奧氏體化溫度對超強耐熱齒輪軸承鋼顯微組織和強韌性的影響

楊長樹，陳 策，楊 平，賀自強*，李 志，栗付平

(1 中國航發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院，北京 101121)

齒輪和軸承是機械傳動系統的關鍵零部件。隨著傳動系統功率密度的不斷提高，對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系統的發展需求，國內外研發了多種高性能齒輪軸承鋼。美國Latrobe公司研制了CSS-42L高強度不銹鋼[2-5]，經滲碳處理后表層硬度可達65～68HRC，心部抗拉強度1764 MPa，屈服強度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，鋼的滲碳工藝性能有待進一步改善。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，心部抗拉強度1655 MPa，屈服強度1552 MPa，斷裂韌度143 MPa·m1/2，目前已應用于CH-47直升機的旋翼軸[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。為進一步提高齒輪和軸承的承載能力和使用壽命，國內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級超強耐熱齒輪軸承鋼12Co14Ni6Cr5Mo4WV(簡稱CH2000)[15]，具有優越的超高強度和高韌性、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，滲碳后經淬火和高溫回火處理，心部獲得超高強度、高韌性，滲層獲得超高硬度。奧氏體化溫度是鋼的關鍵熱處理工藝參數，對顯微組織和強韌性具有重要影響。為了揭示奧氏體化溫度對CH2000鋼顯微組織和強韌性的影響規律，優化熱處理工藝，提高鋼的強韌性，本工作在1060，1080 ℃和1100 ℃三種奧氏體化溫度下分別對實驗鋼進行淬火處理，并進行顯微組織、斷口、微區成分分析及力學性能評價，以研究奧氏體化溫度對CH2000鋼的顯微組織和強韌性的影響。

1 實驗材料與方法

實驗所用CH2000鋼采用200 kg的真空感應爐和真空自耗爐進行真空感應熔煉和真空自耗電極電弧重熔，鋼錠經擴散退火、開坯及軋制后加工成φ18 mm的圓棒及40 mm×18 mm的方棒。鋼的化學成分(質量分數)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型試驗機對試樣進行拉伸性能、沖擊功和平面應變斷裂韌度測試。拉伸試樣為直徑d0=5 mm的標準短比例試樣，沖擊試樣為標準夏比U型缺口試樣，斷裂韌度試樣為標準緊湊拉伸試樣(試樣厚度B=15 mm)。

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

使用Leica DMLM光學顯微鏡進行金相組織觀察；使用HR-150A型洛氏硬度計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型高分辨場發射透射電子顯微鏡進行微觀組織分析；使用FEI Nova NanoSEM 450型高分辨場發射掃描電鏡及OXFORD X-Max80型X射線能譜儀進行斷口形貌和微區成分分析。

2 結果與分析

2.1 奧氏體化溫度對顯微組織的影響

圖1為在不同奧氏體化溫度下加熱淬火后CH2000鋼的光學顯微組織。可以看出，在1060～1100 ℃范圍內，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。可知，1060 ℃奧氏體化時，鋼中存在未溶碳化物顆粒(見圓圈內的白點)，而1080 ℃及1100 ℃淬火組織中并未發現類似顆粒。

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。根據實驗鋼的化學成分，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。衍射譜標定為M6C型碳化物，與EDS分析結果一致。

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；暗場像；(d)衍射標定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

為進一步確定碳化物中的合金元素類別，使用高角環形暗場掃描透射(HAADF-STEM)方法對碳化物附近區域進行分析，如圖5所示。可以發現，實驗鋼中M6C碳化物含有Fe，Co，Cr，Mo，W和V等元素，未發現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。結合圖5可知，實驗鋼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 ℃奧氏體化時碳化物附近區域的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奧氏體化、冷處理和回火的試樣中殘余奧氏體的體積分數。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，殘余奧氏體體積分數略有增加。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數變化不大，說明在500 ℃回火時，鋼中未發生明顯的馬氏體向奧氏體的逆轉變。

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

2.2 奧氏體化溫度對強韌性的影響

不同奧氏體化溫度下淬火、冷處理和回火后實驗鋼的力學性能如表2所示。可知，在1060～1100 ℃范圍內奧氏體化，鋼的硬度、抗拉強度(Rm)、斷后伸長率(A)和斷面收縮率(Z)無明顯變化，規定塑性延伸強度(Rp0.2)隨奧氏體化溫度的增加略有降低。奧氏體化溫度對斷裂韌度(KⅠC)和沖擊功(KU2)影響顯著，在1080～1100 ℃范圍內KⅠC和KU2變化不大，1060 ℃奧氏體化時KⅠC和KU2明顯下降。可見，在1080～1100 ℃進行奧氏體化，實驗鋼可獲得良好的超高強度和高韌性，抗拉強度不小于2000 MPa，規定塑性延伸強度不小于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形貌。可以看出，1060～1100 ℃范圍內，奧氏體化溫度對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，部分韌窩底部存在碳化物顆粒。圖7為1060 ℃奧氏體化時拉伸試樣斷口中碳化物顆粒的SEM圖及EDS分析。結果顯示，碳化物顆粒中Mo，W含量較基體明顯升高。結合顯微組織中碳化物的TEM與HAADF-STEM分析結果，可確定該碳化物為1060 ℃奧氏體化時未完全固溶的M6C型碳化物。在1080 ℃及1100 ℃奧氏體化時，韌窩底部未發現碳化物顆粒。

圖6 不同奧氏體化溫度下實驗鋼拉伸試樣斷口纖維區的形貌 (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的微觀形貌。可以發現，在1080 ℃及1100 ℃奧氏體化時，斷口微觀形貌以韌窩為主，在1060 ℃奧氏體化時，斷口微觀形貌以準解理為主，僅在撕裂棱處出現少量韌窩，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驗鋼沖擊試樣斷口放射區形貌 (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，試樣的預制裂紋區(①區)與失穩擴展區(③區)之間存在明顯的寬度較大的塑性延伸區(②區)，寬度均在20 μm以上，失穩擴展區的微觀形貌以韌窩為主；而1060 ℃淬火時，未見明顯寬度的塑性延伸區，且失穩擴展區中的韌窩數量明顯少于前者，準解理花樣較多。試樣受載時，裂紋尖端塑性區內會產生大量滑移并發生滑移分離，使斷口呈現蛇形滑移花樣，隨形變加劇，蛇形花樣轉變為漣波花樣并繼續平坦化，最終形成塑性延伸區。塑性延伸區越寬，材料抵抗裂紋失穩擴展的能力就越強，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

由顯微組織及力學性能實驗結果可知，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，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定。此外，在1060～1100 ℃范圍內，CH2000鋼的硬度、抗拉強度及塑性隨奧氏體化溫度升高均無明顯變化，規定塑性延伸強度略有降低。

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，使固溶強化及后續回火沉淀強化效果增強，有利于提高鋼的強度。同時，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數增加，從而使屈服強度降低；另一方面，奧氏體化溫度增加導致奧氏體晶粒長大，根據Hall-Petch關系，晶粒尺寸增大會使晶界強化效果減弱，導致抗拉強度和屈服強度降低[20]。因此，在1060～1100 ℃范圍內進行奧氏體化時，由于固溶強化、沉淀強化、晶界強化及殘余奧氏體的共同作用，CH2000鋼的抗拉強度變化不大，規定塑性延伸強度隨奧氏體化溫度升高而略有降低。

1060 ℃淬火時，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，裂紋的形成和擴展均與塑性變形有關。在塑性變形過程中，未溶碳化物會阻礙位錯運動，引起位錯塞積及應力集中，從而在碳化物與基體的相界處產生微裂紋；在裂紋擴展過程中，若裂紋尖端的塑性區中存在碳化物，同樣會誘發新的微裂紋，微裂紋長大并與主裂紋相連，引起裂紋加速擴展[21]。可見，未溶碳化物促進了裂紋的萌生和擴展，從而導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，隨保溫時間延長，奧氏體均勻性提高，晶界凈化，淬火后獲得位錯馬氏體組織，故韌度提高[22-23]。可見，適當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，可獲得超高強度和高韌性的良好配合。另外，奧氏體化溫度的變化會導致鋼中殘余奧氏體體積分數的變化，而殘余奧氏體體積分數的增減將對鋼的韌度造成影響[21]。根據表1結果，CH2000中殘余奧氏體體積分數較低，隨奧氏體化溫度升高，殘余奧氏體體積分數略有增加，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，同時也受第二相的影響[24]。1060 ℃奧氏體化時，鋼中存在未溶碳化物，拉伸變形時易在碳化物和基體相界處形成微孔，同時未溶碳化物對位錯運動產生阻礙，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化和沉淀強化作用相對較弱，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化與沉淀強化作用有所增強。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 結論

(1)1060 ℃奧氏體化時，超強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，鋼中碳化物完全固溶。

(2)當奧氏體化溫度由1060 ℃增加至1100 ℃時，淬火回火后殘余奧氏體的體積分數由1.16%增加至2.24%，500 ℃回火時未發生明顯的馬氏體向奧氏體的逆轉變。

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

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

(5)適當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，可使超強耐熱齒輪軸承鋼獲得超高強度和高韌性的良好配合。