李 偉,秦羽滿,王艷輝,康 杰,楊志南,張福成,4,尤蕾蕾,李艷國
(1.燕山大學(xué) 亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國家重點實驗室,河北 秦皇島 066004;2.河北工程大學(xué) 機(jī)械與工程學(xué)院,河北 邯鄲 056038;3.河北科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,河北 石家莊 050018;4.燕山大學(xué) 國家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心,河北 秦皇島 066004;5.洛陽LYC軸承有限公司 航空精密軸承國家重點實驗室,河南 洛陽 471039)
軸承是機(jī)械工業(yè)中最基本、最關(guān)鍵的機(jī)械基礎(chǔ)零部件。軸承鋼內(nèi)部的微觀結(jié)構(gòu)直接決定了其使用壽命。傳統(tǒng)的軸承鋼基體組織主要為高碳馬氏體,馬氏體脆性大,但硬度較高[1]。下貝氏體也是軸承生產(chǎn)中引入的一種基體組織[2]。在21世紀(jì)初,Bhadeshia等人設(shè)計了一種高碳高硅鋼,通過低溫長時間等溫淬火獲得一種由貝氏體鐵素體和高碳?xì)堄鄪W氏體兩相組成的納米貝氏體組織,其中的貝氏體鐵素體厚度僅為20~40 nm[3]。相較于馬氏體鋼,納米貝氏體鋼具有良好的韌性、耐磨性和較好的滾動接觸疲勞性能。因而納米貝氏體鋼得到廣泛關(guān)注和研究[2-5],并被證明適合于軸承應(yīng)用領(lǐng)域[6-10]。
張福成課題組最早將滲碳鋼進(jìn)行低溫處理,獲得表面為納米貝氏體,心部為低碳馬氏體的梯度復(fù)合組織,并發(fā)現(xiàn)其具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能[11-13]。2016年,我國首次將納米貝氏體軸承鋼列入國家標(biāo)準(zhǔn)《GB/T 3203—2016 滲碳軸承鋼》和行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)《YB/T 4572—2016 軸承鋼輾軋環(huán)件及毛坯》。要獲得完全的納米貝氏體組織需要長時間的低溫等溫處理,這是限制納米貝氏體鋼應(yīng)用的關(guān)鍵因素之一。因此,加速納米貝氏體轉(zhuǎn)變一直是值得研究的領(lǐng)域[14-16]。有研究表明,在貝氏體組織轉(zhuǎn)變過程中,引入部分馬氏體是縮短等溫時間的一種有效方法[17-18]。馬氏體和貝氏體復(fù)合組織也表現(xiàn)出良好的力學(xué)性能[7],但針對納米貝氏體軸承鋼,針對不同組織結(jié)構(gòu)對軸承鋼力學(xué)性能影響的研究還明顯不足。
本試驗以國家標(biāo)準(zhǔn)中的G23Cr2Ni2Si1Mo納米貝氏體滲碳軸承鋼為基礎(chǔ),探究其表層的高碳層組織以及力學(xué)性能隨等溫時間的變化規(guī)律。為避免試驗鋼滲碳層中碳含量的變化,準(zhǔn)確表征滲碳鋼表層的組織與性能,制備了一種與G23Cr2Ni2Si1Mo滲碳軸承鋼表層具有相同合金元素的高碳鋼。采用該高碳鋼,模擬研究滲碳鋼表層隨著等溫時間延長的組織演變規(guī)律,及組織對力學(xué)性能的影響規(guī)律。
G23Cr2Ni2Si1Mo納米貝氏體滲碳軸承鋼經(jīng)過滲碳處理后表層的碳含量范圍為0.90%~1.05%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),本試驗用鋼的化學(xué)成分為Fe-0.92C-0.34Mn-1.58Si-1.66Cr-2.29Ni-0.28Mo(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),用于模擬滲碳納米貝氏體G23Cr2Ni2Si1Mo表層的高碳成分。熱處理工藝如圖1所示。根據(jù)滲碳軸承鋼的實際生產(chǎn)工藝,首先對試驗鋼進(jìn)行模擬滲碳處理和球化退火處理。采用DIL 805A/D膨脹儀對球化退火后試驗鋼的相變點和貝氏體轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線進(jìn)行測定。測得Ac1與Acm相變點分別為720 ℃和770 ℃,由此設(shè)定加熱溫度為830 ℃,此時其Ms相變點為160 ℃。由此確定試驗鋼在200 ℃等溫處理,然后空冷至室溫,等溫時間分別為2~48 h。另外,將一組試樣奧氏體化后直接油淬至室溫,作為0 h對比試樣。最后,將所有試樣在170 ℃回火1 h。
圖1 試驗鋼熱處理工藝圖Fig.1 Heat treatment process of the studied steel
將不同等溫時間的試樣打磨、拋光,經(jīng)4%的硝酸酒精溶液浸蝕后,在SU-5000掃描電鏡(SEM)下觀察組織形貌。用砂紙將線切割切取的薄片試樣研磨至30 μm后,在Temupol -5型雙噴電解拋光裝置上減薄至穿孔。工作電壓為25 V,電解液為7%(體積分?jǐn)?shù))高氯酸酒精溶液。利用FEI Talos F200X透射電鏡(TEM)對組織形貌進(jìn)行更細(xì)微的觀察。利用D/Max-2500/PC型X射線衍射儀Cu Kα輻射測量試驗鋼的殘余奧氏體含量。掃描方式為連續(xù)掃描,掃描角度范圍為40°~100°,速度為2°/min。將奧氏體相的(200)γ、(220)γ和(311)γ衍射峰和鐵素體相的(200)α和(211)α衍射峰數(shù)據(jù)代入式(1)[19],以用于計算殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)(Vγ):
(1)
式中,n代表衍射峰數(shù)量,I代表衍射峰強(qiáng)度,R為材料常數(shù),R=(1/v2)[|F|2P(1+cos22θ/sinθsin2θ)]·e-2M。v為亞單元體積,F(xiàn)為結(jié)構(gòu)參數(shù),P為多相因子,e-2M為溫度參數(shù),θ為衍射角。采用HR-150A硬度計對試樣進(jìn)行洛氏硬度測試。每種熱處理條件的試樣至少測試7個硬度值,得到平均硬度。采用10 mm×10 mm×55 mm的無缺口沖擊試樣在JB-300型擺錘式?jīng)_擊試驗機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊試驗,每種熱處理條件下測試3個試樣,最后取平均值。
圖2為試驗鋼在200 ℃等溫淬火過程中,膨脹應(yīng)變隨等溫時間的變化曲線。可見,貝氏體轉(zhuǎn)變孕育期約為1.8 h,轉(zhuǎn)變完成時間約為48 h,如圖2(a)所示。等溫48 h后,試樣從200 ℃冷卻至室溫的膨脹曲線沒有拐點,說明試樣在冷卻至室溫過程中沒有發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變,如圖2(a)中插圖所示。試驗鋼在200 ℃等溫淬火過程中,貝氏體轉(zhuǎn)變速率隨等溫時間的變化曲線,如圖2(b)所示。可見,在等溫7.1 h時,貝氏體轉(zhuǎn)變速率達(dá)到最大值。隨著等溫時間的延長,生成的貝氏體含量逐漸上升,α/γ相界面將成為貝氏體形核的有利位置,能有效促進(jìn)貝氏體的自催化形核[15, 20],當(dāng)形核率與貝氏體長大速率達(dá)到最佳配合時,貝氏體相變達(dá)到峰值轉(zhuǎn)變速率。達(dá)到峰值轉(zhuǎn)變速率后,貝氏體轉(zhuǎn)變雖然具有較高的形核率,但是已生成的貝氏體不斷將母相奧氏體晶粒分割,從而增大貝氏體相互碰撞的幾率,使得長大速率顯著降低,最終導(dǎo)致貝氏體長大速率降低。隨著相變的進(jìn)行,已生成的貝氏體鐵素體內(nèi)的C原子擴(kuò)散進(jìn)入相鄰未轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體中,這使得未轉(zhuǎn)變過冷奧氏體中的碳含量不斷增加,提高過冷奧氏體的化學(xué)穩(wěn)定性,從而減小貝氏體鐵素體形核驅(qū)動力。另外,為了協(xié)調(diào)相變應(yīng)變,過冷奧氏體內(nèi)的位錯密度增加,提高過冷奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性。三方面共同作用導(dǎo)致在7.8 h后貝氏體生成速率逐漸減慢[21]。
圖2 相變動力學(xué)曲線 Fig.2 The kinetics of bainite tranformation
圖3(a)為48 h等溫試樣的SEM組織照片??梢钥闯龅葴?8 h后,試樣獲得了以針狀貝氏體占主導(dǎo)的顯微組織,并且能夠觀察到白色球狀滲碳體均勻分布于基體中。保留一定含量球狀滲碳體的目的是進(jìn)一步保證軸承的耐磨性[2]。通過Image-Pro Plus軟件統(tǒng)計得出滲碳體的體積分?jǐn)?shù)為(10.0 ± 1.6)%,平均等效直徑為(0.29 ± 0.14)μm,較細(xì)小的滲碳體有利于提高滾動接觸疲勞壽命[2]。圖3(b)為未溶滲碳體的等效直徑分布圖,可以看出滲碳體等效直徑呈正態(tài)分布。由于不同等溫時間試驗的球化退火和奧氏體化工藝相同,它們的滲碳體體積分?jǐn)?shù)和分布相同。
圖3 SEM組織照片和滲碳體等效直徑分布圖 Fig.3 The photo of the SEM and the equivalent diameter distribution of cementite particle
圖4(a)為不同等溫時間試樣的XRD衍射圖譜。利用公式(1)計算得出組織中的殘余奧氏體含量。由于等溫48 h后的冷卻過程中,試驗鋼沒有馬氏體相變,48 h等溫試樣的室溫組織由貝氏體鐵素體、殘余奧氏體和球狀滲碳體組成。由測得的球狀滲碳體含量和48 h等溫試樣的殘余奧氏體含量,可以得出48 h等溫試樣的貝氏體鐵素體含量。由于貝氏體轉(zhuǎn)變量和等溫時間成正比,根據(jù)等溫過程中的膨脹曲線,可以得出不同等溫時間條件下得到的貝氏體鐵素體含量。等溫時間小于48 h的試樣組織由馬氏體、貝氏體鐵素體、殘余奧氏體和球狀滲碳體組成。通過體積守恒原則,可以得出不同等溫時間試樣的馬氏體含量。圖4(b)給出了不同等溫時間試樣的相組成和相體積分?jǐn)?shù)。由圖可知,隨等溫時間的延長,貝氏體鐵素體含量逐漸升高,馬氏體含量逐漸下降,殘余奧氏體含量先升高后降低。殘余奧氏體含量在8 h等溫試樣中達(dá)到峰值,約34.5%,48 h等溫試樣的殘余奧氏體含量約為9.3%。
圖4 XRD衍射圖譜與組織含量圖 Fig.4 The pattern of the XRD and the organize content
對于短時間等溫試樣,雖然等溫淬火過程中,僅少量的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w,但等溫淬火結(jié)束后的冷卻過程中,大量的過冷奧氏體會轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,導(dǎo)致室溫組織中的殘余奧氏體含量很低。隨等溫時間的延長,貝氏體鐵素體含量升高,越來越多的碳原子從貝氏體鐵素體擴(kuò)散到鄰近的未轉(zhuǎn)變過冷奧氏體中,這提高了這些過冷奧氏體的穩(wěn)定性[21],抑制了過冷奧氏體在冷卻過程中向馬氏體的轉(zhuǎn)變,從而殘余奧氏體含量升高。繼續(xù)延長等溫時間,更多的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w鐵素體,從而導(dǎo)致殘余奧氏體含量又逐漸降低。綜合表現(xiàn)為8 h等溫試樣的殘余奧氏體含量最高。
等溫4、8、12和48 h試樣的TEM組織照片,如圖5(a)~(d)所示??梢?,4 h等溫試樣組織中有大量孿晶馬氏體存在。8 h和12 h等溫試樣組織含有較多的塊狀殘余奧氏體,它們由被貝氏體鐵素體和馬氏體板條分割的過冷奧氏體冷卻至室溫生成。48 h等溫試樣中的塊狀殘余奧氏體大幅減少,殘余奧氏體主要以薄膜狀形態(tài)存在,且未在48 h等溫試樣中觀察到孿晶馬氏體。48 h等溫試樣的貝氏體板條尺寸分布直方圖,如圖5(e)所示,平均板條厚度約為(69±12)nm。
注: BF-貝氏體鐵素體;M-馬氏體;RA-F-薄膜殘余奧氏體;RA-B-塊狀殘余奧氏體;Cem-滲碳體
薄膜狀殘余奧氏體較塊狀殘余奧氏體含有更高含量的碳元素。因此,這兩種殘余奧氏體的晶格常數(shù)存在差異,導(dǎo)致XRD衍射峰中奧氏體峰呈現(xiàn)不對稱特性,即薄膜狀殘余奧氏體衍射峰角度較低,塊狀殘余奧氏體衍射峰角度較高。可以利用高斯擬合法對不同等溫時間試樣的XRD衍射譜的(200)γ衍射峰進(jìn)行分峰處理[22-23],從而定量各類型殘余奧氏體的具體含量,如圖6(a)所示。(200)γ衍射峰的擬合曲線如圖6(a)中插圖虛線所示。不同形態(tài)殘余奧氏體含量的變化規(guī)律,如圖6(b)所示??梢钥闯?,塊狀殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨著等溫時間的延長,先升高后降低,在8 h等溫試樣中獲得最高值。薄膜狀殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨著等溫時間的延長,先降低后升高。
2.2.1硬度與沖擊韌性
硬度和沖擊韌性是軸承鋼最重要的力學(xué)性能。隨著等溫時間的增加,試樣的硬度和沖擊韌性如圖7所示。58HRC是軸承應(yīng)用的最低硬度,從圖7(a)中可以看出,所有試樣的硬度均高于58HRC。8 h等溫試樣的硬度最低,為(58.4±0.2)HRC。從硬度曲線中可以大致將試樣分為兩組:一組為等溫淬火時間小于8 h的試樣,硬度范圍為62.2~62.9HRC;其余為第二組,硬度范圍為58.4~58.9HRC。
圖6 不同等溫時間試樣中兩種殘余奧氏體的含量 Fig.6 The content of two kinds of residual austenite in different isothermal samples
沖擊韌性隨等溫時間的變化曲線呈拋物線趨勢。8 h等溫試樣的沖擊韌性最高,為(101±24.7)J/cm2。油淬試樣(0 h等溫試樣)的沖擊韌性最低,為(16.3±4.6)J/cm2。2 h等溫試樣的沖擊韌性為(31.0±5.4)J/cm2,幾乎是0 h等溫試樣沖擊韌性的兩倍。2 h等溫試樣中的殘余奧氏體含量約為0 h等溫試樣的1.7倍,表明殘余奧氏體含量的顯著增加是韌性提高的主要原因。
圖7 不同等溫時間試樣的力學(xué)性能Fig.7 Properties of samples with different isothermal times
2.2.2組織與性能的關(guān)系
材料的微觀組織結(jié)構(gòu)決定了它的力學(xué)性能。48 h等溫試樣的組織為全納米貝氏體組織,0 h等溫試樣的組織為全馬氏體。48 h等溫試樣的硬度低于0 h等溫試樣,說明納米貝氏體的硬度低于馬氏體。這主要由納米貝氏體鐵素體內(nèi)較低的碳含量導(dǎo)致固溶強(qiáng)化作用較弱造成的。在0~8 h范圍內(nèi)等溫時,隨等溫時間的延長,硬馬氏體含量降低,導(dǎo)致試驗鋼的硬度降低。在8~48 h范圍內(nèi)等溫時,馬氏體含量降低,貝氏體含量提高,試驗鋼的硬度主要受貝氏體組織的影響。貝氏體組織中,殘余奧氏體含量降低有助于硬度的提高。因此,在8~48 h范圍內(nèi)等溫時,隨等溫時間的延長,試驗鋼的硬度緩慢升高。8 h等溫試樣的硬馬氏體含量很低,殘余奧氏體含量最高,因而硬度最低。
同樣,由于納米貝氏體鐵素體較低的碳含量導(dǎo)致固溶強(qiáng)化作用較弱,使得納米貝氏體的韌性明顯高于馬氏體。納米貝氏體處理所帶來應(yīng)力為壓應(yīng)力,而馬氏體處理引入的為拉應(yīng)力,這也是納米貝氏體韌性較高的原因之一[24]。隨等溫時間的延長,殘余奧氏體含量和沖擊韌性的變化趨勢相似,殘余奧氏體含量的最大值也在等溫8 h時得到,如圖8所示。這表明,提高殘余奧氏體含量會導(dǎo)致沖擊韌性的升高。
圖8 沖擊韌性與殘余奧氏體含量之間的關(guān)系 Fig.8 Relationship between impact toughness and volume fraction of retained austenite
早在1968年,Webster就提出馬氏體板條之間分布的殘余奧氏體可以延緩裂紋擴(kuò)展,進(jìn)而提高斷裂所需總能量[25],這被廣泛引用來解釋沖擊韌性的變化規(guī)律。大量研究表明,殘余奧氏體的形態(tài)對沖擊韌性有顯著影響[26-29]。塊狀殘余奧氏體機(jī)械穩(wěn)定性差,變形時易轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈择R氏體,引起裂紋形核,降低沖擊韌性[28]。此外,其對裂紋擴(kuò)展的阻力較弱,也會降低鋼的韌性。沖擊試樣在缺口的加工過程中,缺口根部機(jī)械穩(wěn)定性較弱的塊狀殘余奧氏體容易被形變誘發(fā)轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈缘男迈r馬氏體[30]。在沖擊變形初期,缺口根部的應(yīng)力集中也會首先誘發(fā)這些機(jī)械穩(wěn)定性較弱的塊狀殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變,從而降低鋼的韌性。本研究中,沖擊試樣沒有缺口,從而避免了缺口加工對塊狀殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的促進(jìn)作用,也緩解了沖擊變形初期,缺口根部應(yīng)力集中對塊狀殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的促進(jìn)作用。這顯著削弱了塊狀殘余奧氏體對沖擊韌性的消極影響,導(dǎo)致本文中沖擊韌性和殘余奧氏體含量呈現(xiàn)完全正相關(guān)規(guī)律。
對于軸承,類似缺口的部位均在最終熱處理之前完成。較高的殘余奧氏體含量有可能發(fā)揮提高軸承沖擊韌性的作用。另外,較高的殘余奧氏體含量可提高軸承在含有微小雜質(zhì)的工況下的使用壽命,這也是軸承鋼含有較高殘余奧氏體含量的優(yōu)勢之一。但對于尺寸要求較高的精密軸承,機(jī)械穩(wěn)定性差的塊狀殘余奧氏體應(yīng)消除,否則會影響軸承的尺寸穩(wěn)定性,使軸承在使用過程中出現(xiàn)尺寸失穩(wěn)而無法繼續(xù)使用。
本文利用高碳鋼模擬滲碳納米貝氏體軸承鋼的高碳表層,研究了其表層組織和性能隨等溫時間的變化規(guī)律,得到如下結(jié)論:
1) 隨等溫時間的延長,組織中馬氏體含量降低,貝氏體鐵素體含量升高,殘余奧氏體含量先升高后降低。8 h等溫試樣中不僅殘余奧氏體總量最高,達(dá)到34.5%,同時塊狀殘余奧氏體含量也達(dá)到最高值。組織中貝氏體板條平均厚度約為(69±12)nm。
2) 隨等溫時間的延長,試驗鋼的硬度先降低后緩慢增加。當(dāng)?shù)葴貢r間在0~4 h之間時,組織中含有大量高碳馬氏體組織,硬度在62HRC以上。當(dāng)?shù)葴貢r間達(dá)到8 h時,由于含有最高含量的軟相殘余奧氏體,同時馬氏體含量較低,使其硬度達(dá)到最低值(58.4±0.2)HRC。隨著等溫時間的繼續(xù)延長,組織中的殘余奧氏體含量逐漸降低,納米尺寸貝氏體鐵素體含量逐漸升高,導(dǎo)致其硬度緩慢升高。
3) 隨著等溫時間的延長,試樣的沖擊韌性先升高后降低,與殘余奧氏體含量的變化呈現(xiàn)完全正相關(guān)規(guī)律。當(dāng)?shù)葴貢r間從0 h升高至8 h時,其沖擊韌性從16.3 J/cm2大幅度提高到101 J/cm2,隨后韌性再次逐漸降低。無缺口沖擊試樣的采用,顯著削弱了塊狀殘余奧氏體對沖擊韌性的消極影響。