汽車用齒輪鋼奧氏體晶粒長大與第二相粒子控制技術(shù)研究進展

代智鵬　楊健　張慶松　白云　吳小林

關(guān)鍵詞：齒輪鋼;奧氏體晶粒度;異常長大;第二相粒子;混晶;釘扎力

0 引言

汽車齒輪是汽車制造業(yè)中關(guān)鍵零部件之一，Mn-Cr系齒輪鋼（16MnCr5/20MnCr5/25MnCr5/28MnCr5）是我國參考德國齒輪鋼標準生產(chǎn)的高品質(zhì)齒輪鋼，具有潔凈度高、淬透性穩(wěn)定、成本較低等特點，能滿足輕、中、重型汽車滲碳齒輪的性能需要，因而得到廣泛應(yīng)用。在實際生產(chǎn)中，齒輪鋼在高溫滲碳過程中容易造成析出的第二相粒子粗大或溶解現(xiàn)象，導(dǎo)致釘扎失效，從而造成奧氏體晶粒異常長大和產(chǎn)生混晶組織等問題，嚴重時導(dǎo)致鋼材直接報廢。這些問題產(chǎn)生的原因十分復(fù)雜，因此前人對此做了大量研究。

本文總結(jié)了前人對齒輪鋼的第二相粒子與奧氏體晶粒度控制技術(shù)所做的相關(guān)研究工作，分析了加熱溫度與保溫時間對奧氏體晶粒長大以及析出粒子釘扎作用的影響，研究了第二相粒子析出與奧氏體晶粒長大的機理，闡述了國內(nèi)外學(xué)者及各鋼鐵公司對齒輪鋼中奧氏體晶粒與析出粒子相關(guān)研究的最新進展。

1 齒輪鋼中的奧氏體

從德國引進的20MnCr5滲碳齒輪鋼是引進鋼種中成分和性能指標要求較嚴的鋼種之一，其化學(xué)成分如表1所示。常溫下的20MnCr5鋼的原始組織如圖1所示，其中鐵素體的面積分數(shù)約為56%，珠光體的面積分數(shù)約為44%。鐵素體形態(tài)為規(guī)則多邊形或準多邊形，珠光體則為較粗大的片層結(jié)構(gòu)，兩相組織均勻交錯分布，晶粒度為8級。奧氏體晶粒無論是在等溫還是非等溫條件下都是控制奧氏體相變的主要因素之一，這些在控軋控冷或熱處理過程產(chǎn)生的奧氏體晶粒尺寸為后續(xù)冷卻過程中的相變提供了初始條件，從而影響最終產(chǎn)品的微觀組織結(jié)構(gòu)和機械性能，因此研究奧氏體晶粒對齒輪鋼性能的影響具有重要意義。

1.1 奧氏體晶粒度

奧氏體晶粒度不僅影響鋼材的力學(xué)性能，還影響著物理特性、表面性能和相轉(zhuǎn)變等。對奧氏體晶粒尺寸的控制是材料性能優(yōu)化工作中必不可少的一環(huán)。目前，我國齒輪鋼的晶粒度級別一般要求6～8級。隨著汽車質(zhì)量要求的提高，對齒輪鋼奧氏體晶粒的穩(wěn)定性會有更高的要求。因此，研究齒輪奧氏體晶粒度具有十分重要的意義。

晶粒典型分布狀態(tài)分為隨機和拓撲（規(guī)則）分布2種，隨機分布分為ALA、寬級差和雙峰3種狀態(tài)，其中ALA指隨機分布的孤立粗大的晶粒與基體的平均晶粒度級別差不小于3級，且這些孤立粗大的晶粒所占面積的百分數(shù)不大于5%。拓撲分布分為項鏈晶、條帶和截面3種狀態(tài)，如圖2所示晶粒長大的起始階段會出現(xiàn)極少數(shù)單個最大晶粒，長大到一定程度會出現(xiàn)雙峰分布或者寬級差狀態(tài)，帶狀或者晶界析出物造成了條帶或者項鏈晶的產(chǎn)生，項鏈晶增長到一定程度，也可能呈現(xiàn)雙峰狀態(tài)，表面脫碳時，其截面的析出物會形成界面晶分布。

1.1.1 奧氏體晶粒正常長大

奧氏體晶粒正常長大是晶粒尺寸保持相對均勻，晶粒尺寸分布的整體形態(tài)保持相對穩(wěn)定，平均晶粒尺寸平穩(wěn)增加的過程，一般來說最大晶粒尺寸與平均晶粒尺寸之比約在3～4之間，其中奧氏體化過程如圖3所示，其中F是鐵素體，A是奧氏體。奧氏體晶粒長大的過程實際上是晶界遷移的過程，而晶界遷移的驅(qū)動力主要是奧氏體晶界能的降低。一般來說，奧氏體的初始晶粒越細小，則晶界總面積越大，晶界能量越高。根據(jù)吉布斯自由能定理，奧氏體晶粒傾向于相互吞并長大而使晶界能量降低。在奧氏體晶粒生長過程中，通過降低生長速率或邊界遷移速度，可以獲得較小的奧氏體晶粒尺寸。晶粒生長的性質(zhì)會影響材料的性能，正常生長的晶粒有利于獲得均勻的性能。

1.1.2 奧氏體晶粒異常長大

奧氏體晶粒異常長大是指組織中大部分的晶粒在生長過程中受到某種阻礙作用，只有極少數(shù)晶粒長大，或者組織中大部分晶粒的長大速度相對緩慢，而極少數(shù)晶粒在局部區(qū)域快速長大的現(xiàn)象。其特征為整體晶粒尺寸分布是非穩(wěn)態(tài)的，呈雙峰分布，如圖4所示為熱處理后的滲碳軸承鋼SAE （Society of automative engineers）4320的奧氏體晶粒形貌。

目前，關(guān)于晶粒異常長大與正常長大的判據(jù)有多種說法。有學(xué)者認為當(dāng)觀察到最大晶粒的尺寸與平均晶粒尺寸的比值大于5時，就代表發(fā)生了晶粒異常長大。也有學(xué)者認為晶粒異常長大過程中尺寸相差懸殊，最大晶粒尺寸一般為平均晶粒尺寸的6倍以上，有時可達十幾倍。

經(jīng)過大量研究，多數(shù)學(xué)者認為晶粒異常長大是由第二相粒子的釘扎與解釘作用造成的。隨著加熱溫度的升高，分布在晶界上的第二相粒子由于Ostwald熟化作用增強，數(shù)量減少，尺寸增加，對晶界的釘扎作用減弱，晶粒發(fā)生異常長大。

1.2 奧氏體晶粒長大模型

Beck方程最早由Beck于1947年提出，是第一個關(guān)于晶粒尺寸計算的公式，從此以后，它成為任何涉及晶粒長大理論的組成部分。晶粒生長模型主要可分為兩類，即關(guān)于大量晶粒的統(tǒng)計模型和單個晶粒變化的平均場模型。前者需要考慮所有晶粒之間的相互作用，十分復(fù)雜。在大多數(shù)情況下，平均粒度用于估計機械性能，奧氏體生長的平均場模型通常基于Beck公式。過去幾十年來，許多研究者建立了晶粒長大的預(yù)測模型，常見的模型有Beck模型、Hillert模型、Sellars模型和Arrhenius模型。Beck和Hillert模型只考慮單一加熱溫度或保溫時間對奧氏體晶粒長大產(chǎn)生的影響，而Arrhenius和Sellars模型則考慮了更多的方面的因素，其預(yù)測值和實驗值相關(guān)性更高。

目前關(guān)于奧氏體晶粒長大的研究有很多，但是影響奧氏體晶粒長大的因素十分復(fù)雜，主要有材料類型、加熱溫度、保溫時間、第二相粒子數(shù)量與尺寸等。奧氏體晶粒長大過程屬于動態(tài)，但由于動態(tài)條件下研究過于復(fù)雜，一般的經(jīng)驗公式都是基于靜態(tài)條件下的研究，建立的一般模型適用于正常晶粒長大，而針對異常長大的晶粒，目前還缺乏相應(yīng)的模型。隨著計算機技術(shù)的進步，在已有公式的基礎(chǔ)上，通過對試驗數(shù)據(jù)進行非線性回歸、線性計算分析、最小二乘法擬合等，分析建立了奧氏體晶粒長大規(guī)律的模型，能較準確地預(yù)測奧氏體晶粒長大趨勢，如表2所示。表2中，D為晶粒直徑；D0為初始晶粒直徑；t為晶粒生長時間；n為時間指數(shù)；σ為晶粒邊界能；λ為晶界厚度；R為氣體常數(shù)；T為絕對溫度；Dgb為晶界擴散常數(shù)；C/K/K0/K1/K2為常數(shù)；Q是晶粒生長的激活能，V是體積。

Zener于1948年提出了第二相粒子對晶界的釘扎理論，即Zener方程，這個方程具有重大意義，其首次定性和定量證明了材料中的第二相粒子體積分數(shù)和尺寸大小對基體晶粒尺寸大小的影響。它是實現(xiàn)細化晶粒的重要依據(jù)，即細小的碳氮化物粒子可阻止晶界遷移。當(dāng)晶粒長大的驅(qū)動力與第二相粒子的阻力平衡時，晶粒便停止長大，達到晶粒的臨界尺寸。

近年來，學(xué)者們通過晶粒長大的臨界半徑預(yù)測晶粒的演化行為，他們更多選擇通過修正Gladman方程中的綱量一的Zener系數(shù)（A）來預(yù)測晶粒的長大。Gladman方程根據(jù)能量平衡原理，考慮到大晶粒吞噬小晶粒以及晶界掙脫第二相粒子的運動行為給出晶粒長大的臨界晶粒尺寸R0的方程式，晶粒長大與第二相粒子尺寸的分布范圍密切相關(guān)。在相對簡單情況下，一般可以建立第二相粒子與奧氏體晶粒生長的關(guān)系，而在相對復(fù)雜條件下，它們之間的生長關(guān)系還需要進一步研究，前人對奧氏體晶粒臨界尺寸的研究如表3所示。表3中，R0為晶粒半徑；r為粒子半徑；f為析出相粒子體積分數(shù)；Z為粒度分布常數(shù)；β為關(guān)于R0的函數(shù)；Ac3為相變實際溫度。

2 第二相粒子與釘扎作用

微合金元素在鋼中存在形式有兩種，一是固溶形式，固溶原子對鋼材起到提高淬透性的作用，二是形成一定的碳氮化物，起到控制晶粒的作用。微合金齒輪鋼主要通過析出第二相粒子釘扎晶界，控制晶粒尺寸。不同合金元素對奧氏體晶粒長大的影響不同，如表4所示。

微合金化是一種應(yīng)用廣泛的晶粒細化方法。在鋼中添加微量（質(zhì)量分數(shù)少于0.1%）的Nb、Al、Ti等元素，形成相對穩(wěn)定的碳化物和氮化物，從而在鋼中產(chǎn)生晶粒細化和析出強化效果，以此來提高力學(xué)性能。其中，Ti對晶粒細化的影響最為顯著，而含Ti的氮化物降低了鋼的接觸疲勞壽命。因此，在高質(zhì)量齒輪鋼中加入Ti是有爭議的。由于含V析出相的溶解溫度低于滲碳溫度，V對提高滲碳溫度不起作用。此外，V合金的價格過高。常用齒輪鋼大多添加Al，以AlN粒子細化晶粒，由于在1 000℃以上高溫下不穩(wěn)定，因此高溫滲碳時，添加Nb，形成更加穩(wěn)定的Nb（C，N）粒子，通過釘扎作用，可以降低晶粒尺寸，提高滲碳溫度。而B的細化效果取決于B、Al、Ti對N的競爭。

2.1 AlN粒子的作用

高溫滲碳過程中控制晶粒粗化，主要依靠析出相對晶界的釘扎作用。在齒輪鋼中AIN是常見的析出粒子，對控制奧氏體晶粒尺寸起關(guān)鍵作用，可用于對晶界的釘扎，且粒子尺寸越小，所占的體積百分比越大，其釘扎作用越明顯。

He等對析出第二相粒子研究發(fā)現(xiàn)，在無Nb鋼中通過掃描電子顯微鏡（SEM）觀察到的幾個AlN粒子，如圖5（a）所示，這些AlN粒子主要在晶界處析出，釘扎奧氏體晶界，細化晶粒。在Nb鋼的晶界處發(fā)現(xiàn)了Nb（C，N）和AlN的復(fù)合粒子，如圖5（b）所示，其中EDS代表能譜分析，Nb和Al在復(fù)雜粒子中的分布不是混合在一起的，而是相互獨立的。結(jié)果表明，Nb（C，N）和AlN粒子有序析出。

齒輪鋼中AlN粒子對晶界的釘扎作用主要取決于鋼中的Al和N的含量，前人研究了Al含量對奧氏體晶粒的影響（表5），滿足一定的Al含量與Al/N（質(zhì)量分數(shù)比）條件時，AlN粒子才能有效釘扎晶界，控制奧氏體晶粒長大。

Bepari發(fā)現(xiàn)A1N粒子在高溫（1000℃）下無法有效細化晶粒，溫度過高時，AlN粒子溶解，無法有效釘扎。當(dāng)同時析出含AlN和Nb（C，N）相粒子時，后者析出溫度高于前者，說明Nb（C，N）在高溫時的穩(wěn)定性優(yōu)于AlN。

Liu等通過電子探針（EPMA）在850和950℃下測試Al微合金鋼中析出相的映射結(jié)果。如圖6，Al和N的位置對應(yīng)較好。當(dāng)加熱溫度為850℃時，奧氏體晶界處Al和N的質(zhì)量分數(shù)較高，尤其是在3個奧氏體晶界的交叉處，此時AlN的體積分數(shù)為0.040%。950℃時，AlN體積分數(shù)降低至0.029%，如圖7所示。因此，高溫滲碳時，由于AlN粒子溶解，數(shù)量大大減少，導(dǎo)致奧氏體晶粒粗化，需要添加Nb，生成高溫條件下更加穩(wěn)定的Nb（C，N）釘扎晶界，控制晶粒尺寸。

2.2 Nb（C，N）粒子的作用

Nb是常見的微合金元素，細小彌散的Nb析出相粒子可以通過阻礙晶界運動控制奧氏體晶粒長大。Nb是一種強碳氮化物形成元素，很容易在鋼中形成Nb（C，N），并且位于晶界處起釘扎作用，阻礙奧氏體晶粒長大，進而提高齒輪鋼的性能。Nb對晶粒細化的影響機制如表6所示。

在粗化溫度以下，Nb微合金鋼比無Nb鋼的晶粒更細小。但當(dāng)加熱溫度高于粗化溫度時（約1 230℃），Nb微合金中部分粒子溶解，而未溶解的粒子發(fā)生粗化，結(jié)果使得鋼中第二相粒子的體積分數(shù)減小，剩余粒子尺寸增大，不僅失去了對晶粒生長的阻礙作用，還會誘發(fā)晶粒異常長大，導(dǎo)致混晶的出現(xiàn)，如圖8所示。溫度繼續(xù)增加，幾乎所有的Nb（C，N）粒子均呈固溶態(tài)，晶粒長大無阻礙。

在最終奧氏體化之前，如圖9所示，鋼中有兩種類型的碳氮化物：（1）高溫加熱階段粗化的未溶解粒子，其化學(xué)成分如表7所示，形貌與尺寸如圖10所示，是少量粗大的粒子，其直徑一般大于500 nm，無法有效釘扎；（2）高溫階段固溶體中含Nb的析出粒子，這些粒子很細小而且數(shù)量很多，在最終奧氏體化中，它們會粗化或再次溶解。

1968年，Gray和Yeo首次發(fā)現(xiàn)Nb（C，N）在奧氏體/鐵素體界面析出。第二相粒子析出的機理是Nb在鐵素體中的固溶度遠低于在奧氏體中的固溶度，隨著相變的進行，Nb原子擴散到鐵素體相的聚集轉(zhuǎn)變界面并與從鐵素體向奧氏體擴散的C結(jié)合形成碳化物析出。如圖11所示，相粒子均位于兩晶粒交界處，如圖11（a）所示的α類位置。有些析出相粒子會位于β類位置，多個晶粒的結(jié)點處，位于這種特殊位置的析出相粒子會產(chǎn)生更大的釘扎效果，阻礙奧氏體晶粒長大的作用也更加明顯。晶粒尺寸越小，析出相粒子數(shù)量越多，位于結(jié)點處的析出相粒子就越多，如圖11（b）所示。

圖12是NbC粒子在晶界處的形貌及能譜圖，粒子主要沿晶界析出。Ma等發(fā)現(xiàn)，非熱軋低碳Nb微合金鋼中，Nb的偏析會導(dǎo)致Nb（C，N）主要在奧氏體晶界處相互聚集并沿晶界呈鏈狀分布，如圖13所示。

Nb微合金齒輪鋼中改變奧氏體晶粒生長速度的粗化溫度取決于Nb含量和析出Nb（C，N）粒子的數(shù)量（如圖14）。無Nb或者添加Nb較少時，由于析出第二相粒子數(shù)量較少，無法有效釘扎。添加Nb過多時，在鋼中形成粗大粒子析出相，細小析出粒子的數(shù)量減少，釘扎力減弱，甚至誘發(fā)混晶的產(chǎn)生。因此，Nb含量對控制晶粒尺寸至關(guān)重要。前人對Nb含量控制奧氏體晶粒尺寸做了大量研究，如表8所示。

Nb作為強碳氮化物的形成元素，在鋼中經(jīng)常以Nb （C，N）粒子析出，且比單獨的NbC與AlN粒子有更高的固溶溫度，釘扎效果更強，如表9所示。AlN粒子開始固溶的溫度約為900～950℃左右，高于1150℃基本上完全固溶。因此當(dāng)滲碳溫度≥960℃以上時，僅采用AlN粒子已不能完全保證晶粒的細小均勻，還需要通過Nb微合金化來降低晶粒尺寸，以滿足提高滲碳溫度的要求。Nb（C，N）粒子約在1050℃以上開始固溶，在1050～1150℃時發(fā)生奧斯特瓦爾德長大。如果同時添加Al和Nb，加入量越多，根據(jù)表9固溶溫度計算公式可知，析出粒子的完全固溶溫度越高。同時添加Al和Nb的第二相粒子釘扎作用比單獨添加Nb的強，因而晶粒比單獨加入Nb的晶粒更細。NbC粒子熱力學(xué)穩(wěn)定性好，在950～1000℃滲碳時析出相粒子尺寸較為細小，從而達到與AlN相同的釘扎效果僅需要較低的析出體積分數(shù)，即對于析出元素含量的要求大大降低，因此對于添加Nb的齒輪鋼，其成分中的Al及N含量可以降低至較低水平（圖15）。研究表明，同時含Nb與Al的齒輪鋼析出的碳氮化物更加細小彌散，在奧氏體化過程中對于晶界具有更好的釘扎效果，提高了晶粒的粗化溫度。

圖16為Nb對相變的影響。第二相粒子Nb（C，N）除了對奧氏體晶粒產(chǎn)生釘扎作用，阻礙奧氏體長大，影響其晶粒大小，還會影響奧氏體相變。奧氏體晶粒內(nèi)析出的Nb（C，N）粒子將在其周圍形成貧碳區(qū)，促進晶內(nèi)鐵素體的形成。Nb析出物可以促進等溫處理過程中鐵素體的形成，也可以促進熱軋過程中鐵素體的形成，溶解Nb還可以促進貝氏體的形成。圖16中Ar1是冷卻時奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變的開始溫度，Ar3是冷卻時奧氏體開始析出鐵素體的溫度。

2.3 釘扎力模型

Zener釘扎理論是基于一些假設(shè)建立的，其中考慮兩個粒子（A、B）與半徑為r的單粒子（C）相互作用的移動平面邊界，當(dāng)邊界在D、E處與粒子（C）相遇時，涉及三個表面張力，即邊界張力γAB和兩個粒子的表面張力γAC與γBC，如圖17所示，圖中α是兩個粒子不相干時表面張力的夾角；θ是假設(shè)x方向的力為零，只考慮沿y方向的釘扎力時，表面張力的夾角；Fz是單個粒子的釘扎力，γ是晶界單位面積能量（即晶界表面張力，J·m-2），r是粒子半徑。假設(shè)粒子間是不相干的，即γAC=γBC，那么這兩種表面張力將會平衡，從而得到α=90°。對邊界釘扎粒子的釘扎力由Smith給出：

當(dāng)θ=45°時，得到每個粒子的最大釘扎力Fz（max）：

其中，γ為晶界單位面積能量（即晶界表面張力，J·m-2）。

由于單個粒子產(chǎn)生的釘扎作用（Fz）無法有效反映析出相粒子對晶界運動的綜合阻礙效果。因此，更多學(xué)者通過推導(dǎo)求出所有粒子產(chǎn)生的釘扎力（Pz）來研究析出相粒子的釘扎作用，圖18是晶粒生長與釘扎效應(yīng)示意圖，可以看出釘扎力對晶界移動起阻礙作用，其中PG是晶粒長大驅(qū)動力。Zener方程關(guān)于Pz的應(yīng)用如表10所示。從Zener方程開始，經(jīng)過多次補充修改，從而使經(jīng)驗公式適用于更多情況，預(yù)測值更準確。

圖19是偽滲碳后奧氏體晶粒粗化情況與鋼中析出粒子釘扎強度間的關(guān)系。隨著釘扎強度的改變，奧氏體晶粒長大存在2個不同的區(qū)間。釘扎強度較大時，晶?？杀３志鶆颉⒓毿〉臓顟B(tài)，且平均晶粒尺寸隨著釘扎強度的降低僅輕微增加。然而，釘扎強度低于臨界釘扎力時，平均晶粒尺寸開始顯著增大，同時晶粒結(jié)構(gòu)出現(xiàn)粗化，在臨界釘扎力值附近仍然存在晶粒粗化的情況。

此外，奧氏體初始晶粒尺寸也將影響釘扎力與晶粒長大模式，圖20是初始晶粒尺寸及釘扎力與晶粒長大模式間的關(guān)系，可見，在不同的初始晶粒尺寸下，根據(jù)釘扎力大小可出現(xiàn)晶粒的正常長大、異常生長以及不長大三種模式。當(dāng)處于不長大的區(qū)域時，晶粒結(jié)構(gòu)保持均勻且細小的狀態(tài)，晶粒尺寸僅輕微變化。而當(dāng)異常長大發(fā)生時，最終晶粒結(jié)構(gòu)混晶嚴重，且存在極為粗大的晶粒。

3 奧氏體晶粒粗大與混晶

奧氏體晶粒長大是界面能推動的熱激活過程，主要包括兩個方面，其一是奧氏體晶界的遷移使晶界面積減少，這是奧氏體晶粒長大的驅(qū)動力；其二是第二相粒子的溶解與析出及其對晶界的釘扎作用，這是奧氏體晶粒長大的阻力。當(dāng)溫度升高至粗化溫度，釘扎作用逐漸消失，奧氏體晶粒異常長大，金屬基體內(nèi)晶粒大小混雜，粗晶細晶混雜，即出現(xiàn)混晶。

3.1 奧氏體晶粒粗大

加熱溫度較低時，由于Ostwald熟化作用較弱，有大量細小粒子分布在奧氏體晶界上，對晶界具有較強的釘扎作用，阻止了晶界的移動，奧氏體晶粒長大受到抑制，尺寸增加緩慢。隨著加熱溫度的升高，分布在晶界上的細小粒子由于Ostwald熟化作用增強，數(shù)量減少，尺寸增加，對晶界的釘扎作用減弱，晶粒長大較快，晶粒開始異常長大的溫度稱之為晶粒粗化溫度。加熱溫度足夠高時，所有的粒子完全溶解，這樣阻礙晶界移動的釘扎作用消失，奧氏體晶粒急劇長大，最終不能對晶粒的粗化進行控制，使得晶粒的尺寸變大，表11是加熱溫度對第二相粒子的影響。

隨著溫度升高，析出第二相粒子半徑增大，數(shù)量減少，如圖21所示。當(dāng)溫度足夠高時，所有較小的NbC粒子在較大的NbC粒子溶解之前都已溶解，如圖22所示。

3.2 混晶

混晶組織是指基體材料中奧氏體晶粒有明顯的多種區(qū)域尺寸，每個區(qū)域尺寸的含量都較大且不可忽略，也就是指金相組織中粗晶粒和細晶?；祀s的現(xiàn)象?；炀窃诩訜徇^程中由于第二相粒子釘扎作用逐漸消失，奧氏體晶體異常長大產(chǎn)生如圖23所示，奧氏體晶粒長大大致分為兩個階段在800～1000℃之間，奧氏體晶粒細小，隨著溫度的升高，晶粒生長緩慢，是奧氏體晶粒的緩慢生長階段。在1025～1250℃之間，大多數(shù)晶粒迅速長大，出現(xiàn)晶粒異常長大現(xiàn)象。隨著溫度升高，晶粒尺寸明顯增大，即快速生長階段。其中，混晶組織出現(xiàn)在緩慢生長和快速生長階段的分界處。

如圖24所示，隨著溫度升高，AlN粒子溶解，失去了最初的釘扎效應(yīng)，不再阻礙該區(qū)域奧氏體邊界的移動。因此，奧氏體晶粒在950°C以上的溫度長大。相反，未溶解的AlN粒子對奧氏體晶粒施加釘扎效應(yīng)，導(dǎo)致該區(qū)域奧氏體晶粒尺寸發(fā)生不明顯的變化，因此產(chǎn)生混晶。

隨著溫度的升高，析出第二相粒子對晶界的釘扎作用的變化如下：晶界普遍被分散相粒子釘扎，晶界部分脫釘，導(dǎo)致尺寸遠大于平均晶粒度的粗大晶粒繼續(xù)長大，從而造成晶粒異常長大；隨后晶界普遍脫釘，析出相粒子的釘扎阻力在一定溫度范圍內(nèi)迅速減小，部分晶粒可以優(yōu)先擺脫析出相粒子的束縛而迅速長大，產(chǎn)生混晶。因此，第二相粒子的存在是造成混晶的主要原因，表12總結(jié)了前人對混晶的研究結(jié)果。

4 結(jié)論

本文總結(jié)了前人對齒輪鋼的第二相粒子與奧氏體晶?？刂萍夹g(shù)所作的相關(guān)研究工作，結(jié)論如下：

（1）奧氏體晶粒長大模型基于Beck方程，現(xiàn)在最常見的是經(jīng)過修正的Sellars、Arrhenius模型。釘扎力模型則通過修正Zener方程的綱量一常數(shù)（A）來研究奧氏體臨界尺寸，主要通過所有粒子在晶界上產(chǎn)生的釘扎作用（Pz）來研究其對奧氏體晶粒產(chǎn)生的阻礙作用。然后，實驗得到數(shù)據(jù)后，通過數(shù)學(xué)方法擬合曲線作圖，能更加準確地預(yù)測奧氏體長大趨勢。

（2）析出的第二相粒子一般沿晶界分布，其中Nb（C，N）粒子固溶溫度高于AlN粒子，因此在高溫下更穩(wěn)定。當(dāng)溫度超過晶粒粗化溫度時，析出粒子明顯溶解或粗化，對于不同種類的高溫滲碳齒輪鋼微合金化時，需要合理添加元素。添加元素量較少時，由于析出粒子數(shù)量較少，無法有效釘扎晶粒晶界；添加元素量過多時，易形成粗大析出粒子，釘扎作用減弱，甚至誘發(fā)混晶的產(chǎn)生。

（3）混晶組織一般在1000℃左右開始出現(xiàn)，適量微合金化可以提高粗化溫度，改善晶粒異常粗大而產(chǎn)生混晶的現(xiàn)象。隨著溫度進一步升高，混晶組織消失，生成粗大均勻的奧氏體晶粒。

本文摘自《工程科學(xué)學(xué)報》2023年第11期