張宵璐，海俠女，桂偉民，尉文超，時(shí) 捷，王毛球

(1. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081； 2. 陜西法士特齒輪有限公司，陜西 西安 710119)

隨著我國(guó)航空航天、高鐵、風(fēng)電等行業(yè)的發(fā)展，傳動(dòng)部件中齒輪的疲勞性能逐漸成為限制設(shè)備服役壽命的重要影響因素。齒輪作為車輛、機(jī)械動(dòng)力傳動(dòng)系統(tǒng)中的核心零件，在服役過(guò)程中承受著彎曲、扭轉(zhuǎn)、接觸等周期性應(yīng)力作用，疲勞斷裂為其主要失效形式，因此提高齒輪疲勞性能成為一直以來(lái)的研究熱點(diǎn)[1-3]。有研究表明[4-7]，滲碳齒輪的疲勞性能受多方面因素的影響，主要與齒輪鋼中的非金屬夾雜物、基體組織形態(tài)以及齒輪表面處理狀態(tài)等有關(guān)[4]。鋼中的非金屬夾雜物與基體組織界面結(jié)合力較差，往往成為疲勞失效的起裂源，因此可以通過(guò)控制夾雜物的形貌、數(shù)量、尺寸及其分布改善齒輪鋼的疲勞性能。目前，針對(duì)齒輪鋼中夾雜物形成、析出、分布已有大量研究，通過(guò)冶煉工藝優(yōu)化可以有效降低鋼中的夾雜物水平，改善材料的疲勞性能。李云昆等[8]采用真空自耗(VAR)和電渣重熔(ESR)冶煉方法制備了兩種試驗(yàn)鋼，發(fā)現(xiàn)采用VAR冶煉方法制備的試驗(yàn)鋼夾雜物水平較低且超高周疲勞性能較好。此外，關(guān)于基體組織和滲碳表面狀態(tài)對(duì)材料疲勞性能的影響也有較多的研究。Matlock等[9]學(xué)者研究發(fā)現(xiàn)滲碳層晶粒尺寸對(duì)疲勞性能有顯著影響，滲碳層晶粒尺寸與疲勞極限符合Hall-Petch關(guān)系，即晶粒尺寸越小，疲勞性能越好。張永健等[10]對(duì)比了不同晶粒尺寸42CrMoVNb鋼的超高周疲勞性能，試驗(yàn)結(jié)果表明，晶粒尺寸小的試樣疲勞強(qiáng)度最高。馬莉等[11]通過(guò)對(duì)比無(wú)Nb齒輪鋼和0.04Nb齒輪鋼的接觸疲勞性能發(fā)現(xiàn)，Nb微合金化可以細(xì)化齒輪鋼滲碳層晶粒尺寸，提高滲碳層硬度，阻礙疲勞裂紋擴(kuò)展，進(jìn)而提高疲勞性能。

18CrNiMo7-6鋼是常用的滲碳齒輪鋼，為更好適應(yīng)市場(chǎng)需求，目前18CrNiMo7-6鋼常用的冶煉工藝為電弧爐冶煉(EAF)+鋼包精煉(LF)+真空脫氣(VOD/VD)[12]，工藝成熟且成本較低，但是夾雜物控制水平有限，特別是在強(qiáng)載荷條件下，材料疲勞性能不足。因此本文采用高潔凈度冶煉和組織細(xì)化相結(jié)合的方式改善18CrNiMo7-6鋼的疲勞性能，通過(guò)引入電弧爐冶煉(EAF)+鋼包精煉(LF)+電渣重熔(ESR)的冶煉方式提高材料潔凈度，以便抑制疲勞裂紋的形成，同時(shí)采用Nb微合金化的方法細(xì)化滲碳層晶粒，提高疲勞裂紋萌生及擴(kuò)展抗力。本文通過(guò)試驗(yàn)鋼與基礎(chǔ)鋼兩種材料的對(duì)比，采用顯微組織分析、疲勞測(cè)試、非金屬夾雜物表征等方法研究其疲勞性能差異，并闡釋其影響機(jī)理，為相關(guān)工作者進(jìn)行設(shè)計(jì)、生產(chǎn)以及質(zhì)量控制提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

本文研究材料的化學(xué)成分如表1所示?；A(chǔ)鋼為齒輪用18CrNiMo7-6鋼，采用電弧爐冶煉(EAF)+鋼包精煉(LF)+真空脫氣(VOD/VD)的冶煉方式；試驗(yàn)鋼為自主設(shè)計(jì)的Nb微合金化鋼，采用電弧爐冶煉(EAF)+鋼包精煉(LF)+電渣重熔(ESR)的冶煉方式。

熱處理工藝如圖1所示，基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼采用相同的滲碳及熱處理工藝。旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)試樣毛坯經(jīng)氣體滲碳處理，滲碳溫度設(shè)定為920 ℃，在1.2%的碳勢(shì)下強(qiáng)滲4 h，以1.0%的碳勢(shì)擴(kuò)滲2 h后在845 ℃下保溫并以0.85%的碳勢(shì)繼續(xù)擴(kuò)滲1 h，滲碳完成后油冷至室溫。然后在160 ℃回火3 h空冷至室溫。

圖1 滲碳及熱處理工藝流程Fig.1 Carburizing and heat treatment process

1.2 試驗(yàn)方法

1.2.1 旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)

按照GB/T 4337—2008《金屬材料 疲勞試驗(yàn)旋轉(zhuǎn)彎曲方法》進(jìn)行旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)，試樣尺寸如圖2所示，獲得兩組試樣的疲勞極限和S-N曲線。隨后切取疲勞試樣斷口，經(jīng)無(wú)水乙醇清洗后吹干使用FEI Quanta 650場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)，觀察斷口微觀形貌，分析旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試樣失效形式，并對(duì)觀察到的夾雜物進(jìn)行EDS分析。隨后對(duì)試驗(yàn)鋼疲勞斷口上夾雜物的成分、大小、距表面距離進(jìn)行分析。

圖2 旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)用試樣尺寸圖Fig.2 Dimensions of the specimen for rotating bending fatigue test

1.2.2 顯微組織及晶粒度觀察

在滲碳后的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試樣上切取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕10～15 s，觀察滲碳層和心部的顯微組織。重新磨拋后，用苦味酸活性試劑進(jìn)行腐蝕，晶界腐蝕出現(xiàn)后，用光學(xué)顯微鏡觀察滲碳層和心部的晶粒形貌，通過(guò)測(cè)定平均晶粒尺寸進(jìn)行晶粒度評(píng)級(jí)。

1.2.3 殘留奧氏體含量測(cè)定

采用D8 ADVANCE X射線衍射儀對(duì)基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼滲碳熱處理后滲層組織中殘留奧氏體的含量進(jìn)行測(cè)定，靶材為Co靶，管電流為40 mA，管電壓為35 kV，掃描范圍為30°～120°，掃描速度為0.03°/s。

1.2.4 硬度分布

利用FM300型數(shù)字顯微硬度計(jì)(載荷砝碼200 g，加載時(shí)間10 s)測(cè)量旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試樣(精加工后)表面至心部的顯微硬度，每隔100 μm打點(diǎn)測(cè)量，據(jù)此繪制基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試樣的硬度分布曲線。

1.2.5 非金屬夾雜物表征

在旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試樣上切取φ12 mm×15 mm試樣，將試樣打磨拋光后，利用FEI Aspex Explore 自動(dòng)掃描電鏡進(jìn)行夾雜物原位分析，獲取鋼中夾雜物分布特征。

圖3 基礎(chǔ)鋼(a)和試驗(yàn)鋼(b)疲勞升降圖Fig.3 Lift and down curves of fatigue of the base steel(a) and tested steel(b)

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 疲勞升降圖與S-N曲線

基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞升降圖如圖3所示，疲勞極限循環(huán)次數(shù)均為107。基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼的應(yīng)力分散度均為4級(jí)，應(yīng)力分散度比較大，主要原因是旋轉(zhuǎn)彎曲試樣毛坯經(jīng)滲碳淬火后發(fā)生畸變，后續(xù)矯直和精加工導(dǎo)致疲勞試樣表面滲碳層層深分布不均勻，表面組織沿徑向差異較大，導(dǎo)致加載應(yīng)力出現(xiàn)波動(dòng)[13-14]。根據(jù)試驗(yàn)數(shù)據(jù)繪制升降圖進(jìn)而計(jì)算出基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼的疲勞極限，得出基礎(chǔ)鋼疲勞極限為1070 MPa，試驗(yàn)鋼疲勞極限為1160 MPa，較基礎(chǔ)鋼提升90 MPa。因此在相同疲勞壽命下，試驗(yàn)鋼可以在更高載荷下安全運(yùn)行。

圖4為基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼的旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞S-N曲線。S-N曲線可以反映一定循環(huán)特征下標(biāo)準(zhǔn)試件的疲勞強(qiáng)度與疲勞壽命之間關(guān)系[15]。從圖4可以看出，隨著應(yīng)力幅的降低，兩種試驗(yàn)鋼的疲勞壽命均呈現(xiàn)逐漸增加趨勢(shì)；同一應(yīng)力幅值下，試驗(yàn)鋼的疲勞壽命顯著高于基礎(chǔ)鋼。因此，綜合疲勞強(qiáng)度和疲勞壽命2個(gè)方面，試驗(yàn)鋼具有更好的疲勞性能。

圖4 基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞S-N曲線Fig.4 Rotational bending fatigue S-N curves of the base steel and tested steel

2.2 顯微組織及硬度分布

圖5為基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼的顯微組織。由圖5可以看出，基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼心部組織均為板條馬氏體，但試驗(yàn)鋼組織中的馬氏體板條束比基礎(chǔ)鋼的更細(xì)小且分布更均勻。圖6是兩種材料掃描電鏡下的顯微組織，結(jié)果顯示基礎(chǔ)鋼滲層組織為細(xì)小的針狀馬氏體和殘留奧氏體，試驗(yàn)鋼滲層組織中除針狀馬氏體、殘留奧氏體以外還有碳化物的存在。淬火后的馬氏體板條束尺寸與原奧氏體晶粒尺寸有關(guān)，即晶粒尺寸越大，板條馬氏體束尺寸越大。

圖5 基礎(chǔ)鋼(a,b)和試驗(yàn)鋼(c,d)的顯微組織(a,c)滲層;(b,d)心部Fig.5 Microstructure of the base steel(a,b) and tested steel(c,d)(a,c) carburized layer; (b,d) core

為了量化分析基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸，對(duì)兩種材料的邊部及心部的晶粒度進(jìn)行表征，結(jié)果如圖7和表2所示?？梢钥闯龌A(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼的滲層晶粒度與心部晶粒度沒(méi)有明顯差異，說(shuō)明試樣組織分布較為均勻。且試驗(yàn)鋼晶粒明顯比基礎(chǔ)鋼細(xì)小，原因是試驗(yàn)鋼中彌散析出的微合金碳氮化物可以釘扎晶界，有效阻礙原奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，進(jìn)而細(xì)化晶粒組織。這與顯微組織觀察結(jié)果一致。

已有研究指出，影響齒輪鋼疲勞性能的因素除滲

圖6 基礎(chǔ)鋼(a)和試驗(yàn)鋼(b)滲層SEM圖Fig.6 SEM images of carburized layer of the base steel(a) and tested steel(b)

表2 基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼滲層及心部奧氏體晶粒尺寸

圖7 基礎(chǔ)鋼(a,b)和試驗(yàn)鋼(c,d)滲層及心部的晶粒形貌(a,c)滲層;(b,d)心部Fig.7 Austenite grain morphologies of carburized layer and core of the base steel(a,b) and tested steel(c,d)(a,c) carburized layer; (b,d) core

碳層晶粒尺寸和材料潔凈度外還有殘留奧氏體含量、表面硬度、滲碳層深等[16-17]。因此研究滲碳層晶粒尺寸和冶煉工藝對(duì)齒輪鋼疲勞性能的影響需排除其它因素干擾。

滲層組織中殘留奧氏體的形成主要是受碳含量的影響，奧氏體中碳含量越高，淬火時(shí)獲得的殘留奧氏體就越多。吳化等[18]對(duì)滲碳20Mn2SiVB鋼疲勞裂紋擴(kuò)展行為進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)殘留奧氏體薄膜可提高材料斷裂韌性進(jìn)而提高疲勞性能。采用X射線衍射法測(cè)得基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼滲碳層中殘留奧氏體含量分別為31%和35%(體積分?jǐn)?shù))，表明經(jīng)過(guò)相同的滲碳和熱處理工藝，試驗(yàn)鋼中的表層殘留奧氏體含量較基礎(chǔ)鋼略高，有利于獲得更好的疲勞性能。

圖8 基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼的硬度分布Fig.8 Microhardness distribution of the base steel and tested steel

圖8為基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼顯微硬度分布曲線，可以看出顯微硬度自表層至心部呈現(xiàn)逐漸降低趨勢(shì)。顯微硬度結(jié)果顯示，基礎(chǔ)鋼的近表層硬度為813 HV0.2，心部硬度為426 HV0.2；試驗(yàn)鋼的近表層硬度為755 HV0.2，心部硬度為440 HV0.2。試驗(yàn)結(jié)果顯示，試驗(yàn)鋼滲層殘留奧氏體含量略高于基礎(chǔ)鋼，因此試驗(yàn)鋼表面附近硬度略低于基礎(chǔ)鋼；而試驗(yàn)鋼心部馬氏體組織比基礎(chǔ)鋼更致密均勻，因此試驗(yàn)鋼心部硬度高于基礎(chǔ)鋼。根據(jù)GB/T 9450—2005《鋼件滲碳淬火硬化層深度的測(cè)定和校核》規(guī)定，從試樣表面到硬度值為550 HV處的這段距離為有效滲碳層的深度，本文測(cè)得基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼有效滲碳層深度均為1.0 mm左右，可見(jiàn)基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼的有效滲碳層深度沒(méi)有明顯差異，因此不是導(dǎo)致基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼疲勞性能差異的原因。

3 分析與討論

3.1 晶粒尺寸對(duì)疲勞性能的影響

Matlock等[9]研究發(fā)現(xiàn)滲碳層晶粒尺寸是影響疲勞性能的重要影響因素，且滲碳層晶粒與彎曲疲勞極限符合Hall-Petch關(guān)系。王彥斌等[19]采用旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)方法確定了Cr-Mo系滲碳鋼疲勞極限與滲碳層晶粒尺寸的定量關(guān)系式，如式(1)所示。

(1)

式中：σs為疲勞極限，MPa；d為滲碳層晶粒尺寸，μm。

根據(jù)表2試驗(yàn)結(jié)果計(jì)算可知，基礎(chǔ)鋼的疲勞極限為996 MPa，試驗(yàn)鋼的疲勞極限為1094 MPa；而旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)結(jié)果顯示，基礎(chǔ)鋼的疲勞極限為1070 MPa，試驗(yàn)鋼的疲勞極限為1160 MPa。除了晶粒細(xì)化，影響疲勞性能還有其他因素。

3.2 非金屬夾雜物對(duì)疲勞性能的影響

3.2.1 疲勞斷口夾雜物統(tǒng)計(jì)

疲勞裂紋起裂源主要存在3種類型：內(nèi)部夾雜物起裂(見(jiàn)圖9(a))、表面夾雜物起裂(見(jiàn)圖9(b))以及基體起裂(見(jiàn)圖9(c))。通常認(rèn)為當(dāng)夾雜物中心距離表面的垂直距離超過(guò)0.1 mm時(shí)，為內(nèi)部夾雜物引起的起裂；當(dāng)夾雜物中心距離表面的垂直距離在0.1 mm以內(nèi)時(shí)，為表面或者近表面夾雜物引起的起裂。據(jù)此分析統(tǒng)計(jì)結(jié)果可得，基礎(chǔ)鋼以?shī)A雜物起裂為主，占全部起裂試樣的55.6%；試驗(yàn)鋼主要以基體起裂為主，占全部起裂試樣的70%以上。利用SEM和EDS對(duì)旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞斷口處夾雜物進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如表3所示。EDS分析顯示旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試樣斷口處的夾雜物主要為含Al、Ca的氧化物夾雜、硫化物夾雜或者復(fù)合夾雜物。

圖9 基礎(chǔ)鋼中典型起裂方式的斷口形貌(a)內(nèi)部夾雜物起裂；(b) 表面夾雜物起裂；(c) 基體起裂Fig.9 Fracture morphologies of typical initiation mode of the base steel (a) internal inclusion cracking; (b) surface inclusion cracking; (c) matrix cracking

表3 基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試樣起裂方式統(tǒng)計(jì)結(jié)果

3.2.2 ASPEX夾雜物統(tǒng)計(jì)

為進(jìn)一步分析基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼中非金屬夾雜物水平差異，采用夾雜物原位快速自動(dòng)分析儀(ASPEX)進(jìn)行夾雜物定性定量統(tǒng)計(jì)分析，基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼檢測(cè)面積均為51.2 mm2，對(duì)掃描區(qū)域內(nèi)大于1 μm的夾雜物進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如表4所示。根據(jù)表4可知，基礎(chǔ)鋼單位面積夾雜物數(shù)量為24.6 個(gè)/mm2，而試驗(yàn)鋼單位面積夾雜物數(shù)量?jī)H為10.6 個(gè)/mm2，較基礎(chǔ)鋼大幅降低?；A(chǔ)鋼夾雜物平均尺寸為3.0 μm，試驗(yàn)鋼夾雜物平均

尺寸為3.4 μm，夾雜物平均尺寸相差不大?；A(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼夾雜物均主要分布在4 μm以下的范圍內(nèi)，大尺寸夾雜物數(shù)量都很少，但基礎(chǔ)鋼分布在4～7 μm之間的夾雜物數(shù)量更多。

圖10 鋼中夾雜物類型分布(a)基礎(chǔ)鋼;(b)試驗(yàn)鋼Fig.10 Distribution of inclusion types in the steel(a) base steel; (b) tested steel

圖10為兩組試驗(yàn)鋼中夾雜物類型統(tǒng)計(jì)結(jié)果。由圖10可見(jiàn)，基礎(chǔ)鋼中主要夾雜物類型為Al2O3-MgO，通常氧化物夾雜尺寸較大且為脆性?shī)A雜，對(duì)疲勞性能危害更大；試驗(yàn)鋼主要夾雜物類型為MnS、CaS-MnS以及CaS-Al2O3-MnS，試驗(yàn)鋼較基礎(chǔ)鋼相比，氧化物夾雜大幅減少，其中復(fù)合夾雜物由于塑性相MnS包裹在外，危害較小[20-21]。

利用夾雜物在坐標(biāo)軸上的位置繪制基礎(chǔ)鋼和試驗(yàn)鋼中夾雜物的二維分布圖，如圖11所示。從圖11可以直接看出，試驗(yàn)鋼夾雜物數(shù)量明顯較少且分布更為稀疏。

圖11 鋼中夾雜物分布(a)基礎(chǔ)鋼;(b)試驗(yàn)鋼Fig.11 Distribution of inclusions in the steel(a) base steel; (b) tested steel

4 結(jié)論

1) 旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)結(jié)果顯示，Nb微合金化試驗(yàn)鋼疲勞極限為1160 MPa，相比基礎(chǔ)鋼提高90 MPa，在相同疲勞壽命下，試驗(yàn)鋼可以在更高載荷下安全運(yùn)行；而在同一應(yīng)力幅值下，試驗(yàn)鋼的疲勞壽命較基礎(chǔ)鋼顯著提高。因此，綜合疲勞強(qiáng)度和疲勞壽命兩個(gè)方面，試驗(yàn)鋼疲勞性能更優(yōu)。

2) 顯微組織分析結(jié)果顯示，Nb微合金化試驗(yàn)鋼晶粒大小均勻且明顯比基礎(chǔ)鋼細(xì)小。從晶粒細(xì)化角度考慮，通過(guò)Hall-Petch公式計(jì)算得試驗(yàn)鋼的疲勞極限為1094 MPa。而旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)結(jié)果顯示，試驗(yàn)鋼的疲勞極限為1160 MPa，因此，試驗(yàn)鋼與基礎(chǔ)鋼相比，疲勞極限的提高除晶粒細(xì)化外還有其它因素的影響。

3) 疲勞斷口觀察發(fā)現(xiàn)，基礎(chǔ)鋼以?shī)A雜物起裂為主，試驗(yàn)鋼主要以基體起裂為主；并且基礎(chǔ)鋼的夾雜物數(shù)量更多，夾雜物尺寸分布的區(qū)間更大；ASPEX分析結(jié)果顯示，試驗(yàn)鋼單位面積上夾雜物數(shù)量比基礎(chǔ)鋼少；且氧化物夾雜較基礎(chǔ)鋼大幅度減少。綜上所述，試驗(yàn)鋼疲勞性能的提升是晶粒細(xì)化和非金屬夾雜物水平下降綜合作用的結(jié)果。