周麗娜， 劉 明， 高 翔， 王文雪， 童 銳

(中國(guó)航發(fā)哈爾濱軸承有限公司， 黑龍江 哈爾濱 150025)

隨著航空航天的發(fā)展，軸承工作溫度越來(lái)越高，部分工況下軸承使用溫度已達(dá)400 ℃以上，第二代高溫軸承鋼8Cr4Mo4V(國(guó)外牌號(hào)M50)及G13Cr4Mo4Ni4V(國(guó)外牌號(hào)M50NiL)僅可滿(mǎn)足≤315 ℃的服役要求。因此，亟需開(kāi)展新一代耐高溫軸承材料的研究。Cr14Mo4V鋼(國(guó)外牌號(hào)BG42)為一種高碳馬氏體不銹鋼，其兼具了8Cr4Mo4V鋼的高溫硬度及9Cr18Mo鋼的耐蝕性[1-2]，服役溫度可達(dá)480 ℃，在美國(guó)及俄羅斯等國(guó)家被廣泛應(yīng)用于航空航天軸承、高速飛行器等零件的制造[3]。目前，我國(guó)利用該材料制備的軸承主要依賴(lài)進(jìn)口，國(guó)產(chǎn)Cr14Mo4V鋼材料研制及應(yīng)用尚在起步階段，為加快Cr14Mo4V鋼在高溫(>315 ℃)軸承領(lǐng)域中的應(yīng)用，需開(kāi)展相關(guān)技術(shù)研究。

Cr14Mo4V高溫軸承鋼碳含量約1.15%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，鉻含量約14.5%，鉬含量約4.0%，釩含量約1.2%。經(jīng)熱處理后其微觀(guān)組織主要為馬氏體、碳化物及少量殘留奧氏體[4]。其中，大量碳化物的存在為其提供了優(yōu)異的高溫硬度、耐磨性。對(duì)金屬材料而言，熱處理過(guò)程是決定其最終性能的關(guān)鍵步驟[5-6]。Cr14Mo4V高溫軸承鋼熱處理主要包括淬火、冷處理及回火3個(gè)過(guò)程。其中，淬火過(guò)程作為最終熱處理的第1步，由加熱、保溫和冷卻3部分組成。保溫過(guò)程中奧氏體化參數(shù)是決定碳化物溶解程度、基體固溶度及晶粒大小等微觀(guān)組織的關(guān)鍵因素[7-8]。因此，研究奧氏體化過(guò)程對(duì)Cr14Mo4V高溫軸承鋼微觀(guān)組織的影響，對(duì)其熱處理工藝的制定及優(yōu)化具有重要指導(dǎo)意義。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用高溫軸承鋼Cr14Mo4V的化學(xué)成分如表1所示，初始狀態(tài)為退火態(tài)。退火珠光體組織由大量碳化物和鐵素體基體組成，如圖1(a)所示。圖1(b，c)分別為合金元素Cr和Fe的分布特征，可以看出碳化物呈帶狀分布，主要合金元素為Cr。

表1 Cr14Mo4V鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 退火態(tài)Cr14Mo4V鋼的微觀(guān)組織特征

利用DIL 805A型快速相變儀對(duì)Cr14Mo4V鋼的相變點(diǎn)進(jìn)行測(cè)試，結(jié)果如圖2所示?？梢钥闯?，Cr14Mo4V鋼的奧氏體化開(kāi)始溫度(Ac1)為925 ℃，完全奧氏體轉(zhuǎn)變溫度(Ac3)為952 ℃，馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度(Ms)為147 ℃，由降溫曲線(xiàn)并不能準(zhǔn)確得到國(guó)產(chǎn)Cr14Mo4V鋼的馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度(Mf)，判斷其Mf點(diǎn)低于30 ℃。

圖2 Cr14Mo4V鋼的相變點(diǎn)測(cè)試結(jié)果

依據(jù)圖2相變點(diǎn)測(cè)試結(jié)果，針對(duì)Cr14Mo4V鋼制定了不同的奧氏體化參數(shù)，研究微觀(guān)組織演化行為，具體參數(shù)如表2所示，熱處理設(shè)備為真空爐，冷卻介質(zhì)為N2，冷卻壓力為0.2 MPa。淬火后試樣進(jìn)行機(jī)械研磨拋光后，利用3.5 g FeCl3+HCl+H2O進(jìn)行腐蝕，并利用蔡司光學(xué)顯微鏡(Axio Imager A2m)進(jìn)行顯微組織觀(guān)察，利用截點(diǎn)法進(jìn)行晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)。此外，針對(duì)碳化物的金相分析，利用4 g KMnO4+4 g NaOH+100 mL H2O進(jìn)行染色處理。利用X射線(xiàn)衍射儀(Bruker D8 A，Co靶材) 進(jìn)行物相分析，掃描范圍為45°～115°，步距為0.02°，并依據(jù)YB/T 5338—2006《鋼中殘余奧氏體定量測(cè)定 X 射線(xiàn)衍射儀法》進(jìn)行殘留奧氏體含量計(jì)算。利用HR-150G洛氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試，加載載荷為150 kg。

表2 退火態(tài)Cr14Mo4V鋼的奧氏體化過(guò)程工藝參數(shù)

2 結(jié)果分析與討論

2.1 奧氏體化溫度對(duì)微觀(guān)組織的影響

利用XRD對(duì)經(jīng)不同奧氏體化溫度(1080～1180 ℃)保溫40 min處理后的Cr14Mo4V高溫軸承鋼進(jìn)行物相分析，結(jié)果如圖3(a)所示?？梢钥闯?，經(jīng)過(guò)淬火處理后Cr14Mo4V鋼微觀(guān)組織主要包括M23C6、殘留奧氏體及淬火馬氏體。此外，仔細(xì)觀(guān)察圖3(a)可以看出，隨著奧氏體化溫度升高，殘留奧氏體的相對(duì)強(qiáng)度呈逐漸增大趨勢(shì)，可定性說(shuō)明殘留奧氏體含量逐漸增加。而M23C6衍射峰的相對(duì)強(qiáng)度呈現(xiàn)逐漸減小趨勢(shì)，即隨著奧氏體化溫度的升高，M23C6逐漸溶解。不過(guò)值得注意的是，即便奧氏體化溫度高達(dá)1180 ℃，M23C6衍射峰依然存在，未完全溶解。為進(jìn)一步分析Cr14Mo4V鋼的組織演化規(guī)律，將圖3(a)中45°～65°進(jìn)行了放大，如圖3(b)所示?？梢钥闯?，隨著奧氏體化溫度的升高，(200)A逐漸向左偏移，由布拉格衍射方程可知這種偏移是由于奧氏體碳含量增加造成的[9]。結(jié)合M23C6衍射峰相對(duì)強(qiáng)度變化可知，隨著奧氏體化溫度升高，Cr14Mo4V高溫軸承鋼中碳化物逐漸溶解，導(dǎo)致奧氏體含碳量增加。

圖3 不同奧氏體化溫度下Cr14Mo4V鋼的XRD圖譜

對(duì)不同奧氏體化溫度處理后的Cr14Mo4V鋼中殘留奧氏體進(jìn)行定量計(jì)算，結(jié)果如圖4所示?？梢钥闯?，隨奧氏體化溫度升高，殘留奧氏體含量逐漸增加。當(dāng)奧氏體化溫度為1080 ℃時(shí)，其含量為8.1%(體積分?jǐn)?shù)，下同)，進(jìn)一步升高奧氏體化溫度至1180 ℃，增至約82.4%。這是由于隨奧氏體化溫度升高，Cr14Mo4V鋼中碳化物溶解量增多，奧氏體中碳及其它合金元素含量越來(lái)越高且分布越來(lái)越均勻，而化學(xué)成分會(huì)影響馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度(Ms點(diǎn))。其中，碳元素會(huì)顯著降低殘留奧氏體的Ms點(diǎn)[10]。淬火過(guò)程中，試樣均是被淬至室溫，因此馬氏體相變開(kāi)始溫度的降低，會(huì)顯著縮短冷卻過(guò)程中奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的溫度區(qū)間，從而使得馬氏體轉(zhuǎn)變量減少，進(jìn)而導(dǎo)致殘留奧氏體含量逐漸增加。

圖4 奧氏體化溫度對(duì)Cr14Mo4V鋼殘留奧氏體含量的影響

由圖1可以看出，退火態(tài)Cr14Mo4V高溫軸承鋼中存在大量碳化物，其演化規(guī)律對(duì)材料最終力學(xué)性能具有重要影響。因此，利用光學(xué)顯微鏡對(duì)不同奧氏體化溫度下Cr14Mo4V鋼中碳化物進(jìn)行了觀(guān)察分析，結(jié)果如圖5所示?？梢钥闯觯摳邷剌S承鋼中碳化物呈帶狀分布，且?jiàn)W氏體化溫度的升高對(duì)帶狀碳化物寬度無(wú)明顯影響。由表1中Cr14Mo4V鋼化學(xué)成分特點(diǎn)可知，其碳含量為1.15%，合金含量高達(dá)19%以上，這就導(dǎo)致鋼材加工冷凝成錠的過(guò)程中，大量合金元素與碳形成結(jié)晶偏析，在后續(xù)變形時(shí)延伸而成了帶狀碳化物，這種碳化物在后續(xù)熱處理過(guò)程中很難消除[11]。大量碳化物的存在對(duì)Cr14Mo4V鋼性能影響具有兩面性：一方面，碳化物相較于基體具有優(yōu)異的高溫穩(wěn)定性，因此可顯著提高其紅硬性及干摩擦性能[12-14]；另一方面，當(dāng)硬度較高的碳化物位于材料表面時(shí)，可能在加工或服役過(guò)程中脫落，造成表面損傷，從而影響其疲勞壽命[15]。從該組織特征判斷，相較于其它高溫軸承鋼，Cr14Mo4V鋼在干摩擦環(huán)境下更具優(yōu)勢(shì)。

圖5 奧氏體化溫度對(duì)Cr14Mo4V鋼顯微組織的影響

對(duì)軸承鋼而言，除碳化物分布外，其形態(tài)亦是影響材料性能的另一重要因素，若碳化物邊緣呈“尖角”狀態(tài)，則更易在軸承服役過(guò)程中引起應(yīng)力集中，成為疲勞裂紋源。因此，利用光學(xué)顯微鏡觀(guān)察分析了奧氏體化溫度對(duì)碳化物形態(tài)的影響，結(jié)果如圖6所示?？梢钥闯?，Cr14Mo4V鋼中碳化物邊緣均呈現(xiàn)“圓滑”狀態(tài)，相對(duì)于8Cr4Mo4V軸承鋼中的塊狀M2C，對(duì)疲勞壽命影響較小[16]。盡管圖5中金相結(jié)果顯示奧氏體化溫度對(duì)帶狀碳化物寬度影響并不明顯，然而對(duì)比圖6(a, f)可以看出，隨著奧氏體化溫度升高，碳化物含量明顯減少。當(dāng)奧氏體化溫度為1080 ℃時(shí)，晶粒內(nèi)含有大量未溶解碳化物；而當(dāng)溫度升至1180 ℃時(shí)，晶粒內(nèi)碳化物含量明顯減少，這與XRD測(cè)試結(jié)果一致。

圖6 奧氏體化溫度對(duì)Cr14Mo4V鋼碳化物形態(tài)的影響

碳化物中合金元素是影響其熱穩(wěn)定性的重要因素[17]。利用背散射電子(BSD)和能譜(EDS)對(duì)1180 ℃保溫處理后Cr14Mo4V高溫軸承鋼中帶狀碳化物合金元素分布進(jìn)行了分析，結(jié)果如圖7所示。由圖7(a)BSD結(jié)果可以看出，基體呈灰色，帶狀碳化物主要存在兩種襯度，即灰色以及暗灰色。由BSD原理可知，圖像襯度與富集的原子序數(shù)有關(guān)。而基體中元素以Fe為主，結(jié)合圖7(b，c)可知，與基體襯度一致的碳化物部分主要富集Cr，而襯度呈暗灰色區(qū)域主要富集V。

為進(jìn)一步分析碳化物演化規(guī)律，利用BSD對(duì)不同奧氏體化溫度處理后的Cr14Mo4V鋼進(jìn)行了微觀(guān)組織觀(guān)察，結(jié)果如圖8所示?？梢钥闯觯c金相觀(guān)察結(jié)果一致，隨著奧氏體化溫度的升高，Cr14Mo4V鋼晶粒內(nèi)部小尺寸碳化物逐漸減少。另外，仔細(xì)觀(guān)察圖8(a，d)可以看出，帶狀碳化物襯度存在明顯區(qū)別，奧氏體化溫度較低(1080 ℃)時(shí)，帶狀碳化物襯度呈現(xiàn)灰色(如圖8(a) 中黃色曲線(xiàn)區(qū)域所示)，與基體襯度一致。而當(dāng)溫度升高至1180 ℃時(shí)，帶狀碳化物襯度發(fā)生變化，明顯變暗，呈現(xiàn)暗灰色(如圖8(d)中箭頭所示)。結(jié)合圖7結(jié)果可知，當(dāng)奧氏體化溫度較低時(shí)，帶狀碳化物中存在大量Cr。而隨著奧氏體化溫度的升高，盡管帶狀碳化物難以完全消除，但是合金元素分布發(fā)生了明顯變化，部分帶狀碳化物中的Cr發(fā)生了溶解。這是由于V相較于Cr而言，與碳的結(jié)合能力更強(qiáng)，從而具有更高的穩(wěn)定性，不易溶解[17]。不過(guò)值得注意的是，結(jié)合圖3物相分析結(jié)果來(lái)看，碳化物類(lèi)型依然主要為M23C6，未發(fā)生變化。

圖7 1180 ℃保溫處理后Cr14Mo4V鋼中碳化物合金元素分布特點(diǎn)

圖8 奧氏體化溫度對(duì)Cr14Mo4V鋼微觀(guān)組織的影響

此外，奧氏體化溫度除影響碳化物溶解外，還會(huì)直接影響晶粒尺寸，進(jìn)而影響材料力學(xué)性能[18-21]。由圖6 和圖8可以看出，隨著奧氏體化溫度的升高，奧氏體晶粒尺寸呈逐漸增大趨勢(shì)，這主要是因?yàn)殡S著奧氏體化溫度的升高，碳以及合金元素的擴(kuò)散能力逐漸增加，碳化物逐漸溶解其釘扎效應(yīng)逐漸減弱。另外，當(dāng)奧氏體化溫度低于1160 ℃時(shí)，Cr14Mo4V鋼晶粒依然呈現(xiàn)等軸狀。然而，當(dāng)奧氏體化溫度為1180 ℃時(shí)，由于帶狀碳化物的阻礙作用，部分晶粒沿帶狀方向異常長(zhǎng)大。利用截點(diǎn)法對(duì)圖6進(jìn)行了定量分析，結(jié)果如圖9 所示?？梢钥闯?，當(dāng)奧氏體化溫度低于1140 ℃時(shí)，奧氏體晶粒尺寸依然較為細(xì)小，約為13 μm，這主要是由于大量碳化物的阻礙作用；而當(dāng)奧氏體化溫度超過(guò)1140 ℃時(shí)，晶粒的長(zhǎng)大傾向大幅增加。

圖9 奧氏體化溫度對(duì)Cr14Mo4V鋼晶粒尺寸的影響

2.2 奧氏體化時(shí)間對(duì)微觀(guān)組織的影響

對(duì)熱處理過(guò)程而言，除溫度外合適的保溫時(shí)間的選擇同樣具有重要意義。將Cr14Mo4V鋼分別于1120 ℃和1140 ℃下保溫不同時(shí)間，并進(jìn)行了XRD測(cè)試，結(jié)果如圖10所示。其中，圖10(a，c)分別為1120 ℃、1140 ℃下保溫10 min、40 min和5 h的淬火態(tài)Cr14Mo4V鋼XRD測(cè)試全譜圖，而圖10(b，d)為局部(45°～65°)放大結(jié)果。可以看出，隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，馬氏體及殘留奧氏體衍射峰強(qiáng)度變化不大，不過(guò)仔細(xì)觀(guān)察圖10(b，d)中(200)A衍射峰可以看出，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，奧氏體峰呈低角度偏移傾向，推測(cè)是由于碳化物逐漸溶解，基體碳含量增加導(dǎo)致。

圖10 不同奧氏體化時(shí)間下Cr14Mo4V鋼的XRD圖譜

對(duì)不同奧氏體化保溫時(shí)間處理后Cr14Mo4V鋼中殘留奧氏體進(jìn)行了定量計(jì)算，結(jié)果如圖11所示。可以看出，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，殘留奧氏體含量基本不變。這主要是由于Cr14Mo4V鋼碳化物溶解較為困難，當(dāng)奧氏體化溫度一定時(shí)，碳化物溶解量對(duì)時(shí)間敏感度相對(duì)較低，導(dǎo)致Ms點(diǎn)變化不大。

圖11 保溫時(shí)間對(duì)Cr14Mo4V鋼中殘留奧氏體含量的影響

圖12為Cr14Mo4V高溫軸承鋼經(jīng)不同奧氏體化時(shí)間處理后的顯微組織特征?？梢钥闯?，1120 ℃和1140 ℃下，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒尺寸未發(fā)生明顯變化。不過(guò)仔細(xì)觀(guān)察可以發(fā)現(xiàn)，保溫時(shí)間延長(zhǎng)至5 h時(shí)，晶內(nèi)碳化物略有減少。利用截點(diǎn)法對(duì)不同保溫時(shí)間處理后的晶粒尺寸進(jìn)行了定量統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖12(e)所示?？梢钥闯?，1120 ℃和1140 ℃奧氏體化溫度下，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，晶粒尺寸均略有增加，不過(guò)整體而言，變化不大。這是由于帶狀碳化物難以溶解，阻礙晶粒長(zhǎng)大導(dǎo)致。

圖12 奧氏體化保溫時(shí)間對(duì)Cr14Mo4V鋼顯微組織的影響

為進(jìn)一步分析保溫時(shí)間對(duì)碳化物溶解過(guò)程的影響，利用BSD對(duì)1120 ℃和1140 ℃下分別保溫10 min和5 h的Cr14Mo4V鋼微觀(guān)組織進(jìn)行了觀(guān)察分析，結(jié)果如圖13所示。由圖13(a)可以看出，1120 ℃下保溫10 min時(shí)，Cr14Mo4V鋼奧氏體晶粒內(nèi)及晶界處存在大量納米級(jí)“球狀”碳化物(如紅圈內(nèi)所示)；進(jìn)一步延長(zhǎng)保溫時(shí)間至5 h時(shí)，納米級(jí)“球狀”碳化物明顯減少。當(dāng)奧氏體化溫度為1140 ℃時(shí)，Cr14Mo4V鋼的BSD微觀(guān)組織如圖13(c，d)所示，可以看出，其隨時(shí)間變化規(guī)律與1120 ℃下基本一致。

圖13 不同奧氏體化參數(shù)下Cr14Mo4V鋼微觀(guān)組織的BSD照片

2.3 奧氏體化過(guò)程對(duì)硬度的影響

2.3.1 奧氏體化溫度對(duì)硬度的影響

圖14為經(jīng)1080～1180 ℃不同奧氏體化溫度處理40 min后淬火態(tài)Cr14Mo4V鋼的硬度?？梢钥闯觯?dāng)奧氏體化溫度為1080 ℃時(shí)，Cr14Mo4V鋼硬度為62.7 HRC，奧氏體化溫度升高至1120 ℃時(shí)，硬度為63.0 HRC，即奧氏體化溫度低于1120 ℃時(shí)，隨著奧氏體化溫度的升高，Cr14Mo4V鋼硬度基本不變。進(jìn)一步升高奧氏體化溫度時(shí)，硬度值逐漸下降，當(dāng)奧氏體化溫度為1180 ℃時(shí)，Cr14Mo4V鋼硬度下降至47.0 HRC。

圖14 奧氏體化溫度對(duì)Cr14Mo4V鋼硬度的影響(40 min)

對(duì)淬火態(tài)Cr14Mo4V鋼而言，結(jié)合圖4和圖9可知，影響硬度的因素主要包括3方面：隨著奧氏體化溫度升高，碳化物逐漸溶解，基體固溶碳含量增加，硬度升高；隨著奧氏體化溫度升高，殘留奧氏體含量增加，硬度降低；隨著奧氏體化溫度升高，晶粒尺寸長(zhǎng)大，硬度降低。當(dāng)奧氏體化溫度為1080～1120 ℃時(shí)，以上3個(gè)因素對(duì)Cr14Mo4V鋼硬度影響達(dá)到平衡，從而呈現(xiàn)規(guī)律為基本不變。而奧氏體化溫度超過(guò)1120 ℃后，殘留奧氏體含量的增加以及晶粒尺寸的增大，對(duì)硬度的影響起主導(dǎo)作用，從而使其呈逐漸下降的趨勢(shì)。

2.3.2 奧氏體化時(shí)間對(duì)硬度的影響

圖15為Cr14Mo4V鋼于1120 ℃和1140 ℃下經(jīng)10～300 min不同奧氏體化時(shí)間處理后的洛氏硬度?？梢钥闯觯煌瑠W氏體化溫度下，隨著奧氏體化時(shí)間的延長(zhǎng)，Cr14Mo4V鋼的硬度呈現(xiàn)先略微增加，后輕微下降的趨勢(shì)。以1120 ℃為例，當(dāng)保溫時(shí)間為10 min時(shí)，Cr14Mo4V鋼硬度約為62.3 HRC，延長(zhǎng)時(shí)間至40 min時(shí)，硬度升高至63.0 HRC左右，繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間至5 h，硬度下降至62.3 HRC，不過(guò)保溫時(shí)間對(duì)硬度影響范圍僅約為0.7 HRC。短時(shí)間保溫時(shí)，硬度略有增加，主要是由于基體固溶碳含量略有增加，而殘留奧氏體含量及晶粒尺寸隨保溫時(shí)間的變化幅度不大(如圖11和圖12所示)。

圖15 奧氏體化保溫時(shí)間對(duì)Cr14Mo4V鋼硬度的影響

3 結(jié)論

1) 退火態(tài)Cr14Mo4V高溫軸承鋼微觀(guān)組織主要由鐵素體和帶狀碳化物組成，淬火處理后軸承鋼微觀(guān)組織主要包括淬火馬氏體、殘留奧氏體和未溶解碳化物，其中未溶解碳化物依然呈帶狀分布，其類(lèi)型為富含Cr和V的M23C6。

2) Cr14Mo4V軸承鋼微觀(guān)組織變化對(duì)奧氏體化溫度更為敏感，保溫時(shí)間對(duì)其影響較小。隨著奧氏體化溫度的升高，殘留奧氏體含量逐漸增加，晶粒尺寸逐漸長(zhǎng)大，晶內(nèi)碳化物逐漸溶解?；贑r14Mo4V鋼帶狀碳化物特征，為保證碳化物充分固溶，并同時(shí)避免非等軸晶出現(xiàn)，淬火溫度應(yīng)為1120～1160 ℃。

3) 淬火態(tài)Cr14Mo4V軸承鋼硬度隨奧氏體化溫度的升高呈先略微增加后顯著降低的趨勢(shì)，主要受基體固溶度、殘留奧氏體含量及晶粒尺寸等因素綜合影響。