宋華華，劉匯河，李付偉，仵永剛，楊爭

(洛陽LYC軸承有限公司，河南 洛陽 471039)

目前，國內(nèi)不銹軸承鋼材料主要為9Cr18，9Cr18Mo高碳鉻不銹鋼，由于這2種鋼具有較高的含碳量和含鉻量，加工過程中會產(chǎn)生大塊狀的共晶碳化物。由于其碳化物分布不均勻，大部分在晶界上析出且無法在熱處理過程中消除，這種組織對軸承套圈的磨削和超精工序均會產(chǎn)生不利的影響。當(dāng)軸承承受較大載荷時，易在共晶碳化物處造成應(yīng)力集中而產(chǎn)生疲勞裂紋源，從而導(dǎo)致軸承使用性能和接觸疲勞壽命受到損害。對此國內(nèi)外相關(guān)研究人員均進行了大量的研究，先后開發(fā)了不同類型的含氮不銹軸承鋼，該類材料中均勻分布著氮和碳形成的細(xì)小粒狀碳氮化合物，類似于高碳鉻軸承鋼的球化退火組織，但沒有高碳鉻不銹鋼中粗大的共晶碳化物和針片狀共晶碳化物。

國內(nèi)開發(fā)的40Cr15Mo2VN含氮不銹軸承鋼就是其中之一，但國內(nèi)關(guān)于該鋼種的研究和報道較少。由于40Cr15Mo2VN含氮不銹軸承鋼合金元素含量高，鍛造加熱溫度范圍窄，加工難度大，極易出現(xiàn)由于鍛造溫度過高及保溫時間過長造成的鍛造組織粗大，甚至產(chǎn)生孿晶碳化物組織。下文主要分析40Cr15Mo2VN鍛造過程中出現(xiàn)的孿晶碳化物及其對斷口形貌的影響。

1 試驗

1.1 試驗材料

試驗材料為40Cr15Mo2VN軸承鋼，采用雙真空方法冶煉，化學(xué)成分見表1。其中氮元素采用氧氮分析儀測定，其余元素則采用直讀光譜法測定，按照AMS 5925A—2006標(biāo)準(zhǔn)進行評定。

表1 40Cr15Mo2VN鋼化學(xué)成分 w,%

該材料經(jīng)過鍛造退火后進行熱處理，分別取鍛造退火和熱處理后的試樣進行顯微組織觀察；取鍛造退火后正常和發(fā)現(xiàn)孿晶碳化物的淬火試樣進行人工打斷，獲取斷口。

1.2 試驗方法

正常試樣采用1 100 ℃進行鍛造，孿晶試樣采用1 250 ℃鍛造。鍛造后的套圈采用真空淬火爐進行淬火，用冷凍機進行冷處理，用真空回火爐進行回火。熱處理工藝為：1 049 ℃×30 min淬火+ -73 ℃×120 min冷處理+177 ℃×60 min回火。

采用日本OLYMPUS倒置式金相顯微鏡及圖像分析系統(tǒng)觀察鍛造退火及淬火后的試樣組織，采用掃描電子顯微鏡觀察斷口形貌。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 鍛造退火后的孿晶碳化物組織

40Cr15Mo2VN含氮不銹軸承鋼經(jīng)過鍛造退火后的正常組織應(yīng)由均勻的球狀、細(xì)粒狀珠光體及少量的一次碳化物和鐵素體組成，如圖1a所示。含氮不銹軸承鋼經(jīng)過長時間高溫加熱后，形成的組織晶粒粗大，晶界清晰，每個晶粒內(nèi)均存在有一條或多條平行分布的孿晶碳化物，每條孿晶碳化物幾乎貫穿整個晶粒，其形貌如圖1b所示，經(jīng)測量，孿晶碳化物長度約為50～150 μm。

圖1 鍛造退火組織照片

2.2 淬回火后的孿晶碳化物組織

將鍛造退火后存在孿晶碳化物的40Cr15Mo2VN含氮不銹軸承鋼按照試驗方法中的淬、回火工藝進行處理，其顯微組織如圖2所示。由圖可以看出，孿晶碳化物在淬回火后仍然存在，說明鍛造退火產(chǎn)生的孿晶碳化物在后續(xù)的淬回火過程中不能消除。

圖2 淬、回火組織照片

2.3 孿晶碳化物組織對力學(xué)性能的影響

2.3.1 孿晶碳化物組織對斷口形貌的影響

由于試樣和產(chǎn)品的尺寸均較小，無法制成沖擊試樣進行沖擊韌性測試，故通過人工打斷試樣，觀察其斷口形貌。通過對比含氮不銹軸承鋼無孿晶碳化物和存在孿晶碳化物的人工斷口形貌，判斷孿晶碳化物對其性能的影響。

無孿晶碳化物存在時含氮不銹軸承鋼斷口宏觀上無明顯的塑性變形，斷口平整，具有脆性斷裂的特征。斷口掃描電子顯微形貌如圖3所示，為典型的準(zhǔn)解理斷口，準(zhǔn)解理面上有短而不連續(xù)的河流花樣形貌，準(zhǔn)解理面周圍有撕裂棱，其微觀形貌為韌窩。

圖3 無孿晶碳化物的斷口形貌

有孿晶碳化物存在時含氮不銹軸承鋼的斷口微觀形貌如圖4所示。由圖可以看出，在準(zhǔn)解理面上除了有河流花樣外，斷口還出現(xiàn)了類似解理斷裂中的“舌狀”花樣，同時斷口還有撕裂棱和韌窩出現(xiàn)，“舌狀”花樣的長度約為50～150 μm，并且呈平行方式排列，該“舌狀”花樣長度和排列方式與光學(xué)顯微組織中的碳化物孿晶組織相吻合，說明“舌狀”花樣是由于顯微組織中存在孿晶碳化物造成的。在斷裂過程中，材料沿準(zhǔn)解理面斷裂過程中，遇到組織中的孿晶碳化物時解理表面將發(fā)生傾斜，并沿著孿晶面繼續(xù)向前擴展，直至斷裂。所以有孿晶碳化物存在時的斷裂模式已經(jīng)由準(zhǔn)解理斷裂轉(zhuǎn)化為部分解理斷裂，增加了材料的脆性，屬于缺陷組織[1-2]。含有這種組織的材料用于軸承零件中會造成軸承的早期失效，甚至導(dǎo)致無任何前期征兆的斷裂失效，所以在軸承加工過程中，應(yīng)避免孿晶碳化物組織的出現(xiàn)[3]。

圖4 有孿晶碳化物的斷口形貌

2.3.2 孿晶碳化物組織對硬度的影響

無孿晶碳化物和有孿晶碳化物組織存在時試樣的硬度見表2。由表中數(shù)據(jù)可知，孿晶碳化物組織對退火后的硬度無明顯影響，但有孿晶碳化物的試樣淬回火后的硬度比無孿晶碳化物試樣的低1.5 HRC左右。

表2 孿晶碳化物對試樣硬度的影響

3 結(jié)論及解決辦法

(1)鍛造過程中產(chǎn)生的孿晶碳化物組織在后續(xù)的淬回火過程中不能消除。

(2)鍛造過程中產(chǎn)生的孿晶碳化物組織使斷裂模式發(fā)生改變，材料的脆性增加，屬于缺陷組織。

(3)孿晶碳化物組織對試樣退火后的硬度基本無影響，而使淬、回火后試樣的硬度降低1.5 HRC左右。

鍛造退火后出現(xiàn)的孿晶碳化物組織通常可采用正火工藝消除，具體工藝方法將在后續(xù)的工作中進行探討。