胡潤川，賴承班，閔永安

(上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200444)

0 引 言

碳化物是GCr15軸承鋼組織中的重要組成相之一，主要起到第二相強化以及增強耐磨性的作用[1-2]。退火態(tài)GCr15軸承鋼組織中的碳化物質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為14%，而淬火后碳化物質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般控制在5%7%。淬火的作用是固溶一部分碳化物以提高基體的強度與硬度，留下一定量的未溶碳化物來保證軸承鋼良好的耐磨性[1,3]。軸承套圈對碳化物的尺寸、圓整度與均勻性等均有一定的要求。若碳化物粗大、形狀不規(guī)則，或成分偏析嚴(yán)重，則在軸承服役過程中易引起應(yīng)力集中，從而加速疲勞裂紋萌生和擴展[4-6]，進而降低軸承疲勞壽命。因此，控制碳化物質(zhì)量是提高軸承壽命的重要途徑。高溫擴散、控軋控冷等方法[7]可有效控制軸承鋼中碳化物偏析程度，碳化物超細(xì)化熱處理工藝[8-10]可使碳化物分布均勻、形狀細(xì)小圓整。某公司制造的某型號GCr15鋼軸承的疲勞壽命離散度較大，偏離正常范圍，其主要失效形式為軸承內(nèi)套圈滾道的早期疲勞剝落，分析表明疲勞剝落與滾道表層帶尖角的不規(guī)則碳化物有很大相關(guān)性，而有關(guān)此類碳化物的研究很少。因此，作者基于軸承內(nèi)套圈的生產(chǎn)流程，分析在軸承套圈生產(chǎn)制造過程中碳化物形貌與含量的變化，探究不規(guī)則碳化物的成因。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料包括失效GCr15鋼軸承套圈、同批次的鍛造態(tài)GCr15鋼軸承套圈和球化退火態(tài)GCr15鋼軸承套圈，套圈壁厚均為8.5 mm，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)%)為0.98C，1.43Cr，0.23Si，0.33Mn，0.009S，0.008P。失效套圈取自內(nèi)套圈，其失效形式為接觸疲勞剝落，熱處理態(tài)為淬回火態(tài)。鍛造態(tài)套圈的工藝：將GCr15鋼棒感應(yīng)加熱至1 150 ℃左右，熱切下料后鐓粗，在1 050～1 150 ℃間進行沖孔，得到外環(huán)件與內(nèi)圓柱；外環(huán)件在850～1 050 ℃間經(jīng)輾環(huán)、輾擠滾道等工序后制成外套圈毛坯；內(nèi)圓柱在950～1 050 ℃間進行鐓粗、沖孔，然后于850～1 000 ℃間進行輾環(huán)，在800～900 ℃間輾擠滾道后制成內(nèi)套圈毛坯；對內(nèi)、外套圈進行強制控冷，降至600 ℃左右進行堆冷。對鍛造后的套圈進行兩段式球化工藝退火，即將套圈加熱至790 ℃保溫2 h，降溫至720 ℃保溫5 h。

在不同軸承內(nèi)套圈上截取試樣，經(jīng)過磨削、拋光,用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸溶液腐蝕后，利用LV150型光學(xué)顯微鏡(OM)和ZEISS SPURA 40型掃描電鏡(SEM)觀察內(nèi)套圈滾道表層與兩側(cè)的顯微組織與二次碳化物形貌，觀察部位如圖1所示。在鍛造態(tài)內(nèi)套圈上取若干尺寸為10 mm×5 mm×2 mm的相變試樣，經(jīng)過磨削、拋光,用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸溶液腐蝕后，利用顯微硬度壓痕在二次碳化物處作標(biāo)記，然后在掃描電鏡下觀察標(biāo)記處的顯微組織。用DIL-805A型熱膨脹儀將相變試樣以50 ℃·s-1的速率真空加熱至1 150 ℃，分別保溫3，30，300 s，再以100 ℃·s-1的速率冷卻至500 ℃保溫10 min后空冷。采用掃描電鏡觀察標(biāo)記區(qū)域的顯微組織變化，原位分析二次碳化物保溫不同時間后的溶入程度。采用DIL-805型熱膨脹儀將相變試樣以10 ℃·s-1的速率加熱至980 ℃并保溫30 min，再分別以1，10，30 ℃·s-1的速率冷卻至500 ℃保溫10 min后空冷，分析不同冷卻速率下二次碳化物的形貌。采用Thermal-calc軟件計算平衡冷卻條件下GCr15鋼在不同溫度下析出的碳化物中鉻含量的變化。

圖1 軸承內(nèi)套圈顯微組織的觀察部位示意

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 不同狀態(tài)軸承內(nèi)套圈的顯微組織

由圖2可以看出：早期疲勞剝落失效軸承內(nèi)套圈的顯微組織為典型的回火馬氏體+未溶碳化物；內(nèi)套圈滾道表層存在明顯的碳化物偏析帶，偏析帶中的二次碳化物數(shù)量較多，尺寸大，粒徑為1～4 μm，大顆粒碳化物外形不規(guī)則，大多有尖銳棱角，而非偏析區(qū)中的碳化物數(shù)量較少，且?guī)Ъ怃J棱角碳化物的尺寸較??；滾道兩側(cè)的碳化物基本為球形，未見帶棱角碳化物。

由圖3可以看出：球化退火態(tài)軸承內(nèi)套圈的組織為球化珠光體；滾道表層組織中碳化物顆粒大小差異明顯，局部區(qū)域存在不均勻分布的大顆粒碳化物，同時存在大量粒徑1.5 μm左右二次碳化物團聚的現(xiàn)象，但這些碳化物表面大多是圓滑的；滾道兩側(cè)組織中大顆粒二次碳化物數(shù)量明顯較少，碳化物分布較彌散，粒徑為1 μm左右。

由圖4可以看出：鍛造態(tài)軸承內(nèi)套圈組織為珠光體+二次碳化物；滾道表層組織中沿晶界不連續(xù)分布著短棒狀、粒狀碳化物，并且珠光體球團尺寸差異很大，球團直徑在0.56.0 μm之間；滾道兩側(cè)組織中二次碳化物沿部分晶界連續(xù)分布，珠光體球團直徑一般在36 μm之間。

2.2 二次碳化物析出行為

圖5中三角形區(qū)域為顯微硬度壓痕標(biāo)記，目的是便于對比保溫前后組織變化。由圖5可知：鍛造態(tài)軸承內(nèi)套圈局部沿晶二次碳化物斷裂，組織中存在沿晶不規(guī)則碳化物顆粒和細(xì)小珠光體球團，同時還觀察到了大顆粒狀二次碳化物和寬度約400 nm的片狀二次碳化物。在1 150 ℃保溫3 s后，鍛造態(tài)軸承內(nèi)套圈組織中二次碳化物全部溶入基體中，同時隨著保溫時間的延長，奧氏體晶粒長大；由于保溫后以100 ℃·s-1速率極快冷卻，二次碳化物析出被抑制，共析滲碳體片非常薄，寬度約50 nm，且部分區(qū)域存在退化珠光體。

圖2 失效軸承內(nèi)套圈不同位置的顯微組織

圖3 球化退火態(tài)軸承內(nèi)套圈不同位置的SEM形貌

圖4 鍛造態(tài)軸承內(nèi)套圈不同位置的SEM形貌

由圖6可以看出：980 ℃保溫30 min并以不同速率冷卻后，鑄造態(tài)軸承內(nèi)套圈組織中二次碳化物均沿晶界析出，呈連續(xù)網(wǎng)狀分布，隨著冷卻速率的增加，二次碳化物析出量減少，寬度下降，以1 ℃·s-1速率冷卻時，二次碳化物寬度約100～200 nm，冷卻速率10 ℃·s-1時寬度在100 nm左右，冷卻速率30 ℃·s-1時寬度小于100 nm；共析滲碳體片隨冷卻速率的增加呈減薄趨勢。

圖5 1 150 ℃保溫不同時間前后鍛造態(tài)軸承內(nèi)套圈不同區(qū)域的二次碳化物形貌

圖6 980 ℃保溫30 min并以不同速率冷卻后鍛造態(tài)軸承內(nèi)套圈的二次碳化物形貌

2.3 分析與討論

鍛造態(tài)GCr15鋼軸承內(nèi)套圈在1 150 ℃保溫3 s后，鋼中不同形態(tài)二次碳化物均溶入基體。在套圈生產(chǎn)過程中，GCr15鋼棒感應(yīng)加熱至1 150 ℃保溫約1 min后熱切下料，此時二次碳化物已完全溶入基體。在內(nèi)圓柱經(jīng)鐓粗、沖孔、輾環(huán)成內(nèi)套圈過程中(850～1 000 ℃)，奧氏體晶粒不斷發(fā)生變形、再結(jié)晶和晶粒長大，基于變形對GCr15鋼中二次碳化物形貌影響的相關(guān)研究[11-12]可判斷，內(nèi)套圈輾擴成環(huán)后有少量二次碳化物沿晶界析出。由于內(nèi)套圈尺寸較小，冷卻速率較快，當(dāng)工序間人工傳遞延誤時，內(nèi)套圈將在800 ℃左右的較低溫度下進行滾道輾擠，而低溫下滾道輾擠會促進碳化物的析出[11,13]。當(dāng)發(fā)生變形的內(nèi)套圈滾道表層存在較嚴(yán)重的合金元素偏析時，二次碳化物析出量將增多。如果碳化物的大量析出與滾道輾擠同步，則碳化物以顆粒狀的形態(tài)不連續(xù)地分布于晶界處；如果碳化物的大量析出早于滾道輾擠，則沿晶已析出的二次碳化物發(fā)生破碎，碳化物邊緣出現(xiàn)棱角，且變形程度越大的區(qū)域，碳化物破碎程度越大。在內(nèi)套圈堆冷過程中，二次碳化物繼續(xù)長大。通常，在套圈奧氏體狀態(tài)下完成鍛造，鍛后套圈中二次碳化物沿晶界連續(xù)析出。鍛后冷卻速率越大，二次碳化物析出量越少，寬度也越小，且GCr15鋼中二次碳化物優(yōu)先在奧氏體晶界處析出。

由圖7可以看出，越靠近鍛后軸承內(nèi)套圈滾道表層，變形程度越大。當(dāng)滾道表層在較低溫度下發(fā)生輾擠變形時，變形奧氏體未充分發(fā)生再結(jié)晶；在隨后冷卻過程中，偽共析珠光體直接在未再結(jié)晶形變奧氏體內(nèi)形核，由于變形功提高了珠光體形核率，因此滾道表層局部區(qū)域珠光體團非常細(xì)小。在球化退火過程中，鍛后軸承套圈中沿晶界連續(xù)分布的二次碳化物發(fā)生溶斷，形成球狀或短棒狀碳化物顆粒[12]，這些顆粒在后續(xù)退火過程中進一步長大，同時共析滲碳體片發(fā)生溶斷而形成細(xì)小的粒狀碳化物。在隨后的淬火過程中，球化組織中有質(zhì)量分?jǐn)?shù)50%～70%的碳化物顆粒溶入奧氏體中[5]，其中一部分未溶的大顆粒碳化物保留在最終的淬回火組織中。GCr15鋼在冷卻不同階段析出的碳化物成分有所不同。由圖8可以看出：在平衡條件下GCr15鋼二次碳化物中的鉻含量明顯高于共析碳化物，使得二次碳化物的穩(wěn)定性也相應(yīng)提高。因此，鍛后軸承套圈中二次碳化物顆粒在后續(xù)的淬火加熱過程中較難溶入基體。與球化退火態(tài)組織相比，淬火后軸承套圈組織中不僅小顆粒碳化物含量大幅減少，而且大顆粒碳化物含量也有所減少，同時大顆粒碳化物的尺寸降低。

圖7 鍛后軸承內(nèi)套圈滾道表層的顯微組織

圖8 Thermal-calc軟件計算得到GCr15鋼中碳化物的鉻質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨溫度的變化曲線

軸承套圈滾道表層合金元素偏析區(qū)破碎的二次碳化物棱角在后續(xù)堆冷過程中由于碳化物的繼續(xù)長大而變得圓潤。在球化退火過程的加熱和保溫過程中，二次碳化物顆粒的形態(tài)相對片狀具有更高的穩(wěn)定性[14]，因此不規(guī)則顆粒狀碳化物在球化退火后期因長大而變得趨向球形或橢球形。軸承套圈在淬火加熱和保溫過程中，包覆在不規(guī)則二次碳化物外的鉻含量較低的碳化物(即堆冷與球化退火時外層長大的碳化物)由于穩(wěn)定性較低而溶入奧氏體中，最終帶尖角的大顆粒不規(guī)則碳化物出現(xiàn)在軸承套圈滾道表層的淬火組織中，從而影響了成品軸承的滾動接觸疲勞壽命。因此，在試驗過程中鍛造態(tài)軸承套圈以及球化退火態(tài)軸承套圈滾道表層均未觀察到帶棱角的不規(guī)則碳化物。

綜上可知，為避免小型軸承套圈滾道表層出現(xiàn)帶尖角的大顆粒不規(guī)則碳化物而影響其疲勞性能，套圈鍛造溫度不應(yīng)偏低，以避免在滾道輾擠前出現(xiàn)大量沿晶二次碳化物。同時，進一步降低軸承鋼中的元素偏析程度也是抑制大顆粒不規(guī)則碳化物出現(xiàn)的有效途徑。

3 結(jié) 論

(1) GCr15鋼軸承內(nèi)套圈在較低溫度輾擠成形時，其滾道表層合金元素偏析區(qū)中已析出的二次碳化物發(fā)生破碎，導(dǎo)致滾道表層組織中出現(xiàn)帶尖角的大顆粒不規(guī)則碳化物。

(2) 當(dāng)軸承內(nèi)套圈輾擠溫度偏低時，其滾道表層部分變形奧氏體再結(jié)晶不完全，珠光體直接在變形奧氏體內(nèi)大量形核，形成了局部細(xì)小的珠光體團。

(3) 球化退火過程中軸承內(nèi)套圈滾道表層破碎的不規(guī)則顆粒狀碳化物長大并圓潤，淬火加熱時這些大顆粒碳化物部分溶入奧氏體基體而重新呈現(xiàn)出棱角。