楊長樹，陳 策，楊 平，賀自強(qiáng)*，李 志，栗付平

(1 中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2 中國人民解放軍陸軍航空兵學(xué)院，北京 101121)

齒輪和軸承是機(jī)械傳動(dòng)系統(tǒng)的關(guān)鍵零部件。隨著傳動(dòng)系統(tǒng)功率密度的不斷提高，對(duì)齒輪和軸承的承載能力和使用壽命的要求不斷提高，從而需要齒輪軸承鋼具有良好的強(qiáng)韌性、表層硬化性、耐熱耐蝕性及抗疲勞性能等[1]。為滿足高功率密度傳動(dòng)系統(tǒng)的發(fā)展需求，國內(nèi)外研發(fā)了多種高性能齒輪軸承鋼。美國Latrobe公司研制了CSS-42L高強(qiáng)度不銹鋼[2-5]，經(jīng)滲碳處理后表層硬度可達(dá)65～68HRC，心部抗拉強(qiáng)度1764 MPa，屈服強(qiáng)度1200 MPa，斷裂韌度113 MPa·m1/2，耐熱和耐腐蝕性能良好，但滲碳性能較差，滲層存在殘余奧氏體軟區(qū)，鋼的滲碳工藝性能有待進(jìn)一步改善。美國QuesTek公司研制了Ferrium C61，C64，C69系列高鈷高合金沉淀硬化型滲碳鋼[6-7]，其中C61鋼滲碳后表層硬度60～62HRC，心部抗拉強(qiáng)度1655 MPa，屈服強(qiáng)度1552 MPa，斷裂韌度143 MPa·m1/2，目前已應(yīng)用于CH-47直升機(jī)的旋翼軸[8]，但C61鋼滲碳層硬度較低，不利于接觸疲勞性能和耐磨性的提高。C69鋼滲碳層硬度可達(dá)65～67HRC，具有較好的接觸疲勞抗力和耐磨性，但心部斷裂韌度較低，約44 MPa·m1/2，難以滿足齒輪的使用要求。為進(jìn)一步提高齒輪和軸承的承載能力和使用壽命，國內(nèi)開展了各種高性能滲碳鋼的研究[9-14]。北京航空材料研究院研制一種新型2000 MPa級(jí)超強(qiáng)耐熱齒輪軸承鋼12Co14Ni6Cr5Mo4WV(簡稱CH2000)[15]，具有優(yōu)越的超高強(qiáng)度和高韌性、良好的表層超硬化性能和耐熱耐腐蝕性。CH2000鋼屬于高合金沉淀硬化鋼，滲碳后經(jīng)淬火和高溫回火處理，心部獲得超高強(qiáng)度、高韌性，滲層獲得超高硬度。奧氏體化溫度是鋼的關(guān)鍵熱處理工藝參數(shù)，對(duì)顯微組織和強(qiáng)韌性具有重要影響。為了揭示奧氏體化溫度對(duì)CH2000鋼顯微組織和強(qiáng)韌性的影響規(guī)律，優(yōu)化熱處理工藝，提高鋼的強(qiáng)韌性，本工作在1060，1080 ℃和1100 ℃三種奧氏體化溫度下分別對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行淬火處理，并進(jìn)行顯微組織、斷口、微區(qū)成分分析及力學(xué)性能評(píng)價(jià)，以研究奧氏體化溫度對(duì)CH2000鋼的顯微組織和強(qiáng)韌性的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)所用CH2000鋼采用200 kg的真空感應(yīng)爐和真空自耗爐進(jìn)行真空感應(yīng)熔煉和真空自耗電極電弧重熔，鋼錠經(jīng)擴(kuò)散退火、開坯及軋制后加工成φ18 mm的圓棒及40 mm×18 mm的方棒。鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為：0.08%～0.14% C，12.5%～14.3% Co，5.5%～6.5% Ni，4.0%～5.3% Cr，3.5%～4.3% Mo，0.5%～1.2% W，0.2%～0.6% V，余量為Fe。

分別使用Instron 4507、JB30B、MTS 810型試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行拉伸性能、沖擊功和平面應(yīng)變斷裂韌度測試。拉伸試樣為直徑d0=5 mm的標(biāo)準(zhǔn)短比例試樣，沖擊試樣為標(biāo)準(zhǔn)夏比U型缺口試樣，斷裂韌度試樣為標(biāo)準(zhǔn)緊湊拉伸試樣(試樣厚度B=15 mm)。

使用VCOQ2-65雙室真空爐分別在1060，1080，1100 ℃對(duì)試樣進(jìn)行奧氏體化，保溫1.5 h，氣冷。然后使用CTE-SEU10050-05 W超低溫試驗(yàn)箱對(duì)試樣進(jìn)行-70 ℃冷處理，保溫2 h，空氣中回溫至室溫。最后使用RJ2-60-6井式電阻加熱爐對(duì)試樣進(jìn)行500 ℃回火，保溫2 h，空冷，回火3次。

使用Leica DMLM光學(xué)顯微鏡進(jìn)行金相組織觀察；使用HR-150A型洛氏硬度計(jì)測定試樣的洛氏硬度；使用Bruker D8 Advance X型X射線衍射儀測定殘余奧氏體含量；使用FEI Talos F200型高分辨場發(fā)射透射電子顯微鏡進(jìn)行微觀組織分析；使用FEI Nova NanoSEM 450型高分辨場發(fā)射掃描電鏡及OXFORD X-Max80型X射線能譜儀進(jìn)行斷口形貌和微區(qū)成分分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 奧氏體化溫度對(duì)顯微組織的影響

圖1為在不同奧氏體化溫度下加熱淬火后CH2000鋼的光學(xué)顯微組織?？梢钥闯觯?060～1100 ℃范圍內(nèi)，鋼的組織均為板條馬氏體。隨奧氏體化溫度的升高，馬氏體束尺寸增大，原奧氏體晶粒長大。圖2為采用SEM觀察的不同奧氏體化溫度下鋼的淬火組織?？芍?，1060 ℃奧氏體化時(shí)，鋼中存在未溶碳化物顆粒(見圓圈內(nèi)的白點(diǎn))，而1080 ℃及1100 ℃淬火組織中并未發(fā)現(xiàn)類似顆粒。

圖1 不同奧氏體化溫度下加熱淬火后CH2000鋼的光學(xué)顯微組織 (a)1060 ℃；(b)1080 ℃；(c)1100 ℃Fig.1 Metallographic microstructures of CH2000 steel quenched at different austenitizing temperatures (a)1060 ℃;(b)1080 ℃;(c)1100 ℃

圖2 不同奧氏體化溫度下淬火鋼的SEM圖(a)1060 ℃；(b)1080 ℃；(c)1100 ℃Fig.2 SEM images of steel quenched at different austenitizing temperatures(a)1060 ℃;(b)1080 ℃;(c)1100 ℃

1060 ℃奧氏體化后淬火態(tài)組織中碳化物顆粒的SEM圖及EDS分析如圖3所示。碳化物顆粒中Mo，W元素含量與基體成分相比明顯增多，而Cr的含量變化不大。根據(jù)實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分，在奧氏體化溫度下鋼中可能存在M6C，M7C3和M23C6等未溶碳化物，其中M7C3和M23C6為富Cr碳化物，M6C則主要為Mo，W含量高的碳化物，由此可初步判斷上述未溶碳化物為M6C型碳化物。

圖3 1060 ℃奧氏體化后淬火態(tài)組織中碳化物顆粒的SEM圖(a)和EDS分析(b)Fig.3 SEM image(a) and EDS analysis(b) of carbide particles in quenched microstructure after austenitizing at 1060 ℃

圖4為1060 ℃奧氏體化后鋼中未溶碳化物透射電子顯微組織和衍射譜圖。衍射譜標(biāo)定為M6C型碳化物，與EDS分析結(jié)果一致。

圖4 1060 ℃奧氏體化后鋼中M6C碳化物的TEM圖(a)明場像；(b)衍射斑點(diǎn)；暗場像；(d)衍射標(biāo)定Fig.4 TEM images of M6C carbide in quenched steel after austenitizing at 1060 ℃ (a)bright field image;(b)diffraction pattern;(c)dark field image of indexing

為進(jìn)一步確定碳化物中的合金元素類別，使用高角環(huán)形暗場掃描透射(HAADF-STEM)方法對(duì)碳化物附近區(qū)域進(jìn)行分析，如圖5所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，實(shí)驗(yàn)鋼中M6C碳化物含有Fe，Co，Cr，Mo，W和V等元素，未發(fā)現(xiàn)Ni元素的襯度。資料表明[16-17]，高合金鋼中M6C碳化物的分子式有A3B3C，A2B4C及A4B2C，其中A代表Fe，Co，Cr，Mn，Ni，V等元素，B代表Mo，Nb，Ta，Ti，W，V，Zr等元素。結(jié)合圖5可知，實(shí)驗(yàn)鋼M6C相中A代表Fe，Co,Cr和V元素，B代表Mo,W和V元素。

圖5 1060 ℃奧氏體化時(shí)碳化物附近區(qū)域的HAADF-STEM元素分布圖Fig.5 HAADF-STEM images of element distribution around carbides after austenitizing at 1060 ℃

表1為不同奧氏體化溫度加熱淬火的試樣及經(jīng)奧氏體化、冷處理和回火的試樣中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。可知，淬火及回火組織中殘余奧氏體含量均較低，隨淬火溫度升高，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)略有增加。此外，不同奧氏體化溫度下淬火和回火組織中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)變化不大，說明在500 ℃回火時(shí)，鋼中未發(fā)生明顯的馬氏體向奧氏體的逆轉(zhuǎn)變。

表1 不同奧氏體化溫度下鋼中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)Table 1 Volume fraction of retained austenite in steel at different austenitizing temperatures

2.2 奧氏體化溫度對(duì)強(qiáng)韌性的影響

不同奧氏體化溫度下淬火、冷處理和回火后實(shí)驗(yàn)鋼的力學(xué)性能如表2所示?？芍?，在1060～1100 ℃范圍內(nèi)奧氏體化，鋼的硬度、抗拉強(qiáng)度(Rm)、斷后伸長率(A)和斷面收縮率(Z)無明顯變化，規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度(Rp0.2)隨奧氏體化溫度的增加略有降低。奧氏體化溫度對(duì)斷裂韌度(KⅠC)和沖擊功(KU2)影響顯著，在1080～1100 ℃范圍內(nèi)KⅠC和KU2變化不大，1060 ℃奧氏體化時(shí)KⅠC和KU2明顯下降?？梢姡?080～1100 ℃進(jìn)行奧氏體化，實(shí)驗(yàn)鋼可獲得良好的超高強(qiáng)度和高韌性，抗拉強(qiáng)度不小于2000 MPa，規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度不小于1800 MPa，斷裂韌度不小于100 MPa·m1/2。

表2 不同奧氏體化溫度下淬火、冷處理和回火后鋼的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of steel after quenching，refrigerating and tempering at different austenitizing temperatures

2.3 奧氏體化溫度對(duì)斷口微觀形貌的影響

圖6為在不同奧氏體化溫度下加熱淬火、冷處理和回火的拉伸試樣斷口纖維區(qū)形貌。可以看出，1060～1100 ℃范圍內(nèi)，奧氏體化溫度對(duì)試樣拉伸斷口形貌影響不大，均為韌窩斷口。其中，1060 ℃奧氏體化時(shí)，部分韌窩底部存在碳化物顆粒。圖7為1060 ℃奧氏體化時(shí)拉伸試樣斷口中碳化物顆粒的SEM圖及EDS分析。結(jié)果顯示，碳化物顆粒中Mo，W含量較基體明顯升高。結(jié)合顯微組織中碳化物的TEM與HAADF-STEM分析結(jié)果，可確定該碳化物為1060 ℃奧氏體化時(shí)未完全固溶的M6C型碳化物。在1080 ℃及1100 ℃奧氏體化時(shí)，韌窩底部未發(fā)現(xiàn)碳化物顆粒。

圖6 不同奧氏體化溫度下實(shí)驗(yàn)鋼拉伸試樣斷口纖維區(qū)的形貌 (a)1060 ℃；(b)1080 ℃；(c)1100 ℃Fig.6 Morphologies of fiber zone of tensile samples fracture for steels at different austenitizing temperatures(a)1060 ℃;(b)1080 ℃;(c)1100 ℃

圖7 1060 ℃奧氏體化時(shí)拉伸試樣斷口中碳化物顆粒的SEM圖(a)和EDS分析(b)Fig.7 SEM image(a) and EDS analysis(b) of carbide particles in tensile samples fracture after austenitizing at 1060 ℃

圖8為在不同奧氏體化溫度下加熱淬火、冷處理和回火的沖擊試樣斷口放射區(qū)的微觀形貌?？梢园l(fā)現(xiàn)，在1080 ℃及1100 ℃奧氏體化時(shí)，斷口微觀形貌以韌窩為主，在1060 ℃奧氏體化時(shí)，斷口微觀形貌以準(zhǔn)解理為主，僅在撕裂棱處出現(xiàn)少量韌窩，說明該溫度下試樣沖擊韌性較差[18-19]。

圖8 不同奧氏體化溫度下實(shí)驗(yàn)鋼沖擊試樣斷口放射區(qū)形貌 (a)1060 ℃；(b)1080 ℃；(c)1100 ℃Fig.8 Morphologies of radiation zone of impact samples fracture for steel at different austenitizing temperatures(a)1060 ℃;(b)1080 ℃;(c)1100 ℃

圖9為在不同奧氏體化溫度下加熱淬火、冷處理并回火的斷裂韌度KⅠC試樣斷口的微觀形貌。可見，奧氏體化溫度為1080 ℃及1100 ℃時(shí)，試樣的預(yù)制裂紋區(qū)(①區(qū))與失穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)(③區(qū))之間存在明顯的寬度較大的塑性延伸區(qū)(②區(qū))，寬度均在20 μm以上，失穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)的微觀形貌以韌窩為主；而1060 ℃淬火時(shí)，未見明顯寬度的塑性延伸區(qū)，且失穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)中的韌窩數(shù)量明顯少于前者，準(zhǔn)解理花樣較多。試樣受載時(shí)，裂紋尖端塑性區(qū)內(nèi)會(huì)產(chǎn)生大量滑移并發(fā)生滑移分離，使斷口呈現(xiàn)蛇形滑移花樣，隨形變加劇，蛇形花樣轉(zhuǎn)變?yōu)闈i波花樣并繼續(xù)平坦化，最終形成塑性延伸區(qū)。塑性延伸區(qū)越寬，材料抵抗裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展的能力就越強(qiáng)，斷裂韌度就越高[20]。斷口微觀形貌表明，1080 ℃和1100 ℃奧氏體化后鋼的斷裂韌度優(yōu)于1060 ℃奧氏體化。

圖9 不同奧氏體化溫度下KⅠC試樣斷口的微觀形貌 (a)1060 ℃；(b)1080 ℃；(c)1100 ℃Fig.9 Microscopic morphologies of fractured KⅠC samples at different austenitizing temperatures(a)1060 ℃;(b)1080 ℃;(c)1100 ℃

3 分析與討論

由顯微組織及力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，CH2000鋼在1060 ℃奧氏體化，淬火組織中存在M6C型碳化物，沖擊功與斷裂韌度均較低；而1080 ℃及1100 ℃奧氏體化時(shí)，鋼中不存在未溶碳化物，沖擊功和斷裂韌度明顯提高且較為穩(wěn)定。此外，在1060～1100 ℃范圍內(nèi)，CH2000鋼的硬度、抗拉強(qiáng)度及塑性隨奧氏體化溫度升高均無明顯變化，規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度略有降低。

隨奧氏體化溫度升高，一方面，鋼中碳化物固溶程度提高直至完全固溶，奧氏體中碳及合金元素含量增加，奧氏體成分均勻化程度增大，使固溶強(qiáng)化及后續(xù)回火沉淀強(qiáng)化效果增強(qiáng)，有利于提高鋼的強(qiáng)度。同時(shí)，奧氏體中碳及合金元素含量增加使鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加，從而使屈服強(qiáng)度降低；另一方面，奧氏體化溫度增加導(dǎo)致奧氏體晶粒長大，根據(jù)Hall-Petch關(guān)系，晶粒尺寸增大會(huì)使晶界強(qiáng)化效果減弱，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度降低[20]。因此，在1060～1100 ℃范圍內(nèi)進(jìn)行奧氏體化時(shí)，由于固溶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化及殘余奧氏體的共同作用，CH2000鋼的抗拉強(qiáng)度變化不大，規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度隨奧氏體化溫度升高而略有降低。

1060 ℃淬火時(shí)，由于奧氏體化溫度較低，碳化物未完全固溶，淬火后鋼中殘留M6C碳化物。眾所周知，裂紋的形成和擴(kuò)展均與塑性變形有關(guān)。在塑性變形過程中，未溶碳化物會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，引起位錯(cuò)塞積及應(yīng)力集中，從而在碳化物與基體的相界處產(chǎn)生微裂紋；在裂紋擴(kuò)展過程中，若裂紋尖端的塑性區(qū)中存在碳化物，同樣會(huì)誘發(fā)新的微裂紋，微裂紋長大并與主裂紋相連，引起裂紋加速擴(kuò)展[21]?？梢姡慈芴蓟锎龠M(jìn)了裂紋的萌生和擴(kuò)展，從而導(dǎo)致沖擊功和斷裂韌度降低。奧氏體化溫度升至1080 ℃以上后，碳化物完全固溶，得到單一的奧氏體相，隨保溫時(shí)間延長，奧氏體均勻性提高，晶界凈化，淬火后獲得位錯(cuò)馬氏體組織，故韌度提高[22-23]?？梢姡m當(dāng)提高奧氏體化溫度以固溶碳化物，得到單一、均勻的高溫奧氏體相，可獲得超高強(qiáng)度和高韌性的良好配合。另外，奧氏體化溫度的變化會(huì)導(dǎo)致鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的變化，而殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增減將對(duì)鋼的韌度造成影響[21]。根據(jù)表1結(jié)果，CH2000中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)較低，隨奧氏體化溫度升高，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)略有增加，這也有助于韌度的提高。

鋼的塑性主要取決于基體相的性質(zhì)，同時(shí)也受第二相的影響[24]。1060 ℃奧氏體化時(shí)，鋼中存在未溶碳化物，拉伸變形時(shí)易在碳化物和基體相界處形成微孔，同時(shí)未溶碳化物對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生阻礙，雖然這些因素均不利于塑性的提高，但此溫度下馬氏體基體的固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化作用相對(duì)較弱，有利于保持板條馬氏體本身具有的良好塑性[25]。隨著奧氏體化溫度升高，碳化物完全固溶，馬氏體基體的固溶強(qiáng)化與沉淀強(qiáng)化作用有所增強(qiáng)。在上述因素的綜合作用下，鋼的塑性隨奧氏體化溫度升高而沒有明顯變化。

4 結(jié)論

(1)1060 ℃奧氏體化時(shí)，超強(qiáng)耐熱齒輪軸承鋼淬火組織中存在M6C型碳化物，1080～1100 ℃奧氏體化時(shí)，鋼中碳化物完全固溶。

(2)當(dāng)奧氏體化溫度由1060 ℃增加至1100 ℃時(shí)，淬火回火后殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)由1.16%增加至2.24%，500 ℃回火時(shí)未發(fā)生明顯的馬氏體向奧氏體的逆轉(zhuǎn)變。

(3)奧氏體化溫度在1060～1100 ℃范圍內(nèi)，鋼的抗拉強(qiáng)度和塑性變化不大，規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度隨溫度增加略有降低；沖擊功和斷裂韌度在1060 ℃奧氏體化時(shí)較低，而在1080 ℃和1100 ℃奧氏體化時(shí)明顯增加。在1080～1100 ℃進(jìn)行奧氏體化，可獲得良好的超高強(qiáng)度和高韌性，抗拉強(qiáng)度不小于2000 MPa，規(guī)定塑性延伸強(qiáng)度不小于1800 MPa，斷裂韌度不小于100 MPa·m1/2。

(4)1060 ℃奧氏體化時(shí)，M6C型碳化物的存在加速裂紋的萌生與擴(kuò)展，且殘余奧氏體含量較低，從而導(dǎo)致沖擊功與斷裂韌度降低。

(5)適當(dāng)提高奧氏體化溫度以固溶碳化物，得到單一、均勻的高溫奧氏體相，可使超強(qiáng)耐熱齒輪軸承鋼獲得超高強(qiáng)度和高韌性的良好配合。