胡偉勇,王 峰,黃 濤,薛 晶,柯錦宏,梁小燕,酈 劍

(1.浙江中集軸承公司,紹興 312600；2.浙江大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,杭州 310027)

滾動軸承的摩擦系數(shù)小，起動性能、轉(zhuǎn)速和承載能力高，傳動效率好，廣泛應(yīng)用于機(jī)床、航空、汽車、鐵路等工業(yè)機(jī)械和民用器具中，是現(xiàn)代化機(jī)械設(shè)備的重要基礎(chǔ)零件，現(xiàn)已實(shí)現(xiàn)標(biāo)準(zhǔn)化、系列化、通用化、大批量生產(chǎn)。除某些工況須承受軸向推力外，滾動軸承主要承受著周期循環(huán)的高壓徑向載荷，滾道和滾動體為點(diǎn)接觸或線接觸，接觸表面的局部瞬時接觸應(yīng)力和接觸頻率較高。因此，要求軸承具有高而均勻的硬度和耐磨性、良好的材料純凈度和均勻度。

滾動軸承正常的失效形式有：軸承接觸面的點(diǎn)蝕疲勞、軸承接觸面的磨粒磨損以及軸承的局部塑性變形。GCr15軸承鋼屬于高碳過共析鋼，碳元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般控制在0.95%～1.05%，顯微組織為細(xì)小而均勻的碳化物分布在隱晶馬氏體基體中。軸承常見的碳化物不均勻性缺陷有：網(wǎng)狀碳化物、帶狀碳化物、碳化物液析等。當(dāng)軸承中鉻元素含量偏高時，碳化物的不均勻性增大，導(dǎo)致軸承的接觸疲勞強(qiáng)度降低，從而發(fā)生早期接觸疲勞失效。

研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)GCr15軸承鋼中的碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.95%增大到1.06%時，網(wǎng)狀碳化物平均級別從1.10級增大到1.63級，當(dāng)鉻元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)從1.35%增大到1.58%時，網(wǎng)狀碳化物平均級別從1.16級增大到1.68級，可見GCr15軸承鋼的碳、鉻元素含量對碳化物不均勻性的影響很大[1]。筆者研究了碳化物不均勻性缺陷的形成機(jī)理，為控制軸承的質(zhì)量提供理論基礎(chǔ)。

1 碳化物不均勻性缺陷的表現(xiàn)形式

1.1 微觀形貌

GCr15軸承鋼幾種常見碳化物不均勻性缺陷的微觀形貌如圖1所示，主要有帶狀碳化物、網(wǎng)狀碳化物、碳化物中心部位液析和鏈狀液析等不均勻性缺陷。

1.2 物相變化

圖2為鉻元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)(wCr)為1.6%時垂直截面富鐵端的Fe-C-Cr三元相圖[2-3]，可見該相圖還保持著Fe-Fe3C相圖的基本形態(tài)，但是單相奧氏體區(qū)縮小，E點(diǎn)碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低到了1.5%，共析點(diǎn)碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低到了0.65%，共析點(diǎn)溫度升高；共晶轉(zhuǎn)變線和共析轉(zhuǎn)變線展寬為三相共存區(qū)，分別為L+γ+(Fe,Cr)3C和γ+α+(Fe,Cr)3C。

圖1 GCr15軸承鋼幾種常見碳化物不均勻性缺陷的微觀形貌

圖2 wCr為1.6%時垂直截面富鐵端的Fe-C-Cr三元相圖

GCr15鋼的液相線溫度和固相線溫度分別為1 460和1 220 ℃，液、固兩相共存區(qū)的溫度范圍較大，故GCr15鋼產(chǎn)生偏析的趨勢大。在Fe-Cr-C合金凝固過程中，碳、鉻元素的偏析系數(shù)分別為0.87，0.05，表明材料形成樹枝晶偏析的傾向較大。鉻元素在奧氏體中的擴(kuò)散速率較慢，減小了奧氏體中碳元素的擴(kuò)散系數(shù)。因此，GCr15鋼凝固過程中具有較大的樹枝晶偏析傾向[1]。圖2中碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%的直線代表了GCr15鋼從鋼液冷卻到25 ℃的物相變化。

2 碳化物的形成機(jī)理

2.1 平衡結(jié)晶過程

圖2中水平線t1，t2，t3，t4分別表示平衡結(jié)晶過程中，GCr15鋼按照時間依次達(dá)到的幾個溫度，c1，b2，b3，b4以及d1，a2，a3，a4分別為平衡結(jié)晶過程中，GCr15鋼在t1，t2，t3，t4溫度下呈現(xiàn)的液相和奧氏體相成分，各溫度下表象點(diǎn)到兩相區(qū)交點(diǎn)的距離和兩相含量成反比，即符合杠桿定律。

在平衡結(jié)晶過程中，溫度以無限小的間隔下降，合金中各元素充分?jǐn)U散，包括液相內(nèi)部擴(kuò)散、固相內(nèi)部擴(kuò)散以及液、固兩相之間擴(kuò)散，最終固相和液相都達(dá)到該溫度下相圖確定的成分，且各元素分布均勻[4]。由圖2可知：平衡結(jié)晶時，隨著溫度下降，液相成分沿液相線d1→a2→a3→a4變化，固相成分沿固相線c1→b2→b3→b4變化，最后結(jié)晶完成，生成了均勻的1.0C-1.6Cr鋼。凝固后繼續(xù)冷卻進(jìn)入兩相區(qū)，沿奧氏體晶界析出(Fe,Cr)3CⅡ，進(jìn)入三相區(qū)，最終轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。

2.2 實(shí)際凝固過程

在實(shí)際生產(chǎn)過程中，合金的凝固過程與理想狀態(tài)不同，不可能保持平衡條件。由圖2可知：合金Fe-1.0C-1.6Cr在溫度下降到t1時開始結(jié)晶，凝固出成分為c1的固體；當(dāng)溫度下降到t2時，在已凝固的c1固體上又長出一層固體，成分為c2。溫度由t1降到t2若是極為緩慢的平衡過程，凝固體成分應(yīng)該是均勻的b2，即原有的c1充分?jǐn)U散，達(dá)到b2，但是t1降到t2的過程為非平衡過程，冷卻時間短，固相擴(kuò)散速率較慢，所以當(dāng)溫度降到t2時，結(jié)晶體表面雖然是b2成分，而內(nèi)層卻接近c(diǎn)1成分。此時固體平均成分就處于c1與b2之間，相當(dāng)于圖2中c2的位置。當(dāng)溫度再降到t3時，固體又長大一層，此時最外面表層固體成分為b3，平均成分則在c2與b3之間的c3位置。依此類推，冷卻結(jié)束后，晶粒內(nèi)部成分不均勻，由內(nèi)到外逐層不同，內(nèi)層先凝固的部分碳元素含量較低，外層碳含量元素含量較高。這種晶體內(nèi)部成分不均勻的現(xiàn)象叫晶內(nèi)偏析，屬于顯微偏析。因?yàn)槟虦囟冗B續(xù)下降，所以晶內(nèi)偏析的碳元素含量是逐漸連續(xù)過渡的，不是截然分層的[4]。GCr15軸承鋼一次奧氏體樹枝晶的碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.6%～0.7%，在共晶溫度時結(jié)晶奧氏體的碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.3%～1.4%[2]。

對圖2中奧氏體-液相兩相區(qū)的液相側(cè)進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)當(dāng)溫度下降到t1，固相剛發(fā)生凝固的瞬間時，液相成分為合金名義成分d1(碳元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%)；當(dāng)溫度下降到t2時，固相的碳元素經(jīng)液、固界面和液相擴(kuò)散而達(dá)到a2。溫度t1冷卻到t2為非平衡過程，冷卻時間短，固相擴(kuò)散速率慢，固相c2的碳元素含量低于相圖固相平衡b2的碳元素含量，多余的碳元素進(jìn)入液相，使d2的碳元素含量大于相圖標(biāo)志液相平衡a2的碳元素含量。依此類推，平衡狀態(tài)液相成分線d1-a2-a3-a4變成了d1-d2-d3-d4，即凝固結(jié)束前，液相的碳元素含量比平衡冷卻時的碳元素含量更高。

凝固冷卻到某時刻后，液相線的碳元素含量超過E點(diǎn)的碳元素含量(1.5%)，達(dá)到亞共晶的碳元素含量，且隨著冷卻的進(jìn)行，碳元素含量越來越高。當(dāng)溫度冷卻至亞共晶三相區(qū)時，少量殘余液相以顆粒狀碳化物、亞共晶γ+(Fe,Cr)3C狀態(tài)或離異共晶狀態(tài)析出，最終在奧氏體基體形成顆粒狀碳化物+少量塊狀γ+(Fe,Cr)3C亞共晶+塊狀(Fe,Cr)3C液析，即由離異共晶碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)殡x異共析碳化物。

3 碳化物不均勻性的形成機(jī)理及分布特點(diǎn)

3.1 形成機(jī)理

碳化物不均勻性的形成與鋼液凝固過程中發(fā)生的宏觀區(qū)域偏析和微觀枝晶偏析直接相關(guān)。在凝固起始的柱狀樹枝晶階段，固相的生長速率快、碳元素含量低，碳元素在液、固界面由固相進(jìn)入液相，在液相內(nèi)形成碳元素含量梯度，并發(fā)生擴(kuò)散；柱狀樹枝晶向材料內(nèi)部推進(jìn)，液相碳元素含量不斷升高，液相凝固溫度不斷降低，界面處的溫度梯度也隨之降低，形成了成分過冷現(xiàn)象。當(dāng)液相成分過冷達(dá)到臨界值時，固相在剩余液相中普遍形核生長，形成等軸樹枝晶區(qū)，導(dǎo)致材料中心部位液相流動性降低，阻止了界面液相碳元素?cái)U(kuò)散，生成了亞共晶組織或離異共晶液析。

柱狀晶生長時，二次或三次樹枝晶互相接觸，形成的密閉小空間封存了其中的液相，碳、鉻及雜質(zhì)元素含量高于樹枝晶主干部位，最終凝固時材料因沒有液相補(bǔ)縮而形成孔洞，即顯微疏松，后續(xù)的軋鍛過程可以焊合顯微疏松。如果軋鍛操作不充分，會殘留部分顯微疏松，且軋鍛會造成殘留顯微疏松的尺寸、形態(tài)有所變化，形成了顯微空隙。與碳元素類似，鋼中低熔點(diǎn)合金元素和雜質(zhì)元素也會富集到中心部位等軸晶區(qū)。

在軋鍛過程中，材料組織沿軋鍛方向拉伸延長，最終凝固成帶狀碳化物或碳化物液析，緩冷中奧氏體析出二次碳化物，生成網(wǎng)狀碳化物。碳化物液析相當(dāng)于亞共晶組織或離異共晶碳化物，軋鍛后碎裂為小顆粒狀或塊狀，沿?zé)嶙冃畏较虺使铝⒌臄嗬m(xù)分布。碳化物液析通常位于帶狀碳化物中，與帶狀碳化物混在一起。

在軋鍛過程后，枝晶的富鉻和富碳偏析區(qū)析出較多的碳化物，在軸向截面上碳化物呈帶狀分布。柱狀晶、軸狀晶相交處和軸狀晶區(qū)富集了較多的碳、鉻元素，通常是近心部的帶狀碳化物組織比較多。網(wǎng)狀碳化物缺陷是在停軋溫度較高、停軋后緩冷進(jìn)入γ+(Fe,Cr)3C兩相區(qū)及α+γ+(Fe,Cr)3C三相區(qū)形成；均勻化退火過程中，如果溫度較高也會形成網(wǎng)狀碳化物。網(wǎng)狀碳化物沿奧氏體晶界析出，破壞了鋼材連續(xù)性，使鋼材的沖擊性能降低。

3.2 分布特點(diǎn)

沿GCr15鋼試樣截面徑向進(jìn)行顯微組織觀察，其中網(wǎng)狀碳化物試樣為橫向磨片試樣，帶狀碳化物、碳化物液析試樣為軸向磨片試樣，取樣位置如圖3所示，不同位置對應(yīng)碳化物的顯微組織形貌如圖4所示。由圖4可知：沿徑向由外至內(nèi)，網(wǎng)狀碳化物組織的網(wǎng)狀形態(tài)逐漸發(fā)育完整，碳化物厚度增加；沿徑向由外至內(nèi)，帶狀碳化物組織由細(xì)小斷續(xù)的大間隔帶狀形態(tài)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榫奂螒B(tài)，帶間隔減小，帶寬度和連續(xù)性增加，在帶狀密集區(qū)有網(wǎng)狀碳化物析出；沿徑向由外至內(nèi)，碳化物液析的數(shù)量逐漸增加。

圖3 沿GCr15鋼試樣截面徑向取樣位置示意

圖4 不同位置對應(yīng)碳化物的顯微組織形貌

4 結(jié)論與建議

GCr15鋼凝固過程中產(chǎn)生碳化物不均勻性缺陷的原因?yàn)?GCr15鋼液相線和固相線間隔較大，造成元素偏析明顯，在凝固結(jié)晶過程中產(chǎn)生了碳化物不均勻性。碳化物不均勻性缺陷直接影響軸承滾動接觸面的接觸疲勞壽命，使軸承滾動接觸面在循環(huán)接觸應(yīng)力作用下，因碳化物顆粒與基體界面斷裂而脫落，也可能是因碳化物本身內(nèi)部開裂而脫落。

采用電渣重熔的方法改變鋼材的凝固過程，調(diào)整結(jié)晶形態(tài)，可以避免元素偏析，顯著改善材料的均勻性。