾雜物引起的起裂；當夾雜物中心距離表面的垂直距離在0.1 mm以內時，為表面或者近表面夾雜物引起的起裂。據此分析統(tǒng)計結果可得，基礎鋼以夾雜物起裂為主，占全部起裂試樣的55.6%；試驗鋼主要以基體起裂為主，占全部起裂試樣的70%以上。利用SEM和EDS對旋轉彎曲疲勞斷口處夾雜物進行統(tǒng)計，結果如表3所示。EDS分析顯示旋轉彎曲疲勞試樣斷口處的夾雜物主要為含Al、Ca的氧化物夾雜、硫化物夾雜或者復合夾雜物。

圖9 基礎鋼中典型起裂方式的斷口形貌(a)內部夾雜物起裂；(b) 表面夾雜物起裂；(c) 基體起裂Fig.9 Fracture morphologies of typical initiation mode of the base steel (a) internal inclusion cracking; (b) surface inclusion cracking; (c) matrix cracking

表3 基礎鋼和試驗鋼旋轉彎曲疲勞試樣起裂方式統(tǒng)計結果

3.2.2 ASPEX夾雜物統(tǒng)計

為進一步分析基礎鋼和試驗鋼中非金屬夾雜物水平差異，采用夾雜物原位快速自動分析儀(ASPEX)進行夾雜物定性定量統(tǒng)計分析，基礎鋼和試驗鋼檢測面積均為51.2 mm2，對掃描區(qū)域內大于1 μm的夾雜物進行統(tǒng)計，結果如表4所示。根據表4可知，基礎鋼單位面積夾雜物數量為24.6 個/mm2，而試驗鋼單位面積夾雜物數量僅為10.6 個/mm2，較基礎鋼大幅降低?；A鋼夾雜物平均尺寸為3.0 μm，試驗鋼夾雜物平均

尺寸為3.4 μm，夾雜物平均尺寸相差不大。基礎鋼和試驗鋼夾雜物均主要分布在4 μm以下的范圍內，大尺寸夾雜物數量都很少，但基礎鋼分布在4～7 μm之間的夾雜物數量更多。

圖10 鋼中夾雜物類型分布(a)基礎鋼;(b)試驗鋼Fig.10 Distribution of inclusion types in the steel(a) base steel; (b) tested steel

圖10為兩組試驗鋼中夾雜物類型統(tǒng)計結果。由圖10可見，基礎鋼中主要夾雜物類型為Al2O3-MgO，通常氧化物夾雜尺寸較大且為脆性夾雜，對疲勞性能危害更大；試驗鋼主要夾雜物類型為MnS、CaS-MnS以及CaS-Al2O3-MnS，試驗鋼較基礎鋼相比，氧化物夾雜大幅減少，其中復合夾雜物由于塑性相MnS包裹在外，危害較小[20-21]。

利用夾雜物在坐標軸上的位置繪制基礎鋼和試驗鋼中夾雜物的二維分布圖，如圖11所示。從圖11可以直接看出，試驗鋼夾雜物數量明顯較少且分布更為稀疏。

圖11 鋼中夾雜物分布(a)基礎鋼;(b)試驗鋼Fig.11 Distribution of inclusions in the steel(a) base steel; (b) tested steel

4 結論

1) 旋轉彎曲疲勞試驗結果顯示，Nb微合金化試驗鋼疲勞極限為1160 MPa，相比基礎鋼提高90 MPa，在相同疲勞壽命下，試驗鋼可以在更高載荷下安全運行；而在同一應力幅值下，試驗鋼的疲勞壽命較基礎鋼顯著提高。因此，綜合疲勞強度和疲勞壽命兩個方面，試驗鋼疲勞性能更優(yōu)。

2) 顯微組織分析結果顯示，Nb微合金化試驗鋼晶粒大小均勻且明顯比基礎鋼細小。從晶粒細化角度考慮，通過Hall-Petch公式計算得試驗鋼的疲勞極限為1094 MPa。而旋轉彎曲疲勞試驗結果顯示，試驗鋼的疲勞極限為1160 MPa，因此，試驗鋼與基礎鋼相比，疲勞極限的提高除晶粒細化外還有其它因素的影響。

3) 疲勞斷口觀察發(fā)現，基礎鋼以夾雜物起裂為主，試驗鋼主要以基體起裂為主；并且基礎鋼的夾雜物數量更多，夾雜物尺寸分布的區(qū)間更大；ASPEX分析結果顯示，試驗鋼單位面積上夾雜物數量比基礎鋼少；且氧化物夾雜較基礎鋼大幅度減少。綜上所述，試驗鋼疲勞性能的提升是晶粒細化和非金屬夾雜物水平下降綜合作用的結果。