滲碳齒輪鋼中的納米級(jí)第二相粒子研究

史宇軒，馬玉潔，李海洋，楚覺(jué)非，李 翔，王 瑩，郭子強(qiáng)，吳 萌，孟祥康

（1.南京大學(xué)現(xiàn)代工程與應(yīng)用科學(xué)學(xué)院，江蘇 南京 210013；2.南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 210035；3.南京工程學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 南京 211167）

引 言

鋼鐵是現(xiàn)代工業(yè)不可或缺的支柱材料。如何在保證鋼鐵具有一定韌性的同時(shí)盡可能提高其強(qiáng)度獲得良好的綜合性能，一直受到廣大學(xué)者重點(diǎn)關(guān)注。析出強(qiáng)化是優(yōu)化鋼鐵性能的主要途徑之一，主要通過(guò)第二相粒子阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大的釘扎［1］作用、阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)［2］達(dá)到雙重強(qiáng)化的效果。第二相粒子尺寸越小、分布越均勻、體積分?jǐn)?shù)越大對(duì)奧氏體晶粒尺寸的控制就越明顯［3］。根據(jù)霍爾佩奇公式可知［4］，小尺寸晶粒有利于分散外應(yīng)力，提高材料屈服強(qiáng)度，晶粒細(xì)化［5］可以同時(shí)兼得強(qiáng)度和韌性。因此，細(xì)小彌散的納米級(jí)第二相粒子對(duì)金屬的影響不容忽視。

20CrMnTiH，SAE8620H是兩種工業(yè)常用的滲碳齒輪鋼，具有高淬透性、高硬度、耐磨、堅(jiān)韌等特點(diǎn)。滲碳齒輪鋼中通常會(huì)加入Mn，Cr，Al，Ti等微量元素，在生產(chǎn)過(guò)程中這些元素會(huì)結(jié)合成第二相粒子析出。其中AlN對(duì)滲碳齒輪鋼的影響最為重要，原因是：（1）AlN的析出溫度大約在1000℃左右，齒輪鋼在930～980℃進(jìn)行滲碳處理，滲碳時(shí)奧氏體晶粒易長(zhǎng)大，AlN第二相粒子的析出可以有效抑制；（2）Al元素和N元素有很高的親和性，Al元素在鋼鐵生產(chǎn)過(guò)程中常被用于固氮［6］；（3）AlN第二相粒子尺寸普遍在納米級(jí)，易在晶界處析出［7］，可以最大程度發(fā)揮釘扎作用。

尺寸均勻、奧氏體晶粒細(xì)小對(duì)滲碳齒輪鋼的力學(xué)性能具有重要影響［8］。20CrMnTiH，SAE8620H鋼在生產(chǎn)過(guò)程中常有奧氏體晶粒異常長(zhǎng)大的情況出現(xiàn)，這會(huì)嚴(yán)重影響齒輪鋼的性能穩(wěn)定。研究發(fā)現(xiàn)，分布不均、尺寸過(guò)大［9］、形貌尖銳的第二相粒子會(huì)對(duì)鋼鐵造成混晶、屈服強(qiáng)度降低［10］、微裂紋［11］等危害。戚正風(fēng)等［12］在對(duì)42CrMo鋼的研究中，通過(guò)理論計(jì)算指出第二相粒子會(huì)造成奧氏體晶粒的異常長(zhǎng)大，這會(huì)導(dǎo)致混晶現(xiàn)象出現(xiàn)，嚴(yán)重危害鋼鐵性能。孫曼麗等［13］研究發(fā)現(xiàn)熱加工溫度、軋制變形量均會(huì)影響AlN的析出。蘇航等［14］在對(duì)V-N微合金化鋼研究過(guò)程中發(fā)現(xiàn)正火過(guò)程會(huì)影響第二相的析出，晶粒明顯細(xì)化。因此，通過(guò)研究工藝控制20CrMnTiH，SAE8620H鋼中的第二相粒子析出，使其在發(fā)揮強(qiáng)化作用的同時(shí)避免混晶十分重要。

以往對(duì)鋼鐵中第二相粒子的研究報(bào)道多停留在微米級(jí)［15］或亞微米級(jí)［16］上，對(duì)納米級(jí)第二相粒子的研究少有報(bào)道。本文以20CrMnTiH，SAE8620H兩種滲碳齒輪鋼作為研究對(duì)象，研究不同工藝下第二相粒子析出行為以及第二相粒子析出對(duì)奧氏體晶粒異常長(zhǎng)大的影響。為滲碳齒輪鋼通過(guò)納米級(jí)第二相粒子析出優(yōu)化鋼鐵性能建立必要的理論和試驗(yàn)基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)鋼為南京鋼鐵股份有限公司研發(fā)生產(chǎn)的20CrMnTiH，SAE8620H滲碳齒輪鋼，其化學(xué)成分如表1所示。軋制溫度對(duì)滲碳齒輪鋼的顯微組織和第二相粒子的析出具有重要影響，因此根據(jù)終軋溫度和加熱溫度的不同，將20CrMnTiH分為A1，A2和A3三組，分別為低溫加熱、控軋；高溫加熱、高溫軋制；高溫加熱、控軋，軋制工藝如表2所示。在鋼鐵生產(chǎn)中發(fā)現(xiàn)正火溫度在800～890℃時(shí)SAE8620H會(huì)出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。因此根據(jù)正火溫度的不同，將SAE8620H分為B1，B2，B3和B4四組，分別為800，830，860，890℃，如表3所示。采用高溫加熱、高溫軋制的工藝，加熱過(guò)程為到溫入爐，保溫2.5 h后移至150℃預(yù)熱爐中空冷。

表1 20CrMnTiH，SAE8620H試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分/%

表2 20CrMnTiH試驗(yàn)鋼工藝

表3 SAE8620H試驗(yàn)鋼工藝

1.2 金相顯微組織分析

金相顯微鏡是研究金屬內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)的重要工具。從試驗(yàn)鋼上取樣，加熱至927℃，在鹽水中淬火；從淬火過(guò)后的樣品中部切開(kāi)，對(duì)橫截面進(jìn)行研磨和拋光；保持溫度在72℃下，用4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液侵蝕3 min；利用Axio Imager M2m蔡司金相顯微鏡觀(guān)察金相顯微組織。

1.3 透射電子顯微分析

透射電子顯微鏡（TEM）應(yīng)用的深度和廣度一定程度上取決于試樣制備技術(shù)［17］，能否充分發(fā)揮電鏡的作用，樣品的制備是關(guān)鍵。電子束的穿透能力有限，為了得到較大的磁場(chǎng)強(qiáng)度，物鏡的上下極靴距離做得很短，實(shí)際觀(guān)察區(qū)域厚度必須小于100 nm，高分辨像要求樣品更薄。

將試驗(yàn)鋼樣品經(jīng)過(guò)切割，機(jī)械研磨，拋光制成3 mm左右直徑的原片；將樣品放入電解雙噴儀內(nèi)，用高氯酸酒精作為腐蝕液，通過(guò)電解雙噴將樣品減出薄區(qū)。實(shí)驗(yàn)所用TEM為日本電子生產(chǎn)的JEM-2100HR，拍攝時(shí)，每種試驗(yàn)鋼樣品的薄區(qū)位置隨機(jī)選取20個(gè)3 μm×5 μm的視場(chǎng)區(qū)域進(jìn)行拍攝。

1.4 電子探針顯微分析

電子探針顯微分析（EPMA）是一種應(yīng)用X射線(xiàn)進(jìn)行微區(qū)元素成分分析的方法。利用聚焦電子束轟擊樣品表面，分析產(chǎn)生的特征X射線(xiàn)波長(zhǎng)和能量，對(duì)選區(qū)材料進(jìn)行定性分析。

從試驗(yàn)鋼中選取一段截面，對(duì)其表面進(jìn)行機(jī)械研磨和拋光處理；在4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液中侵蝕3 min；選擇合適的區(qū)域進(jìn)行元素分析。實(shí)驗(yàn)選用EPMA-1720型電子探針顯微分析儀，對(duì)選定區(qū)域進(jìn)行面分析，測(cè)試樣品中第二相粒子的元素種類(lèi)和濃度分布情況。

2 結(jié)果與討論

2.1 第二相粒子的析出

2.1.1 第二相粒子的元素分析

對(duì)20CrMnTiH三組樣品進(jìn)行電子探針元素分析，結(jié)果如圖1所示。A1～A3樣品中均含有C，Al，Ti和N等元素。A1，A3樣品中有明顯的C偏析。根據(jù)元素的分布，發(fā)現(xiàn)A1～A3樣品中Ti元素和N元素均有重合，證明析出了3～4 μm的TiN第二相。三組樣品中均發(fā)現(xiàn)有Al元素彌散分布其中，但是受分辨率限制，尺寸小于1 μm的AlN第二相粒子不能被有效捕捉。按照Z(yǔ)ener理論晶粒半徑R，第二相粒子半徑r和第二相粒子體積百分?jǐn)?shù)f之間滿(mǎn)足下列關(guān)系：

圖1 不同工藝下20CrMnTiH的電子探針圖

由式（1）可知，當(dāng)鋼中含有較多的第二相粒子，并且呈彌散均勻分布狀態(tài)時(shí)，就能阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大。因此，需要利用TEM對(duì)納米級(jí)第二相粒子的析出規(guī)律進(jìn)行進(jìn)一步研究。

2.1.2 第二相粒子的析出規(guī)律

20CrMnTiH試驗(yàn)鋼第二相粒子的TEM圖像如圖2所示。經(jīng)過(guò)高溫加熱、高溫軋制工藝的試驗(yàn)鋼第二相粒子AlN以球形為主，尺寸約為90 nm，如圖2（a）所示；對(duì)圖2（a）中第二相粒子衍射斑點(diǎn)標(biāo)定，晶面間距分別是1.24，1.23和2.18 nm，對(duì)應(yīng)為六方晶系A(chǔ)lN。經(jīng)過(guò)高溫加熱、控軋工藝的試驗(yàn)鋼，第二相粒子數(shù)量較多，以矩形為主，尺寸約為200 nm，如圖2（b）所示；對(duì)圖2（b）中第二相粒子衍射斑點(diǎn)標(biāo)定，晶面間距分別是2.17，1.52和2.18 nm，對(duì)應(yīng)為立方晶系TiN。此外，在A(yíng)2和A3試驗(yàn)鋼的晶界處有少量大尺寸的第二相粒子析出，經(jīng)過(guò)衍射斑點(diǎn)標(biāo)定該第二相粒子為T(mén)i2AlN。A2試驗(yàn)鋼中的Ti2AlN尺寸約在200 nm左右，如圖2（c）所示；A3試驗(yàn)鋼中的Ti2AlN尺 寸 約 在1 μm左 右，如 圖2（d）所 示。20CrMnTiH試驗(yàn)鋼中的第二相粒子尺寸大部分集中在100～200 nm之間，終軋溫度過(guò)高會(huì)導(dǎo)致第二相粒子出現(xiàn)回溶，因此A2試驗(yàn)鋼中析出的第二相粒子數(shù)量較A3試驗(yàn)鋼少。

圖2 不同工藝下20CrMnTiH的TEM圖

相比之下，SAE8620H試驗(yàn)鋼中第二相粒子的種類(lèi)較少，主要以細(xì)小的AlN為主，如圖3所示。觀(guān)察圖3（a）選定區(qū)域，發(fā)現(xiàn)在800℃時(shí)第二相粒子有團(tuán)聚現(xiàn)象出現(xiàn)。出現(xiàn)團(tuán)聚的原因是納米顆粒比表面積大，表面能高，處在不穩(wěn)定狀態(tài)，集中分布的粒子會(huì)趨于聚集。對(duì)860℃的第二相粒子進(jìn)行衍射斑點(diǎn)標(biāo)定，對(duì)應(yīng)為六方晶系A(chǔ)lN，如圖3（c）右上角所示。SAE8620H試驗(yàn)鋼在正火溫度較低時(shí)AlN會(huì)出現(xiàn)團(tuán)聚，團(tuán)聚后的第二相粒子尺寸較大，不利于析出強(qiáng)化，嚴(yán)重時(shí)還會(huì)導(dǎo)致局部應(yīng)力失衡，出現(xiàn)混晶。隨著正火溫度的升高，元素?cái)U(kuò)散速度加快，AlN趨于分散，團(tuán)聚現(xiàn)象逐漸消失，這說(shuō)明提高正火溫度有利于第二相粒子的均勻分布。

圖3 不同溫度下SAE8620H的TEM圖

對(duì)比兩種滲碳齒輪鋼的第二相粒子，發(fā)現(xiàn)AlN的尺寸普遍比TiN尺寸小，主要集中在50～100 nm，形貌以球形為主；TiN和Ti2AlN形貌以矩形和棒狀為主，尺寸大多在100 nm以上。其中Ti2AlN甚至有微米級(jí)第二相析出，這種第二相粒子對(duì)奧氏體晶粒的釘扎作用很弱，同時(shí)尖銳形貌有可能引發(fā)微裂紋的產(chǎn)生，降低鋼鐵疲勞性能，因此在生產(chǎn)過(guò)程中要適當(dāng)提高軋制溫度，盡量避免粗大的Ti2AlN析出。

2.2 第二相粒子對(duì)奧氏體晶粒的影響

第二相粒子可以控制奧氏體晶粒的尺寸，但分布不均的第二相粒子也會(huì)造成混晶，鋼鐵中的顯微組織直接決定了材料的性能［18］。因此，研究第二相粒子與奧氏體晶粒的關(guān)系十分重要。雖然透射電子顯微鏡的觀(guān)察區(qū)域極小，缺乏金相顯微鏡的統(tǒng)計(jì)學(xué)意義，但直接觀(guān)察納米粒子的形貌和分布除透射電子顯微鏡外，目前并沒(méi)有其他更有效的辦法。本文通過(guò)隨機(jī)取樣、重復(fù)試驗(yàn)的方法使第二相納米粒子的統(tǒng)計(jì)盡可能接近實(shí)際，并結(jié)合金相顯微鏡以分析第二相粒子對(duì)奧氏體晶粒的影響。

不同工藝下的20CrMnTiH的奧氏體金相顯微組織如圖4所示，由圖可見(jiàn)，試驗(yàn)鋼組織均由等軸晶奧氏體組成。對(duì)比不同工藝下的晶粒度發(fā)現(xiàn)：高溫加熱、高溫軋制工藝下的試驗(yàn)鋼晶粒粗大，晶粒度達(dá)到7.5～8.0級(jí)；低溫加熱、控軋和高溫加熱、控軋兩種工藝制備的試驗(yàn)鋼晶粒細(xì)小，均達(dá)到了8.5級(jí)。20CrMnTiH中第二相粒子的統(tǒng)計(jì)結(jié)果如表4所示，終軋溫度過(guò)高會(huì)抑制小尺寸第二相的析出，而加熱溫度對(duì)第二相的析出影響不大。對(duì)比發(fā)現(xiàn)，高溫加熱、高溫軋制工藝下奧氏體晶粒較粗大的原因是因?yàn)槠涞诙嗔Ｗ訑?shù)量少，尺寸大，第二相粒子提供的釘扎力較小，對(duì)奧氏體晶粒控制作用減弱。

圖4 不同工藝下20CrMnTiH的金相顯微組織

表4 20CrMnTiH試驗(yàn)鋼第二相粒子統(tǒng)計(jì)表

在滲碳齒輪鋼SAE8620H生產(chǎn)中發(fā)現(xiàn)正火溫度在800～890℃時(shí)會(huì)出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。不同正火溫度下SAE8620H模擬滲碳后晶粒最不均勻處的200倍金相顯微組織如圖5所示。其中800℃正火樣品出現(xiàn)個(gè)別長(zhǎng)大晶粒，最大尺寸不超過(guò)100 μm，如圖5（a）所示。830℃正火樣品奧氏體晶?；炀黠@，多個(gè)視場(chǎng)可見(jiàn)3顆以上異常長(zhǎng)大晶粒，最大尺寸接近200 μm，如圖5（b）所示。860，890℃正火樣品出現(xiàn)異常長(zhǎng)大晶粒，最大尺寸約100～130 μm，如圖5（c）和（d）所示。SAE8620H中第二相粒子的統(tǒng)計(jì)結(jié)果如表5所示。由此發(fā)現(xiàn)：正火溫度在800～890℃時(shí)試驗(yàn)鋼中會(huì)出現(xiàn)異常長(zhǎng)大的奧氏體晶粒，在830℃時(shí)奧氏體晶粒異常長(zhǎng)大最明顯，第二相粒子的平均尺寸最小，數(shù)量最多。出現(xiàn)奧氏體晶粒異常長(zhǎng)大的原因有如下幾點(diǎn)：首先，奧氏體晶粒形成后，隨著正火保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，將通過(guò)晶界遷移逐漸長(zhǎng)大；其次，奧氏體晶粒在長(zhǎng)大過(guò)程中會(huì)受到第二相粒子釘扎力的限制，當(dāng)釘扎力與晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力平衡時(shí)晶粒不再長(zhǎng)大；隨著溫度的升高，部分第二相粒子回溶，有效的第二相粒子數(shù)量減少且分布不均勻，局部晶粒受到的釘扎力減弱，晶粒長(zhǎng)大過(guò)程受力失衡，最終導(dǎo)致奧氏體晶粒異常長(zhǎng)大。試驗(yàn)鋼在830℃時(shí)第二相粒子數(shù)量雖然最多，但分布并不均勻，提供的釘扎力有限，不足以平衡晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力，只在局域可以抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)，導(dǎo)致嚴(yán)重混晶。

表5 SAE8620H試驗(yàn)鋼第二相粒子統(tǒng)計(jì)表

圖5 不同溫度下SAE8620H金相顯微組織

3 結(jié) 論

（1）20CrMnTiH滲碳齒輪鋼中有AlN、TiN和Ti2AlN三種第二相粒子析出。第二相粒子的數(shù)量與軋制溫度相關(guān)，在900～1050℃高溫軋制時(shí)部分粒子發(fā)生回溶，第二相粒子數(shù)量明顯減少。

（2）SAE8620H滲碳齒輪鋼中只有AlN粒子析出。在800～890℃正火溫度范圍內(nèi)，AlN粒子析出量隨溫度升高先增加后減少，尺寸隨溫度升高先減小后增大。在830℃時(shí)AlN粒子的平均尺寸最小，數(shù)量最多。第二相粒子在800℃下會(huì)發(fā)生團(tuán)聚，分布不均勻。隨著正火溫度的升高第二相粒子團(tuán)聚現(xiàn)象逐漸消失。

（3）納米級(jí)第二相粒子的尺寸和分布對(duì)奧氏體晶粒有明顯影響。尺寸較大的納米級(jí)第二相粒子對(duì)奧氏體晶粒的釘扎效果會(huì)減弱；分布不均勻的納米級(jí)第二相粒子使奧氏體晶粒在長(zhǎng)大過(guò)程中受力不均，導(dǎo)致滲碳齒輪鋼中有混晶出現(xiàn)。