戴建科，韩 顺，厉 勇，刘 雨，雷斯敏，王春旭

(钢铁研究总院有限公司 特殊钢研究院，北京 100081)

现代航空工业一直与“高质量”、“高科技”、“高端制造”紧密相连，是大国综合国力和工业水平的集中体现。在航空工业中，齿轮作为一种用来传递转矩和角运动的机械构件，是航空传动系统最重要的结构件之一，齿轮材料的性能直接关系着航空传动系统的质量、使用寿命及可靠性、动力传输效率、运载能力等核心指标。随着航空业的发展，航空发动机的性能不断提高，传动系统逐渐向着高功率密度方向发展，要求齿轮在高载荷、高温、高速的工作环境中长时间稳定服役，这对齿轮材料的综合性能提出了更高的要求[1]。

航空齿轮钢经过多年的发展，在工作温度、表面硬度、耐磨性等方面已经有了大幅度提升。第三代航空齿轮的代表钢种有C61、C64、CSS-42L、C69等，具有优异的强韧性、耐高温、耐腐蚀，经表面硬化后的硬度高，接触疲劳性能优异，能够应对航空齿轮日益复杂的工作环境。目前国内许多学者已经开展了第三代航空齿轮钢的研究。周敏等[2-3]对C61齿轮钢的热变形行为及强韧化机理进行了深入研究，发现C61钢回火后能够析出纳米级M2C碳化物，对钢的强韧性有很大提升。梁晓东等[4]对C64齿轮钢在不同热处理制度下组织性能的变化进行了详细研究，明确了C64钢的最佳热处理工艺。CSS-42L齿轮钢近年来也受到许多学者的关注，对其组织性能变化规律等研究也取得了许多进展[5]。

C69钢是美国某公司开发的新一代航空齿轮钢，在渗碳后具有优异的表面硬度和接触疲劳性能[6-7]。但现有研究表明C69钢的韧性较差，公开数据显示其断裂韧度约为40 MPa·m1/2，与其他航空齿轮钢有很大差距[8-9]。此外，C69钢中添加了高达28%的Co元素，增加了使用成本。这些因素都使得C69钢难以在实际生产中得到大规模应用。针对C69齿轮钢存在的问题，本文对C69齿轮钢进行了成分调整，获得了一种新型齿轮钢，其韧性相比C69钢有了很大改善。本文以该新型齿轮钢为研究对象，重点对其组织及性能在不同淬火温度下的演变规律进行研究，为该合金在我国高功率传动系统中的应用提供一定的数据支持。

1 试验材料和方法

试验钢采用双真空工艺(VIM+VAR)熔炼，熔炼后开坯锻造为φ120 mm棒材，其主要化学成分见表1，除Co含量降至12%外，其余成分均与C69钢一致。从棒材上切取金相、拉伸和断裂韧性试样，分别在850、900、950、1000、1050 ℃保温1 h后油冷至室温，取金相试样进行显微组织观察，其余试样放入液氮中进行-196 ℃ 深冷处理1 h，在空气中回升至室温后，在468 ℃回火4 h后空冷。

表1 试验钢的化学成分(质量分数，%)

热处理后将试样加工为直径d=5 mm的拉伸试样和尺寸为10 mm×20 mm×100 mm的断裂韧度试样，进行力学性能测试。拉伸试验参照GB/T 228.1—2010《金属材料 拉伸试验 第1部分: 室温试验方法》在LOS-600型力学试验机上进行；断裂韧度试验参照GB/T 4161—2007《金属材料 平面应变断裂韧度KIC试验方法》在MTS810液压试验机上进行；硬度试验参照GB/T 230.1—2018《金属材料 洛氏硬度试验 第1部分：试验方法》在TH300数显洛氏硬度机上进行，结果为3个测试点的平均值。

金相试样经过研磨抛光后使用氯化铜盐酸酒精溶液腐蚀约30 s，在Leica MEF4M光学显微镜和FEI Quanta 650扫描电镜下进行微观组织观察，采用FEI Tecnai G2 F20透射电镜(TEM)及配有Lynxeye XE探测器的D8ADVANCE X射线衍射仪(XRD)对金相试样中的物相进行分析。

2 试验结果与分析

2.1 淬火温度对力学性能的影响

试验钢经850～1050 ℃淬火+深冷+回火后的力学性能如图1所示。由图1(a)可以看出，随淬火温度的升高，试验钢的抗拉强度、屈服强度和硬度均先升高后降低，在900 ℃时同时达到峰值，此时抗拉强度为1483 MPa。试验钢的断后伸长率、断面收缩率与强度变化趋势相同，但在850～1050 ℃淬火温度区间内变化较小，如图1(b)所示。从断裂韧度随淬火温度的变化曲线上可以看出，随着淬火温度的升高，试验钢的断裂韧度先升高后降低的趋势更为明显，淬火温度为850 ℃时，断裂韧度为37.3 MPa·m1/2，1000 ℃时，断裂韧度升高至62.4 MPa·m1/2，达到峰值，随着淬火温度的继续升高，断裂韧度迅速降低。此外，从图1中还可以看出，淬火温度超过1000 ℃后，试验钢的强度趋于稳定，但塑性和韧性下降较为显著。

图1 不同温度淬火+深冷+回火后试验钢的力学性能(a)强度和硬度；(b)塑性和断裂韧度Fig.1 Mechanical properties of the tested steel after quenching at different temperatures, cryogenic treatment and tempering(a) strength and hardness; (b) plasticity and fracture toughness

2.2 不同淬火温度下拉伸断口形貌分析

图2为试验钢经850～1050 ℃淬火后+深冷+回火后的拉伸断口SEM形貌。从图2可以看出，试验钢的断裂方式均为韧性断裂，断口形貌中存在大量韧窝。淬火温度为850～900 ℃时，断口中密集分布着大量小韧窝，韧窝中能够观察到第二相粒子的存在，如图2(a, b)所示。随着淬火温度的升高，断口中的韧窝尺寸也逐渐增大，950 ℃淬火时，断口中开始出现大尺寸韧窝，大尺寸韧窝附近还存在许多小韧窝，韧窝中几乎观察不到未溶第二相粒子。当淬火温度为1000 ℃时，断口形貌变化更加明显，断口中出现大量大尺寸韧窝，同时部分位置有向准解理形貌转变的趋势。当淬火温度为1050 ℃时，试验钢的断口形貌中开始出现准解理形貌特征，小尺寸韧窝几乎消失，断口整体形貌为大尺寸韧窝+准解理形貌，此时试验钢的强度、塑性和韧性均较差。

图2 不同温度淬火+深冷+回火后试验钢的拉伸断口形貌Fig.2 Tensile fracture morphologies of the tested steel after quenching at different temperatures, cryogenic treatment and tempering(a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1000 ℃; (e) 1050 ℃

2.3 淬火温度对显微组织的影响

淬火温度对试验钢的最终组织影响较大，图3为试验钢不同温度淬火后的显微组织。可以看出，试验钢不同温度淬火后的显微组织均为板条马氏体，但原始奥氏体晶粒尺寸随淬火温度的升高而逐渐增大。1000 ℃和1050 ℃淬火后组织粗化较为严重。

图3 不同淬火温度下试验钢的显微组织Fig.3 Microstructure of the tested steel after quenching at different temperatures(a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1000 ℃; (e) 1050 ℃

图4为试验钢不同温度淬火后的平均晶粒尺寸，可见试验钢在850～950 ℃淬火时，晶粒比较细小，850 ℃淬火后平均晶粒尺寸为23.63 μm，950 ℃淬火后为29.72 μm，仅增加6.09 μm。而淬火温度升高至1000 ℃时，平均晶粒尺寸增加至39.27 μm，奥氏体晶粒出现小幅度粗化。淬火温度高于1000 ℃以后，试验钢的平均晶粒尺寸迅速增加，1050 ℃淬火后，试验钢的平均晶粒尺寸达83.92 μm，晶粒粗化十分明显。

图4 不同淬火温度下试验钢的平均晶粒尺寸Fig.4 Average grain size of the tested steel after quenching at different temperatures

图5为试验钢经不同温度淬火后的SEM组织。可以看出，淬火温度为850 ℃时，试验钢中存在大量未溶第二相，晶界和马氏体板条间都有大量未溶相分布。随着淬火温度的升高，未溶第二相逐渐溶解，900 ℃淬火后的未溶第二相数量相比850 ℃淬火时有明显减少。淬火温度950 ℃时未溶第二相已基本溶解，仅在部分区域观察到少量未溶相粒子。淬火温度升高至1000 ℃和1050 ℃时均未观察到未溶相的存在，说明未溶第二相随着淬火温度的升高已经完全溶解。淬火温度在850～950 ℃范围内，未溶相的存在能够对晶界起到钉扎作用[10-11]，可以阻碍晶界移动，延缓晶粒长大。淬火温度由850 ℃升高至950 ℃，试验钢晶粒尺寸长大缓慢，未溶相对晶粒长大起到了一定的抑制作用。淬火温度升高至1000 ℃和1050 ℃时，第二相完全溶解，失去钉扎作用，晶粒尺寸迅速增加。

2.4 分析与讨论

当淬火温度较低时，SEM观察发现试验钢中存在较多未溶相，对850 ℃淬火后的未溶相进行TEM观察，结果如图6所示。可以看出，试验钢中的未溶相呈球状，尺寸在30～200 nm之间。衍射斑点标定结果表明，这种未溶相为面心立方结构的M6C型碳化物[12]，EDS结果显示，该未溶相中主要含有Fe和Mo两种元素，质量分数分别为43.32%和41.93%。材料发生塑性变形时，位错运动至第二相粒子附近会受到阻碍，因此M6C碳化物的存在能够提高试验钢的强度。但位错在第二相粒子附近塞积后会产生应力集中，容易引起裂纹的萌生和扩展[13-14]，影响试验钢的韧性。

图7为试验钢在不同温度淬火后的XRD图谱。可以看出，淬火温度提高至950 ℃后，M6C碳化物的衍射峰基本消失，表明淬火温度达到950 ℃时，M6C碳化物已经基本溶解，与扫描电镜的观察结果基本一致。M6C碳化物溶解后，Mo元素可以固溶进基体中对试验钢起到强化作用，在回火过程中也有可能会再次形成其他类型碳化物析出，产生二次硬化现象，提高试验钢的强度[15]。

图5 不同淬火温度下试验钢的SEM图像Fig.5 SEM images of the tested steel after quenching at different temperatures(a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃; (d) 1000 ℃; (e) 1050 ℃

图6 850 ℃淬火后试验钢中未溶相的TEM形貌(a, b)及EDS能谱(c)Fig.6 TEM images(a, b) and EDS spectrum(c) of the undissolved second phases in the tested steel after quenching at 850 ℃

材料的强度往往会受到固溶强化、细晶强化、位错强化、第二相强化等多种强化机制的复合作用[16]。试验钢在较低温度淬火时，晶粒尚未开始粗化，组织中存在大量富含合金元素的M6C未溶相。M6C未溶相可以起到第二相强化的作用，而随着淬火温度的升高，M6C相逐渐发生溶解，合金元素溶入基体又可以起到固溶强化的作用，同时也会提高回火后的二次硬化作用[12，16]，因此M6C未溶相是引起试验钢强度变化的重要因素之一。随着M6C碳化物的部分溶解，试验钢的强度也在多种强化机制的共同作用下逐渐增加，在900 ℃淬火时达到了峰值。随着M6C的继续溶解，其对试验钢的强化作用逐渐减弱，因此在900 ℃以上淬火时，试验钢的强度开始下降。在1000 ℃淬火后，M6C完全溶解，试验钢的强度也开始趋于稳定。

未溶相的存在非常容易导致裂纹的产生和扩展，因此M6C也是引起试验钢韧性变化的重要原因。在较低温度淬火时，大量的M6C使得试验钢的断裂韧度受到严重影响，直到950 ℃淬火后，M6C基本溶解，试验钢的断裂韧度才开始有明显升高。试验钢在1000 ℃淬火时，M6C完全溶解，断裂韧度也随之达到峰值。在淬火温度进一步升高后，试验钢的组织开始严重粗化，这是导致断裂韧度迅速下降的原因之一。

3 结论

1) 试验钢在850～1050 ℃淬火+深冷+回火后的强度随淬火温度的升高先升高后降低，900 ℃时强度达到峰值(1483 MPa)；拉伸断口形貌也由韧窝形貌逐渐向韧窝+准解理形貌转变；塑性在淬火温度达到950 ℃后略有降低；断裂韧度则在淬火温度为1000 ℃达到峰值(62.4 MPa·m1/2)，之后随淬火温度的升高迅速降低。

2) 淬火温度较低时，试验钢中存在富Fe、Mo的球状M6C碳化物，淬火温度达到1000 ℃时完全溶解；晶粒尺寸随淬火温度升高逐渐增大，1000 ℃后晶粒开始迅速长大。