第一、二、三代軸承鋼及其熱處理技術(shù)的研究進展(十二)

朱祖昌，楊弋濤，朱聞煒

(1.上海工程技術(shù)大學(xué)，上海 201620； 2.上海大學(xué)，上海 200072；3.上海軌道交通檢測認證(集團)有限公司，上海 200434)

66SiMnCrMo6-6-4材料的化學(xué)成分和性能列于表18。66SiMnCrMo6-6-4材料回火溫度-硬度HV30曲線見圖86(Ovatec 677鋼，900 ℃加熱30 min空氣淬硬后在各回火溫度回火1 h)，其CCT和TTT曲線(930 ℃×10 min奧氏體化加熱)見圖87(a)和87(b)。表18(5)中材料的冷卻速度性能t8-5，表示材料從800 ℃冷卻到500 ℃的時間。

表18 Ovatec 677材料的化學(xué)成分和性能

(2)材料的力學(xué)性能

(3)材料的相變點

(4)材料的推薦熱加工和熱處理工藝

(5)材料的冷卻速度性能t8-5和得到的硬度HV30

圖86 66SiMnCrMo6-6-4材料的回火溫度-硬度HV30曲線Fig.86 The tempering temperatures-hardness HV30 curve for 66SiMnCrMo6-6-4 material

國內(nèi)對分離型共析轉(zhuǎn)變(又稱離異共析轉(zhuǎn)變)應(yīng)用于GCr15鋼(100Cr6，52100，SUJ2鋼)的研究成果，最先由四川工業(yè)學(xué)院的王學(xué)前發(fā)表在《材料科學(xué)與工程》[153]。盡管當(dāng)時沒有提到“分離型共析轉(zhuǎn)變”的概念，但實際上采用的方法已涉及到這方面的原理。王學(xué)前首先應(yīng)用日本學(xué)者中野平[154]和金子晃司等[155]的觀點，即球化退火組織中粒狀碳化物是由鋼奧氏體化加熱中殘留的碳化物顆粒長大(在前文已經(jīng)指出，這種C化物粒子大約徑向長大35%)而獲得。認為鋼奧氏體化加熱后，殘留的碳化物粒子越多和獲得的奧氏體成分越不均勻，進行球化退火就越容易。并提出了GCr15鋼的快速球化退火的觀點[156]。

圖87 66SiMnCrMo6-6-4材料的CCT圖(a)和TTT圖(b)Fig.87 The CCT diagram(a)and TTT diagram(b)for 66SiMnCrMo6-6-4 material

王學(xué)前從鋼奧氏體化連續(xù)加熱的TTA圖出發(fā)，為便于分析和理解，本文將他發(fā)表的圖匯總，并作進一步說明。他的一些觀點與Verhoeven的觀點和國內(nèi)學(xué)者陳其偉等[157]和丁美良等[158]基于Verhoeven觀點的論述存在不同之處。本文將之作進一步說明，將有益于對TTA的理解。

圖88為GCr15鋼的TTA圖，縱軸為奧氏體化加熱溫度(℃)，橫軸為時間(s)，圖中的斜豎直線表示加熱速度(℃/s)。關(guān)于TTA圖可以參考資料[159]。TTA圖上Ac1b、Ac1e、ACcm和ab分別表示為珠光體 P[F+Fe3C(圖88中以K表示)]中F→A的開始線、F→A的結(jié)束線、珠光體中的碳化物(K)完全溶解完的曲線和得到成分均勻的奧氏體化曲線。為便于理解，以不同灰度將這些相區(qū)F+K、(A+F+K)、(A+K)、不均勻A和均勻A區(qū)分。圖中碳化物的體積分數(shù)以0 ～ 14數(shù)字表示。從圖中很容易理解，隨著Fe3C的溶解，奧氏體中含碳量增加，相應(yīng)Ms點下降。朱祖昌等[160]研究了不同奧氏體化加熱溫度對碳化物的溶解量，與圖88(a)中的奧氏體A相類似；奧氏體中的Ms點對應(yīng)的碳化物溶解量，見圖89。參考資料[158]中還有TTA-GS(ASTM晶粒度)和TTA-HV的相應(yīng)介紹。由圖88(a)可以理解圖88(b)中表示的在V1= 10 ℃/s 加熱速度(以1-2-3-4數(shù)字說明：在1點產(chǎn)生奧氏體，在2點鐵素體F消失，在3點碳化物K消失，在4點為均勻奧氏體)下奧氏體中不同位置處的碳濃度沿相界面線的(1′，2′；1z，2y，3x)和大致示意的Cmax、Cmin(3′)以及平均濃度值CA的變化情況，最后在均勻奧氏體區(qū)域中的“4”點處達到鋼的1.0%C的原始濃度。

圖88 GCr15鋼的TTA圖(a)及相對應(yīng)Fe-Fe3C部分相圖說明(b)Fig.88 The TTA diagram of GCr15 steel (a) and corresponding interpretation by partial Fe-Fe3C phase diagram(b)

圖中還引入了0.96%(700 ℃奧氏體等溫分解溫度線與Fe-Fe3C相圖中GS的延長線的交點的碳濃度數(shù)值)、0.84%、0.55%和0.71%等值(760 ℃奧氏體加熱等溫線與Fe-Fe3C相圖中界面線ES、GS交叉點的碳濃度數(shù)值和700 ℃奧氏體等溫分解溫度線與Fe-Fe3C相圖中ES的延長線的交點的碳濃度數(shù)值)。王學(xué)前為了表示鋼中F完全消失的溫度值，根據(jù)熱處理術(shù)語規(guī)則，引入“透燒”概念，以“Ac1f”表示(實際上即圖88(a)中Ac1e溫度)，對不同的鋼，這一溫度點難以找到，在工程上則統(tǒng)一稱為Ac1f，似乎也是合理的，這與在上世紀近80年代提出的“零保溫”概念相近。在760 ℃整個奧氏體化加熱過程中，當(dāng)鐵素體F消失時，在奧氏體中的該F相原來部位處的含碳量最低(可以參見圖90)，在Fe-Fe3C圖上可找到為0.55%。同時，這時的奧氏體中的C濃度不均勻程度最大，奧氏體中晶粒最為細小，為起始晶粒度。之后隨奧氏體晶粒長大，其晶粒度變小。隨著進一步奧氏體化，奧氏體的成分發(fā)生改變和均勻化，奧氏體中的晶粒長大(即晶粒度變小)。淬火后，馬氏體的結(jié)構(gòu)形態(tài)也將發(fā)生一定程度上改變。

圖90 GCr15鋼在760 ℃加熱中F剛?cè)芙庀r奧氏體中的C濃度分布Fig.90 The distribution of carbon concentration in austenite while the ferrite F was all dissolved at 760 ℃ heating temperature for GCr15 steel

對GCr15鋼在760 ℃奧氏體化加熱中均勻奧氏體(試驗中采用長時間加熱獲得)和非均勻奧氏體(試驗中采用“透燒”加熱獲得)中C濃度變化也作了說明。這些圖中上方表示為C濃度分布，下方表示加熱一定時間內(nèi)的奧氏體中殘留的Fe3C小粒分布情況。

760 ℃加熱中F剛?cè)芙庀r(對應(yīng)TTA圖88中的Ac1e時間)奧氏體中C濃度見圖90，C濃度的分布呈不均勻狀態(tài)。這種非均勻奧氏體中C濃度分布如圖91(b)所示，0.84%是760 ℃加熱時的奧氏體中濃度，0.71%是700 ℃等溫分解時在A/Fe3C界面上的平衡濃度，0.55%是離開殘留Fe3C較遠處A中的C濃度。由于C濃度的不同，會發(fā)生C的下波擴散促使Fe3C略微繼續(xù)長大；在0.55%濃度奧氏體中，由于存在能量、成分和結(jié)構(gòu)的3個起伏，從而形成鐵素體F(如圖91(c)所示)，A/F界面上達到700 ℃準平衡的C濃度0.96%(注意，0.96%處的橫向線為F/A界面)，F(xiàn)內(nèi)的C濃度為168 ppm (內(nèi)耗法測定值)和160 ppm(自由能計算數(shù)值)[161](圖中表示為紅線)。當(dāng)然這種F核心的長大是較困難的，需要慢的冷卻速度和長的冷卻時間，在最后A→F的轉(zhuǎn)變完成得到(F+M3C)的粒狀珠光體組織。

均勻C濃度(0.84%C)的鋼在700 ℃等溫分解時，A/Fe3C界面上建立局部平衡，即界面上濃度為0.71%，這樣奧氏體中的濃度分布如圖91(a)表示。C將從0.84%處向0.71%處的擴散破壞界面平衡，使Fe3C向奧氏體推移而發(fā)生長大，在0.71%C的奧氏體中存在能量、成分和結(jié)構(gòu)的3個起伏而形成F核心，則出現(xiàn)(F+Fe3C)的珠光體共軛體，其將以協(xié)作生長方式長成片狀珠光體組織，這樣就會得到少量粒狀Fe3C+層片狀珠光體組織。

圖91 GCr15鋼經(jīng)過760 ℃奧氏體化加熱的均勻奧氏體在700 ℃發(fā)生正常共析轉(zhuǎn)變(a)；非均勻奧氏體(b, c)在700 ℃發(fā)生分離共析轉(zhuǎn)變過程中的C濃度變化Fig.91 The changement of carbon concentration of homogeneous austenite heating at 760 ℃ and normal eutectoid transformation at 700 ℃ (a)；as well as non-homogeneous austenite heating at 760 ℃ and divorced eutectoid transformation at 700 ℃ (b, c)

王學(xué)前還發(fā)表了一些文章[162-164 ]，其中論文[162]對GCr15鋼于800 ℃奧氏體化加熱和700 ℃等溫分解的均勻奧氏體正常分解和不均勻奧氏體分離(異常)共析分解的“高碳鋼球化機制與Ac1f透燒球化退火工藝”作了更詳細地說明。該文獻作了相變行為速率的計算，指出：正常分解的珠光體轉(zhuǎn)變中C擴散的兩種方式為奧氏體中的體擴散和A/(F+Fe3C)的相界面擴散。在相變溫度<650 ℃時相界面擴散占主要地位，在650～700 ℃時體擴散占主要地位，所以本例為體擴散占主要地位。在不均勻奧氏體中，F(xiàn)的生長速率6倍于Fe3C的生長速率，F(xiàn)和Fe3C呈相向長大，即奧氏體的消失速度是碳化物長大速度的7倍，平均速率為23.8579×10-4cm/s。對均勻奧氏體+碳化物的組織狀態(tài)下珠光體組織的長大速率v=1.2732×10-4cm/s，即A/(F+Fe3C)相界面向A推移速度，也是A的消失速度，其值遠小于不均勻A中碳化物球化長大速度。文章中指出，前者比后者快18.74倍。另外，球化長大是三維生長，片層狀呈二維長大，如果兩者生長速度相同，長大體積分別與r的3次方和2次方成正比的。很顯然，非均勻奧氏體分離共析分解時奧氏體相的消失遠快于均勻奧氏體正常共析分解的消失速度。

本文按SKF的Sherif和Huang[152]分析Fe-Fe3C合金的協(xié)同共析分解→非協(xié)同生長的另一種途徑。圖92表示臨界情況，圖中F(α)為非小平面合金相，M3C為小平面合金相。在過冷條件下，非小平面相F生長速度(vF)比小平面相M3C生長速度(vM3C)快，即vF-vM3C>0，當(dāng)快速生長的非小平面相導(dǎo)前生長的距離超過慢速生長相的有效擴散距離2D/vFe3C時，快速生長相F會出現(xiàn)不受溶質(zhì)原子分布的限制，脫離共軛協(xié)同生長方式(稱脫耦生長方式)。出現(xiàn)脫耦生長的條件為：

(3)

式中：D為C在奧氏體中的擴散系數(shù)，△t為F形核至非協(xié)同生長出現(xiàn)的特征時間。若以王學(xué)前的計算數(shù)值分析，快速生長的非小平面相導(dǎo)前小平面合金相慢速生長的有效擴散距離2D/vFe3C為2.04×10-4cm。也就是說，非小平面相鐵素體F導(dǎo)前小平面合金相慢速生長相M3C的距離只要大于2.04×10-4cm就會出現(xiàn)脫耦生長，即出現(xiàn)以DET模式進行共析轉(zhuǎn)變的組織。

圖92 脫耦生長方式型共析轉(zhuǎn)變的臨界條件示意圖Fig.92 A schematic of the conditions under which a eutectoid transformation may become decoupled

66SiMnCrMo6-6-4過共析鋼Ac1轉(zhuǎn)變點為768 ℃(見表18)。表19中所表示的出現(xiàn)發(fā)生共析轉(zhuǎn)變停滯(Arrest)溫度大約在723 ℃，幾乎能得到全部的DET組織，在更大的冷卻速度下就會出現(xiàn)片層狀珠光體組織，即進入圖93中所表示的斜剖面線的偽共析珠光體組織區(qū)域。另外，也可以看出100Cr6鋼更容易獲得DET組織。

圖93 簡化Fe-Fe3C平衡相圖，A3和Acm相界面線進行向外延伸表示△TmaxFig.93 The equilibrium phase diagram of a simplified iron-cement (Fe-Fe3C) alloy systemwith extrapolated A3 and Acm phase boundaries for showing the △Tmax

表19 試驗用鋼在不同冷卻速度下發(fā)生共析轉(zhuǎn)變停滯的溫度

Sherif和Huang等[152]在闡述合金元素對DET模式轉(zhuǎn)變的影響時，明確提出Pandit和Bhadeshia論述“Divorced pearlite in steel”[169]的觀點：鋼中加入Cr，能推遲片層狀珠光體的生長，有利于獲得DET組織； 在含1%C鋼中加入Mn，具有與元素Cr相反的作用，使獲得DET組織發(fā)生困難，但是能使片層狀珠光體片間距減小引起材料硬度提高。Cr、Mn元素對DET模式轉(zhuǎn)變的影響，Luzginova等[121]的研究已很明白，如圖94所示。圖94(a)表示隨著含Cr量增加的DET區(qū)域擴大，其中的每個碳化物間距是按DICTRA軟件計算的；圖94(b)表示與含有1.5%Cr的軸承鋼相比，在鋼不含有Cr的條件下，隨著含Mn量增加的DET區(qū)域更為縮小了。Beswick[21]對軸承鋼受合金元素影響的分析相當(dāng)全面，指出Cr在其熱處理過程中的影響大于鋼的淬透性、晶粒尺寸控制、球化退火均勻一致性和脫碳抗力；Mo在碳化物形成元素中是很好的Cr的替代元素；但如加入少量的Ti，會形成脆性的碳氮化物而降低52100鋼的疲勞壽命；V的加入也被認為會降低疲勞強度；Mn不會影響碳化物的穩(wěn)定性，但會使其趨于粗化和難于球化(上面已有指出)。

(a)不同含量的Cr；(b)不同含量的Cr與Mn圖94 鋼中Cr和Mn含量對碳化物顆粒間距/過冷度曲線上的DET→珠光體發(fā)生轉(zhuǎn)折的影響(a)different Cr contents;(b)different Cr and Mn contentsFig.94 The effect of Cr and Mn upon the transition curve of DET→pearlite reaction forcarbide particle spacing /undercooling

Beswick進一步指出，一般全淬透軸承鋼獲得下貝氏體組織的性能要優(yōu)于回火馬氏體組織，在這種場合，Mn和Si(特別是Si)能延長出現(xiàn)下貝氏體的孕育期，而加入影響下貝氏體的孕育期少的Cr和Mo合金元素時，能有效延遲珠光體和上貝氏體的孕育期。國內(nèi)學(xué)者單珺和張福成等[170]還提出Al對共析鋼球化有加速和細化碳化物顆粒的影響機制。

以上論述的學(xué)者還有陳其偉等(2009年[165]，2011年[147])，丁美良等(2013年)[166]，李龍飛等[167](2009年)發(fā)表了熱-機械處理后基于DET的共析鋼組織細化的論文，也有在國外發(fā)表的論文[147，168]。但是，基本上很少涉及應(yīng)用實踐的內(nèi)容，實際上DET模式的共析轉(zhuǎn)變于球化退火上的具體應(yīng)用是十分重要的，我國熱處理工作者應(yīng)該給予很好的重視。目前，國外知名軸承公司基本上都采用分離型共析轉(zhuǎn)變方式進行球化退火，而且長期不對我國公開，后期會進一步說明。

陳其偉等采用熱軋態(tài)φ50 mm的GCr15鋼，化學(xué)成分為(質(zhì)量分數(shù)，%)：0.96 C，0.31Mn，0.21Si，1.46Cr，0.01Mo，0.09Ni，0.036Al，0.25Cu，0.014P，0.011S。利用線切割加工成φ10 mm×7 mm試樣。采用790、810和830 ℃奧氏體化加熱溫度以及5、10和20 min加熱時間后進行淬水的熱處理工藝，研究對鋼中未溶解碳化物形態(tài)的影響。得到適合DET的奧氏體化加熱溫度和時間為810 ℃和10 min，鋼中大多數(shù)碳化物呈顆粒狀，并得到了足夠大的未溶解碳化物的體積分數(shù)。

為設(shè)計等溫快速球化過程，采用790、810和830 ℃奧氏體化加熱溫度以及10 min加熱時間，然后冷卻到690、720 ℃溫度進行等溫球化退火60、90 min，之后以爐冷或空冷冷卻至650 ℃和由650 ℃空冷至室溫方式完成球化退火操作。結(jié)果表明，奧氏體化加熱溫度為790 ℃和830 ℃，在720 ℃完成等溫球化退火，可能得到完全球化組織，如圖95(a)和96(b)所示，其大部分的碳化物為球狀。但是，奧氏體化溫度為830 ℃時，會出現(xiàn)少部分片層狀珠光體，由于缺少足夠量的未溶解碳化物粒子，也使硬度稍微有所增加。在較低790 ℃溫度加熱時，由于起始珠光體未完全溶解，會出現(xiàn)呈短棒狀碳化物。進一步試驗說明810 ℃奧氏體化加熱是最合適的。當(dāng)奧氏體化加熱溫度為810 ℃，等溫球化退火溫度從720 ℃下降到690 ℃，如圖95(c)和95(d)所示，在采用690 ℃時，其共析相變具有比較大的驅(qū)動力，會促進新的碳化物核心形成，從而出現(xiàn)片層狀珠光體。所以，為了得到完全球化退火組織，應(yīng)抑制新的碳化物核心形成。為此要選用在比較小的過冷度的720 ℃進行等溫，即要在具有較小的熱力學(xué)驅(qū)動力條件的相對比較高一些的溫度下進行。

圖95 在不同快速等溫球化退火參數(shù)下獲得的DET的SEM顯微組織Fig.95 SEM microstructures of DET showed under different quick isothermal spheroidizing annealing treatment parameters

奧氏體化加熱溫度為810 ℃，等溫球化退火溫度在720 ℃，等溫轉(zhuǎn)變時間從60 min增加到90 min時，球狀碳化物的尺寸明顯發(fā)生粗化，如圖95(e)和95(f)所示，相應(yīng)的硬度會降低一些，見表20。為此，等溫球化退火時間是由生產(chǎn)產(chǎn)品的硬度確定。應(yīng)該指出，國外發(fā)表論文中原表2(本文中為表20)的退火組織級別采用GB/T 18254—2002標準進行評定應(yīng)該作出說明(現(xiàn)行標準為GB/T 18254—2016)。由于我國的標準與SKF公司、FAG公司和美國軸承生產(chǎn)公司的相關(guān)標準有很大的不同，因此，不作出說明是相當(dāng)欠妥的。

作者還提出，等溫球化退火時間大約為1～2 h，冷卻時間為0.5 h，總作業(yè)時間為3 h；并提出等溫球化退火的加熱和冷卻不取決于工件的數(shù)量和尺寸。為此，這種等溫快速球化過程與常規(guī)球化退火需要的10～16 h相比，可以大大節(jié)約能耗和降低成本。(注意，由于文獻的文字說明與原圖4存在一些差異，本文作了一些修正)。

表20 在不同快速等溫球化退火參數(shù)下獲得組織的力學(xué)性能和組織評定結(jié)果

(未完待續(xù))