非轻载齿轮金属的耐高温特性

　　随着中国重型装备制造业的迅猛发展，对重载齿轮钢的性能提出更高的要求。17CrNiMo6是德国常用的重载齿轮钢，国产化后的17Cr2Ni2Mo钢有较大量的应用。为满足高性能重载齿轮钢的使用要求，笔者在17Cr2Ni2Mo钢的基础上进行V2Nb微合金化，开发出了高性能的17Cr2Ni2MoVNb钢。试验结果表明：V2Nb微合金化显著提高了齿轮钢的疲劳性能和抗拉强度。但是，微合金元素V、Nb可能会影响钢的高温塑性，由此对连铸、轧制、矫直工艺产生重要的影响。因此，本文的目的在于比较17Cr2Ni2Mo与17Cr2Ni2MoVNb钢的高温性能，探讨微合金元素V、Nb及N含量对试验钢高温性能的影响。

　　1试验材料及方法

　　1.1试验材料试验用17Cr2Ni2MoVNb与17Cr2Ni2Mo齿轮钢的化学成分.试验钢的生产工艺为：电炉冶炼 炉外精炼(LF) 真空脱气(VD)，然后浇铸成钢锭，钢锭加热至1250℃后轧制成<80mm的圆棒。<80mm圆棒再加热至1200℃后改锻为<11mm的圆棒，锻造完毕后进行700℃×3h退火处理， 精加工成<10mm×100mm的Gleeble拉伸试样。

　　1.2试验方法拉伸试验在Gleeble21500D热模拟试验机上进行。试样加热及变形制度如图1所示。以20℃/s的速率升温至1250℃，保持60s后以10℃/s的速率降温到600～1200℃，保持1min后以5×10的应变速率进行拉伸直至断裂。测试时试样室通入流量为1L/min的氩气流。采用日立S24300冷场发射扫描电镜观察断口形貌，用METAVAI型倒立式金相显微镜观察断口部位的组织。

　　2试验结果抗拉强度随试验温度的变化。试验钢的抗拉强度随着试验温度的降低逐渐增大。在600～1200℃拉伸温度区间，17Cr2Ni2MoVNb钢的抗拉强度高于17Cr2Ni2Mo钢，这是因为17Cr2Ni2MoVNb钢中加入V、Nb，形成第二相颗粒MN、MC、M(C，N)，有效钉扎晶界，细化了晶粒。

　　同时V在高温区(>1000℃)以固溶态存在，起到了固溶强化的作用。前期试验结果表明：在较低的温度区间(<950℃)，两试验钢的晶粒尺寸皆较细小(<20μm)，且随保温时间的变化不大;随奥氏体化温度的升高，两试验钢晶粒长大趋势明显，17Cr2Ni2Mo钢的晶粒粗化较17Cr2Ni2MoVNb钢严重。

　　断面收缩率随试验温度的变化。17Cr2Ni2Mo与17Cr2Ni2MoVNb钢的塑性随温度的降低表现出不同的变化规律。若以断面收缩率小于60作为脆性判断依据，17Cr2Ni2Mo钢在700～825℃试验温度范围内出现脆性区，即通常所说的第Ⅲ脆性区，其它温度区间呈现良好的塑性;17Cr2Ni2MoVNb钢在整个试验温度范围内表现出良好的塑性，且断面收缩率在75以上。二者塑性在不同温度范围内呈交替变化：在600～900℃及1050～1200℃，17Cr2Ni2MoVNb钢的塑性优于17Cr2Ni2Mo钢;在925～1000℃，17Cr2Ni2Mo钢的塑性则稍优于17Cr2Ni2MoVNb钢。

　　低温区夹杂有河流状花纹，且韧窝周围发生较大的塑性变形。表明17Cr2Ni2MoVNb钢主要发生穿晶韧性断裂，并在低温区伴有准解理断裂。

　　17Cr2Ni2Mo钢1150℃断口表面存在晶间裂纹，这是由于在高温区17Cr2Ni2Mo晶界处富集硫、氧等杂质元素，形成熔点较低的硫化物、氧化物，使晶界弱化，在拉应力的作用下沿晶界开裂。但裂纹周围及晶内发生较大的塑性变形，其断裂方式为沿晶韧性断裂。900℃断口表面出现部分韧窝，韧窝周围有较大的塑性变形，同时也观察到晶间裂纹，此时断裂方式为沿晶和穿晶混合断裂。

　　而800℃断口表面无韧窝，存在明显的晶间裂纹，裂纹周围只发生很小的塑性变形，3分析与讨论3.11050～1200℃温度区间此温度区间两试验钢的面缩率均在82以上，且17Cr2Ni2MoVNb钢的塑性优于17Cr2Ni2Mo钢。两试验钢呈现良好塑性是因为动态再结晶和晶界迁移能力增强，形变时滑移不再集中于晶界，而在晶粒内硫化物、氧化物、氮化物等夹杂物与基体的界面上，由于它们的形变能力不同而产生应力集中，导致微孔的形成长大和聚集。

　　(5)根据上述公式和化学成分计算出试验钢中第二相粒子的溶解温度如表2所示。可见1250℃奥氏体化后，试验钢中第二相理论上已完全溶解。一般认为V、Nb对材料的塑性有害，V含量较高时热塑性恶化，但当V含量较低时，这种影响几乎消失，这是因为V的化合物在较低温度下析出.

　　同时17Cr2Ni2MoVNb钢中有效控制了N含量，降低了高温析出相Nb(C，N)的体积分数。此外，WANG和Akben的研究表明：Al的添加可以减缓Nb(C，N)的析出，从而使Nb(C，N)在较低的温度下析出。所以高温区Nb的碳(氮)化物对17Cr2Ni2MoVNb钢的热塑性影响很小。

　　17Cr2Ni2MoVNb钢中AlN的析出温度低于17Cr2Ni2Mo钢，表明17Cr2Ni2Mo钢中AlN自奥氏体晶界优先析出，影响了17Cr2Ni2Mo钢的塑性。同时，由于硫、氧等杂质元素在17Cr2Ni2Mo钢晶界处富集形成多元低熔点化合物，导致晶界熔化，也是此区域17Cr2Ni2MoVNb钢的热塑性略高于17Cr2Ni2Mo钢的原因。

　　3.2925～1000℃温度区间此温度区间17Cr2Ni2MoVNb钢的塑性有所下降，原因是在1000℃左右V、Nb的碳(氮)化物及AlN沿奥氏体晶界部分析出，阻止了晶界滑移。而17Cr2Ni2Mo钢中未添加V、Nb，在1000℃时仅有部分AlN析出。由于N含量及微合金元素的原因，两试验钢在同一温度下第二相的析出总量则有差别。

　　经第二相固溶度积公式计算试验钢中部分第二相粒子在不同温度的析出量见表3.可见，随着温度的降低，两试验钢中第二相的析出量逐渐增加，且在925～1000℃温度区间17Cr2Ni2MoVNb钢中第二相粒子的析出总量高于17Cr2Ni2Mo钢中AlN的析出量。因而17Cr2Ni2MoVNb钢中第二相粒子对晶界滑移的阻碍作用强于17Cr2Ni2Mo钢中的AlN，使得此温度区间17Cr2Ni2MoVNb钢的塑性低于17Cr2Ni2Mo钢。

　　3.3600～900℃温度区间温度降至900℃以下，17Cr2Ni2Mo钢的塑性发生较大变化，在800℃其塑性降至低谷(断面收缩率仅为55).同时17Cr2Ni2MoVNb钢的塑性也有所降低(断面收缩率 为75).除大量析出AlN第二相外，铁素体沿晶界成膜状析出是导致两试验钢塑性差别的主要原因。因为铁素体的强度仅为奥氏体的1/4，所以在应力作用下，形变将主要集中在晶界处强度较低的铁素体膜中，当应力超过晶界α相所能承受的强度时，在α相中便会产生微孔，微孔聚合、长大， 发展成裂纹，导致两试验钢的塑性产生不同降低。据式(6)计算两试验钢的铁素体溶解温度Ac3：17Cr2Ni2MoVNb钢为835℃;17Cr2Ni2Mo钢为820℃。

　　Ac3=910-203w(C)-15.2w(Ni) 44.7w(Si) 104w(V) 31.5w(Mo)(6)由此可推断，17Cr2Ni2MoVNb钢的Ar3温度高于17Cr2Ni2Mo钢的Ar3温度，所以17Cr2Ni2MoVNb钢先于17Cr2Ni2Mo钢沿原奥氏体晶界析出铁素体　.在17Cr2Ni2MoVNb钢的铁素体膜逐渐长大并在晶内大量析出时，17Cr2Ni2Mo钢中铁素体膜沿晶界部分析出　，由此导致17Cr2Ni2Mo钢的塑性低于17Cr2Ni2MoVNb钢。此外，17Cr2Ni2Mo钢在800～850℃区间塑性急剧下降，可能还与Cu、P等杂质元素在晶界处的偏析有关。

　　Nachtrab和Chou发现在形变过程中，杂质元素(Cu、Sn和Sb)在晶界处偏析可导致晶间断裂。同时，P在晶界处大量偏析会增加钢对裂纹的敏感性。

　　综上所述，通过降低N含量及Cu、P等杂质含量，并经V、Nb微合金化处理后的17Cr2Ni2MoVNb钢的热塑性得到提高，可以确保连铸及热加工工艺的进行。

　　4结论(1)由于V、Nb微合金化元素的加入产生细晶强化及固溶强化，17Cr2Ni2MoVNb钢的抗拉强度比17Cr2Ni2Mo稍高。

　　(2)17Cr2Ni2MoVNb钢在600～1200℃均保持良好的塑性，面缩率在75以上，断裂方式为穿晶韧性断裂，低谷区出现在700～900℃;而17Cr2Ni2Mo钢塑性变化较剧烈，950～1200℃塑性良好，面缩率保持在80以上，试样表现为韧性穿晶断裂，但在900℃以下，塑性恶化，在700～825℃出现脆性区，面缩率降至55，试样表现为沿晶脆性断裂。

　　(3)通过降低N含量及Cu、P等杂质元素的含量，并添加适量微合金化元素(V、Nb)可以提高齿轮钢的高温塑性。