宋少威，董明振，尉文超，閆永明，王毛球，周 蕓

(1. 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，云南 昆明 650093；2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院，北京 100081； 3. 湘潭大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 湘潭 411201)

齒輪作為傳動(dòng)部件，通常對(duì)其表面進(jìn)行滲碳處理，使表面具有高的硬度，從而能夠承受足夠大的沖擊載荷以及接觸應(yīng)力[1-3]。目前齒輪滲碳溫度主要在900～930 ℃，滲碳時(shí)間較長。提高滲碳溫度，被認(rèn)為是提高滲碳效率最有效的方法[4]。然而，過高的溫度會(huì)使得奧氏體晶粒過度長大，導(dǎo)致齒輪的性能下降。

17Cr2Ni2MoVNb鋼是在18CrNiMo7-6鋼的基礎(chǔ)上，通過Nb微合金化，使得鋼中形成NbC細(xì)小的析出相來釘扎晶界，抑制晶粒長大，從而在高溫下也可獲得細(xì)小的晶粒組織[5-6]。但是，隨著溫度的提高，析出相會(huì)發(fā)生回溶，同時(shí)發(fā)生粗化，釘扎效果降低。因此有必要研究NbC析出相的粗化與回溶對(duì)鋼晶粒長大的影響。目前，關(guān)于17Cr2Ni2MoVNb鋼的研究主要集中于滲碳后的疲勞性能[7-8]，針對(duì)析出相在高溫下粗化對(duì)晶粒長大影響的相關(guān)研究較少。因此，本研究通過鋼中NbC析出相的析出粗化與Zener晶粒長大模型來分析NbC析出相在高溫下粗化對(duì)晶粒長大的影響。

1 模型與試驗(yàn)過程

利用熱力學(xué)軟件Thermo-Calc[9]的TCFE9 steel/Fe-alloys數(shù)據(jù)庫計(jì)算析出相的體積分?jǐn)?shù)，該計(jì)算考慮了試驗(yàn)鋼的所有成分，17Cr2Ni2MoVNb鋼具體成分如表1所示，計(jì)算結(jié)果如圖1所示。從圖1可以看出，當(dāng)溫度高于800 ℃時(shí)，析出相只有NbC，因此在滲碳時(shí)，起釘扎作用的碳化物只有NbC析出相。

表1 17Cr2Ni2MoVNb鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 Thermo-Calc計(jì)算所得17Cr2Ni2MoVNb鋼中析出相的體積分?jǐn)?shù)Fig.1 Volume fraction of precipitated phase in the 17Cr2Ni2MoVNb steel calculated by using Thermo-Calc software

1.1 奧氏體晶粒長大模型

含Nb微合金鋼的晶粒長大模型通常使用齊納型模型，該模型考慮了晶粒生長的驅(qū)動(dòng)力Pd和沉淀物釘扎力Pz之間的競爭。在析出物釘扎的影響下，晶粒直徑D的生長速率可以表示為[10]：

(1)

式中：M0為指數(shù)前因子，只與材料本身有關(guān)；R為氣體常數(shù)，為8.314 J/(mol·K)；T為溫度，K；Qg為晶界遷移的活化能，其數(shù)值大小與鋼的成分有關(guān)，17Cr2Ni2MoVNb鋼的Qg=392.00 kJ/mol[11]。

晶粒生長驅(qū)動(dòng)力Pd的計(jì)算公式[10]如式(2)所示：

(2)

式中：D為晶粒平均尺寸；α為幾何常數(shù)，α=4[12]；γ為晶界能，其值與鋼中碳含量有關(guān)，為0.68 J/m2[13]。

析出相釘扎力Pz計(jì)算公式[10]如式(3)所示：

(3)

式中：β為無量綱常數(shù)，β=12[14]；f為析出相體積分?jǐn)?shù)；為析出相的平均半徑。

由于析出相體積分?jǐn)?shù)的影響因素較多，因此為簡化計(jì)算，通常以平衡態(tài)的析出相體積分?jǐn)?shù)作為鋼中的析出相體積分?jǐn)?shù)。而析出相的回溶與Nb、C元素在奧氏體中的固溶度有關(guān)，固溶度公式如式(4)[10]所示：

lg[Nb][C]=2.96-7510/T

(4)

式中：[Nb]與[C]為Nb、C元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。利用固溶度積公式可以求出，當(dāng)溫度為T時(shí)，Nb、C元素固溶于奧氏體的量，進(jìn)而可以計(jì)算出溫度為T時(shí)，平衡析出的NbC相在鋼中所占的體積分?jǐn)?shù)，析出相體積分?jǐn)?shù)計(jì)算如圖2所示。

圖2 固溶度積公式計(jì)算所得17Cr2Ni2MoVNb鋼中析出相的體積分?jǐn)?shù)Fig.2 Volume fraction of precipitated phase in the 17Cr2Ni2MoVNb steel calculated by solid solubility product

1.2 析出相粗化模型

由式(3)可知，NbC析出相的釘扎效果與析出相的尺寸以及含量有關(guān)。而析出相在高溫下，會(huì)出現(xiàn)回溶以及粗化現(xiàn)象，因此需構(gòu)建析出相的粗化模型，從而進(jìn)一步完善奧氏體晶粒長大模型。

析出相等溫粗化的動(dòng)力學(xué)公式如式(5)所示[15]：

(5)

式中：r為析出相的尺寸；r0為析出相原始尺寸；Vm為析出相摩爾體積，Vm=1.345×10-5m3/mol[16]；Dm為固溶原子的擴(kuò)散系數(shù)；t為保溫時(shí)間，s；T為等溫溫度，K；Cm為基體中的溶質(zhì)濃度。

鋼中C原子主要位于間隙位置，因此C原子的擴(kuò)散速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于Nb原子的擴(kuò)散速度，所以NbC析出相的回溶與粗化速度由Nb原子的擴(kuò)散速度決定。Nb原子在奧氏體中的擴(kuò)散速率公式如式(6)所示[17]：

(6)

基體中的溶質(zhì)濃度Cm也等于Nb元素在奧氏體中的濃度，其變化量通過固溶度積公式進(jìn)行計(jì)算，其濃度分布曲線如圖3所示。

圖3 固溶度積公式計(jì)算所得17Cr2Ni2MoVNb鋼的奧氏體中Nb濃度Fig.3 Concentration of Nb in γ-Fe of the 17Cr2Ni2MoVNb steel calculated by solid solubility product

1.3 試驗(yàn)過程

為驗(yàn)證模型，本試驗(yàn)設(shè)置了850、900、950、1000、1050、1100、1150、1200 ℃共8個(gè)溫度。在設(shè)定溫度下保溫3 h后油冷至室溫，用過飽和苦味酸侵蝕出晶界后統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸。

為進(jìn)一步分析析出相的尺寸、形狀及分布情況，本試驗(yàn)采用碳膜萃取復(fù)型的方式來觀察析出相。金相試樣經(jīng)機(jī)械研磨拋光后用4%硝酸酒精溶液腐蝕后，在其表面鍍20～30 nm的碳膜，隨后用4%硝酸酒精溶液提取碳膜，用銅網(wǎng)撈出。用型號(hào)為TalorsF200X的透射電鏡對(duì)碳膜萃取的析出相進(jìn)行形貌分析，并用能譜儀(EDS)進(jìn)行元素分析。

2 模型結(jié)果與試驗(yàn)驗(yàn)證

2.1 析出相粗化

圖4為17Cr2Ni2MoVNb鋼的碳膜萃取復(fù)型結(jié)果。

圖4 不同溫度下17Cr2Ni2MoVNb鋼中析出相形貌及EDS分析(a)初始態(tài)；(b)900 ℃；(c)1000 ℃；(d)1100 ℃Fig.4 Morphologies and EDS analysis of precipitated phase in the 17Cr2Ni2MoVNb steel at different temperatures(a) initial state； (b) 900 ℃； (c) 1000 ℃； (d) 1100 ℃

可以看出，基體中分布著大量納米級(jí)圓形析出相，對(duì)其進(jìn)行EDS分析，可知其為NbC析出相。該結(jié)果與Thermo-Calc計(jì)算結(jié)果相符合。統(tǒng)計(jì)使用碳膜萃取的NbC析出相的平均尺寸，初始NbC析出相的平均尺寸為11.17 nm，見圖5(a)。利用公式(5)、(6)計(jì)算所得結(jié)果，如圖5(b)所示。從圖5(b)可知，使用公式預(yù)測的析出相平均尺寸同測量結(jié)果有較好的匹配性。但是隨著溫度的升高，數(shù)據(jù)的離散度也隨之增加，這是由于隨著溫度的升高，NbC析出相的臨界回溶尺寸也隨之增加，而原始的較大尺寸的析出相分布本就較為分散，生長速率不同，進(jìn)而導(dǎo)致析出相的尺寸分布不均勻。

圖5 17Cr2Ni2MoVNb鋼中析出相的平均尺寸(a)初始態(tài)；(b)熱處理態(tài)Fig.5 Average diameter of precipitated phase in the 17Cr2Ni2MoVNb steel(a) initial state； (b) as-heat treated

2.2 奧氏體長大

奧氏體長大的驅(qū)動(dòng)力為晶粒界面能的減少，奧氏體晶粒尺寸越小，奧氏體長大的驅(qū)動(dòng)力越大。而析出相的析出釘扎會(huì)阻礙晶粒的長大，析出相的尺寸越小，體積分?jǐn)?shù)越大，析出相的釘扎力越大。圖6為不同溫度等溫3 h后，NbC析出相釘扎力的變化。由圖6可知，隨著溫度的升高，析出相的釘扎力下降趨勢為先快后慢。

由式(1)可知，當(dāng)驅(qū)動(dòng)力Pd小于析出相釘扎力Pz時(shí)，奧氏體長大的速率為0；而隨著溫度的升高，析出相的釘扎力減小，當(dāng)驅(qū)動(dòng)力Pd大于析出相釘扎力Pz時(shí)，奧氏體晶粒開始長大，但是，隨著奧氏體晶粒的長大，驅(qū)動(dòng)力Pd減小，奧氏體長大速率變小，直至驅(qū)動(dòng)力Pd等于析出相釘扎力Pz時(shí)，奧氏體晶粒停止生長，即存在一個(gè)奧氏體的臨界尺寸Dlim，計(jì)算結(jié)果如圖7中曲線所示。從圖7可以看出，隨著溫度的升高，奧氏體臨界晶粒尺寸呈指數(shù)式增長，表明溫度越高，奧氏體的晶粒尺寸增長速度越快。

圖6 不同溫度等溫3 h后17Cr2Ni2MoVNb鋼中NbC析出相的釘扎力Fig.6 Pinning force induced by NbC in the 17Cr2Ni2MoVNb steel isothermal heat treated at different temperatures for 3 h

圖7 不同溫度等溫3 h后17Cr2Ni2MoVNb鋼中奧氏體的臨界晶粒尺寸與實(shí)際晶粒尺寸Fig.7 Limiting grain size and actual grain size of austenite in the 17Cr2Ni2MoVNb steel isothermal heat treated at different temperatures for 3 h

2.3 試驗(yàn)驗(yàn)證

圖8為不同溫度等溫3 h后17Cr2Ni2MoVNb鋼的奧氏體晶粒度。利用截線法計(jì)算平均晶粒尺寸，結(jié)果如圖7中點(diǎn)所示。當(dāng)溫度小于1000 ℃時(shí)，奧氏體晶粒的平均尺寸增長速度較小，對(duì)比圖7中使用公式計(jì)算得到的奧氏體臨界晶粒尺寸，可見此時(shí)奧氏體晶粒尺寸與計(jì)算的奧氏體晶粒尺寸相近，表明NbC析出相的釘扎力對(duì)晶粒長大阻礙較大，從而起到細(xì)化晶粒的作用。

當(dāng)?shù)葴販囟冗_(dá)到1000 ℃時(shí)，從圖8(e)可以看到，在細(xì)小晶粒附近存在異常長大的晶粒。根據(jù)公式計(jì)算得到NbC的體積分?jǐn)?shù)從800 ℃的0.0035%降低到0.0030%，析出相的平均尺寸從800 ℃的11 nm左右增加到31 nm，析出相尺寸增加了182%。而當(dāng)析出相體積分?jǐn)?shù)不變時(shí)，析出相的粗化必然導(dǎo)致析出相密度的降低。析出相尺寸增加182%時(shí)，NbC析出相為球形析出相，其體積變?yōu)樵瓉淼?2倍多，則析出相密度變?yōu)樵瓉淼?.5%左右，同時(shí)在實(shí)際鋼中，NbC的分布不可能是均勻彌散的，因此，當(dāng)?shù)葴販囟葹?000 ℃時(shí)，部分晶粒晶界上的NbC析出相會(huì)發(fā)生回溶，導(dǎo)致釘扎力減弱，使得部分晶粒異常長大。隨著等溫溫度的進(jìn)一步升高，析出相粗化速率變快，體積分?jǐn)?shù)降低，NbC釘扎力進(jìn)一步弱化，此時(shí)析出相對(duì)奧氏體晶粒長大的抑制作用已經(jīng)很弱，對(duì)比奧氏體的臨界晶粒尺寸與實(shí)際晶粒尺寸，實(shí)際晶粒尺寸已經(jīng)小于奧氏體的臨界晶粒尺寸，可見此時(shí)析出相的釘扎力已經(jīng)不足以抑制奧氏體晶粒的長大。

圖8 不同溫度等溫3 h后17Cr2Ni2MoVNb鋼中奧氏體晶粒度(a)初始態(tài)；(b)850 ℃；(c)900 ℃；(d)950 ℃；(e)1000 ℃；(f)1050 ℃；(g)1100 ℃；(h)1150 ℃；(i)1200 ℃Fig.8 Grain size of austenite in the 17Cr2Ni2MoVNb steel isothermal heat treated at different temperature for 3 h(a) initial state； (b) 850 ℃； (c) 900 ℃； (d) 950 ℃； (e) 1000 ℃； (f) 1050 ℃； (g) 1100 ℃； (h) 1150 ℃； (i) 1200 ℃

3 結(jié)論

1) 對(duì)不同溫度等溫3 h后試驗(yàn)鋼進(jìn)行析出相模型計(jì)算和碳膜萃取復(fù)型統(tǒng)計(jì)析出相的尺寸和大小可知，當(dāng)?shù)葴販囟葟?00 ℃升至900 ℃時(shí)，析出相的平均尺寸幾乎沒有變化；當(dāng)?shù)葴販囟葟?00 ℃升高到1000 ℃時(shí)，析出相的平均尺寸從13.16 nm增加到33.96 nm，增加了152%左右；當(dāng)?shù)葴販囟葟?000 ℃升高到1100 ℃時(shí)，析出相的平均尺寸從33.96 nm增加到90.09 nm，增加了165%左右?？梢姡S著等溫溫度的升高，NbC析出相的粗化與回溶速率加快。

2) 對(duì)不同溫度等溫3 h后試驗(yàn)鋼進(jìn)行NbC析出相釘扎力的測量和奧氏體極限晶粒尺寸的計(jì)算可知，當(dāng)?shù)葴販囟壬叩?00 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼奧氏體臨界晶粒尺寸為14.69 μm；等溫溫度升高到1000 ℃時(shí)，奧氏體臨界晶粒尺寸增長到41.76 μm；而當(dāng)?shù)葴販囟壬叩?100 ℃時(shí)，奧氏體臨界晶粒尺寸增長到167.71 μm，相比1000 ℃時(shí)增長了301%。由于NbC析出相的粗化與回溶，使得奧氏體的臨界晶粒尺寸增長速度越來越快。

3) 對(duì)不同溫度等溫3 h熱處理后試驗(yàn)鋼進(jìn)行奧氏體實(shí)際晶粒尺寸測量可知，當(dāng)?shù)葴販囟确謩e為800、900、1000、1100、1200 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼奧氏體實(shí)際晶粒尺寸為15.37、20.38、35.75、79.51、269.26 μm。當(dāng)?shù)葴販囟鹊陀?000 ℃時(shí)，NbC析出相對(duì)奧氏體晶粒的長大可以起到有效的抑制。隨著等溫溫度的升高，NbC析出相對(duì)奧氏體長大的抑制作用越來越弱。