汽车用齿轮钢奥氏体晶粒长大与第二相粒子控制技术研究进展

代智鹏　杨健　张庆松　白云　吴小林

关键词：齿轮钢;奥氏体晶粒度;异常长大;第二相粒子;混晶;钉扎力

0 引言

汽车齿轮是汽车制造业中关键零部件之一，Mn-Cr系齿轮钢（16MnCr5/20MnCr5/25MnCr5/28MnCr5）是我国参考德国齿轮钢标准生产的高品质齿轮钢，具有洁净度高、淬透性稳定、成本较低等特点，能满足轻、中、重型汽车渗碳齿轮的性能需要，因而得到广泛应用。在实际生产中，齿轮钢在高温渗碳过程中容易造成析出的第二相粒子粗大或溶解现象，导致钉扎失效，从而造成奥氏体晶粒异常长大和产生混晶组织等问题，严重时导致钢材直接报废。这些问题产生的原因十分复杂，因此前人对此做了大量研究。

本文总结了前人对齿轮钢的第二相粒子与奥氏体晶粒度控制技术所做的相关研究工作，分析了加热温度与保温时间对奥氏体晶粒长大以及析出粒子钉扎作用的影响，研究了第二相粒子析出与奥氏体晶粒长大的机理，阐述了国内外学者及各钢铁公司对齿轮钢中奥氏体晶粒与析出粒子相关研究的最新进展。

1 齿轮钢中的奥氏体

从德国引进的20MnCr5渗碳齿轮钢是引进钢种中成分和性能指标要求较严的钢种之一，其化学成分如表1所示。常温下的20MnCr5钢的原始组织如图1所示，其中铁素体的面积分数约为56%，珠光体的面積分数约为44%。铁素体形态为规则多边形或准多边形，珠光体则为较粗大的片层结构，两相组织均匀交错分布，晶粒度为8级。奥氏体晶粒无论是在等温还是非等温条件下都是控制奥氏体相变的主要因素之一，这些在控轧控冷或热处理过程产生的奥氏体晶粒尺寸为后续冷却过程中的相变提供了初始条件，从而影响最终产品的微观组织结构和机械性能，因此研究奥氏体晶粒对齿轮钢性能的影响具有重要意义。

1.1 奥氏体晶粒度

奥氏体晶粒度不仅影响钢材的力学性能，还影响着物理特性、表面性能和相转变等。对奥氏体晶粒尺寸的控制是材料性能优化工作中必不可少的一环。目前，我国齿轮钢的晶粒度级别一般要求6～8级。随着汽车质量要求的提高，对齿轮钢奥氏体晶粒的稳定性会有更高的要求。因此，研究齿轮奥氏体晶粒度具有十分重要的意义。

晶粒典型分布状态分为随机和拓扑（规则）分布2种，随机分布分为ALA、宽级差和双峰3种状态，其中ALA指随机分布的孤立粗大的晶粒与基体的平均晶粒度级别差不小于3级，且这些孤立粗大的晶粒所占面积的百分数不大于5%。拓扑分布分为项链晶、条带和截面3种状态，如图2所示晶粒长大的起始阶段会出现极少数单个最大晶粒，长大到一定程度会出现双峰分布或者宽级差状态，带状或者晶界析出物造成了条带或者项链晶的产生，项链晶增长到一定程度，也可能呈现双峰状态，表面脱碳时，其截面的析出物会形成界面晶分布。

1.1.1 奥氏体晶粒正常长大

奥氏体晶粒正常长大是晶粒尺寸保持相对均匀，晶粒尺寸分布的整体形态保持相对稳定，平均晶粒尺寸平稳增加的过程，一般来说最大晶粒尺寸与平均晶粒尺寸之比约在3～4之间，其中奥氏体化过程如图3所示，其中F是铁素体，A是奥氏体。奥氏体晶粒长大的过程实际上是晶界迁移的过程，而晶界迁移的驱动力主要是奥氏体晶界能的降低。一般来说，奥氏体的初始晶粒越细小，则晶界总面积越大，晶界能量越高。根据吉布斯自由能定理，奥氏体晶粒倾向于相互吞并长大而使晶界能量降低。在奥氏体晶粒生长过程中，通过降低生长速率或边界迁移速度，可以获得较小的奥氏体晶粒尺寸。晶粒生长的性质会影响材料的性能，正常生长的晶粒有利于获得均匀的性能。

1.1.2 奥氏体晶粒异常长大

奥氏体晶粒异常长大是指组织中大部分的晶粒在生长过程中受到某种阻碍作用，只有极少数晶粒长大，或者组织中大部分晶粒的长大速度相对缓慢，而极少数晶粒在局部区域快速长大的现象。其特征为整体晶粒尺寸分布是非稳态的，呈双峰分布，如图4所示为热处理后的渗碳轴承钢SAE （Society of automative engineers）4320的奥氏体晶粒形貌。

目前，关于晶粒异常长大与正常长大的判据有多种说法。有学者认为当观察到最大晶粒的尺寸与平均晶粒尺寸的比值大于5时，就代表发生了晶粒异常长大。也有学者认为晶粒异常长大过程中尺寸相差悬殊，最大晶粒尺寸一般为平均晶粒尺寸的6倍以上，有时可达十几倍。

经过大量研究，多数学者认为晶粒异常长大是由第二相粒子的钉扎与解钉作用造成的。随着加热温度的升高，分布在晶界上的第二相粒子由于Ostwald熟化作用增强，数量减少，尺寸增加，对晶界的钉扎作用减弱，晶粒发生异常长大。

1.2 奥氏体晶粒长大模型

Beck方程最早由Beck于1947年提出，是第一个关于晶粒尺寸计算的公式，从此以后，它成为任何涉及晶粒长大理论的组成部分。晶粒生长模型主要可分为两类，即关于大量晶粒的统计模型和单个晶粒变化的平均场模型。前者需要考虑所有晶粒之间的相互作用，十分复杂。在大多数情况下，平均粒度用于估计机械性能，奥氏体生长的平均场模型通常基于Beck公式。过去几十年来，许多研究者建立了晶粒长大的预测模型，常见的模型有Beck模型、Hillert模型、Sellars模型和Arrhenius模型。Beck和Hillert模型只考虑单一加热温度或保温时间对奥氏体晶粒长大产生的影响，而Arrhenius和Sellars模型则考虑了更多的方面的因素，其预测值和实验值相关性更高。

目前关于奥氏体晶粒长大的研究有很多，但是影响奥氏体晶粒长大的因素十分复杂，主要有材料类型、加热温度、保温时间、第二相粒子数量与尺寸等。奥氏体晶粒长大过程属于动态，但由于动态条件下研究过于复杂，一般的经验公式都是基于静态条件下的研究，建立的一般模型适用于正常晶粒长大，而针对异常长大的晶粒，目前还缺乏相应的模型。随着计算机技术的进步，在已有公式的基础上，通过对试验数据进行非线性回归、线性计算分析、最小二乘法拟合等，分析建立了奥氏体晶粒长大规律的模型，能较准确地预测奥氏体晶粒长大趋势，如表2所示。表2中，D为晶粒直径；D0为初始晶粒直径；t为晶粒生长时间；n为时间指数；σ为晶粒边界能；λ为晶界厚度；R为气体常数；T为绝对温度；Dgb为晶界扩散常数；C/K/K0/K1/K2为常数；Q是晶粒生长的激活能，V是体积。

Zener于1948年提出了第二相粒子对晶界的钉扎理论，即Zener方程，这个方程具有重大意义，其首次定性和定量证明了材料中的第二相粒子体积分数和尺寸大小对基体晶粒尺寸大小的影响。它是实现细化晶粒的重要依据，即细小的碳氮化物粒子可阻止晶界遷移。当晶粒长大的驱动力与第二相粒子的阻力平衡时，晶粒便停止长大，达到晶粒的临界尺寸。

近年来，学者们通过晶粒长大的临界半径预测晶粒的演化行为，他们更多选择通过修正Gladman方程中的纲量一的Zener系数（A）来预测晶粒的长大。Gladman方程根据能量平衡原理，考虑到大晶粒吞噬小晶粒以及晶界挣脱第二相粒子的运动行为给出晶粒长大的临界晶粒尺寸R0的方程式，晶粒长大与第二相粒子尺寸的分布范围密切相关。在相对简单情况下，一般可以建立第二相粒子与奥氏体晶粒生长的关系，而在相对复杂条件下，它们之间的生长关系还需要进一步研究，前人对奥氏体晶粒临界尺寸的研究如表3所示。表3中，R0为晶粒半径；r为粒子半径；f为析出相粒子体积分数；Z为粒度分布常数；β为关于R0的函数；Ac3为相变实际温度。

2 第二相粒子与钉扎作用

微合金元素在钢中存在形式有两种，一是固溶形式，固溶原子对钢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。微合金齿轮钢主要通过析出第二相粒子钉扎晶界，控制晶粒尺寸。不同合金元素对奥氏体晶粒长大的影响不同，如表4所示。

微合金化是一种应用广泛的晶粒细化方法。在钢中添加微量（质量分数少于0.1%）的Nb、Al、Ti等元素，形成相对稳定的碳化物和氮化物，从而在钢中产生晶粒细化和析出强化效果，以此来提高力学性能。其中，Ti对晶粒细化的影响最为显著，而含Ti的氮化物降低了钢的接触疲劳寿命。因此，在高质量齿轮钢中加入Ti是有争议的。由于含V析出相的溶解温度低于渗碳温度，V对提高渗碳温度不起作用。此外，V合金的价格过高。常用齿轮钢大多添加Al，以AlN粒子细化晶粒，由于在1 000℃以上高温下不稳定，因此高温渗碳时，添加Nb，形成更加稳定的Nb（C，N）粒子，通过钉扎作用，可以降低晶粒尺寸，提高渗碳温度。而B的细化效果取决于B、Al、Ti对N的竞争。

2.1 AlN粒子的作用

高温渗碳过程中控制晶粒粗化，主要依靠析出相对晶界的钉扎作用。在齿轮钢中AIN是常见的析出粒子，对控制奥氏体晶粒尺寸起关键作用，可用于对晶界的钉扎，且粒子尺寸越小，所占的体积百分比越大，其钉扎作用越明显。

He等对析出第二相粒子研究发现，在无Nb钢中通过扫描电子显微镜（SEM）观察到的几个AlN粒子，如图5（a）所示，这些AlN粒子主要在晶界处析出，钉扎奥氏体晶界，细化晶粒。在Nb钢的晶界处发现了Nb（C，N）和AlN的复合粒子，如图5（b）所示，其中EDS代表能谱分析，Nb和Al在复杂粒子中的分布不是混合在一起的，而是相互独立的。结果表明，Nb（C，N）和AlN粒子有序析出。

齿轮钢中AlN粒子对晶界的钉扎作用主要取决于钢中的Al和N的含量，前人研究了Al含量对奥氏体晶粒的影响（表5），满足一定的Al含量与Al/N（质量分数比）条件时，AlN粒子才能有效钉扎晶界，控制奥氏体晶粒长大。

Bepari发现A1N粒子在高温（1000℃）下无法有效细化晶粒，温度过高时，AlN粒子溶解，无法有效钉扎。当同时析出含AlN和Nb（C，N）相粒子时，后者析出温度高于前者，说明Nb（C，N）在高温时的稳定性优于AlN。

Liu等通过电子探针（EPMA）在850和950℃下测试Al微合金钢中析出相的映射结果。如图6，Al和N的位置对应较好。当加热温度为850℃时，奥氏体晶界处Al和N的质量分数较高，尤其是在3个奥氏体晶界的交叉处，此时AlN的体积分数为0.040%。950℃时，AlN体积分数降低至0.029%，如图7所示。因此，高温渗碳时，由于AlN粒子溶解，数量大大减少，导致奥氏体晶粒粗化，需要添加Nb，生成高温条件下更加稳定的Nb（C，N）钉扎晶界，控制晶粒尺寸。

2.2 Nb（C，N）粒子的作用

Nb是常见的微合金元素，细小弥散的Nb析出相粒子可以通过阻碍晶界运动控制奥氏体晶粒长大。Nb是一种强碳氮化物形成元素，很容易在钢中形成Nb（C，N），并且位于晶界处起钉扎作用，阻碍奥氏体晶粒长大，进而提高齿轮钢的性能。Nb对晶粒细化的影响机制如表6所示。

在粗化温度以下，Nb微合金钢比无Nb钢的晶粒更细小。但当加热温度高于粗化温度时（约1 230℃），Nb微合金中部分粒子溶解，而未溶解的粒子发生粗化，结果使得钢中第二相粒子的体积分数减小，剩余粒子尺寸增大，不仅失去了对晶粒生长的阻碍作用，还会诱发晶粒异常长大，导致混晶的出现，如图8所示。温度继续增加，几乎所有的Nb（C，N）粒子均呈固溶态，晶粒长大无阻碍。

在最终奥氏体化之前，如图9所示，钢中有两种类型的碳氮化物：（1）高温加热阶段粗化的未溶解粒子，其化学成分如表7所示，形貌与尺寸如图10所示，是少量粗大的粒子，其直径一般大于500 nm，无法有效钉扎；（2）高温阶段固溶体中含Nb的析出粒子，这些粒子很细小而且数量很多，在最终奥氏体化中，它们会粗化或再次溶解。

1968年，Gray和Yeo首次发现Nb（C，N）在奥氏体/铁素体界面析出。第二相粒子析出的机理是Nb在铁素体中的固溶度远低于在奥氏体中的固溶度，随着相变的进行，Nb原子扩散到铁素体相的聚集转变界面并与从铁素体向奥氏体扩散的C结合形成碳化物析出。如图11所示，相粒子均位于两晶粒交界处，如图11（a）所示的α类位置。有些析出相粒子会位于β类位置，多个晶粒的结点处，位于这种特殊位置的析出相粒子会产生更大的钉扎效果，阻碍奥氏体晶粒长大的作用也更加明显。晶粒尺寸越小，析出相粒子数量越多，位于结点处的析出相粒子就越多，如图11（b）所示。

图12是NbC粒子在晶界处的形貌及能谱图，粒子主要沿晶界析出。Ma等发现，非热轧低碳Nb微合金钢中，Nb的偏析会导致Nb（C，N）主要在奥氏体晶界处相互聚集并沿晶界呈链状分布，如图13所示。

Nb微合金齿轮钢中改变奥氏体晶粒生长速度的粗化温度取决于Nb含量和析出Nb（C，N）粒子的数量（如图14）。无Nb或者添加Nb较少时，由于析出第二相粒子数量较少，无法有效钉扎。添加Nb过多时，在钢中形成粗大粒子析出相，细小析出粒子的数量减少，钉扎力减弱，甚至诱发混晶的产生。因此，Nb含量对控制晶粒尺寸至关重要。前人对Nb含量控制奥氏体晶粒尺寸做了大量研究，如表8所示。

Nb作为强碳氮化物的形成元素，在钢中经常以Nb （C，N）粒子析出，且比单独的NbC与AlN粒子有更高的固溶温度，钉扎效果更强，如表9所示。AlN粒子开始固溶的温度约为900～950℃左右，高于1150℃基本上完全固溶。因此当渗碳温度≥960℃以上时，仅采用AlN粒子已不能完全保证晶粒的细小均匀，还需要通过Nb微合金化来降低晶粒尺寸，以满足提高渗碳温度的要求。Nb（C，N）粒子约在1050℃以上开始固溶，在1050～1150℃时发生奥斯特瓦尔德长大。如果同时添加Al和Nb，加入量越多，根据表9固溶温度计算公式可知，析出粒子的完全固溶温度越高。同时添加Al和Nb的第二相粒子钉扎作用比单独添加Nb的强，因而晶粒比单独加入Nb的晶粒更细。NbC粒子热力学稳定性好，在950～1000℃渗碳时析出相粒子尺寸较为细小，从而达到与AlN相同的钉扎效果仅需要较低的析出体积分数，即对于析出元素含量的要求大大降低，因此对于添加Nb的齿轮钢，其成分中的Al及N含量可以降低至较低水平（图15）。研究表明，同时含Nb与Al的齿轮钢析出的碳氮化物更加细小弥散，在奥氏体化过程中对于晶界具有更好的钉扎效果，提高了晶粒的粗化温度。

图16为Nb对相变的影响。第二相粒子Nb（C，N）除了对奥氏体晶粒产生钉扎作用，阻碍奥氏体长大，影响其晶粒大小，还会影响奥氏体相变。奥氏体晶粒内析出的Nb（C，N）粒子将在其周围形成贫碳区，促进晶内铁素体的形成。Nb析出物可以促进等温处理过程中铁素体的形成，也可以促进热轧过程中铁素体的形成，溶解Nb还可以促进贝氏体的形成。图16中Ar1是冷却时奥氏体向珠光体转变的开始温度，Ar3是冷却时奥氏体开始析出铁素體的温度。

2.3 钉扎力模型

Zener钉扎理论是基于一些假设建立的，其中考虑两个粒子（A、B）与半径为r的单粒子（C）相互作用的移动平面边界，当边界在D、E处与粒子（C）相遇时，涉及三个表面张力，即边界张力γAB和两个粒子的表面张力γAC与γBC，如图17所示，图中α是两个粒子不相干时表面张力的夹角；θ是假设x方向的力为零，只考虑沿y方向的钉扎力时，表面张力的夹角；Fz是单个粒子的钉扎力，γ是晶界单位面积能量（即晶界表面张力，J·m-2），r是粒子半径。假设粒子间是不相干的，即γAC=γBC，那么这两种表面张力将会平衡，从而得到α=90°。对边界钉扎粒子的钉扎力由Smith给出：

当θ=45°时，得到每个粒子的最大钉扎力Fz（max）：

其中，γ为晶界单位面积能量（即晶界表面张力，J·m-2）。

由于单个粒子产生的钉扎作用（Fz）无法有效反映析出相粒子对晶界运动的综合阻碍效果。因此，更多学者通过推导求出所有粒子产生的钉扎力（Pz）来研究析出相粒子的钉扎作用，图18是晶粒生长与钉扎效应示意图，可以看出钉扎力对晶界移动起阻碍作用，其中PG是晶粒长大驱动力。Zener方程关于Pz的应用如表10所示。从Zener方程开始，经过多次补充修改，从而使经验公式适用于更多情况，预测值更准确。

图19是伪渗碳后奥氏体晶粒粗化情况与钢中析出粒子钉扎强度间的关系。随着钉扎强度的改变，奥氏体晶粒长大存在2个不同的区间。钉扎强度较大时，晶粒可保持均匀、细小的状态，且平均晶粒尺寸随着钉扎强度的降低仅轻微增加。然而，钉扎强度低于临界钉扎力时，平均晶粒尺寸开始显著增大，同时晶粒结构出现粗化，在临界钉扎力值附近仍然存在晶粒粗化的情况。

此外，奥氏体初始晶粒尺寸也将影响钉扎力与晶粒长大模式，图20是初始晶粒尺寸及钉扎力与晶粒长大模式间的关系，可见，在不同的初始晶粒尺寸下，根据钉扎力大小可出现晶粒的正常长大、异常生长以及不长大三种模式。当处于不长大的区域时，晶粒结构保持均匀且细小的状态，晶粒尺寸仅轻微变化。而当异常长大发生时，最终晶粒结构混晶严重，且存在极为粗大的晶粒。

3 奥氏体晶粒粗大与混晶

奥氏体晶粒长大是界面能推动的热激活过程，主要包括两个方面，其一是奥氏体晶界的迁移使晶界面积减少，这是奥氏体晶粒长大的驱动力；其二是第二相粒子的溶解与析出及其对晶界的钉扎作用，这是奥氏体晶粒长大的阻力。当温度升高至粗化温度，钉扎作用逐渐消失，奥氏体晶粒异常长大，金属基体内晶粒大小混杂，粗晶细晶混杂，即出现混晶。

3.1 奥氏体晶粒粗大

加热温度较低时，由于Ostwald熟化作用较弱，有大量细小粒子分布在奥氏体晶界上，对晶界具有较强的钉扎作用，阻止了晶界的移动，奥氏体晶粒长大受到抑制，尺寸增加缓慢。随着加热温度的升高，分布在晶界上的细小粒子由于Ostwald熟化作用增强，数量减少，尺寸增加，对晶界的钉扎作用减弱，晶粒长大较快，晶粒开始异常长大的温度称之为晶粒粗化温度。加热温度足够高时，所有的粒子完全溶解，这样阻碍晶界移动的钉扎作用消失，奥氏体晶粒急剧长大，最终不能对晶粒的粗化进行控制，使得晶粒的尺寸变大，表11是加热温度对第二相粒子的影响。

随着温度升高，析出第二相粒子半径增大，数量减少，如图21所示。当温度足够高时，所有较小的NbC粒子在较大的NbC粒子溶解之前都已溶解，如图22所示。

3.2 混晶

混晶组织是指基体材料中奥氏体晶粒有明显的多种区域尺寸，每个区域尺寸的含量都较大且不可忽略，也就是指金相组织中粗晶粒和细晶粒混杂的现象。混晶是在加热过程中由于第二相粒子钉扎作用逐渐消失，奥氏体晶体异常长大产生如图23所示，奥氏体晶粒长大大致分为两个阶段在800～1000℃之间，奥氏体晶粒细小，随着温度的升高，晶粒生长缓慢，是奥氏体晶粒的缓慢生长阶段。在1025～1250℃之间，大多数晶粒迅速长大，出现晶粒异常长大现象。随着温度升高，晶粒尺寸明显增大，即快速生长阶段。其中，混晶组织出现在缓慢生长和快速生长阶段的分界处。

如圖24所示，随着温度升高，AlN粒子溶解，失去了最初的钉扎效应，不再阻碍该区域奥氏体边界的移动。因此，奥氏体晶粒在950°C以上的温度长大。相反，未溶解的AlN粒子对奥氏体晶粒施加钉扎效应，导致该区域奥氏体晶粒尺寸发生不明显的变化，因此产生混晶。

随着温度的升高，析出第二相粒子对晶界的钉扎作用的变化如下：晶界普遍被分散相粒子钉扎，晶界部分脱钉，导致尺寸远大于平均晶粒度的粗大晶粒继续长大，从而造成晶粒异常长大；随后晶界普遍脱钉，析出相粒子的钉扎阻力在一定温度范围内迅速减小，部分晶粒可以优先摆脱析出相粒子的束缚而迅速长大，产生混晶。因此，第二相粒子的存在是造成混晶的主要原因，表12总结了前人对混晶的研究结果。

4 结论

本文总结了前人对齿轮钢的第二相粒子与奥氏体晶粒控制技术所作的相关研究工作，结论如下：

（1）奥氏体晶粒长大模型基于Beck方程，现在最常见的是经过修正的Sellars、Arrhenius模型。钉扎力模型则通过修正Zener方程的纲量一常数（A）来研究奥氏体临界尺寸，主要通过所有粒子在晶界上产生的钉扎作用（Pz）来研究其对奥氏体晶粒产生的阻碍作用。然后，实验得到数据后，通过数学方法拟合曲线作图，能更加准确地预测奥氏体长大趋势。

（2）析出的第二相粒子一般沿晶界分布，其中Nb（C，N）粒子固溶温度高于AlN粒子，因此在高温下更稳定。当温度超过晶粒粗化温度时，析出粒子明显溶解或粗化，对于不同种类的高温渗碳齿轮钢微合金化时，需要合理添加元素。添加元素量较少时，由于析出粒子数量较少，无法有效钉扎晶粒晶界；添加元素量过多时，易形成粗大析出粒子，钉扎作用减弱，甚至诱发混晶的产生。

（3）混晶组织一般在1000℃左右开始出现，适量微合金化可以提高粗化温度，改善晶粒异常粗大而产生混晶的现象。随着温度进一步升高，混晶组织消失，生成粗大均匀的奥氏体晶粒。

本文摘自《工程科学学报》2023年第11期