滾動(dòng)軸承鋼碳氮共滲工藝研究

劉德義,謝卿東,任瑞銘

(1.大連交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,遼寧 大連 116028;2.遼寧省軌道交通關(guān)鍵材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,遼寧 大連 116028)

隨著機(jī)械工業(yè)的發(fā)展,軸承的使用工況越來越苛刻,對軸承性能的要求也越來越高,如高承載能力、耐高速、耐污染等[1]。提高軸承表面抗磨損、抗接觸疲勞性能是延長軸承使用壽命的有效措施。一方面可以依靠提升軸承鋼冶金質(zhì)量來保證,另一方面可以通過軸承鋼表面改性工藝來實(shí)現(xiàn)[2]。碳氮共滲是一種表面改性工藝,該工藝通過向零件表層同時(shí)滲入碳原子和氮原子,有效改善零件表面性能。在國外該工藝已被用于制造高端軸承的生產(chǎn)中,多用在高端小汽車、高端摩托車及精密機(jī)床領(lǐng)域。在國內(nèi)個(gè)別企業(yè)也開始小批量生產(chǎn)碳氮共滲高碳鉻鋼軸承[3]。研究表明,碳氮共滲高碳鉻鋼軸承尤其在缺乏潤滑和污染的工況下具有很好的表現(xiàn)[4-6]。

有關(guān)高碳鉻軸承鋼碳氮共滲的工藝國內(nèi)外已進(jìn)行了大量研究。Rajan等[7]對SAE 52100鋼進(jìn)行碳氮共滲處理,處理后材料的接觸疲勞壽命提升10倍,研究指出壽命提高可歸功于殘余奧氏體、馬氏體組織細(xì)化和超細(xì)碳化物析出。Liu等[8]和Wang等[9]研究了氨氣添加量對AISI 52100鋼氣體碳氮共滲相組成、組織和性能的影響。扈林莊等[10]對GCr15軸承鋼進(jìn)行碳氮共滲處理,并分別從顯微組織、硬度、殘留奧氏體、應(yīng)力狀態(tài)等方面對其進(jìn)行研究。單瓊飛等[11]將GCr15鋼碳氮共滲與常規(guī)馬氏體淬火組織性能進(jìn)行實(shí)驗(yàn)對比研究,得出碳氮共滲后鋼的表層硬度、回火穩(wěn)定性及疲勞壽命均明顯優(yōu)于馬氏體淬火的結(jié)論。曾志鵬等[12]對GCr15鋼圓錐軸承套圈碳氮共滲工藝參數(shù)進(jìn)行了詳細(xì)研究,在獲得最佳工藝參數(shù)下,使碳氮共滲后的軸承壽命從常規(guī)熱處理的2L10提升至5L10。

碳氮共滲提高軸承接觸疲勞壽命的主要原因是碳氮共滲使軸承表面硬度、殘余應(yīng)力和殘余奧氏體含量顯著提高[5, 13-14],尤其是在污染潤滑工況下引起的表面起源型疲勞剝落[5]。高碳鉻軸承鋼常規(guī)整體馬氏體淬火、回火時(shí),表層一般產(chǎn)生拉應(yīng)力,對承載能力和疲勞壽命不利[15]。碳氮共滲淬火、回火后表層則產(chǎn)生很大的壓應(yīng)力[16-18],對承載能力和疲勞壽命有利。同時(shí),共滲層中高穩(wěn)定的奧氏體在淬火、回火后會(huì)保留含量較高的殘余奧氏體[19]。保留一定量穩(wěn)定的殘余奧氏體,利用其易變形特點(diǎn),降低壓痕的邊緣效應(yīng),使起源于壓痕邊沿的表面疲勞源不易形成和擴(kuò)展,從而提高軸承的接觸疲勞壽命[3-5, 13, 15, 20-21]。在滾動(dòng)接觸疲勞過程中,發(fā)生應(yīng)變誘發(fā)馬氏體相變[13, 21],該過程比冷處理獲得的馬氏體具有更高的韌性[21]。對于抵抗次表層起源型疲勞剝落,除要求軸承鋼有高的冶金質(zhì)量外,還要求軸承鋼有高的基體強(qiáng)度及回火穩(wěn)定性[5],故應(yīng)控制心部奧氏體晶粒度及殘余奧氏體量。

本文以GCr15和GCr15SiMn滾動(dòng)軸承鋼為實(shí)驗(yàn)對象,研究碳氮共滲熱處理工藝與試樣顯微組織和性能的關(guān)系,為改善工藝提供理論基礎(chǔ)和數(shù)據(jù)支撐。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

本文選用實(shí)驗(yàn)材料為GCr15和GCr15SiMn滾動(dòng)軸承鋼試樣,兩種試樣均為球化退火狀態(tài),顯微組織見圖1。從圖1可知,碳化物球化狀態(tài)良好,碳化物顆粒細(xì)小且均勻,退火組織為1級。GCr15鋼試樣加工成φ30 mm×48 mm的圓柱形。GGr15SiMn鋼試樣加工成φ39 mm×38 mm和φ41 mm×80 mm的圓柱形。

(a) GCr15

試樣主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))見表1,均滿足GB/T 18254—2016成分要求。

表1 試樣主要化學(xué)成分 %

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)均采用氣體碳氮共滲熱處理方法。利用UBE-200型箱式可控氣氛多用爐,配置全自動(dòng)碳勢控制系統(tǒng)。共滲氣氛為丙烷+甲醇+氮?dú)?氨氣,碳氮共滲分為強(qiáng)滲和擴(kuò)散兩個(gè)階段,強(qiáng)滲階段溫度控制在800～900 ℃,擴(kuò)散溫度控制在820～860 ℃。碳勢(Cp)控制在1.10%～1.30 %,通過改變氨氣流量來調(diào)整氮?jiǎng)?。進(jìn)行90 ℃和120 min油冷淬火后,均進(jìn)行180 ℃、180 min低溫回火。碳氮共滲熱處理工藝曲線見圖2。5種碳氮共滲工藝參數(shù)見表2。用于滲層相組成分析的GGr15SiMn鋼試樣,在3#工藝的基礎(chǔ)上,單獨(dú)增加了- 80 ℃ + 60 min的冷處理。碳氮工藝按照強(qiáng)滲階段溫度由高到低進(jìn)行設(shè)計(jì),其目的是研究共滲溫度對滲層組織和性能的影響。工藝中時(shí)間的選擇是為了使所有工藝有大致相同的滲層深度和碳氮濃度梯度。根據(jù)擴(kuò)散距離、擴(kuò)散系數(shù)和擴(kuò)散時(shí)間三者的關(guān)系,可確定保溫時(shí)間。溫度高時(shí),選擇時(shí)間短,溫度低時(shí),選擇時(shí)間長。強(qiáng)滲階段時(shí)間為100～720 min,擴(kuò)散階段時(shí)間為30～120 min。

表2 碳氮共滲工藝參數(shù)

圖2 碳氮共滲熱處理工藝曲線

試樣熱處理完成后,沿軸向截取金相試樣,磨制拋光。用4 %硝酸酒精溶液和飽和苦味酸水溶液作為浸蝕劑,分別浸蝕顯示共滲層顯微組織和心部原奧氏體晶界。用Leica DMi8 A型倒置金相顯微鏡觀察微觀組織形貌。采用觀察法測量共滲層中含有碳氮化合物的層深度。根據(jù)GB/T 6394—2017中金屬平均晶粒度測定方法中的截點(diǎn)法,利用式(1)計(jì)算的平均晶粒度等級為:

(1)

式中:L為測量線段(或網(wǎng)格)的長度,mm;M為觀測用的放大倍數(shù);P為測量網(wǎng)格上的截點(diǎn)數(shù)。測量采用500 mm網(wǎng)格。

采用R(M)-150D1型洛氏硬度計(jì)測量表面洛氏硬度,用FM-700型半自動(dòng)顯微硬度計(jì)測量由表及里的顯微硬度。繪制顯微硬度與距離表面深度關(guān)系曲線,確定碳氮共滲硬化層深度。

利用剝層法取樣、化學(xué)法分析碳氮共滲層中C、N成分分布。每次測量位置的車削厚度為0.1 mm,故測量成分為0.1 mm厚度范圍的平均成分。用Empyrean型X-射線衍射儀分析距表面0.1 mm處滲層中的相組成并利用式(2)計(jì)算該處的殘余奧氏體含量。根據(jù)JB/T 14006—2020,利用X射線衍射法,有:

(2)

式中:VA為鋼中奧氏體相的體積分?jǐn)?shù);VC為鋼中碳化物的體積分?jǐn)?shù);IM(hkl)i為鋼中馬氏體(hkl)i晶面衍射線的累積強(qiáng)度;IA(hkl)j為鋼中奧氏體(hkl)j晶面衍射線的累積強(qiáng)度;G為奧氏體(hkl)i晶面與馬氏體(hkl)i晶面對應(yīng)的強(qiáng)度有關(guān)因子之比。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 碳氮共滲層微觀組織和硬度

5種不同工藝碳氮共滲試樣滲層顯微組織見圖3。從圖3可知,滲層組織為細(xì)針狀含氮回火馬氏體、碳氮化合物和殘余奧氏體。試樣表面在碳氮共滲過程中形成大量粗大、形狀不規(guī)則甚至有連片分布的碳氮化合物。隨著距離的增大,化合物數(shù)量逐漸減少,并且逐漸呈細(xì)小顆粒狀均勻分布,直至觀察不到這種在共滲過程中形成的化合物,而只剩與心部組織一樣的極細(xì)小未溶化合物。圖中標(biāo)出了含有這種共滲形成碳氮化合物層(以下簡稱化合物層)的厚度。在粗大、不規(guī)則化合物棱角處或連片的化合物處,都可能在滾動(dòng)接觸時(shí)成為疲勞源,導(dǎo)致疲勞失效。在軸承零件制造時(shí),一般都留有加工余量,表面附近粗大化合物在精加工時(shí)可以去除。若表面去除0.1 mm的余量(與實(shí)際生產(chǎn)時(shí)比較接近),在5種工藝中,除1#工藝外,其他工藝碳氮共滲層顯微組織均能夠達(dá)到1級～2級。由于工藝設(shè)計(jì)原因,共滲溫度和時(shí)間相配合,使得共滲層中化合物層厚度相差不大,大致在0.32～0.40 mm。在一定厚度范圍內(nèi)共滲層中含有細(xì)小、均勻、彌散分布的碳氮化合物是高碳鉻軸承鋼碳氮共滲工藝追求的組織形貌之一。

(a) 1#工藝(GCr15)

在相同工藝下的共滲層中,GCr15SiMn鋼試樣比GCr15鋼試樣的晶粒、馬氏體組織以及化合物顆粒更細(xì)小,原因是鋼中增加了Si、Mn元素。當(dāng)Si、Mn溶入奧氏體時(shí),不但能抑制奧氏體晶粒長大,細(xì)化淬火、回火后的基體組織,Si還能減小滲碳層厚度和碳濃度,Mn能避免滲碳層中的碳化物聚集成塊狀。

在共滲溫度為900 ℃時(shí)(1#工藝),由于溫度較高,滲層晶粒、馬氏體組織和化合物顆粒較粗大,如圖3(a)、3(b)所示。顯然,組織粗大對性能產(chǎn)生不利影響。德國FAG公司相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)也要求高碳鉻軸承鋼碳氮共滲最高溫度為890 ℃。圖3中其他工藝條件下,基體組織細(xì)小,次表層化合物顆粒細(xì)小、均勻,能滿足組織要求。

表3給出了5種工藝處理后試樣表面洛氏硬度值。除了1#工藝GCr15SiMn鋼試樣表面硬度為68.1 HRC,其余條件下均滿足標(biāo)準(zhǔn)中表面硬度61～66 HRC的要求。

表3 各工藝試樣表面硬度(HRC)

不同工藝GCr15鋼試樣顯微硬度分布曲線見圖4。從圖4可知,碳氮共滲處理后,試樣表面顯微硬度明顯提高,最高可達(dá)869.1 HV。在距離表面2 mm的位置基本達(dá)到心部基體硬度,故所有工藝總硬化層深度為2.0 mm。滲層中硬度變化也反映出碳、氮濃度的變化,所以所有工藝碳氮共滲層深度為2.0 mm。在本實(shí)驗(yàn)碳氮共滲工藝中,由于強(qiáng)滲階段和擴(kuò)散階段溫度和時(shí)間的配合設(shè)計(jì),使得所有工藝硬化層內(nèi)硬度下降梯度比較一致,且梯度較小。

圖4 不同工藝GCr15鋼試樣顯微硬度分布曲線

從圖4還可以看出,GCr15鋼試樣在各工藝滲層中同一深度位置硬度差別比較大,而心部硬度也略有差異。造成滲層中硬度有差別是多方面的,由于各工藝溫度、碳勢、氨氣流量不同,這些都會(huì)對硬度造成影響。心部硬度差異主要取決于強(qiáng)滲階段及擴(kuò)散階段溫度(淬火溫度)。溫度高,馬氏體碳含量高,硬度大。同時(shí)溫度高,馬氏體針比較大,殘余奧氏體較多,未溶碳化物少,硬度降低。

2.2 碳氮共滲對奧氏體晶粒度的影響

不同工藝碳氮共滲后晶粒度等級見圖5。經(jīng)測量所有試樣心部奧氏體的平均晶粒度為9.0～12.0,滿足標(biāo)準(zhǔn)中經(jīng)碳氮共滲熱處理的套圈和滾動(dòng)體的平均晶粒度應(yīng)為8級或更細(xì)的要求。

(a) 1#工藝 GCr15 (9.0級晶粒度)

鋼在加熱過程中,隨著溫度的升高和保溫時(shí)間的延長,晶粒有自發(fā)長大的傾向,其中溫度對晶粒的影響更大,在某一溫度下,隨時(shí)間的延長晶粒大小趨于穩(wěn)定。雖然含Mn鋼過熱敏感性較大,但在Si的配合下,在本實(shí)驗(yàn)溫度、時(shí)間范圍內(nèi),GCr15SiMn鋼試樣較GCr15鋼試樣心部的平均奧氏體晶粒度等級更大。根據(jù)以上結(jié)果,在800～900 ℃及一定時(shí)間范圍內(nèi)進(jìn)行碳氮共滲化學(xué)熱處理,心部組織不易粗化。

綜合以上結(jié)果,3#工藝共滲溫度和碳勢居中,3#工藝滲層深度、化合物厚度、化合物顆粒大小與2#、4#、5#工藝基本一致,但3#工藝滲層及心部硬度較高。故綜合判斷認(rèn)為3#工藝是5種工藝中相對較好的一種。

3 碳氮共滲層成分、相組成及性能分析

3.1 碳氮共滲層碳、氮成分分布

對GCr15SiMn鋼試樣經(jīng)3#工藝處理后的碳氮共滲層進(jìn)行碳、氮成分分布檢測,成分變化曲線見圖6。從圖6可知,碳氮共滲后,試樣表面碳含量達(dá)到1.88 %。這與控制碳勢差別較大,原因可能是在實(shí)際熱處理時(shí),碳勢的控制不穩(wěn)定,導(dǎo)致試樣表面碳含量偏高。在測量范圍內(nèi),距離表面1.2 mm處,碳含量接近基體水平,但從圖4硬度分布看,碳的滲入深度接近2 mm。試樣表面氮含量為0.677 %,在距離表面0.6 mm處含量為0.081 %。如此可知,氮滲入深度應(yīng)在0.6～0.7 mm。

圖6 碳氮共滲層碳、氮成分變化曲線

3.2 碳氮共滲層相組成

圖7為GCr15SiMn鋼試樣在3#工藝碳氮共滲基礎(chǔ)上,冷處理和未冷處理試樣距離表面0.1 mm處的XRD譜。從圖7可知,碳氮共滲相組成為馬氏體、殘余奧氏體,未反映出化合物相。碳氮共滲+冷處理和未冷處理的試樣物相不改變,但冷處理會(huì)減小殘余奧氏體相的量。經(jīng)計(jì)算,經(jīng)冷處理試樣殘余奧氏體量為12.5 %,未冷處理的殘余奧氏體量為22.1 %,冷處理有效降低了殘余奧氏體的含量。殘余奧氏體是鋼中比容最小的亞穩(wěn)相, 分解后造成鋼制零件尺寸變化,所以對尺寸精度要求比較高的軸承零件需要用冷處理來降低殘余奧氏體含量。

圖7 GCr15SiMn鋼試樣碳氮共滲層XRD譜

3.3 冷處理對硬度的影響

GCr15SiMn鋼試樣經(jīng)3#工藝加冷處理后的表面洛氏硬度為66.1 HRC,未冷處理的表面硬度為64.5 HRC,冷處理后硬度提升了1.6 HRC。GCr15SiMn鋼試樣顯微硬度分布曲線見圖8。從圖8可知,冷處理有效提高了碳氮共滲層及心部的硬度,這能提高抗疲勞磨損和磨粒磨損的能力[22]。冷處理提高淬火、回火鋼硬度機(jī)理是多方面的,如冷處理促進(jìn)殘余奧氏體向馬氏體進(jìn)一步轉(zhuǎn)變,使馬氏體細(xì)化及均勻化,促進(jìn)更細(xì)小、彌散碳化物析出,增加位錯(cuò)密度及表面殘余壓應(yīng)力等[23-24]。

圖8 GCr15SiMn鋼試樣顯微硬度分布曲線

4 結(jié)論

(1)在本文實(shí)驗(yàn)工藝范圍內(nèi),GCr15和GCr15SiMn鋼試樣經(jīng)過碳氮共滲處理后可獲得0.32～0.40 mm的碳氮化物層,碳氮共滲總硬化層深度約2.0 mm。

(2)碳氮共滲溫度控制在820 ℃,碳勢控制在1.18 %,進(jìn)行油冷以及180 ℃低溫回火后鋼試樣組織及性能較好。各工藝下GCr15和GCr15SiMn鋼試樣心部晶粒度等級均高于8級晶粒度。

(3)在碳氮共滲處理工藝中增加冷處理后,GCr15SiMn鋼試樣表面硬度從64.5 HRC提高至66.1 HRC,提高了1.6 HRC。距離試樣表面0.1 mm處殘余奧氏體量:經(jīng)冷處理試樣殘余奧氏體量為12.5 %,未冷處理的殘余奧氏體量為22.1 %。冷處理有效降低了表面的殘余奧氏體含量。