劉 瓏,時軍波,徐 娜,李 囡,丁秋月,丁 寧,胡志文

(1. 山東省科學院 山東省材料失效分析與安全評估工程技術研究中心，濟南 250014;2. 香港城市大學 物理及材料科學系，香港 999077)

GCr15是一種合金含量相對較少、應用最廣泛的高強軸承鋼，它常被用來制作軸承套圈、滾珠和其他機械構件[1-2]。經過淬火加低溫回火后GCr15鋼具有較高的硬度和較好的接觸疲勞性能、均勻的組織、良好的尺寸穩(wěn)定性、耐磨性和耐蝕性等優(yōu)點。

耐蝕性是軸承類型選擇的重要考慮因素之一。關于軸承鋼腐蝕機理的研究已有較多文獻報道[3-6]。LU等[7]研究發(fā)現離子注入可以大大提高GCr15鋼的耐蝕性。XIE等[8]的研究表明，一定的回火處理可以有效減緩GCr15鋼的腐蝕速率。QIAN等[9]發(fā)現Cr可以有效增強耐候鋼的耐大氣腐蝕能力，且當Cr含量在0.8%～9.0%(質量分數)時，耐候鋼的耐蝕性隨Cr含量的增加而提高。FU[10]研究了熱軋GCr15鋼的顯微結構和腐蝕機理，發(fā)現熱軋GCr15鋼晶界處最先發(fā)生腐蝕，這是因為熱軋導致Cr和C形成鉻的碳化物，晶界附近鉻原子減少,形成貧鉻區(qū)，從而使晶界處的耐蝕性變差。陳薇等[11]研究了軸承套圈表面產生小孔腐蝕的機理，結果表明在一定溫度、濕度和侵蝕性陰離子的作用下，軸承套圈表面化學或物理性質不均勻的區(qū)域會不斷發(fā)生吸氧腐蝕，從而導致小孔腐蝕。經過淬火加低溫回火的GCr15鋼的應用非常廣泛，但有關其腐蝕行為的研究還鮮見報道。

本工作對GCr15鋼進行淬火加低溫回火的熱處理，利用體式顯微鏡、電子探針等手段研究了熱處理后GCr15鋼在常溫3.5%(質量分數)NaCl溶液中腐蝕后的組織變化和腐蝕行為。

1 試驗

試驗材料為經球化處理直徑為15 mm的棒狀GCr15鋼，其化學成分符合GB/T 18254-2002《高碳鉻軸承鋼》標準對于GCr15鋼化學成分的要求，如表1所示。對棒狀GCr15鋼進行熱處理(淬火加低溫回火)，熱處理工藝：860 ℃保溫30 min→油冷→180 ℃保溫2 h→空冷。分別將熱處理和未熱處理的GCr15鋼棒材加工成直徑為3 mm、長度為10 mm的試樣，然后用400號、600號和1 000號砂紙逐級打磨試樣表面，最后用3 μm的拋光液對試樣進行拋光。為了方便表述，將未熱處理的GCr15鋼標記為GCr15-1試樣，熱處理后的GCr15鋼標記為GCr15-2試樣。

在常溫下將試樣放入3.5%(質量分數，下同)

表1 GCr15鋼的化學成分及其標準(質量分數)Tab. 1 Chemical composition of GCr15 steel and its standard (mass fraction) %

NaCl溶液中腐蝕，腐蝕不同時間后取出試樣，用蒸餾水和無水乙醇依次沖洗后吹干。用金相顯微鏡觀察GCr15鋼的顯微組織，用蔡司smartzoom5型體式顯微鏡觀察GCr15鋼的表面腐蝕形貌，用島津EPMA1600型電子探針分析GCr15鋼腐蝕后的元素分布情況。

2 結果與討論

2.1 顯微組織

從圖1中可以看到：GCr15-1試樣的組織為球狀珠光體； GCr15-2試樣的組織為回火馬氏體加殘余奧氏體。這表明GCr15鋼經過淬火加低溫回火后其組織發(fā)生了變化，從球狀珠光體轉變?yōu)榛鼗瘃R氏體加殘余奧氏體。

(a) GCr15-1試樣 (b) GCr15-2試樣圖1 GCr15-1和GCr15-2試樣的顯微組織Fig. 1 Microstructure of specimens GCr15-1 (a) and GCr15-2 (b)

2.2 腐蝕行為的演變

從圖2中可以看到：在NaCl溶液中腐蝕5 min后，GCr15-2試樣表面出現黑點，疑似該處發(fā)生了嚴重腐蝕；腐蝕10 min后，GCr15-2試樣表面相同位置未見黑點，因此腐蝕5 min后出現的黑點并非腐蝕所致，但腐蝕10 min后在其他區(qū)域出現了黑點(見圖中方框)，疑似發(fā)生了嚴重腐蝕。因此，將圖2(b)中方框區(qū)域放大，并連續(xù)觀察該區(qū)域隨腐蝕時間的變化情況，結果如圖3所示。

從圖3中可以看到：圖2(b)中的黑點為嚴重腐蝕區(qū)，但最先發(fā)生嚴重腐蝕的區(qū)域，其面積變化不大，隨著腐蝕時間的延長，嚴重腐蝕會從多個位置發(fā)生，而不是從最先發(fā)生嚴重腐蝕的區(qū)域向外擴展。這可能是由于材料中存在元素分布不均勻、夾雜物等誘發(fā)腐蝕的活性點，導致該區(qū)域很快發(fā)生嚴重腐蝕形成黑點，之后由于殘余奧氏體的阻礙作用使腐蝕無法繼續(xù)擴大。從圖3中還可以看到，嚴重腐蝕區(qū)域以外的其他區(qū)域也發(fā)生了腐蝕，但腐蝕較輕，這些區(qū)域腐蝕后的表面形貌和組織與圖1(b)相似。以上結果表明，回火馬氏體耐蝕性較差，因此腐蝕較嚴重，而殘余奧氏體耐蝕性較強，因此腐蝕較輕。

2.3 腐蝕區(qū)域的元素分布

(a) 5 min

(b) 10 min圖2 腐蝕不同時間后GCr15-2試樣的表面形貌Fig. 2 Surface morphology of specimen GCr15-2 corroded for different periods of time

對腐蝕240 h后GCr15-2試樣表面最初發(fā)生腐蝕位置進行元素分布掃描。從圖4中可以看出：腐蝕區(qū)域中Fe的含量明顯減少，而Cr、C和O三種元素的含量明顯升高。GCr15-2試樣的組織為回火馬氏體加殘余奧氏體?；鼗瘃R氏體中含有的主要元素為Fe和C，耐蝕性較差，因此腐蝕從回火馬氏體開始。回火馬氏體之間由殘余奧氏體填充，殘余奧氏體中含有較多的Cr，其常溫耐蝕性較好，可以起到延緩腐蝕的作用。GCr15鋼中的Fe和C組成原電池，形成吸氧腐蝕。其反應為

(1)

(2)

通過吸氧腐蝕，基體中的Fe逐漸變?yōu)槎r鐵并溶解到NaCl溶液中，而C和Cr元素并不發(fā)生溶解，最終導致該腐蝕區(qū)域C和Cr元素含量增加。另一方面，Cr很容易被氧化形成Cr2O3，從而阻止腐蝕的進行。但是從圖3(b)中可以看出:高鉻區(qū)并不連續(xù)，因此形成的Cr2O3氧化膜也不完整，對基體的腐蝕僅僅起到了一定的延緩作用，而不能完全阻止基體的腐蝕。

為了進一步確認上述結果，對腐蝕240 h后GCr15-2試樣的截面進行元素分布掃描。從圖5中可以看到，GCr15-2試樣截面的元素分布與其表面元素分布一致。對比圖5(b)和圖5(d)中黑框對應的位置發(fā)現，高鉻區(qū)后方的基體未發(fā)生氧化，而其他區(qū)域的基體發(fā)生了明顯的氧化。這同樣是由于腐蝕表面的Cr與O發(fā)生反應形成了氧化膜，從而阻止了后續(xù)基體的腐蝕，但由于Cr含量較少，不足以在腐蝕表面形成完整的Cr2O3的氧化膜，因此只能對腐蝕起到一定的阻礙作用。

(a) 10 min (b) 15 min (c) 20 min

(d) 30 min (e) 40 min (f) 50 min圖3 腐蝕區(qū)域(圖2中方框區(qū))的演變過程Fig. 3 Evolution process of corrosion area (box area in figure 2)

(a) Fe分布(b) Cr分布(c) C分布(d) O分布圖4 腐蝕240 h后GCr15-2試樣表面的元素分布Fig. 4 Element distributions on the surface of GCr15-2 specimen corroded for 240 h:(a) Fe distribution; (b) Cr distribution; (c) C distribution; (d) O distribution

(a) Fe分布(b) Cr分布(c) C分布(d) O分布圖5 腐蝕240 h后GCr15-2試樣截面的元素分布Fig. 5 Element distribution on the cross-section of GCr15-2 specimen corroded for 240 h:(a) Fe distribution; (b) Cr distribution; (c) C distribution; (d) O distribution

3 結論

(1) 球化處理GCr15鋼的組織為球狀珠光體，經淬火加低溫回火后其組織轉變?yōu)榛鼗瘃R氏體加殘余奧氏體。

(2) 熱處理后GCr15-2鋼的局部會發(fā)生嚴重的腐蝕，這是由于這些區(qū)域存在誘發(fā)腐蝕的活性點。

(3) 淬火加低溫回火GCr15-2鋼會發(fā)生吸氧腐蝕，腐蝕起始于回火馬氏體，回火馬氏體之間的殘余奧氏體具有較強的耐蝕性，對基體的進一步腐蝕有一定的阻礙作用。