李輝，尹甜甜，劉勇

(1. 開(kāi)封大學(xué) 機(jī)械與汽車(chē)工程學(xué)院，河南 開(kāi)封 475004；2. 河南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，河南 洛陽(yáng) 471023)

GCr15為過(guò)共析高碳鉻軸承鋼，隨著裝備制造業(yè)的發(fā)展，對(duì)其綜合力學(xué)性能要求越來(lái)越高，現(xiàn)有許多與其相關(guān)的研究探討。文獻(xiàn)[1]通過(guò)雙細(xì)化工藝，將GCr15鋼的彎曲強(qiáng)度提升29.7%、沖擊韌性提升100%、耐磨性提升35%；文獻(xiàn)[2]對(duì)GCr15鋼進(jìn)行不同等溫淬火試驗(yàn)后得到馬氏體和下貝氏體的復(fù)相組織，沖擊韌性、抗彎強(qiáng)度和撓度都有提升；文獻(xiàn)[3-4]均表明深冷處理(Deep Cryogenic Treatment, DCT)后，材料的沖擊韌性有所下降。但對(duì)GCr15鋼經(jīng)深冷處理后性能的全面影響研究還較少。因此，對(duì)GCr15鋼經(jīng)不同深冷處理時(shí)間后的微觀組織、殘余奧氏體含量、力學(xué)性能及磨損性能的變化進(jìn)行了較為全面的研究，以期為生產(chǎn)實(shí)際提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用GCr15鋼的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))見(jiàn)表1。

表1 試樣化學(xué)成分 w,%

先對(duì)原材料進(jìn)行等溫球化退火預(yù)處理：790 ℃×5 h后爐冷至300 ℃以下出爐空冷。再對(duì)加工后的試樣進(jìn)行淬火處理：820 ℃×20 min，油冷。淬火后的試樣隨機(jī)分為4批：其中1批直接低溫回火處理，另外3批在淬火冷卻后10 min內(nèi)浸入液氮中，浸泡1～6 h后取出，待升溫至室溫后進(jìn)行低溫回火處理。低溫回火工藝均為160 ℃×1.5 h。

用OLYMPUS PGM3型光學(xué)金相顯微鏡觀察分析微觀組織形貌。在HRD-150洛氏硬度計(jì)上測(cè)量試樣硬度。利用JBN-300B型擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行200 N,120°的沖擊試驗(yàn)，測(cè)定不同處理?xiàng)l件下沖擊功Aku。隨機(jī)選取相同狀態(tài)的2個(gè)試樣在MM200試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行磨損試驗(yàn)：先預(yù)磨1 min，稱(chēng)重記為W1,再進(jìn)行20 min磨損后稱(chēng)重，記作W20+1；磨損失重ΔW=W1-W20+1，取平均值,磨損失重變化率為(ΔW未深冷處理-ΔW深冷處理)/ΔW未深冷處理×100%。在JSM JEOL-5610 LV掃描電鏡上對(duì)磨損形貌進(jìn)行觀察和分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 金相組織

經(jīng)不同熱處理后,GCr15鋼的微觀組織形貌如圖1所示，金相顯微鏡下觀察無(wú)明顯區(qū)別。

圖1 不同狀態(tài)下的GCr15鋼經(jīng)160 ℃×1.5 h回火后的顯微組織

淬火后GCr15鋼在深冷處理過(guò)程中馬氏體體積收縮，F(xiàn)e原子的晶格常數(shù)變小、C原子的固溶度降低，使C原子析出，馬氏體過(guò)飽和度下降[5]。由于C原子擴(kuò)散遷移能力較弱，擴(kuò)散距離更短，因而在馬氏體板條邊界、板條內(nèi)和原奧氏體晶界處會(huì)析出更加細(xì)小、彌散的碳化物微粒[6-7]，碳化物體積分?jǐn)?shù)也明顯增大,同時(shí)深冷處理后殘余奧氏體分解為細(xì)小的馬氏體。相變強(qiáng)化與析出強(qiáng)化共同作用，可以明顯提高鋼的硬度、強(qiáng)度以及其他力學(xué)性能。

2.2 殘余奧氏體含量測(cè)定

從微觀組織形貌中可以觀察到殘余奧氏體的含量隨著深冷處理時(shí)間的延長(zhǎng)而減少，為具體量化殘余奧氏體含量的變化，利用X射線衍射法測(cè)定了不同狀態(tài)下試樣中殘余奧氏體含量，如圖2所示。

圖2 不同狀態(tài)下GCr15鋼X射線衍射圖譜

根據(jù)GB/T 8362—1987《鋼中殘余奧氏體定量測(cè)定X射線衍射儀法》，試樣中殘余奧氏體含量為[8]

(1)

式中：FC為碳化物相總量的體積分?jǐn)?shù)；IM(hkl)為馬氏體晶面衍射線累積強(qiáng)度；IA(hkl)為奧氏體晶面衍射線累積強(qiáng)度；G為因子比，即奧氏體晶面與馬氏體晶面所對(duì)應(yīng)的強(qiáng)度。

由計(jì)算結(jié)果可知，未深冷處理試樣中殘余奧氏體含量為11.2%，而經(jīng)6 h深冷處理后其值為1.7%，降幅高達(dá)84.8%。深冷處理過(guò)程中，殘余奧氏體繼續(xù)發(fā)生馬氏體相變，其含量大幅下降但未完全消除，原因是GCr15鋼淬火組織中大量殘余奧氏體向馬氏體的組織轉(zhuǎn)變，馬氏體體積膨脹，對(duì)未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體產(chǎn)生壓應(yīng)力，使其轉(zhuǎn)變無(wú)法徹底完成[9]。

2.3 力學(xué)性能測(cè)試

不同熱處理工藝下GCr15鋼的力學(xué)性能和磨損失重試驗(yàn)結(jié)果分別見(jiàn)表2和表3。

由表2可知，隨著深冷時(shí)間的延長(zhǎng)，硬度呈緩慢上升趨勢(shì)，深冷6 h與未作深冷處理的試樣相比，硬度升高1.6 HRC，沖擊功下降0.5 J。這是由于經(jīng)過(guò)深冷處理后，GCr15鋼組織中的殘余奧氏體明顯減少，馬氏體組織含量增多,其晶格畸變程度降低，晶格常數(shù)變小，馬氏體組織平均晶粒尺寸降低，并且伴隨有較多的均勻細(xì)小的硬質(zhì)碳化物顆粒在馬氏體基體上彌散析出[10]，產(chǎn)生析出強(qiáng)化效應(yīng)，提高了鋼的硬度。殘余奧氏體組織向馬氏體轉(zhuǎn)變,降低了對(duì)沖擊功的吸收[11]。

表2 不同深冷處理后試樣的力學(xué)性能

表3 不同狀態(tài)下試樣的磨損失重

由表3可知，深冷處理后試樣耐磨性能明顯提高，且隨深冷處理時(shí)間延長(zhǎng)而逐漸增高。試驗(yàn)中，GCr15鋼強(qiáng)化方式有相變強(qiáng)化和析出強(qiáng)化。深冷處理時(shí)，殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，馬氏體基體中過(guò)飽和C原子二次析出，即相變強(qiáng)化和析出強(qiáng)化共同作用，提高了鋼的硬度和耐磨性能。同時(shí)，經(jīng)深冷處理后的試樣與未經(jīng)深冷處理的相比，碳化物體積分?jǐn)?shù)明顯增加及大量細(xì)小碳化物析出，同樣可提高鋼的耐磨性。

摩擦磨損試樣的微觀形貌如圖3所示。由圖可以看出，各試樣磨損表面均存在許多魚(yú)鱗狀薄片，由小型犁溝、麻點(diǎn)和剝落組成，其磨損機(jī)制主要為粘著磨損、磨粒磨損與氧化磨損。

粘著磨損是在滑動(dòng)摩擦條件下，摩擦副相對(duì)滑動(dòng)速度較小時(shí)發(fā)生的。深冷處理時(shí)，由于殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變而產(chǎn)生新的內(nèi)應(yīng)力，會(huì)增大顯微裂紋的產(chǎn)生幾率，內(nèi)部顯微裂紋擴(kuò)展至材料表面導(dǎo)致材料發(fā)生剝落。由于試樣是在空氣中干摩擦，摩擦副表面無(wú)氧化膜，且單位法向載荷較大，在磨損過(guò)程中配對(duì)摩擦副與被磨試樣組成的摩擦副會(huì)產(chǎn)生大量摩擦熱，使相對(duì)摩擦表面發(fā)生焊合并在相互運(yùn)動(dòng)過(guò)程中產(chǎn)生撕裂，從而形成材料轉(zhuǎn)移，即粘著磨損。在隨后磨損過(guò)程中，粘著物脫落形成磨屑，產(chǎn)生磨削作用[12]。

圖3 不同狀態(tài)下GCr15鋼經(jīng)160 ℃×1.5 h回火后的表面磨損形貌

此外，由于在磨損過(guò)程中摩擦副相互作用使隆脊發(fā)生破碎，在表面會(huì)先形成裂紋，隨后又以碎屑形式剝落形成磨粒，產(chǎn)生磨粒磨損，其主要特征表現(xiàn)為犁溝及表面擦傷(圖3a～圖3c)。材料在摩擦過(guò)程中，摩擦熱還會(huì)導(dǎo)致材料表面產(chǎn)生氧化磨損。

隨著深冷處理時(shí)間延長(zhǎng)，摩擦磨損表面的犁溝變得更加淺且窄。圖3d中犁溝邊緣比較平滑，犁溝較長(zhǎng)且連續(xù)并具有比較窄小的隆脊，說(shuō)明深冷處理6 h具有更好的耐磨性能。

3 結(jié)論

1)深冷處理可提高GCr15鋼的硬度，但沖擊韌性小幅下降。

2)深冷處理過(guò)程中GCr15鋼中的殘余奧氏體轉(zhuǎn)化為馬氏體，深冷處理6 h后殘余奧氏體含量大幅下降。

3)經(jīng)深冷處理后，GCr15鋼的耐磨性能明顯提高。