低溫貝氏體轉(zhuǎn)變對(duì)滲碳納米貝氏體軸承鋼表層組織與性能的影響

李 偉，秦羽滿，王艷輝，康 杰，楊志南，張福成,4，尤蕾蕾,李艷國(guó)

(1.燕山大學(xué) 亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 秦皇島 066004；2.河北工程大學(xué) 機(jī)械與工程學(xué)院，河北 邯鄲 056038；3.河北科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，河北 石家莊 050018；4.燕山大學(xué) 國(guó)家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心，河北 秦皇島 066004；5.洛陽(yáng)LYC軸承有限公司 航空精密軸承國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河南 洛陽(yáng) 471039)

0 引言

軸承是機(jī)械工業(yè)中最基本、最關(guān)鍵的機(jī)械基礎(chǔ)零部件。軸承鋼內(nèi)部的微觀結(jié)構(gòu)直接決定了其使用壽命。傳統(tǒng)的軸承鋼基體組織主要為高碳馬氏體，馬氏體脆性大，但硬度較高[1]。下貝氏體也是軸承生產(chǎn)中引入的一種基體組織[2]。在21世紀(jì)初，Bhadeshia等人設(shè)計(jì)了一種高碳高硅鋼，通過(guò)低溫長(zhǎng)時(shí)間等溫淬火獲得一種由貝氏體鐵素體和高碳?xì)堄鄪W氏體兩相組成的納米貝氏體組織，其中的貝氏體鐵素體厚度僅為20～40 nm[3]。相較于馬氏體鋼，納米貝氏體鋼具有良好的韌性、耐磨性和較好的滾動(dòng)接觸疲勞性能。因而納米貝氏體鋼得到廣泛關(guān)注和研究[2-5]，并被證明適合于軸承應(yīng)用領(lǐng)域[6-10]。

張福成課題組最早將滲碳鋼進(jìn)行低溫處理，獲得表面為納米貝氏體，心部為低碳馬氏體的梯度復(fù)合組織，并發(fā)現(xiàn)其具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能[11-13]。2016年，我國(guó)首次將納米貝氏體軸承鋼列入國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)《GB/T 3203—2016 滲碳軸承鋼》和行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)《YB/T 4572—2016 軸承鋼輾軋環(huán)件及毛坯》。要獲得完全的納米貝氏體組織需要長(zhǎng)時(shí)間的低溫等溫處理，這是限制納米貝氏體鋼應(yīng)用的關(guān)鍵因素之一。因此，加速納米貝氏體轉(zhuǎn)變一直是值得研究的領(lǐng)域[14-16]。有研究表明，在貝氏體組織轉(zhuǎn)變過(guò)程中，引入部分馬氏體是縮短等溫時(shí)間的一種有效方法[17-18]。馬氏體和貝氏體復(fù)合組織也表現(xiàn)出良好的力學(xué)性能[7]，但針對(duì)納米貝氏體軸承鋼，針對(duì)不同組織結(jié)構(gòu)對(duì)軸承鋼力學(xué)性能影響的研究還明顯不足。

本試驗(yàn)以國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)中的G23Cr2Ni2Si1Mo納米貝氏體滲碳軸承鋼為基礎(chǔ)，探究其表層的高碳層組織以及力學(xué)性能隨等溫時(shí)間的變化規(guī)律。為避免試驗(yàn)鋼滲碳層中碳含量的變化，準(zhǔn)確表征滲碳鋼表層的組織與性能，制備了一種與G23Cr2Ni2Si1Mo滲碳軸承鋼表層具有相同合金元素的高碳鋼。采用該高碳鋼，模擬研究滲碳鋼表層隨著等溫時(shí)間延長(zhǎng)的組織演變規(guī)律，及組織對(duì)力學(xué)性能的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料和方法

G23Cr2Ni2Si1Mo納米貝氏體滲碳軸承鋼經(jīng)過(guò)滲碳處理后表層的碳含量范圍為0.90%～1.05%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，本試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分為Fe-0.92C-0.34Mn-1.58Si-1.66Cr-2.29Ni-0.28Mo(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，用于模擬滲碳納米貝氏體G23Cr2Ni2Si1Mo表層的高碳成分。熱處理工藝如圖1所示。根據(jù)滲碳軸承鋼的實(shí)際生產(chǎn)工藝，首先對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行模擬滲碳處理和球化退火處理。采用DIL 805A/D膨脹儀對(duì)球化退火后試驗(yàn)鋼的相變點(diǎn)和貝氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線進(jìn)行測(cè)定。測(cè)得Ac1與Acm相變點(diǎn)分別為720 ℃和770 ℃，由此設(shè)定加熱溫度為830 ℃，此時(shí)其Ms相變點(diǎn)為160 ℃。由此確定試驗(yàn)鋼在200 ℃等溫處理，然后空冷至室溫，等溫時(shí)間分別為2～48 h。另外，將一組試樣奧氏體化后直接油淬至室溫，作為0 h對(duì)比試樣。最后，將所有試樣在170 ℃回火1 h。

圖1 試驗(yàn)鋼熱處理工藝圖Fig.1 Heat treatment process of the studied steel

將不同等溫時(shí)間的試樣打磨、拋光，經(jīng)4%的硝酸酒精溶液浸蝕后，在SU-5000掃描電鏡(SEM)下觀察組織形貌。用砂紙將線切割切取的薄片試樣研磨至30 μm后，在Temupol -5型雙噴電解拋光裝置上減薄至穿孔。工作電壓為25 V，電解液為7%(體積分?jǐn)?shù))高氯酸酒精溶液。利用FEI Talos F200X透射電鏡(TEM)對(duì)組織形貌進(jìn)行更細(xì)微的觀察。利用D/Max-2500/PC型X射線衍射儀Cu Kα輻射測(cè)量試驗(yàn)鋼的殘余奧氏體含量。掃描方式為連續(xù)掃描，掃描角度范圍為40°～100°，速度為2°/min。將奧氏體相的(200)γ、(220)γ和(311)γ衍射峰和鐵素體相的(200)α和(211)α衍射峰數(shù)據(jù)代入式(1)[19]，以用于計(jì)算殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)(Vγ)：

(1)

式中，n代表衍射峰數(shù)量，I代表衍射峰強(qiáng)度，R為材料常數(shù)，R=(1/v2)[|F|2P(1+cos22θ/sinθsin2θ)]·e-2M。v為亞單元體積，F(xiàn)為結(jié)構(gòu)參數(shù)，P為多相因子，e-2M為溫度參數(shù)，θ為衍射角。采用HR-150A硬度計(jì)對(duì)試樣進(jìn)行洛氏硬度測(cè)試。每種熱處理?xiàng)l件的試樣至少測(cè)試7個(gè)硬度值，得到平均硬度。采用10 mm×10 mm×55 mm的無(wú)缺口沖擊試樣在JB-300型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)，每種熱處理?xiàng)l件下測(cè)試3個(gè)試樣，最后取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 微觀組織演變

圖2為試驗(yàn)鋼在200 ℃等溫淬火過(guò)程中，膨脹應(yīng)變隨等溫時(shí)間的變化曲線?？梢?jiàn)，貝氏體轉(zhuǎn)變?cè)杏诩s為1.8 h，轉(zhuǎn)變完成時(shí)間約為48 h，如圖2(a)所示。等溫48 h后，試樣從200 ℃冷卻至室溫的膨脹曲線沒(méi)有拐點(diǎn)，說(shuō)明試樣在冷卻至室溫過(guò)程中沒(méi)有發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，如圖2(a)中插圖所示。試驗(yàn)鋼在200 ℃等溫淬火過(guò)程中，貝氏體轉(zhuǎn)變速率隨等溫時(shí)間的變化曲線，如圖2(b)所示。可見(jiàn)，在等溫7.1 h時(shí)，貝氏體轉(zhuǎn)變速率達(dá)到最大值。隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，生成的貝氏體含量逐漸上升，α/γ相界面將成為貝氏體形核的有利位置，能有效促進(jìn)貝氏體的自催化形核[15, 20]，當(dāng)形核率與貝氏體長(zhǎng)大速率達(dá)到最佳配合時(shí)，貝氏體相變達(dá)到峰值轉(zhuǎn)變速率。達(dá)到峰值轉(zhuǎn)變速率后，貝氏體轉(zhuǎn)變雖然具有較高的形核率，但是已生成的貝氏體不斷將母相奧氏體晶粒分割，從而增大貝氏體相互碰撞的幾率，使得長(zhǎng)大速率顯著降低，最終導(dǎo)致貝氏體長(zhǎng)大速率降低。隨著相變的進(jìn)行，已生成的貝氏體鐵素體內(nèi)的C原子擴(kuò)散進(jìn)入相鄰未轉(zhuǎn)變的過(guò)冷奧氏體中，這使得未轉(zhuǎn)變過(guò)冷奧氏體中的碳含量不斷增加，提高過(guò)冷奧氏體的化學(xué)穩(wěn)定性，從而減小貝氏體鐵素體形核驅(qū)動(dòng)力。另外，為了協(xié)調(diào)相變應(yīng)變，過(guò)冷奧氏體內(nèi)的位錯(cuò)密度增加，提高過(guò)冷奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性。三方面共同作用導(dǎo)致在7.8 h后貝氏體生成速率逐漸減慢[21]。

圖2 相變動(dòng)力學(xué)曲線 Fig.2 The kinetics of bainite tranformation

圖3(a)為48 h等溫試樣的SEM組織照片?？梢钥闯龅葴?8 h后，試樣獲得了以針狀貝氏體占主導(dǎo)的顯微組織，并且能夠觀察到白色球狀滲碳體均勻分布于基體中。保留一定含量球狀滲碳體的目的是進(jìn)一步保證軸承的耐磨性[2]。通過(guò)Image-Pro Plus軟件統(tǒng)計(jì)得出滲碳體的體積分?jǐn)?shù)為(10.0 ± 1.6)%，平均等效直徑為(0.29 ± 0.14)μm，較細(xì)小的滲碳體有利于提高滾動(dòng)接觸疲勞壽命[2]。圖3(b)為未溶滲碳體的等效直徑分布圖，可以看出滲碳體等效直徑呈正態(tài)分布。由于不同等溫時(shí)間試驗(yàn)的球化退火和奧氏體化工藝相同，它們的滲碳體體積分?jǐn)?shù)和分布相同。

圖3 SEM組織照片和滲碳體等效直徑分布圖 Fig.3 The photo of the SEM and the equivalent diameter distribution of cementite particle

圖4(a)為不同等溫時(shí)間試樣的XRD衍射圖譜。利用公式(1)計(jì)算得出組織中的殘余奧氏體含量。由于等溫48 h后的冷卻過(guò)程中，試驗(yàn)鋼沒(méi)有馬氏體相變，48 h等溫試樣的室溫組織由貝氏體鐵素體、殘余奧氏體和球狀滲碳體組成。由測(cè)得的球狀滲碳體含量和48 h等溫試樣的殘余奧氏體含量，可以得出48 h等溫試樣的貝氏體鐵素體含量。由于貝氏體轉(zhuǎn)變量和等溫時(shí)間成正比，根據(jù)等溫過(guò)程中的膨脹曲線，可以得出不同等溫時(shí)間條件下得到的貝氏體鐵素體含量。等溫時(shí)間小于48 h的試樣組織由馬氏體、貝氏體鐵素體、殘余奧氏體和球狀滲碳體組成。通過(guò)體積守恒原則，可以得出不同等溫時(shí)間試樣的馬氏體含量。圖4(b)給出了不同等溫時(shí)間試樣的相組成和相體積分?jǐn)?shù)。由圖可知，隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，貝氏體鐵素體含量逐漸升高，馬氏體含量逐漸下降，殘余奧氏體含量先升高后降低。殘余奧氏體含量在8 h等溫試樣中達(dá)到峰值，約34.5%，48 h等溫試樣的殘余奧氏體含量約為9.3%。

圖4 XRD衍射圖譜與組織含量圖 Fig.4 The pattern of the XRD and the organize content

對(duì)于短時(shí)間等溫試樣，雖然等溫淬火過(guò)程中，僅少量的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，但等溫淬火結(jié)束后的冷卻過(guò)程中，大量的過(guò)冷奧氏體會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，導(dǎo)致室溫組織中的殘余奧氏體含量很低。隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，貝氏體鐵素體含量升高，越來(lái)越多的碳原子從貝氏體鐵素體擴(kuò)散到鄰近的未轉(zhuǎn)變過(guò)冷奧氏體中，這提高了這些過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性[21]，抑制了過(guò)冷奧氏體在冷卻過(guò)程中向馬氏體的轉(zhuǎn)變，從而殘余奧氏體含量升高。繼續(xù)延長(zhǎng)等溫時(shí)間，更多的過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w鐵素體，從而導(dǎo)致殘余奧氏體含量又逐漸降低。綜合表現(xiàn)為8 h等溫試樣的殘余奧氏體含量最高。

等溫4、8、12和48 h試樣的TEM組織照片，如圖5(a)～(d)所示?？梢?jiàn)，4 h等溫試樣組織中有大量孿晶馬氏體存在。8 h和12 h等溫試樣組織含有較多的塊狀殘余奧氏體，它們由被貝氏體鐵素體和馬氏體板條分割的過(guò)冷奧氏體冷卻至室溫生成。48 h等溫試樣中的塊狀殘余奧氏體大幅減少，殘余奧氏體主要以薄膜狀形態(tài)存在，且未在48 h等溫試樣中觀察到孿晶馬氏體。48 h等溫試樣的貝氏體板條尺寸分布直方圖，如圖5(e)所示，平均板條厚度約為(69±12)nm。

注： BF-貝氏體鐵素體；M-馬氏體；RA-F-薄膜殘余奧氏體；RA-B-塊狀殘余奧氏體；Cem-滲碳體

薄膜狀殘余奧氏體較塊狀殘余奧氏體含有更高含量的碳元素。因此，這兩種殘余奧氏體的晶格常數(shù)存在差異，導(dǎo)致XRD衍射峰中奧氏體峰呈現(xiàn)不對(duì)稱特性，即薄膜狀殘余奧氏體衍射峰角度較低，塊狀殘余奧氏體衍射峰角度較高?？梢岳酶咚箶M合法對(duì)不同等溫時(shí)間試樣的XRD衍射譜的(200)γ衍射峰進(jìn)行分峰處理[22-23]，從而定量各類(lèi)型殘余奧氏體的具體含量，如圖6(a)所示。(200)γ衍射峰的擬合曲線如圖6(a)中插圖虛線所示。不同形態(tài)殘余奧氏體含量的變化規(guī)律，如圖6(b)所示。可以看出，塊狀殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，先升高后降低，在8 h等溫試樣中獲得最高值。薄膜狀殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，先降低后升高。

2.2 力學(xué)性能的演變

2.2.1硬度與沖擊韌性

硬度和沖擊韌性是軸承鋼最重要的力學(xué)性能。隨著等溫時(shí)間的增加，試樣的硬度和沖擊韌性如圖7所示。58HRC是軸承應(yīng)用的最低硬度，從圖7(a)中可以看出，所有試樣的硬度均高于58HRC。8 h等溫試樣的硬度最低，為(58.4±0.2)HRC。從硬度曲線中可以大致將試樣分為兩組：一組為等溫淬火時(shí)間小于8 h的試樣，硬度范圍為62.2～62.9HRC；其余為第二組，硬度范圍為58.4～58.9HRC。

圖6 不同等溫時(shí)間試樣中兩種殘余奧氏體的含量 Fig.6 The content of two kinds of residual austenite in different isothermal samples

沖擊韌性隨等溫時(shí)間的變化曲線呈拋物線趨勢(shì)。8 h等溫試樣的沖擊韌性最高，為(101±24.7)J/cm2。油淬試樣(0 h等溫試樣)的沖擊韌性最低，為(16.3±4.6)J/cm2。2 h等溫試樣的沖擊韌性為(31.0±5.4)J/cm2，幾乎是0 h等溫試樣沖擊韌性的兩倍。2 h等溫試樣中的殘余奧氏體含量約為0 h等溫試樣的1.7倍，表明殘余奧氏體含量的顯著增加是韌性提高的主要原因。

圖7 不同等溫時(shí)間試樣的力學(xué)性能Fig.7 Properties of samples with different isothermal times

2.2.2組織與性能的關(guān)系

材料的微觀組織結(jié)構(gòu)決定了它的力學(xué)性能。48 h等溫試樣的組織為全納米貝氏體組織，0 h等溫試樣的組織為全馬氏體。48 h等溫試樣的硬度低于0 h等溫試樣，說(shuō)明納米貝氏體的硬度低于馬氏體。這主要由納米貝氏體鐵素體內(nèi)較低的碳含量導(dǎo)致固溶強(qiáng)化作用較弱造成的。在0～8 h范圍內(nèi)等溫時(shí)，隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，硬馬氏體含量降低，導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的硬度降低。在8～48 h范圍內(nèi)等溫時(shí)，馬氏體含量降低，貝氏體含量提高，試驗(yàn)鋼的硬度主要受貝氏體組織的影響。貝氏體組織中，殘余奧氏體含量降低有助于硬度的提高。因此，在8～48 h范圍內(nèi)等溫時(shí)，隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的硬度緩慢升高。8 h等溫試樣的硬馬氏體含量很低，殘余奧氏體含量最高，因而硬度最低。

同樣，由于納米貝氏體鐵素體較低的碳含量導(dǎo)致固溶強(qiáng)化作用較弱，使得納米貝氏體的韌性明顯高于馬氏體。納米貝氏體處理所帶來(lái)應(yīng)力為壓應(yīng)力，而馬氏體處理引入的為拉應(yīng)力，這也是納米貝氏體韌性較高的原因之一[24]。隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，殘余奧氏體含量和沖擊韌性的變化趨勢(shì)相似，殘余奧氏體含量的最大值也在等溫8 h時(shí)得到，如圖8所示。這表明，提高殘余奧氏體含量會(huì)導(dǎo)致沖擊韌性的升高。

圖8 沖擊韌性與殘余奧氏體含量之間的關(guān)系 Fig.8 Relationship between impact toughness and volume fraction of retained austenite

早在1968年，Webster就提出馬氏體板條之間分布的殘余奧氏體可以延緩裂紋擴(kuò)展，進(jìn)而提高斷裂所需總能量[25]，這被廣泛引用來(lái)解釋沖擊韌性的變化規(guī)律。大量研究表明，殘余奧氏體的形態(tài)對(duì)沖擊韌性有顯著影響[26-29]。塊狀殘余奧氏體機(jī)械穩(wěn)定性差，變形時(shí)易轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈择R氏體，引起裂紋形核，降低沖擊韌性[28]。此外，其對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻力較弱，也會(huì)降低鋼的韌性。沖擊試樣在缺口的加工過(guò)程中，缺口根部機(jī)械穩(wěn)定性較弱的塊狀殘余奧氏體容易被形變誘發(fā)轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈缘男迈r馬氏體[30]。在沖擊變形初期，缺口根部的應(yīng)力集中也會(huì)首先誘發(fā)這些機(jī)械穩(wěn)定性較弱的塊狀殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，從而降低鋼的韌性。本研究中，沖擊試樣沒(méi)有缺口，從而避免了缺口加工對(duì)塊狀殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的促進(jìn)作用，也緩解了沖擊變形初期，缺口根部應(yīng)力集中對(duì)塊狀殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的促進(jìn)作用。這顯著削弱了塊狀殘余奧氏體對(duì)沖擊韌性的消極影響，導(dǎo)致本文中沖擊韌性和殘余奧氏體含量呈現(xiàn)完全正相關(guān)規(guī)律。

對(duì)于軸承，類(lèi)似缺口的部位均在最終熱處理之前完成。較高的殘余奧氏體含量有可能發(fā)揮提高軸承沖擊韌性的作用。另外，較高的殘余奧氏體含量可提高軸承在含有微小雜質(zhì)的工況下的使用壽命，這也是軸承鋼含有較高殘余奧氏體含量的優(yōu)勢(shì)之一。但對(duì)于尺寸要求較高的精密軸承，機(jī)械穩(wěn)定性差的塊狀殘余奧氏體應(yīng)消除，否則會(huì)影響軸承的尺寸穩(wěn)定性，使軸承在使用過(guò)程中出現(xiàn)尺寸失穩(wěn)而無(wú)法繼續(xù)使用。

3 結(jié)論

本文利用高碳鋼模擬滲碳納米貝氏體軸承鋼的高碳表層，研究了其表層組織和性能隨等溫時(shí)間的變化規(guī)律，得到如下結(jié)論：

1) 隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，組織中馬氏體含量降低，貝氏體鐵素體含量升高，殘余奧氏體含量先升高后降低。8 h等溫試樣中不僅殘余奧氏體總量最高，達(dá)到34.5%，同時(shí)塊狀殘余奧氏體含量也達(dá)到最高值。組織中貝氏體板條平均厚度約為(69±12)nm。

2) 隨等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的硬度先降低后緩慢增加。當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間在0～4 h之間時(shí)，組織中含有大量高碳馬氏體組織，硬度在62HRC以上。當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間達(dá)到8 h時(shí)，由于含有最高含量的軟相殘余奧氏體，同時(shí)馬氏體含量較低，使其硬度達(dá)到最低值(58.4±0.2)HRC。隨著等溫時(shí)間的繼續(xù)延長(zhǎng)，組織中的殘余奧氏體含量逐漸降低，納米尺寸貝氏體鐵素體含量逐漸升高，導(dǎo)致其硬度緩慢升高。

3) 隨著等溫時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣的沖擊韌性先升高后降低，與殘余奧氏體含量的變化呈現(xiàn)完全正相關(guān)規(guī)律。當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間從0 h升高至8 h時(shí)，其沖擊韌性從16.3 J/cm2大幅度提高到101 J/cm2，隨后韌性再次逐漸降低。無(wú)缺口沖擊試樣的采用，顯著削弱了塊狀殘余奧氏體對(duì)沖擊韌性的消極影響。