程世超 楊卯生 孫世清

摘 要：為了探究低碳鉻鉬鎳軸承鋼在不同熱處理工藝下組織和韌性的變化規(guī)律，對其進(jìn)行奧氏體等溫保溫實(shí)驗(yàn)，研究了加熱溫度、保溫時間對低碳鉻鉬鎳軸承鋼奧氏體晶粒尺寸、碳化物和沖擊功的影響。結(jié)果表明：奧氏體化溫度≤1 070 ℃時，鋼中碳化物溶解不明顯，碳化物面積占比為1.93%，奧氏體晶粒長大不明顯，平均晶粒尺寸為49 μm，沖擊功>50 J;奧氏體化溫度≥1 080 ℃時， 碳化物面積占比為1.23%，1 090 ℃時碳化物面積占比為0.16%，碳化物大量溶解，產(chǎn)生解釘效應(yīng)，奧氏體晶粒明顯長大，沖擊功大幅下降，低于30 J;保溫時間大于45 min時，晶粒尺寸趨于穩(wěn)定。根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果得出試驗(yàn)鋼在1 050～1 090 ℃加熱并保溫15～60 min的晶粒長大模型，可為該鋼種熱處理工藝的設(shè)計提供理論依據(jù)。

關(guān)鍵詞：有色金屬及其合金;軸承鋼;奧氏體化溫度;晶粒;碳化物

中圖分類號：TG142.1 ? 文獻(xiàn)標(biāo)識碼：A ? doi：10.7535/hbkd.2020yx01007

Abstract：In order to investigate the microstructure and toughness of low carbon chromium molybdenum nickel bearing steel under different heat treatment processes， an austenitic isothermal insulation test is performed. The effects of heating temperature and holding time on the austenite grain size， carbides and impact energy of low-carbon chromium-molybdenum-nickel bearing steel are studied. The results show that when the austenitizing temperature is not higher than 1 070 ℃， the carbides in the steel do not dissolve significantly， the area percentage of carbides is 1.93%， the austenite grain growth is not obvious， the average grain size is 49 μm， and the impact energy absorption is greater than 50 J. When the austenitizing temperature is 1 080 ℃ or higher， the carbide area percentage is 1.23%， while the carbide area percentage is 0.16% at 1 090 ℃， and the carbides dissolve in large quantities， resulting in a nailing effect and bigger austenite grains， and the impact energy absorption drops sharply to less than 30 J. When the holding time is longer than 45 min， the grain size tends to be stable. According to the test results， a grain growth model of the test steel heated at 1 050～1 090 ℃ for 15～60 min is provided， which can provide theoretical basis for the design of the heat treatment process for the steel.

Keywords：non-ferrous metal and its alloys; bearing steel; austenitizing temperature; grain; carbide

航空低碳鉻鉬鎳軸承鋼是20世紀(jì)80年代研制的航空高溫滲碳軸承鋼[1]，較傳統(tǒng)的GCr15或M50有更加優(yōu)異的抗疲勞性能、耐高溫性能，運(yùn)行溫度可達(dá)350 ℃[2-3]。采用真空低壓滲碳工藝[4]后能夠獲得更加優(yōu)異的性能，滲碳表層無網(wǎng)狀碳化物和粗大碳化物，避免了晶界內(nèi)氧化，具有更高的抗疲勞性能，能夠滿足更加苛刻的服役要求[5]。該鋼種基體存在細(xì)小且均勻分布的碳化物[6-7]，沒有大顆粒碳化物，對碳化物引起的疲勞裂紋不敏感。ARAKERE等[8]研究發(fā)現(xiàn)該鋼種在運(yùn)行過程中，滾道會產(chǎn)生加工硬化，從而增強(qiáng)抗疲勞性能，是高溫傳動部件的理想選材。

滲碳軸承鋼的要求是具有高的強(qiáng)度和韌性，細(xì)化晶粒是唯一一種既能提高強(qiáng)度又能提高韌性的方法[9-11]，并且對抗疲勞性能也有很大的提升[12]。正是由于晶粒尺寸對材料性能的影響巨大，很多學(xué)者對其研究較多，ROBSON[13]建立了新的凝固模型來預(yù)測凝固早期的形核與長大。KANG等[14]研究晶粒細(xì)化對Fe-18Mn-0.6C-1.5Al雙相鋼屈服強(qiáng)度和加工硬化的作用。SELLARS等[15]提出了C-Mn鋼晶粒長大模型。LEE等[16]提出經(jīng)驗(yàn)方程來預(yù)測低合金鋼的奧氏體晶粒尺寸。SCHINO等[17]通過對304不銹鋼進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)細(xì)晶強(qiáng)化不僅能提高強(qiáng)度，還能提高抗疲勞性能。陳禮清等[18]推導(dǎo)出適合Inconel 718合金鍛坯粗軋加熱過程中的晶粒長大模型。徐文帥等[19]利用Selars模型建立40CrNi2MoE鋼的奧氏體晶粒長大模型。

然而，這些模型大多沒有考慮碳化物對晶粒長大的影響，難以直接預(yù)測試驗(yàn)鋼的晶粒演變。本文通過分析加熱溫度和保溫時間對低碳鉻鉬鎳軸承鋼沖擊功、晶粒尺寸和碳化物的影響，建立該鋼奧氏體晶粒在不同加熱溫度和保溫時間下的晶粒長大模型，為該鋼種的鍛造和熱處理溫度的選擇提供參考。

1 材料及方法

試驗(yàn)材料為雙真空（VIM+VAR）冶煉的低碳鉻鉬鎳軸承鋼，化學(xué)成分見表1。原料為退火態(tài)，組織為球狀珠光體+鐵素體+碳化物，平均硬度為221 HB，退火態(tài)碳化物尺寸由幾十納米到300 nm，且沿相界和晶界富集，見圖1。

根據(jù)Themalcalc軟件計算試驗(yàn)鋼的物相轉(zhuǎn)變及相變溫度，結(jié)果見圖2。軟件計算的相圖顯示該材料的完全奧氏體化溫度為1 000～1 200 ℃，但在該溫度區(qū)間存在M6C碳化物。本文主要在該溫度區(qū)間內(nèi)對碳化物數(shù)量、類型、晶粒尺寸和沖擊功進(jìn)行細(xì)致研究。將退火態(tài)塊狀試樣在1 050，1 060，1 070，1 080，1 090 ℃進(jìn)行加熱，并分別保溫15，30，45，60 min，油淬（OQ），研磨，拋光，奧氏體晶界腐蝕劑為4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精，通過Zeiss 40MAT型數(shù)字金相顯微鏡拍攝晶粒照片，采用FEI Quanta650型掃描電鏡和透射電鏡觀察碳化物，并進(jìn)行沖擊實(shí)驗(yàn)。

2 結(jié)果和分析

2.1 晶粒尺寸和沖擊功

奧氏體化溫度影響原子的擴(kuò)散激活能，溫度越高，晶粒長大速度越快。在一定溫度下，晶粒逐漸長大，但長到一定尺寸后會保持穩(wěn)定，升高溫度又會繼續(xù)長大。不同奧氏體化溫度保溫1 h的晶粒見圖3 a）—e），隨著奧氏體化溫度的不斷升高，晶粒尺寸逐漸長大。

圖3 f）顯示材料的沖擊功隨著晶粒尺寸的增加而降低，但在高韌性下，沖擊功差別較大。1 050～1 070 ℃晶粒尺寸增幅最小，在1 070 ℃時平均晶粒尺寸為49 μm，沖擊功維持在高水平，大于50 J;1 080 ℃時，平均晶粒尺寸為65 μm，沖擊功為29 J;1 090 ℃時，平均晶粒尺寸為75 μm，沖擊功為23 J。晶粒尺寸的大幅增加是沖擊功大幅下降的直接原因。

奧氏體化溫度為1 050，1 070，1 090 ℃，保溫時間分別為15，30，45，60 min時的晶粒尺寸見圖4，統(tǒng)計結(jié)果見圖5。加熱溫度為1 070 ℃時的晶粒尺寸比1 050 ℃略大，1 090 ℃時增幅巨大。保溫時間小于45 min時，晶粒尺寸增幅較大，加熱時間超過45 min時，晶粒尺寸增幅減緩。

2.2 碳化物

因?yàn)榫ЯｉL大受到第二相粒子的釘扎作用，所以通過分析1 050～1 090 ℃碳化物的分布規(guī)律來解釋晶粒尺寸的變化。

通過透射電鏡（TEM）觀察，確定其顆粒狀碳化物為VC，Mo2C，Cr23C6。根據(jù)數(shù)量統(tǒng)計，VC數(shù)量最多，Cr23C6數(shù)量最少。大量觀察并沒有發(fā)現(xiàn)Themalcalc軟件計算得出的M6C型碳化物，見圖6。碳化物在不同溫度下的吉布斯自由能[20]如表2所示，隨著溫度升高，M23C6型碳化物的ΔG0最大，先溶解;而MC和M2C碳化物ΔG0較小，相對穩(wěn)定存在。

對不同奧氏體化溫度試樣進(jìn)行掃描電鏡（SEM）觀察，見圖7，碳化物面積占比隨奧氏體化溫度的升高逐漸降低。1 050～1 070 ℃時碳化物占比幾乎相同（≈1.93%）;碳化物在1 080 ℃時明顯減少（1.23%）;碳化物在1 090 ℃時幾乎完全溶解（0.16%）。奧氏體化溫度>1 070 ℃時，原子驅(qū)動力大，晶界遷移率高，第二相粒子大量溶解，釘扎效應(yīng)大大減弱，造成原奧氏體晶粒迅速長大。

2.3 奧氏體晶粒長大模型

結(jié)合奧氏體晶粒長大的熱力學(xué)與動力學(xué)原理[14]，構(gòu)建模型：D=Atnexp（-QRT） ， （1）式中：D為晶粒平均尺寸（μm）;t為保溫時間（min）;Q為晶粒長大激活能（J/mol）;R為氣體常數(shù)（8.314 J/mol）;T為溫度（K）;A和n為常數(shù)，與材料有關(guān)。式（1）取對數(shù)，得到式（2）：ln D=ln A+nln t-QRT 。 （2） ?將實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)代入式（2）得ln D-1/T，ln D-ln t的關(guān)系，前者斜率為-Q/R，后者斜率為n，見圖8。因?yàn)? 050～1 070 ℃與1 070～1 090 ℃斜率不同，15～45 min和45～60 min斜率也不相同，分別統(tǒng)計，結(jié)果見表3。1 070～1 090 ℃區(qū)間的晶粒長大激活能是1 050～1 070 ℃區(qū)間的5.7倍。

2.4 模型檢驗(yàn)

試驗(yàn)鋼晶粒長大模型計算結(jié)果見表4，與實(shí)際對比，在1 080 ℃加熱并保溫60 min時誤差最大，為6 μm，其他結(jié)果誤差為3 μm，模型較為精確。

3 結(jié) 論

1）奧氏體化溫度≤1 070 ℃時，鋼中碳化物占比保持在1.96%左右，晶粒尺寸增幅小，沖擊功高;奧氏體化溫度>1 070 ℃時，碳化物大量溶解，釘扎作用減小，晶粒尺寸迅速長大，沖擊功大幅下降。

2）低碳鉻鉬鎳軸承鋼未溶解碳化物包含VC、富Mo-M2C以及富Cr-M23C6。富Cr-M23C6的熱穩(wěn)定性最差，VC和富Mo-M2C溶解溫度在1 070～1 090 ℃內(nèi)。

3）加熱保溫時間≤45 min時，晶粒增幅大;加熱保溫時間>45 min時，晶粒增幅小，晶粒尺寸趨于穩(wěn)定。

4）在1 050～1 090 ℃加熱并保溫15～60 min時，可得到試驗(yàn)鋼奧氏體晶粒長大的精確模型。

5）本文對碳化物的研究不夠細(xì)致，下一步將對不同類型碳化物的溶解、析出及其作用機(jī)理進(jìn)行更為深入的分析。

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