崔 毅, 崔繼紅, 王 艷, 張雲(yún)飛, 俞 峰, 趙英利, 曹文全

(1. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081;2. 河鋼材料技術(shù)研究院, 河北 石家莊 052165;3. 中國機(jī)械總院集團(tuán)北京機(jī)電研究所有限公司, 北京 100083;4. 河鋼股份有限公司, 河北 石家莊 050023)

第二代軸承鋼GCr4Mo4V(等同于美國牌號(hào)AISI M50)是一種基于二次硬化的全淬硬型軸承鋼,最早于20世紀(jì)80年代中期被美國宇航局應(yīng)用于航空軸承[1],在我國主要用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)軸軸承的加工,是目前國內(nèi)用量最大的航空高溫軸承材料。經(jīng)過多年的工藝改進(jìn)與成分優(yōu)化,軸承企業(yè)針對(duì)GCr4Mo4V鋼積累了豐富的性能數(shù)據(jù)與研究成果[2-7],材料的生產(chǎn)制備趨于成熟。作為一種起到傳遞載荷和實(shí)現(xiàn)裝配部件精準(zhǔn)定位的機(jī)械零部件,軸承需要在循環(huán)載荷條件下可靠運(yùn)行,明確典型服役條件下的失效機(jī)制以及引發(fā)失效的關(guān)鍵因素成為高溫軸承鋼最為重要的研究方向之一。

國內(nèi)外學(xué)者針對(duì)高溫軸承鋼典型服役工況下的失效形式與失效機(jī)制也進(jìn)行了大量研究,Glover[8]發(fā)現(xiàn)滾動(dòng)接觸疲勞壽命受到試驗(yàn)材料、接觸應(yīng)力、潤滑條件、滑滾比和表面粗糙度等因素影響,使用球棒滾動(dòng)接觸方式檢測得到軸承鋼疲勞壽命威布爾分布曲線,符合全尺寸軸承測試結(jié)果;郭軍等[9]在對(duì)M50鋼的疲勞磨損研究過程中發(fā)現(xiàn)M50鋼疲勞剝落起源于表面剝落和白蝕區(qū)剝落,其中粘著磨損和疲勞磨損是引起表面起裂的重要因素;Baughman[10]研究發(fā)現(xiàn)當(dāng)表面粗糙度減小時(shí),M50軸承鋼的滾動(dòng)接觸疲勞壽命顯著增加;Voskamp[11]發(fā)現(xiàn)軸承滾動(dòng)接觸疲勞導(dǎo)致的材料退化過程分為3個(gè)階段:安定階段、平穩(wěn)階段和加速階段。與單軸疲勞不同,滾動(dòng)接觸疲勞接觸區(qū)域的循環(huán)應(yīng)力更復(fù)雜,循環(huán)應(yīng)力誘導(dǎo)裂紋萌生、擴(kuò)展,最終導(dǎo)致剝落失效[12]。Evans[13]發(fā)現(xiàn)微觀結(jié)構(gòu)改變形成的白蝕區(qū)導(dǎo)致軸承鋼剝落失效。引起軸承故障的3個(gè)重要方面,即滾動(dòng)接觸疲勞、碳化物顆粒對(duì)疲勞壽命的影響和通過棘輪效應(yīng)(棘輪是指在應(yīng)力控制階段期間平均應(yīng)力存在下塑性應(yīng)變的連續(xù)累積)形成局部微塑性應(yīng)變積累,但現(xiàn)階段針對(duì)這方面的文獻(xiàn)報(bào)道較少,沒有全面研究碳化物顆粒對(duì)滾動(dòng)接觸疲勞中棘輪的微塑性應(yīng)變累積的影響作用。

前述研究基礎(chǔ)表明,本領(lǐng)域的學(xué)者與研究人員在GCr4Mo4V鋼滾動(dòng)接觸過程中的疲勞失效機(jī)理以及組織演變規(guī)律方面開展了大量工作并取得了豐碩的成果,但是對(duì)其服役過程中摩擦磨損失效的研究相對(duì)不足,尤其圍繞熱處理工藝改善摩擦磨損性能的研究相對(duì)較少。對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)工程零部件的失效分析表明,由于潤滑介質(zhì)補(bǔ)給不足導(dǎo)致的磨損失效已成為最典型的零部件失效形式[14-19],因此明確GCr4Mo4V鋼干摩擦條件下的失效機(jī)理對(duì)于提升航空發(fā)動(dòng)機(jī)主軸軸承的服役壽命至關(guān)重要。

基于以上背景,本文圍繞淬火工藝對(duì)GCr4Mo4V鋼顯微組織演變規(guī)律進(jìn)行了研究,并且針對(duì)該鋼種在常溫服役時(shí)滾動(dòng)接觸條件下極易發(fā)生的磨損失效形式開展室溫干摩擦磨損試驗(yàn),明確淬火工藝對(duì)GCr4Mo4V鋼組織及耐磨性的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料與方法

本研究用GCr4Mo4V鋼為“真空感應(yīng)+保護(hù)氣氛電渣重熔”工藝制備,首先采用500 kg真空感應(yīng)爐進(jìn)行熔煉,澆鑄制得φ200 mm規(guī)格自耗電極,接著在保護(hù)氣氛電渣重熔爐進(jìn)行重熔冶煉,得到φ300 mm規(guī)格電渣錠,化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

使用800 t液壓機(jī)對(duì)GCr4Mo4V鋼電渣錠進(jìn)行開坯鍛造至截面為120 mm×120 mm規(guī)格的方坯,再使用1 t電液錘精鍛至截面為φ35 mm規(guī)格的棒材,鍛棒熱態(tài)裝入加熱爐進(jìn)行860 ℃保溫12 h的球化退火,并以不超過30 ℃/h的速度冷卻至500 ℃,出爐空冷,得到球化退火態(tài)GCr4Mo4V鋼棒材,將棒材在線切割機(jī)上以每15 mm為一段截取9個(gè)φ35 mm×15 mm的試樣,分別在1090、1120、1150 ℃保溫30、60、120 min后油淬,隨后連續(xù)進(jìn)行3次550 ℃×2 h(空冷)的回火處理。

使用線切割機(jī)從淬火、回火處理后的GCr4Mo4V鋼試樣上切取3 mm厚度的圓片并在磨床加工后進(jìn)行表面硬度測試;對(duì)硬度測試后的試樣橫截面依次經(jīng)過180、400、800、1000以及1200號(hào)砂紙逐級(jí)磨光并在拋光機(jī)進(jìn)行拋光后,采用10%硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕,在ZEISS光學(xué)顯微鏡下開展晶粒尺寸觀察。

將剩余φ35 mm×12 mm的試樣在車床和磨床加工成φ30 mm×10 mm規(guī)格的圓盤形干摩擦磨損試樣。使用UMT TriboLab型摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行旋轉(zhuǎn)干摩擦試驗(yàn),環(huán)境溫度為室溫,摩擦副選用Si3N4陶瓷小球,載荷選定為20 N,摩擦小球在試樣上的摩擦軌跡半徑3 mm,轉(zhuǎn)速200 r/min,摩擦試驗(yàn)設(shè)定為180 min。使用ZEISS激光共聚焦顯微鏡對(duì)干摩擦磨損試樣的磨痕輪廓進(jìn)行掃描,通過對(duì)5處磨痕輪廓曲線進(jìn)行積分處理并取算術(shù)平均值得到磨痕截面積S,參考式(1)對(duì)GCr4Mo4V鋼的磨損率Wr進(jìn)行計(jì)算。

(1)

式中:F為施加載荷,N,本研究中載荷為20 N;V為磨損體積,數(shù)值上等于磨痕截面積S與磨痕圓周長K的乘積,mm3;L為磨痕長度,數(shù)值上等于摩擦副在試樣表面相對(duì)運(yùn)動(dòng)的線距離,m,本研究中磨痕長度為678.24 m。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖1為不同淬火工藝條件下GCr4Mo4V鋼的晶粒組織,可以看到在1090 ℃和1120 ℃進(jìn)行奧氏體化時(shí),晶粒尺寸并沒有隨著保溫時(shí)間的延長發(fā)生顯著變化,而奧氏體化溫度提高至1150 ℃以后,晶粒尺寸則有明顯的長大。通過對(duì)不同工藝條件下GCr4Mo4V鋼晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)測量,得到如圖2所示晶粒尺寸的演變規(guī)律,對(duì)于1090 ℃和1120 ℃奧氏體化的淬火工藝,晶粒尺寸基本隨著保溫時(shí)間延長在10～13 μm范圍內(nèi)小幅度增長,而1150 ℃奧氏體化的淬火工藝得到的晶粒尺寸與前兩個(gè)工藝相比均顯著增加,隨著保溫時(shí)間從30 min延長至120 min,晶粒尺寸從15 μm增長至35 μm,尤其在保溫時(shí)間超過60 min后,晶粒尺寸發(fā)生了迅速粗化。

圖1 不同淬火工藝下GCr4Mo4V鋼晶粒組織Fig.1 Grain structure of the GCr4Mo4V steel after different quenching processes(a) 1090 ℃×30 min; (b) 1090 ℃×60 min; (c) 1090 ℃×120 min; (d) 1120 ℃×30 min; (e) 1120 ℃×60 min; (f) 1120 ℃×120 min; (g) 1150 ℃×30 min; (h) 1150 ℃×60 min; (i) 1150 ℃×120 min

圖2 不同淬火工藝下GCr4Mo4V鋼晶粒尺寸演變規(guī)律Fig.2 Evolution of grain size of the GCr4Mo4V steel after different quenching processes

奧氏體化保溫過程中晶粒尺寸的變化主要受到二次碳化物對(duì)晶界遷移作用的影響,上述試驗(yàn)結(jié)果表明,1090 ℃和1120 ℃保溫過程中組織中二次碳化物的回溶程度有限,故晶粒尺寸并沒有隨著保溫時(shí)間的變化而顯著改變;而1150 ℃淬火條件下,二次碳化物會(huì)發(fā)生顯著回溶,進(jìn)而對(duì)晶界遷移的抑制能力顯著減弱,晶粒尺寸增加幅度顯著。

圖3為不同淬火工藝試樣的碳化物形貌與分布,可以看出在保溫30 min奧氏體化的情況下,組織中均呈現(xiàn)出較多的大顆粒碳化物且不隨著淬火溫度發(fā)生顯著變化;隨著保溫時(shí)間延長至60 min,組織中的大顆粒碳化物顯著減少,1120 ℃與1150 ℃淬火條件下大顆粒碳化物減少幅度相對(duì)1090 ℃淬火條件下更加顯著;

圖3 不同淬火工藝和550 ℃回火后GCr4Mo4V鋼碳化物分布Fig.3 Carbide distribution of the GCr4Mo4V steel after different quenching processes and tempering at 550 ℃(a) 1090 ℃×30 min; (b) 1090 ℃×60 min; (c) 1090 ℃×120 min; (d) 1120 ℃×30 min; (e) 1120 ℃×60 min; (f) 1120 ℃×120 min; (g) 1150 ℃×30 min; (h) 1150 ℃×60 min; (i) 1150 ℃×120 min

保溫時(shí)間進(jìn)一步延長至120 min,組織中碳化物分布進(jìn)一步彌散,對(duì)1090 ℃及1120 ℃淬火工藝而言,大顆粒碳化物的尺寸變化并不顯著,1150 ℃淬火工藝的大顆粒碳化物尺寸相比60 min保溫條件又有了進(jìn)一步的細(xì)化,碳化物的尺寸均勻性也顯著提升。GCr4Mo4V鋼中的大顆粒碳化物以一次碳化物為主,上述結(jié)果表明,淬火溫度比保溫時(shí)間對(duì)大顆粒碳化物的細(xì)化作用影響更大,淬火溫度的提高有利于大顆粒碳化物的溶解,而保溫時(shí)間的延長更有利于回火后碳化物的彌散化分布。

2.2 表面硬度

表2為不同淬火回火條件下試樣的表面硬度,1090和1120 ℃淬火條件下,表面硬度并不隨保溫時(shí)間發(fā)生顯著變化,基本保持在64.03～64.93 HRC;1150 ℃淬火條件下,表面硬度隨著保溫時(shí)間延長而降低,尤其從60 min開始發(fā)生顯著軟化,由63.53 HRC降低至52.67 HRC。一方面,表面硬度的變化規(guī)律與圖2所示的晶粒尺寸變化規(guī)律相似,表明淬火回火后GCr4Mo4V鋼的表面硬度受到晶粒尺寸的影響;另一方面,由于晶粒尺寸的增加會(huì)提高鋼的淬透性,因此表面硬度的大幅度顯著下降應(yīng)該不僅僅由于晶粒粗化導(dǎo)致,由前述圖3(g～i)呈現(xiàn)出1150 ℃保溫不同時(shí)間碳化物的溶解情況可知,在保溫60 min后碳化物數(shù)量顯著下降,而碳化物的析出量對(duì)于表面質(zhì)量的影響極為關(guān)鍵,因此GCr4Mo4V鋼的表面硬度下降還與碳化物的回溶有直接關(guān)系。

表2 不同熱處理工藝GCr4Mo4V鋼表面硬度

2.3 干摩擦磨痕形貌

圖4為不同淬火+回火工藝GCr4Mo4V鋼試樣在干摩擦試驗(yàn)后磨痕的形貌,可以看到不同的淬火工藝得到的磨痕寬度呈現(xiàn)出圖5所示的規(guī)律性:3種淬火溫度條件下,保溫30 min時(shí)磨痕寬度幾乎在同一水平;隨著淬火保溫時(shí)間的延長,磨痕寬度逐漸降低,而1150 ℃淬火條件下磨痕寬度在保溫60 min后磨痕寬度降低幅度小于1090 ℃和1120 ℃。

圖4 不同工藝淬火和550 ℃回火時(shí)GCr4Mo4V鋼的干摩擦磨痕宏觀形貌Fig.4 Macromorphologies of dry friction wear marks in the GCr4Mo4V steel after quenching by different processes and tempering at 550 ℃(a) 1090 ℃×30 min; (b) 1090 ℃×60 min; (c) 1090 ℃×120 min; (d) 1120 ℃×30 min; (e) 1120 ℃×60 min; (f) 1120 ℃×120 min; (g) 1150 ℃×30 min; (h) 1150 ℃×60 min; (i) 1150 ℃×120 min

圖5 不同淬火工藝下GCr4Mo4V鋼的干摩擦磨痕寬度演變規(guī)律Fig.5 Evolution of dry friction wear mark width of the GCr4Mo4V steel after different quenching processes

在干摩擦初期,試樣表面與球形摩擦副之間發(fā)生滾動(dòng)接觸摩擦,因此試樣表面硬度直接決定了磨痕的初期形貌,隨著摩擦行程的不斷增加,試樣表面磨屑和碳化物顆粒會(huì)引入磨粒磨損機(jī)制,進(jìn)而加劇磨損程度,直接導(dǎo)致磨痕寬度的增加。由于3個(gè)淬火溫度保溫30 min后試樣的表面硬度在相同水平,因此磨痕寬度幾乎為同一數(shù)值;隨著奧氏體化時(shí)間延長,大顆粒碳化物尺寸逐漸細(xì)化,磨粒磨損階段引起的不均勻磨損程度相對(duì)減弱,因此磨痕寬度也逐漸變小;對(duì)1150 ℃淬火工藝而言,理論上表面硬度的下降勢必導(dǎo)致磨痕寬度隨奧氏體化時(shí)間的延長而變寬,但是實(shí)際結(jié)果卻截然相反,這表明碳化物的彌散化分布有利于GCr4Mo4V鋼的耐磨性提升。

2.4 磨損率

3種淬火工藝處理的GCr4Mo4V鋼磨損率隨著淬火溫度和保溫時(shí)間的演變規(guī)律如圖6所示,顯而易見1090 ℃和1120 ℃淬火的試樣磨損率幾乎為相同水平,這與二者的晶粒尺寸、表面硬度水平接近有關(guān);1150 ℃淬火后的試樣磨損率顯著高于前兩個(gè)淬火工藝,這是由于大尺寸晶粒引起表面硬度的降低,對(duì)磨損率造成顯著影響。另一方面,當(dāng)保溫時(shí)間均為30 min時(shí),3種淬火溫度并沒有導(dǎo)致表面硬度發(fā)生差異化,但是1150 ℃淬火工藝的磨損率卻大幅高于另外兩個(gè)淬火工藝,這進(jìn)一步表明晶粒尺寸對(duì)GCr4Mo4V鋼的耐磨性起到關(guān)鍵作用。

圖6 不同淬火工藝下GCr4Mo4V鋼磨損率演變規(guī)律Fig.6 Evolution of wear rate of the GCr4Mo4V steel after different quenching processes

值得注意的是,如圖6所示,保溫60 min后,隨保溫時(shí)間逐步延長,GCr4Mo4V鋼的磨損率有降低趨勢,即耐磨性有所提升,這和圖2所示的晶粒尺寸演變規(guī)律并不一致。對(duì)碳化物的形貌分布分析表明,淬火溫度的提高有利于大顆粒碳化物的溶解,而保溫時(shí)間的延長更有利于回火后碳化物的彌散化分布,這表明碳化物的尺寸與分布形式對(duì)GCr4Mo4V鋼的摩擦磨損性能起到重要的影響,采取有效的手段實(shí)現(xiàn)碳化物細(xì)化與彌散化將大幅改善GCr4Mo4V鋼在干摩擦條件下的耐磨性。

3 結(jié)論

1) 1090 ℃和1120 ℃淬火條件下,GCr4Mo4V鋼晶粒尺寸在10～13 μm范圍內(nèi)小幅度增長,不隨保溫時(shí)間延長顯著變化;1150 ℃淬火條件下GCr4Mo4V鋼晶粒尺寸顯著增加,當(dāng)保溫時(shí)間超過60 min后,由于二次碳化物發(fā)生顯著回溶導(dǎo)致其對(duì)晶界遷移的抑制能力大幅減弱,進(jìn)而引起晶粒尺寸增加幅度顯著。

2) GCr4Mo4V鋼淬火溫度的提高有利于大顆粒碳化物的溶解,而保溫時(shí)間的延長更有利于回火后碳化物的彌散化分布,淬火溫度比保溫時(shí)間對(duì)大顆粒碳化物的細(xì)化作用影響更大。

3) 1090 ℃和1120 ℃淬火的GCr4Mo4V鋼磨損率接近,GCr4Mo4V鋼的干摩擦磨損率隨著晶粒尺寸的增加而增加,1150 ℃淬火后磨損率顯著高于1090 ℃及1120 ℃兩個(gè)淬火工藝。

4) 晶粒尺寸與碳化物尺寸分布狀態(tài)對(duì)GCr4Mo4V鋼的干摩擦磨損性能影響顯著,晶粒組織與碳化物的細(xì)化與彌散化對(duì)GCr4Mo4V鋼耐磨性提升有積極作用。