滲碳軸承鋼的熱處理現(xiàn)狀

于興福，王士杰，趙文增，蘇勇

(1.沈陽工業(yè)大學(xué) a.機(jī)械工程學(xué)院；b.材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110870；2.沈陽化工大學(xué)機(jī)械與動(dòng)力工程學(xué)院，沈陽 110142)

1 概述

滾動(dòng)軸承是廣泛使用的基礎(chǔ)零部件[1-2]，而軸承鋼是滾動(dòng)軸承內(nèi)外圈和滾動(dòng)體的重要材料。世界上第1種軸承鋼為GCr15鋼(ASTM 52100)，該鋼屬于高碳鉻鋼，經(jīng)淬回火后具有高硬度、高耐磨性和高疲勞性能，其產(chǎn)量至今仍占國內(nèi)軸承鋼年總產(chǎn)量的80%以上[3-4]。然而，在一些需要使用大中型或特大型軸承的冶金化工、風(fēng)電機(jī)組、航空航天等領(lǐng)域，全淬硬軸承鋼已無法滿足更高沖擊韌性，更長接觸疲勞壽命和彎曲疲勞壽命的要求，因此，滲碳軸承鋼應(yīng)運(yùn)而生[5]。鐵姆肯公司最早于1899年研發(fā)出了第1種滲碳耐磨軸承鋼，隨后美國、日本、德國等發(fā)達(dá)國家在第一次和第二次世界大戰(zhàn)期間陸續(xù)研發(fā)了多種用于高端軍事裝備的滲碳軸承鋼[6]。滲碳軸承鋼屬于優(yōu)質(zhì)低碳合金結(jié)構(gòu)鋼，其對冶金純凈度和組織均勻性都有嚴(yán)格要求，由于受到科技和設(shè)備水平的限制，國內(nèi)對滲碳軸承鋼的研究起步相對較晚。我國現(xiàn)行標(biāo)準(zhǔn)GB/T 3203—2006《滲碳軸承鋼》中的系列鋼種見表1，包括：以20CrMo為代表的Cr-Mo系；以10CrNi3Mo和20CrNi2Mo為代表的Cr-Ni-Mo系；以20Cr2Mn2Mo為代表的Cr-Mn-Mo系[7-8]。此外，國內(nèi)還有第2代航空軸承鋼G13Cr4Mo4Ni4V和第3代航空軸承齒輪用鋼16Cr14Co12Mo5Ni2。

表1 我國滲碳軸承鋼牌號及其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Grade and chemical composition of China carburized bearing steel %

滲碳軸承鋼經(jīng)淬回火后，表層的高碳隱晶馬氏體可以提供高硬度、高強(qiáng)度和高耐磨性，而心部的低碳板條馬氏體能夠提供良好的韌性，因此使用滲碳軸承鋼制造的軸承在工作過程中能夠抵抗大的沖擊載荷。此外，滲碳軸承鋼經(jīng)淬火后的表層會獲得較深的殘余壓應(yīng)力層，這使得軸承在運(yùn)轉(zhuǎn)過程中能夠抵消部分外部應(yīng)力作用，耐久性提高，疲勞壽命延長[9]。

滲碳軸承鋼要實(shí)現(xiàn)強(qiáng)韌化，滲碳及后續(xù)熱處理至關(guān)重要，工藝不當(dāng)可能出現(xiàn)一些組織缺陷，如：滲碳后表面形成嚴(yán)重的網(wǎng)狀碳化物，表層殘余奧氏體過多，滲碳層內(nèi)氧化，表面脫碳等，將對滲碳軸承鋼的力學(xué)性能和疲勞壽命造成不利影響[10-16]。為消除滲碳軸承鋼的熱處理組織缺陷，改善使用性能，國內(nèi)外專家、學(xué)者進(jìn)行了諸多的研究和實(shí)踐。本文從滲碳方法、滲碳熱處理組織缺陷及消除措施、滲碳層淬火組織轉(zhuǎn)變和殘余奧氏體控制等方面進(jìn)行綜述，梳理了目前滲碳軸承鋼熱處理的現(xiàn)狀。

2 滲碳軸承鋼的滲碳方法

滲碳即通過一定的手段促使碳原子滲入工件表面，使工件獲得一定深度的硬化層，配合心部良好的韌性，達(dá)到強(qiáng)韌化的目的。按照含碳介質(zhì)的不同，可將滲碳方式分為固體滲碳、液體滲碳、氣體滲碳和離子滲碳。固體滲碳是將待滲碳工件與固體滲碳劑(木炭+碳酸鹽)一起放入密閉裝置，然后在高溫爐中加熱保溫一定時(shí)間，保溫期間碳酸鹽逐步分解并最終得到活性碳原子，當(dāng)大量活性碳原子吸附在鋼表面時(shí)，在鋼的表面和內(nèi)部會形成一定濃度差，表面碳原子將沿濃度梯度向內(nèi)部進(jìn)行擴(kuò)散，保溫較長時(shí)間后會形成一定深度的滲碳層。固體滲碳設(shè)備簡易，操作簡便，但生產(chǎn)率低且滲碳質(zhì)量不高。液體滲碳一般為鹽浴滲碳，其中存在劇毒性的氰化物，不僅危害人體健康，還對環(huán)境產(chǎn)生污染，盡管一些學(xué)者致力于探索無毒害的液體滲碳劑[17-18]，但始終無法徹底消除氰根(CN-)，所以該滲碳方法已很少被使用。2000年以后，氣體滲碳逐漸成為國內(nèi)工業(yè)生產(chǎn)中主要的滲碳方式。離子滲碳是滲碳處理的發(fā)展方向，其可以提高滲碳的生產(chǎn)率和解決深層(大于6 mm)氣體滲碳時(shí)間過長的問題。國內(nèi)滲碳軸承鋼的滲碳目前普遍使用的是傳統(tǒng)氣體滲碳和真空滲碳。

2.1 傳統(tǒng)氣體滲碳

氣體滲碳的最大優(yōu)點(diǎn)是能夠?qū)崿F(xiàn)對爐內(nèi)碳勢的準(zhǔn)確調(diào)控，傳統(tǒng)氣體滲碳包括滴注式氣體滲碳和可控氣氛滲碳。

滴注式氣體滲碳是將2種液態(tài)有機(jī)物同時(shí)滴入爐中，在高溫下分別裂解產(chǎn)生2種不同碳勢的氣體，較高碳勢的氣體作為富化氣(供碳源)，而較低碳勢的氣體作為載氣。滴注式滲碳劑常采用甲醇+煤油(或丙烷、丙酮等)組合，煤油在高溫下的分解產(chǎn)物主要是H2和CH4，作為供碳源，而甲醇的裂解產(chǎn)物中常含有CO2和H2O，對滲碳?xì)夥掌鸬较♂屪饔?，可通過調(diào)節(jié)甲醇和煤油的滴入量比達(dá)到碳勢控制的目的[19]。如圖1所示，滴注式氣體滲碳一般包括排氣階段、強(qiáng)滲階段和擴(kuò)散階段[20]，排氣過程主要依靠通入甲醇促使?fàn)t內(nèi)空氣排出，強(qiáng)滲后的擴(kuò)散階段需要適當(dāng)降低碳勢，防止表面碳濃度過高產(chǎn)生網(wǎng)狀碳化物，滲碳過程中的碳勢測定常用CO2紅外儀或氧探頭。

圖1 G20CrNi2MoA鋼滲碳熱處理工藝Fig.1 Carburizing heat treatment process of G20CrNi2MoA steel

可控氣體滲碳包括吸熱式氣氛+富化氣、氮-甲醇?xì)夥?富化氣和直生式可控氣氛。吸熱式可控氣氛一般需要將天然氣或液化石油氣與空氣按照碳氧比為1∶1的比例混合后在反應(yīng)罐內(nèi)高溫加熱生成吸熱式氣體(載氣)，吸熱式氣氛滲碳的供碳源常選用天然氣或丙烷。氮-甲醇?xì)夥帐侵笇⒌獨(dú)馀c甲醇按一定比例混合后通入爐內(nèi)，在高溫下裂解得到載氣氣氛，其中CO∶H2∶N2約為2∶4∶4，之后向爐內(nèi)通入富化氣(甲烷、丙烷或丙酮等)。氮?dú)?甲醇在爐內(nèi)裂解后氣氛成分穩(wěn)定，采用氧探頭很容易實(shí)現(xiàn)氣氛碳勢的自動(dòng)控制。直生式氣體滲碳也被稱為“超級滲碳”，即直接向爐內(nèi)通入富化氣(丙烷、丙酮或天然氣等)與空氣的混合氣氛，其中富化氣的通入量是固定的，通過控制空氣的通入量調(diào)節(jié)爐內(nèi)碳勢[21-22]。

2.2 真空滲碳

真空滲碳是一種新型的氣體滲碳方法，其過程一般為“強(qiáng)滲→擴(kuò)散→強(qiáng)滲→擴(kuò)散”循環(huán)模式，直至滲碳層深度達(dá)到要求為止。真空滲碳是利用“飽和值調(diào)整法”對爐內(nèi)碳勢進(jìn)行控制，即在強(qiáng)滲階段使表面奧氏體達(dá)到碳飽和，然后碳原子在擴(kuò)散階段向材料內(nèi)部擴(kuò)散，通過調(diào)整強(qiáng)滲期和擴(kuò)散期的時(shí)間比，使最終表面碳濃度和滲碳層深度達(dá)到要求[23-25]。傳統(tǒng)氣氛滲碳溫度區(qū)間為880～930 ℃，而真空滲碳的可用溫度區(qū)間為920～1 050 ℃，適用于高溫滲碳和深層滲碳[26]。目前，真空滲碳多采用乙炔或丙烷作為供碳源，文獻(xiàn)[23，27]研究表明，在滲碳過程中，乙炔比丙烷能夠釋放更多的活性碳原子，可提高滲碳效率且更節(jié)能。

2.3 離子滲碳

20世紀(jì)90年代，離子滲碳技術(shù)已經(jīng)在美國、法國和德國等發(fā)達(dá)國家用于工業(yè)化生產(chǎn)，我國目前對離子滲碳的研究尚未成熟。離子滲碳利用了脈沖輝光放電原理，氣體離子流在加速電壓下向材料表面猛烈轟擊，表面鐵原子被濺射出來后的空位由碳原子替代，直至表面碳濃度達(dá)到飽和。離子滲碳過程包括等離子體輝光放電和傳質(zhì)2個(gè)不可逆過程的交互作用，滲碳質(zhì)量的控制具體涉及氣體成分、氣體分壓、輝光電流密度、滲碳-擴(kuò)散時(shí)間比和滲碳溫度等參數(shù)，在滲碳溫度、滲碳-擴(kuò)散時(shí)間比和氣體分壓確定的情況下，可通過調(diào)控電流密度實(shí)現(xiàn)對表面碳含量、碳濃度分布及滲碳層深度的精準(zhǔn)控制[28]。離子滲碳的供碳源可以使用甲烷或丙烷，常用載氣有氫氣和氮?dú)?，滲碳溫度一般為850～980 ℃[29-31]。相較于傳統(tǒng)氣氛滲碳和真空滲碳，離子滲碳具有工藝周期短，易于實(shí)現(xiàn)深層滲碳，可精準(zhǔn)控制表面碳濃度和滲碳層深度的優(yōu)點(diǎn)[32-33]。我國力爭在2030年前實(shí)現(xiàn)“碳達(dá)峰”[34]，而目前廣泛使用的可控氣氛滲碳和真空滲碳均存在尾氣排放的缺點(diǎn)，因此，亟需加快對離子滲碳的過程控制及離子滲碳設(shè)備的研究。

3 滲碳軸承鋼熱處理組織缺陷及其消除

滲碳軸承鋼熱處理組織缺陷主要來源于滲碳和后續(xù)熱處理，常見熱處理組織缺陷有網(wǎng)狀碳化物、表面脫碳及表面殘余奧氏體過多等。

3.1 網(wǎng)狀碳化物

碳化物的析出與溶解貫穿滲碳熱處理各個(gè)階段，碳化物的形貌、尺寸及分布對鋼的使用性能具有重要影響[35]。滲碳軸承鋼在滲碳及后續(xù)熱處理過程中應(yīng)避免出現(xiàn)網(wǎng)狀碳化物。滲碳期間表面碳原子向內(nèi)部擴(kuò)散不充分易造成鋼表面碳濃度出現(xiàn)過飽和，鋼中的Cr，Mo，V等合金元素會與碳原子結(jié)合并優(yōu)先在晶界上析出、長大，在顯微鏡下呈現(xiàn)為一圈包圍著奧氏體晶粒的白色沉淀相(圖2)[36]，即形成的網(wǎng)狀碳化物。

圖2 網(wǎng)狀碳化物Fig.2 Network carbide

網(wǎng)狀碳化物屬于脆性相，會嚴(yán)重降低滲碳軸承鋼的韌性和疲勞性能，且易造成淬火開裂[37-40]。為防止形成粗大、網(wǎng)狀碳化物，在滲碳過程中常采取的措施主要有：1)適當(dāng)提高滲碳溫度；2)降低擴(kuò)散階段的碳勢；3)縮短強(qiáng)滲周期或延長擴(kuò)散時(shí)間等[41-45]。

文獻(xiàn)[46]研究表明，高溫滲碳軸承鋼G13Cr4Mo4Ni4V滲碳過程中的碳勢一般控制在0.6%～0.7%，將擴(kuò)散階段的碳勢由0.6%降低到0.5%后，滲碳層碳化物細(xì)小且分布均勻，未出現(xiàn)網(wǎng)狀特征(圖3)。富Mo，Cr等合金碳化物一旦在晶界形成，會使?jié)B碳吸附過程受阻，降低碳原子擴(kuò)散系數(shù)，易造成大量碳原子在表面積聚，將嚴(yán)重影響滲碳軸承鋼的滲碳層深度和表面性能[47]。文獻(xiàn)[48-50]研究發(fā)現(xiàn)，在滲碳處理前向爐內(nèi)通入NH3進(jìn)行預(yù)氮化處理能夠避免形成網(wǎng)狀碳化物，這是因?yàn)轭A(yù)氮化處理使表層中含有一定量的氮原子，氮原子在滲碳過程中會與碳元素及合金元素結(jié)合形成細(xì)小的碳氮化物。文獻(xiàn)[51]嘗試在滲碳軸承鋼初始表面鍍一層Fe-Ni膜，可以起到滲碳緩沖作用，其原理主要是利用碳原子穿越Fe-Ni膜需要一定時(shí)間，從而減小強(qiáng)滲階段進(jìn)入到材料表面的碳原子通量，同時(shí)減少了沿晶界擴(kuò)散的碳原子數(shù)量，使碳原子沿晶界擴(kuò)散更加有序均勻，減少網(wǎng)狀碳化物的形成。

圖3 G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲碳層中的碳化物Fig.3 Carbides in carburized layer of G13Cr4Mo4Ni4V steel

要消除已形成的網(wǎng)狀碳化物，最有效的方法是進(jìn)行二次淬火。對表層中的細(xì)網(wǎng)狀或半連續(xù)稍粗的晶界碳化物，可適當(dāng)提高二次淬火溫度或者延長固溶保溫時(shí)間以促進(jìn)大尺寸碳化物充分溶解，之后的冷卻過程中冷速要足夠快，從而抑制晶界碳化物析出。但特別粗大的網(wǎng)狀碳化物無法通過二次淬火徹底消除，如圖4所示，在二次淬回火后仍存在較嚴(yán)重的網(wǎng)狀碳化物[40]，所以在滲碳過程中應(yīng)避免出現(xiàn)粗大網(wǎng)狀碳化物。經(jīng)950 ℃滲碳緩冷后的G13Cr4Mo4Ni4V鋼表面存在斷續(xù)的網(wǎng)狀碳化物，如圖5所示，而在經(jīng)過1 100 ℃真空氣淬后，網(wǎng)狀特征消失，這是因?yàn)楦籑o/Cr碳化物在1 100 ℃的高溫下充分溶解，氣冷過程中碳化物沒有再沿晶界析出[52-53]。

圖4 Cr-Co-Mo型滲碳軸承鋼表層的網(wǎng)狀碳化物Fig.4 Network carbides on surface of Cr-Co-Mo carburized bearing steel

圖5 G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲碳層中的網(wǎng)狀碳化物Fig.5 Network carbides in carburized layer of G13Cr4Mo4Ni4V steel

3.2 表面脫碳

表面脫碳或表面碳含量低是滲碳軸承鋼在滲碳過程中常見的一種缺陷，在組織觀察時(shí)可以明顯看到滲碳層外邊緣有一層鐵素體，脫碳會降低鋼表面的硬度和強(qiáng)度，影響使用性能。因此，在滲碳擴(kuò)散階段及預(yù)冷淬火過程不宜采取過低的碳勢，淬火過程中要做好防氧化處理，預(yù)防表面脫碳，而對于存在輕微脫碳的表面可進(jìn)行短時(shí)補(bǔ)滲。

3.3 表層殘余奧氏體過多

滲碳軸承鋼經(jīng)淬火后在表層留下大量的未轉(zhuǎn)變奧氏體，將導(dǎo)致軸承表面硬度偏低，且嚴(yán)重影響軸承的尺寸穩(wěn)定性。表層殘余奧氏體過多的原因，一方面是因?yàn)闈B碳過程中碳勢過高使表面碳濃度增加，基體Ms點(diǎn)下降，奧氏體穩(wěn)定性增加；另一方面是滲碳軸承鋼中富含Cr，Mo，V，Ni等擴(kuò)大γ相區(qū)的元素，當(dāng)淬火加熱溫度過高時(shí)會促使大量碳元素及合金元素固溶到基體中，從而降低滲碳層的Ms點(diǎn)，增加了奧氏體的穩(wěn)定性。為控制殘余奧氏體的含量，應(yīng)該增加淬火后的回火處理時(shí)間和處理次數(shù)[53]，另外也可以通過增加穩(wěn)定化處理的方法降低和穩(wěn)定殘余奧氏體[54-56]。

4 表層組織轉(zhuǎn)變控制

滲碳軸承鋼由表層向心部碳含量逐漸降低，熱處理后表層不同深度處的組織存在差異，淬火后滲碳軸承鋼從表面到心部的基體組織依次為：針狀馬氏體→針狀馬氏體+板條馬氏體→板條馬氏體。淬火加熱溫度是馬氏體淬火中的一個(gè)重要影響因素，一方面，較高的淬火加熱溫度有利于碳元素和其他合金元素在奧氏體中擴(kuò)散均勻；另一方面，在較高的淬火加熱溫度下，更多的碳化物發(fā)生溶解，釘扎晶界效果減弱，將促使奧氏體晶粒長大。淬火馬氏體的形貌及尺寸決定了鋼的硬度、強(qiáng)度和韌性等性能指標(biāo)，而晶粒細(xì)化是唯一既可以提高材料強(qiáng)度又能提高韌性的方法，因此選取合理的淬火溫度和保溫時(shí)間非常重要。

高速鐵路軸承需要承受更大的沖擊載荷，軸承用鋼不僅要求具有高耐磨性、高抗疲勞性，還要有良好的沖擊韌性[57]。對于滲碳軸承鋼，選擇合理的二次淬火溫度能獲得優(yōu)異的表層組織和性能。高速鐵路軸承常用的G20CrNi2Mo鋼經(jīng)945 ℃滲碳后在860 ℃預(yù)冷淬火，然后進(jìn)行830 ℃的二次淬火，獲得的組織如圖6所示，經(jīng)二次淬火后滲碳層中的針片馬氏體變得更加細(xì)小，基體上彌散析出細(xì)小均勻的碳化物顆粒，耐磨性明顯改善[58]。

圖6 G20CrNi2Mo鋼二次淬火前、后的組織對比Fig.6 Microstructure comparison of G20CrNi2Mo steel before and after secondary quenching

殲-20戰(zhàn)斗機(jī)和C919大飛機(jī)的先后問世代表了我國航空工業(yè)的崛起，而飛機(jī)機(jī)動(dòng)性的每一次提升主要依靠發(fā)動(dòng)機(jī)推重比的增加，如今發(fā)動(dòng)機(jī)主軸dn值已經(jīng)達(dá)到2.4×106mm·r·min-1，發(fā)動(dòng)機(jī)主軸軸承的工作溫度逼近300 ℃，且長期承受巨大的沖擊載荷和循環(huán)疲勞應(yīng)力。為適應(yīng)航空軸承更高的性能要求，我國研發(fā)了第2代高溫滲碳軸承鋼G13Cr4Mo4Ni4V(ASTM M50NiL)[59-62]。根據(jù)YB/T 4106—2000《航空發(fā)動(dòng)機(jī)用高溫滲碳軸承鋼》規(guī)定，其經(jīng)過滲碳、淬火和回火處理后的表層硬度可達(dá)到62～63 HRC，具有較高的耐磨性和良好的抗疲勞性能，心部板條馬氏體提供了良好的沖擊韌性。圖7所示為G13Cr4Mo4Ni4V鋼常用的滲碳熱處理工藝，真空滲碳時(shí)的溫度一般為890 ℃，然后經(jīng)1 100 ℃淬火，再545 ℃回火處理3次，每次2 h[63]。

圖7 G13Cr4Mo4Ni4V鋼的滲碳熱處理工藝示意圖Fig.7 Diagram of carburizing heat treatment process for G13Cr4Mo4Ni4V steel

與G13Cr4Mo4Ni4V鋼相似的M50NiL鋼經(jīng)過滲碳熱處理后微觀組織如圖8所示[64]，由圖8b可以清晰看出硬化層的基體組織主要為隱晶馬氏體，而過渡區(qū)的組織中既有片狀馬氏體，也有低碳板條馬氏體，其中馬氏體板條的尺寸比心部更加細(xì)小，這是由于心部碳含量低，在高的溫度下固溶處理后奧氏體晶粒較粗大，從而導(dǎo)致馬氏體板條更易生長。

圖8 M50NiL鋼經(jīng)滲碳熱處理后的組織形態(tài)Fig.8 Microstructure of M50NiL steel after carburizing heat treatment

文獻(xiàn)[65]研究了貝氏體等溫淬火對G23Cr2Ni2Si1Mo鋼滲碳層組織及性能的影響：在200 ℃下等溫8 h 后，滲碳層獲得了數(shù)量可觀的針狀下貝氏體(圖9a)；圖9b中可以清晰地看到，在納米級的貝氏體鐵素體板條之間存在著薄膜狀殘余奧氏體。細(xì)小的貝氏體鐵素體板條使得相界面積大幅度增加，有利于阻礙位錯(cuò)滑移，抵抗塑性變形，且富碳的薄膜狀殘余奧氏體可以有效阻礙微裂紋擴(kuò)展，因此有利于提高韌性和耐磨性[65-67]。試驗(yàn)證明，與傳統(tǒng)滲碳淬火相比，等溫淬火鋼的耐磨性提高了58%，沖擊韌性提高了33.3%。

圖9 G23Cr2Ni2Si1Mo鋼在200 ℃等溫8 h后的滲碳層微觀組織Fig.9 Microstructure of carburized layer of G23Cr2Ni2Si1Mo steel austempered at 200 ℃ for 8 hours

5 表層殘余奧氏體的控制

滲碳軸承鋼的表層碳濃度較高，且含有大量Cr，Ni等合金元素，Cr在滲碳加熱時(shí)固溶到奧氏體中，增加了奧氏體的穩(wěn)定性，Ni是擴(kuò)大γ相區(qū)的合金元素，能與γ-Fe形成無限固溶體，進(jìn)一步增加奧氏體的穩(wěn)定性[68]。由于Ms點(diǎn)的降低，滲碳軸承鋼表層淬火后會留下大量未轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體，但最高殘余奧氏體量一般在距邊緣0.2～0.4 mm處[69]。奧氏體的穩(wěn)定化分為兩類:1)由于鋼的淬火加熱溫度一般低于完全奧氏體化溫度，所以奧氏體中的碳及合金元素是不均勻的，存在貧/富碳區(qū)，當(dāng)淬冷至Ms點(diǎn)以下時(shí)，貧碳區(qū)將發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，部分富碳區(qū)由于未達(dá)到Ms點(diǎn)以下溫度，所以這部分奧氏體不發(fā)生轉(zhuǎn)變而保留下來，也稱為熱穩(wěn)定化;2)由于馬氏體的比容大于奧氏體，所以發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)伴隨著體積膨脹，存在于2個(gè)馬氏體板條(或馬氏體針)之間的奧氏體受到壓應(yīng)力作用，使得奧氏體更難向馬氏體轉(zhuǎn)變，從而產(chǎn)生力學(xué)穩(wěn)定現(xiàn)象。在馬氏體轉(zhuǎn)變期間，奧氏體的熱穩(wěn)定化與力學(xué)穩(wěn)定化是同時(shí)存在的，但殘余奧氏體含量過高不利于表面硬度和尺寸穩(wěn)定。

高溫回火對殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變具有催化作用：一方面，高溫回火促進(jìn)碳化物從殘余奧氏體中析出并聚集長大，碳含量的降低導(dǎo)致殘余奧氏體Ms點(diǎn)升高，熱穩(wěn)定性減弱，在空冷過程中將更容易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體；另一方面，高溫回火使一次馬氏體大量分解，過飽和碳原子大量析出導(dǎo)致馬氏體正方度減小，殘余奧氏體受到周圍馬氏體的壓應(yīng)力作用減弱，力學(xué)穩(wěn)定性減弱，因此在空冷過程中殘余奧氏體更易向馬氏體轉(zhuǎn)變。

如表2所示，G20CrNi2Mo滲碳軸承鋼制軸承內(nèi)圈表層殘余奧氏體含量的質(zhì)量要求為15%～25%，原始熱處理工藝無法滿足，采用更高溫度(215，225 ℃)進(jìn)行回火處理后，殘余奧氏體含量明顯下降，215 ℃回火后的殘余奧氏體含量和表面硬度均符合要求，最終采用215 ℃作為回火溫度[70]。除了通過提高回火溫度來降低殘余奧氏體含量以外，增加回火次數(shù)、延長回火保溫時(shí)間也有利于促進(jìn)殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變，但延長回火時(shí)間不如前2種方法更有效。

表2 G20CrNi2Mo鋼不同滲碳熱處理后內(nèi)圈滾道的殘余奧氏體含量Tab.2 Residual austenite content of inner ring raceway after different carburizing heat treatments of G20CrNi2Mo steel

冷處理(-90 ℃)或深冷處理(-190 ℃)使殘余奧氏體在連續(xù)冷卻過程中繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，進(jìn)一步提高基體硬度，并有助于穩(wěn)定軸承尺寸精度。此外，殘余奧氏體作為一種韌性相，保留一定數(shù)量的殘余奧氏體可以延緩裂紋尖端應(yīng)力，防止軸承過早出現(xiàn)因滑動(dòng)和滾動(dòng)磨損而引起凹坑、剝落等疲勞損傷。

文獻(xiàn)[71]對全淬硬GCr15軸承鋼進(jìn)行了表面真空滲碳處理，滲碳熱處理后表層殘余奧氏體含量高達(dá)20%，顯著高于常規(guī)熱處理，但滾動(dòng)接觸疲勞壽命卻比滲碳前提高了近10倍。

文獻(xiàn)[72]對20CrMnMoAl滲碳軸承鋼在220 ℃下等溫淬火32 h后幾乎得到了全貝氏體組織(圖10)，TEM觀察發(fā)現(xiàn)，在貝氏體鐵素體條之間存在著僅十幾納米厚的殘余奧氏體薄膜，由于Al對碳化物的抑制作用，等溫過程中貝氏體鐵素體中的碳原子大量擴(kuò)散至薄膜狀殘余奧氏體中，因此薄膜狀殘余奧氏體的穩(wěn)定性更高，這對軸承尺寸精度的控制有一定益處。

圖10 20CrMnMoAl鋼等溫淬火組織TEM圖Fig.10 TEM image of austempered microstructure of carburized 20CrMnMoAl steel

6 結(jié)束語

隨著我國“十四五”規(guī)劃的正式啟動(dòng)，高鐵、航空發(fā)動(dòng)機(jī)、盾構(gòu)機(jī)、風(fēng)電機(jī)組等高端裝備軸承是未來重點(diǎn)研發(fā)項(xiàng)目[73-76]，針對滲碳軸承鋼，掌握“高質(zhì)高效、綠色環(huán)?！钡南冗M(jìn)熱處理技術(shù)具有重要意義。

滲碳軸承鋼經(jīng)滲碳、淬火等熱處理工序后比全淬硬馬氏體軸承鋼具有更高的抗沖擊和耐疲勞性能，但有關(guān)滲碳軸承鋼的研究還有諸多的問題需要深入：1)網(wǎng)狀碳化物的析出控制；2)殘余奧氏體形態(tài)和含量的控制；3)對滲碳軸承鋼基體組織的研究，除了細(xì)化淬火馬氏體以外，貝氏體等溫淬火展現(xiàn)出了極大的發(fā)展?jié)撡|(zhì)，馬氏體+下貝氏體的混合組織比任何單一的淬火組織都具有更優(yōu)的使用性能，而目前國內(nèi)對滲碳軸承鋼的貝氏體等溫淬火研究還不夠廣泛和深入，一些問題亟需探索和解決，如貝氏體等溫淬火溫度、時(shí)長，等溫淬火后的殘余奧氏體含量及其對尺寸穩(wěn)定性的影響，等溫淬火碳化物析出對力學(xué)性能的影響規(guī)律等。