戴建科，韓 順，厲 勇，劉 雨，雷斯敏，王春旭

(鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院，北京 100081)

現(xiàn)代航空工業(yè)一直與“高質(zhì)量”、“高科技”、“高端制造”緊密相連，是大國(guó)綜合國(guó)力和工業(yè)水平的集中體現(xiàn)。在航空工業(yè)中，齒輪作為一種用來傳遞轉(zhuǎn)矩和角運(yùn)動(dòng)的機(jī)械構(gòu)件，是航空傳動(dòng)系統(tǒng)最重要的結(jié)構(gòu)件之一，齒輪材料的性能直接關(guān)系著航空傳動(dòng)系統(tǒng)的質(zhì)量、使用壽命及可靠性、動(dòng)力傳輸效率、運(yùn)載能力等核心指標(biāo)。隨著航空業(yè)的發(fā)展，航空發(fā)動(dòng)機(jī)的性能不斷提高，傳動(dòng)系統(tǒng)逐漸向著高功率密度方向發(fā)展，要求齒輪在高載荷、高溫、高速的工作環(huán)境中長(zhǎng)時(shí)間穩(wěn)定服役，這對(duì)齒輪材料的綜合性能提出了更高的要求[1]。

航空齒輪鋼經(jīng)過多年的發(fā)展，在工作溫度、表面硬度、耐磨性等方面已經(jīng)有了大幅度提升。第三代航空齒輪的代表鋼種有C61、C64、CSS-42L、C69等，具有優(yōu)異的強(qiáng)韌性、耐高溫、耐腐蝕，經(jīng)表面硬化后的硬度高，接觸疲勞性能優(yōu)異，能夠應(yīng)對(duì)航空齒輪日益復(fù)雜的工作環(huán)境。目前國(guó)內(nèi)許多學(xué)者已經(jīng)開展了第三代航空齒輪鋼的研究。周敏等[2-3]對(duì)C61齒輪鋼的熱變形行為及強(qiáng)韌化機(jī)理進(jìn)行了深入研究，發(fā)現(xiàn)C61鋼回火后能夠析出納米級(jí)M2C碳化物，對(duì)鋼的強(qiáng)韌性有很大提升。梁曉東等[4]對(duì)C64齒輪鋼在不同熱處理制度下組織性能的變化進(jìn)行了詳細(xì)研究，明確了C64鋼的最佳熱處理工藝。CSS-42L齒輪鋼近年來也受到許多學(xué)者的關(guān)注，對(duì)其組織性能變化規(guī)律等研究也取得了許多進(jìn)展[5]。

C69鋼是美國(guó)某公司開發(fā)的新一代航空齒輪鋼，在滲碳后具有優(yōu)異的表面硬度和接觸疲勞性能[6-7]。但現(xiàn)有研究表明C69鋼的韌性較差，公開數(shù)據(jù)顯示其斷裂韌度約為40 MPa·m1/2，與其他航空齒輪鋼有很大差距[8-9]。此外，C69鋼中添加了高達(dá)28%的Co元素，增加了使用成本。這些因素都使得C69鋼難以在實(shí)際生產(chǎn)中得到大規(guī)模應(yīng)用。針對(duì)C69齒輪鋼存在的問題，本文對(duì)C69齒輪鋼進(jìn)行了成分調(diào)整，獲得了一種新型齒輪鋼，其韌性相比C69鋼有了很大改善。本文以該新型齒輪鋼為研究對(duì)象，重點(diǎn)對(duì)其組織及性能在不同淬火溫度下的演變規(guī)律進(jìn)行研究，為該合金在我國(guó)高功率傳動(dòng)系統(tǒng)中的應(yīng)用提供一定的數(shù)據(jù)支持。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)鋼采用雙真空工藝(VIM+VAR)熔煉，熔煉后開坯鍛造為φ120 mm棒材，其主要化學(xué)成分見表1，除Co含量降至12%外，其余成分均與C69鋼一致。從棒材上切取金相、拉伸和斷裂韌性試樣，分別在850、900、950、1000、1050 ℃保溫1 h后油冷至室溫，取金相試樣進(jìn)行顯微組織觀察，其余試樣放入液氮中進(jìn)行-196 ℃ 深冷處理1 h，在空氣中回升至室溫后，在468 ℃回火4 h后空冷。

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

熱處理后將試樣加工為直徑d=5 mm的拉伸試樣和尺寸為10 mm×20 mm×100 mm的斷裂韌度試樣，進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。拉伸試驗(yàn)參照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分: 室溫試驗(yàn)方法》在LOS-600型力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；斷裂韌度試驗(yàn)參照GB/T 4161—2007《金屬材料 平面應(yīng)變斷裂韌度KIC試驗(yàn)方法》在MTS810液壓試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；硬度試驗(yàn)參照GB/T 230.1—2018《金屬材料 洛氏硬度試驗(yàn) 第1部分：試驗(yàn)方法》在TH300數(shù)顯洛氏硬度機(jī)上進(jìn)行，結(jié)果為3個(gè)測(cè)試點(diǎn)的平均值。

金相試樣經(jīng)過研磨拋光后使用氯化銅鹽酸酒精溶液腐蝕約30 s，在Leica MEF4M光學(xué)顯微鏡和FEI Quanta 650掃描電鏡下進(jìn)行微觀組織觀察，采用FEI Tecnai G2 F20透射電鏡(TEM)及配有Lynxeye XE探測(cè)器的D8ADVANCE X射線衍射儀(XRD)對(duì)金相試樣中的物相進(jìn)行分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 淬火溫度對(duì)力學(xué)性能的影響

試驗(yàn)鋼經(jīng)850～1050 ℃淬火+深冷+回火后的力學(xué)性能如圖1所示。由圖1(a)可以看出，隨淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度均先升高后降低，在900 ℃時(shí)同時(shí)達(dá)到峰值，此時(shí)抗拉強(qiáng)度為1483 MPa。試驗(yàn)鋼的斷后伸長(zhǎng)率、斷面收縮率與強(qiáng)度變化趨勢(shì)相同，但在850～1050 ℃淬火溫度區(qū)間內(nèi)變化較小，如圖1(b)所示。從斷裂韌度隨淬火溫度的變化曲線上可以看出，隨著淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的斷裂韌度先升高后降低的趨勢(shì)更為明顯，淬火溫度為850 ℃時(shí)，斷裂韌度為37.3 MPa·m1/2，1000 ℃時(shí)，斷裂韌度升高至62.4 MPa·m1/2，達(dá)到峰值，隨著淬火溫度的繼續(xù)升高，斷裂韌度迅速降低。此外，從圖1中還可以看出，淬火溫度超過1000 ℃后，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度趨于穩(wěn)定，但塑性和韌性下降較為顯著。

圖1 不同溫度淬火+深冷+回火后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能(a)強(qiáng)度和硬度；(b)塑性和斷裂韌度Fig.1 Mechanical properties of the tested steel after quenching at different temperatures, cryogenic treatment and tempering(a) strength and hardness; (b) plasticity and fracture toughness

2.2 不同淬火溫度下拉伸斷口形貌分析

圖2為試驗(yàn)鋼經(jīng)850～1050 ℃淬火后+深冷+回火后的拉伸斷口SEM形貌。從圖2可以看出，試驗(yàn)鋼的斷裂方式均為韌性斷裂，斷口形貌中存在大量韌窩。淬火溫度為850～900 ℃時(shí)，斷口中密集分布著大量小韌窩，韌窩中能夠觀察到第二相粒子的存在，如圖2(a, b)所示。隨著淬火溫度的升高，斷口中的韌窩尺寸也逐漸增大，950 ℃淬火時(shí)，斷口中開始出現(xiàn)大尺寸韌窩，大尺寸韌窩附近還存在許多小韌窩，韌窩中幾乎觀察不到未溶第二相粒子。當(dāng)淬火溫度為1000 ℃時(shí)，斷口形貌變化更加明顯，斷口中出現(xiàn)大量大尺寸韌窩，同時(shí)部分位置有向準(zhǔn)解理形貌轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)。當(dāng)淬火溫度為1050 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼的斷口形貌中開始出現(xiàn)準(zhǔn)解理形貌特征，小尺寸韌窩幾乎消失，斷口整體形貌為大尺寸韌窩+準(zhǔn)解理形貌，此時(shí)試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度、塑性和韌性均較差。

圖2 不同溫度淬火+深冷+回火后試驗(yàn)鋼的拉伸斷口形貌Fig.2 Tensile fracture morphologies of the tested steel after quenching at different temperatures, cryogenic treatment and tempering(a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1000 ℃; (e) 1050 ℃

2.3 淬火溫度對(duì)顯微組織的影響

淬火溫度對(duì)試驗(yàn)鋼的最終組織影響較大，圖3為試驗(yàn)鋼不同溫度淬火后的顯微組織?？梢钥闯?，試驗(yàn)鋼不同溫度淬火后的顯微組織均為板條馬氏體，但原始奧氏體晶粒尺寸隨淬火溫度的升高而逐漸增大。1000 ℃和1050 ℃淬火后組織粗化較為嚴(yán)重。

圖3 不同淬火溫度下試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.3 Microstructure of the tested steel after quenching at different temperatures(a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1000 ℃; (e) 1050 ℃

圖4為試驗(yàn)鋼不同溫度淬火后的平均晶粒尺寸，可見試驗(yàn)鋼在850～950 ℃淬火時(shí)，晶粒比較細(xì)小，850 ℃淬火后平均晶粒尺寸為23.63 μm，950 ℃淬火后為29.72 μm，僅增加6.09 μm。而淬火溫度升高至1000 ℃時(shí)，平均晶粒尺寸增加至39.27 μm，奧氏體晶粒出現(xiàn)小幅度粗化。淬火溫度高于1000 ℃以后，試驗(yàn)鋼的平均晶粒尺寸迅速增加，1050 ℃淬火后，試驗(yàn)鋼的平均晶粒尺寸達(dá)83.92 μm，晶粒粗化十分明顯。

圖4 不同淬火溫度下試驗(yàn)鋼的平均晶粒尺寸Fig.4 Average grain size of the tested steel after quenching at different temperatures

圖5為試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度淬火后的SEM組織。可以看出，淬火溫度為850 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中存在大量未溶第二相，晶界和馬氏體板條間都有大量未溶相分布。隨著淬火溫度的升高，未溶第二相逐漸溶解，900 ℃淬火后的未溶第二相數(shù)量相比850 ℃淬火時(shí)有明顯減少。淬火溫度950 ℃時(shí)未溶第二相已基本溶解，僅在部分區(qū)域觀察到少量未溶相粒子。淬火溫度升高至1000 ℃和1050 ℃時(shí)均未觀察到未溶相的存在，說明未溶第二相隨著淬火溫度的升高已經(jīng)完全溶解。淬火溫度在850～950 ℃范圍內(nèi)，未溶相的存在能夠?qū)Ы缙鸬结斣饔肹10-11]，可以阻礙晶界移動(dòng)，延緩晶粒長(zhǎng)大。淬火溫度由850 ℃升高至950 ℃，試驗(yàn)鋼晶粒尺寸長(zhǎng)大緩慢，未溶相對(duì)晶粒長(zhǎng)大起到了一定的抑制作用。淬火溫度升高至1000 ℃和1050 ℃時(shí)，第二相完全溶解，失去釘扎作用，晶粒尺寸迅速增加。

2.4 分析與討論

當(dāng)淬火溫度較低時(shí)，SEM觀察發(fā)現(xiàn)試驗(yàn)鋼中存在較多未溶相，對(duì)850 ℃淬火后的未溶相進(jìn)行TEM觀察，結(jié)果如圖6所示?？梢钥闯觯囼?yàn)鋼中的未溶相呈球狀，尺寸在30～200 nm之間。衍射斑點(diǎn)標(biāo)定結(jié)果表明，這種未溶相為面心立方結(jié)構(gòu)的M6C型碳化物[12]，EDS結(jié)果顯示，該未溶相中主要含有Fe和Mo兩種元素，質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為43.32%和41.93%。材料發(fā)生塑性變形時(shí)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至第二相粒子附近會(huì)受到阻礙，因此M6C碳化物的存在能夠提高試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度。但位錯(cuò)在第二相粒子附近塞積后會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力集中，容易引起裂紋的萌生和擴(kuò)展[13-14]，影響試驗(yàn)鋼的韌性。

圖7為試驗(yàn)鋼在不同溫度淬火后的XRD圖譜。可以看出，淬火溫度提高至950 ℃后，M6C碳化物的衍射峰基本消失，表明淬火溫度達(dá)到950 ℃時(shí)，M6C碳化物已經(jīng)基本溶解，與掃描電鏡的觀察結(jié)果基本一致。M6C碳化物溶解后，Mo元素可以固溶進(jìn)基體中對(duì)試驗(yàn)鋼起到強(qiáng)化作用，在回火過程中也有可能會(huì)再次形成其他類型碳化物析出，產(chǎn)生二次硬化現(xiàn)象，提高試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度[15]。

圖5 不同淬火溫度下試驗(yàn)鋼的SEM圖像Fig.5 SEM images of the tested steel after quenching at different temperatures(a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1000 ℃; (e) 1050 ℃

圖6 850 ℃淬火后試驗(yàn)鋼中未溶相的TEM形貌(a, b)及EDS能譜(c)Fig.6 TEM images(a, b) and EDS spectrum(c) of the undissolved second phases in the tested steel after quenching at 850 ℃

材料的強(qiáng)度往往會(huì)受到固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化等多種強(qiáng)化機(jī)制的復(fù)合作用[16]。試驗(yàn)鋼在較低溫度淬火時(shí)，晶粒尚未開始粗化，組織中存在大量富含合金元素的M6C未溶相。M6C未溶相可以起到第二相強(qiáng)化的作用，而隨著淬火溫度的升高，M6C相逐漸發(fā)生溶解，合金元素溶入基體又可以起到固溶強(qiáng)化的作用，同時(shí)也會(huì)提高回火后的二次硬化作用[12，16]，因此M6C未溶相是引起試驗(yàn)鋼強(qiáng)度變化的重要因素之一。隨著M6C碳化物的部分溶解，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度也在多種強(qiáng)化機(jī)制的共同作用下逐漸增加，在900 ℃淬火時(shí)達(dá)到了峰值。隨著M6C的繼續(xù)溶解，其對(duì)試驗(yàn)鋼的強(qiáng)化作用逐漸減弱，因此在900 ℃以上淬火時(shí)，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度開始下降。在1000 ℃淬火后，M6C完全溶解，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度也開始趨于穩(wěn)定。

未溶相的存在非常容易導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展，因此M6C也是引起試驗(yàn)鋼韌性變化的重要原因。在較低溫度淬火時(shí)，大量的M6C使得試驗(yàn)鋼的斷裂韌度受到嚴(yán)重影響，直到950 ℃淬火后，M6C基本溶解，試驗(yàn)鋼的斷裂韌度才開始有明顯升高。試驗(yàn)鋼在1000 ℃淬火時(shí)，M6C完全溶解，斷裂韌度也隨之達(dá)到峰值。在淬火溫度進(jìn)一步升高后，試驗(yàn)鋼的組織開始嚴(yán)重粗化，這是導(dǎo)致斷裂韌度迅速下降的原因之一。

3 結(jié)論

1) 試驗(yàn)鋼在850～1050 ℃淬火+深冷+回火后的強(qiáng)度隨淬火溫度的升高先升高后降低，900 ℃時(shí)強(qiáng)度達(dá)到峰值(1483 MPa)；拉伸斷口形貌也由韌窩形貌逐漸向韌窩+準(zhǔn)解理形貌轉(zhuǎn)變；塑性在淬火溫度達(dá)到950 ℃后略有降低；斷裂韌度則在淬火溫度為1000 ℃達(dá)到峰值(62.4 MPa·m1/2)，之后隨淬火溫度的升高迅速降低。

2) 淬火溫度較低時(shí)，試驗(yàn)鋼中存在富Fe、Mo的球狀M6C碳化物，淬火溫度達(dá)到1000 ℃時(shí)完全溶解；晶粒尺寸隨淬火溫度升高逐漸增大，1000 ℃后晶粒開始迅速長(zhǎng)大。