劉 偉

(馬鞍山職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)械工程系，安徽 馬鞍山 243031)

軸承鋼由于具有較高的硬度、耐磨性和良好的彈性極限，被廣泛用于制造軸承套圈和滾珠材料，自從1976年國際標(biāo)準(zhǔn)化組織ISO將軸承鋼號(hào)納入國際標(biāo)準(zhǔn)以來，軸承鋼的化學(xué)成分均勻性、非金屬夾雜物分布、淬透性和碳化物分布等要求是所有鋼鐵生產(chǎn)中最嚴(yán)格的之一[1]。究其原因，主要是軸承鋼的物化性能在很大程度上決定了軸承的使用壽命，例如，數(shù)控機(jī)床軸承在運(yùn)行過程中會(huì)受到工件間相互擠壓磨損而產(chǎn)生接觸疲勞損傷，并最終造成整體軸承構(gòu)件疲勞失效。目前，由于軸承套圈和滾動(dòng)體間的滾動(dòng)接觸而造成軸承鋼疲勞破壞是軸承鋼失效的主要方式，已有的科研實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，軸承鋼中碳化物體積分?jǐn)?shù)、貝氏體組織含量以及潤滑條件等都會(huì)對(duì)接觸疲勞性能產(chǎn)生重要影響[2]，而如何通過微合金化或者熱處理方法來改善軸承鋼的顯微組織，進(jìn)而提升軸承鋼接觸疲勞性能影響方面的研究較少[3]。本文以鍛造退火態(tài)GCr15和GCr15SiMoAl軸承鋼為研究對(duì)象，考察了等溫淬回火處理對(duì)GCr15SiMoAl軸承鋼顯微組織和接觸疲勞性能的影響，并與傳統(tǒng)淬回火態(tài)GCr15軸承鋼的接觸疲勞性能進(jìn)行了對(duì)比分析，有助于為高接觸疲勞性能的數(shù)控機(jī)床軸承鋼的開發(fā)與推廣應(yīng)用。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為鍛造退火態(tài)GCr15和GCr15SiMoAl軸承鋼，化學(xué)成分見表1，采用DIL402型熱膨脹儀測得GCr15SiMoAl軸承鋼的Ac1和Ac3溫度分別為773 ℃和797 ℃；采用Gleeble 3 800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)測得GCr15SiMoAl軸承鋼的Ms溫度為190 ℃。

在Nabertherm LV 15/11/P330型箱式爐中對(duì)2種軸承鋼進(jìn)行熱處理，具體工藝為：將軸承鋼試樣置于箱式爐中進(jìn)行885 ℃/1 h的奧氏體化處理，然后轉(zhuǎn)入RYD-20-13型鹽浴爐中進(jìn)行210 ℃保溫1～48 h等溫淬火處理，之后轉(zhuǎn)入箱式爐中進(jìn)行220 ℃保溫2 h的回火處理，得到等溫淬回火態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼。

首先將金相樣品砂紙打磨、機(jī)械拋光，其次進(jìn)行4%硝酸酒精溶液腐蝕處理，最后將樣品放在奧林巴斯GX51型光學(xué)顯微鏡和IT300型鎢燈絲掃描電鏡下進(jìn)行觀察；不同熱處理態(tài)軸承鋼的物相組成在帕納科Empyrean銳影X射線衍射儀上進(jìn)行；采用MJP-2A點(diǎn)接觸疲勞試驗(yàn)機(jī)對(duì)軸承鋼進(jìn)行接觸疲勞試驗(yàn)，疲勞試樣尺寸如圖1所示，接觸應(yīng)力設(shè)定為4 200 MPa、轉(zhuǎn)速980 r/min、頻率20 Hz，潤滑方式為32號(hào)機(jī)油潤滑，溫度為室溫，確定了軸承鋼Weibull分布圖[4]，并按照YB/T 5345—2014《金屬材料 滾動(dòng)接觸疲勞試驗(yàn)方法》計(jì)算中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La[5]。

圖1 軸承鋼疲勞試樣的尺寸示意圖

2 結(jié)果及討論

圖2為不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼的顯微組織?？梢姡诘葴卮慊饡r(shí)間為1 h、3 h、5 h和48 h時(shí)，軸承鋼的組織都為貝氏體+馬氏體+殘余奧氏體+碳化物，只是不同等溫淬火時(shí)間下貝氏體含量和碳化物數(shù)量不同，具體表現(xiàn)在，隨著等溫淬火時(shí)間延長，軸承鋼基體組織中貝氏體含量逐漸增多，而碳化物數(shù)量有所減少。

(a)1 h

圖3為不同熱處理態(tài)軸承鋼的X射線衍射圖譜。對(duì)比分析可見，在不同等溫淬火時(shí)間下軸承鋼的物相組成基本相同，主要由(110)、(200)、(211)、(220)、(310)晶面的鐵素體以及(111)、(200)、(220)和(311)晶面的奧氏體組成，計(jì)算結(jié)果表明等溫淬火時(shí)間為1 h、3 h、5 h和48 h時(shí)軸承鋼中殘余奧氏體含量分別為21.0%、21.8%、9.6%和9.2%，可見，隨著等溫淬火時(shí)間延長，軸承鋼中殘余奧氏體含量略升高后減小，且等溫淬火時(shí)間為5 h和48 h的軸承鋼中殘余奧氏體含量明顯較低。這主要是因?yàn)榈葴卮慊饡r(shí)間為1 h時(shí)，時(shí)間較短，軸承鋼中貝氏體還沒有發(fā)生明顯轉(zhuǎn)變，因此殘余奧氏體含量相對(duì)較多。當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為3 h時(shí)，貝氏體鐵素體中的碳大部分向周圍奧氏體中擴(kuò)散，直接導(dǎo)致馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度降低和奧氏體穩(wěn)定性上升，且在隨后冷卻過程中會(huì)保留下來[6]，進(jìn)而造成奧氏體含量峰值的出現(xiàn)；當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間延長為5 h時(shí)，貝氏體轉(zhuǎn)變相當(dāng)充分，殘余奧氏體含量會(huì)減小至一個(gè)較低水平，但是繼續(xù)延長等溫淬火時(shí)間到48 h，對(duì)殘余奧氏體含量的影響較小，此時(shí)的殘余奧氏體含量與等溫淬火5 h時(shí)相當(dāng)。

圖3 不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼的XRD圖譜

圖4為不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼接觸疲勞壽命的Weibull分布圖，表2中列出了相應(yīng)的不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼的疲勞特征值，其分別為中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10、特征疲勞壽命La以及Weibull曲線斜率k值。伴著等溫淬火時(shí)間的延長，GCr15SiMoAl軸承鋼的中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La都呈現(xiàn)先增加后減小特征，在等溫淬火時(shí)間為3 h時(shí)取得最大值；等溫淬火時(shí)間5 h和48 h時(shí)的中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La都較為接近，而等溫淬火時(shí)間5 h的Weibull曲線斜率k值較大，表明此時(shí)的失效時(shí)間相對(duì)穩(wěn)定，而等溫淬火時(shí)間48 h時(shí)的失效時(shí)間分布較寬[7]。綜合而言，等溫淬火3 h時(shí)GCr15SiMoAl軸承鋼的接觸疲勞性能最好，其次為等溫淬火1 h的試樣，而等溫淬火48 h試樣的接觸疲勞性能最差。

圖4 不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼接觸疲勞壽命的Weibull分布圖

表2 不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼的疲勞特征值

圖5為不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼接觸疲勞試驗(yàn)后的表面形貌，疲勞周次為1×107次。當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為1 h和3 h時(shí)，GCr15SiMoAl軸承鋼表面可見尺寸不等的細(xì)小凹坑，且等溫淬火時(shí)間3 h時(shí)的凹坑數(shù)量更少、尺寸更小；當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間延長至5 h和48 h時(shí)，GCr15SiMoAl軸承鋼表面出現(xiàn)了明顯疲勞痕跡，局部可見由于碳化物碾壓形成的剝落坑，且在等溫淬火時(shí)間48 h的軸承鋼試樣表面的剝落程度更加明顯。不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼接觸疲勞試驗(yàn)后的表面形貌觀察結(jié)果與表2的疲勞特征值統(tǒng)計(jì)結(jié)果相吻合，即等溫淬火時(shí)間3 h時(shí)GCr15SiMoAl軸承鋼具有最佳的接觸疲勞性能。

(a)1 h-低倍

表3為不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼疲勞試驗(yàn)前后的硬度測試結(jié)果?？梢?，當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間為1～48 h時(shí)，經(jīng)過接觸疲勞試驗(yàn)后，GCr15SiMoAl軸承鋼變形區(qū)的維氏硬度和洛氏硬度都高于疲勞試驗(yàn)前的基體材料。此外，等溫淬火時(shí)間1 h和3 h試樣的疲勞試驗(yàn)前后的硬度增加幅度較大(約15%)，而等溫淬火時(shí)間5 h和48 h試樣的疲勞試驗(yàn)前后的硬度增加幅度較小(約4%)，這主要與不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼中殘余奧氏體含量有關(guān)[8]，當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為1 h和3 h時(shí)，GCr15SiMoAl軸承鋼中殘余奧氏體含量較高，接觸疲勞試驗(yàn)后表面殘余奧氏體會(huì)發(fā)生馬氏體相變而使得變形區(qū)硬度增加，而等溫淬火時(shí)間5 h和48 h的GCr15SiMoAl軸承鋼中殘余奧氏體含量較少，接觸疲勞試驗(yàn)后殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的量更少，因此疲勞變形區(qū)的硬度增加幅度相對(duì)較小[9]。

表3 不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼疲勞試驗(yàn)前后的硬度

由上述的疲勞壽命試驗(yàn)結(jié)果可知，隨著等溫淬火時(shí)間的延長，GCr15SiMoAl軸承鋼中具有相對(duì)馬氏體更好地抑制裂紋擴(kuò)展的貝氏體含量逐漸增多，有利于提高GCr15SiMoAl軸承鋼的接觸疲勞性能，但是因?yàn)樨愂象w硬度較馬氏體更低，所以不會(huì)對(duì)疲勞裂紋萌生造成明顯影響[10]，而殘余奧氏體含量高的GCr15SiMoAl軸承鋼的接觸疲勞壽命要相對(duì)更高，這與接觸疲勞試驗(yàn)過程中殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變而釋放了基體內(nèi)部應(yīng)力集中有關(guān)[11]，同時(shí)表層硬度的增加也可以增強(qiáng)GCr15SiMoAl軸承鋼抵抗剪切的能力[12]。綜合而言，等溫淬火3 h時(shí)GCr15SiMoAl軸承鋼具有最佳的接觸疲勞性能。

GCr15SiMoAl軸承鋼進(jìn)行885 ℃/1 h奧氏體化+210 ℃/3 h等溫油淬+220 ℃/2 h回火處理，GCr15軸承鋼進(jìn)行常規(guī)885 ℃/1 h奧氏體化后油淬+220 ℃/2 h回火處理，2種軸承鋼的顯微組織見圖6。2種軸承鋼中都可見尺寸不等的球狀碳化物，且相對(duì)而言，GCr15SiMoAl軸承鋼中碳化物數(shù)量更少、尺寸更大，這主要與GCr15SiMoAl軸承鋼中Si含量較高而抑制了貝氏體轉(zhuǎn)變過程中碳化物的析出以及等溫淬火作用下已經(jīng)析出的碳化物發(fā)生粗化與長大有關(guān)，而碳化物作為軸承鋼的硬脆相，其在接觸疲勞試驗(yàn)中會(huì)加速疲勞源的產(chǎn)生，因此不利于軸承鋼的滾動(dòng)接觸疲勞性能，并且碳化物體積分?jǐn)?shù)越大則接觸疲勞壽命越短[13]。

(a)GCr15

在相同接觸疲勞條件下，2種軸承鋼接觸疲勞壽命的Weibull分布如圖7所示，表4中列出了相應(yīng)的疲勞特征值。對(duì)比分析可知，GCr15軸承鋼的中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La都明顯低于GCr15SiMoAl軸承鋼，而Weibull曲線斜率k則低于后者，即GCr15SiMoAl軸承鋼的疲勞壽命試驗(yàn)值較為穩(wěn)定，且疲勞壽命明顯高于常規(guī)GCr15軸承鋼，這主要與GCr15SiMoAl軸承鋼具有強(qiáng)韌性較好的貝氏體+馬氏體+殘余奧氏體組織，而淬回火態(tài)GCr15軸承鋼為馬氏體組織有關(guān)[14]，在接觸疲勞過程中貝氏體+殘余奧氏體的軸承鋼會(huì)發(fā)生一定程度馬氏體相變，且抑制疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展[15]，且適當(dāng)?shù)呢愂象w含量有助于提升軸承鋼的接觸疲勞性能。

表4 2種軸承鋼的疲勞特征值

3 結(jié)論

1)在等溫淬火時(shí)間為1 h、3 h、5 h和48 h時(shí)，GCr15SiMoAl軸承鋼的組織都為貝氏體+馬氏體+碳化物；等溫淬火時(shí)間為1 h、3 h、5 h和48 h時(shí)軸承鋼中殘余奧氏體含量分別為21.0%、21.8%、9.6%和9.2%；

2)隨著等溫淬火時(shí)間的延長，GCr15SiMoAl軸承鋼的中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La都呈現(xiàn)先增加后減小特征，在等溫淬火時(shí)間為3 h時(shí)取得最大值。不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼接觸疲勞試驗(yàn)后的表面形貌觀察結(jié)果與疲勞特征值統(tǒng)計(jì)結(jié)果相吻合，即等溫淬火時(shí)間3 h時(shí)GCr15SiMoAl軸承鋼具有最佳的接觸疲勞性能；

3)淬回火態(tài)GCr15軸承鋼的中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La都明顯低于等溫處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼，而Weibull曲線斜率則低于后者，GCr15SiMoAl軸承鋼的疲勞壽命試驗(yàn)值相對(duì)較為穩(wěn)定。