，，，，

(1.上海大學(xué)材料工程與科學(xué)學(xué)院，省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200072；2.上海天安軸承有限公司，上海 200233)

0 引 言

不銹軸承鋼通常用于制造在腐蝕環(huán)境下工作的軸承[1-2]。傳統(tǒng)9Cr18不銹軸承鋼具有較高的硬度(58 HRC以上)、良好的耐磨性和耐蝕性，但該鋼中碳、鉻含量高，易形成大塊的共晶碳化物，導(dǎo)致其強(qiáng)韌性降低。SV30(即德國(guó)Cronidur30)鋼是一種新型高氮馬氏體不銹軸承鋼，由于在其成分中添加了一定量的氮并適當(dāng)降低了碳含量，因此避免了大塊共晶碳化物的產(chǎn)生。同時(shí)，氮還起到了固溶強(qiáng)化的作用，使該鋼的硬度達(dá)到了60 HRC。此外，SV30軸承鋼還具有優(yōu)良的耐腐蝕性和較高的韌性，目前已被廣泛應(yīng)用于航天和航空等領(lǐng)域[3-4]。

已有研究[5-6]指出，碳、氮等合金元素會(huì)在高合金鋼中形成彌散分布的M23C6型碳化物及M2N型氮化物[7-8]，這些碳化物和氮化物顆粒將在奧氏體化過程中溶解。奧氏體化條件決定了鋼中奧氏體的穩(wěn)定性，且直接影響到淬火過程中的馬氏體相變，以及淬火組織的組成和性能，并對(duì)服役性能產(chǎn)生決定性影響[9-11]。然而，有關(guān)奧氏體化條件對(duì)高氮SV30軸承鋼中碳化物和氮化物的溶解及淬火相變過程的影響研究，目前尚未見公開的報(bào)道。

為此，作者以德國(guó)進(jìn)口的高質(zhì)量高氮SV30軸承鋼為研究對(duì)象，利用DIL805A型高精度熱膨脹儀進(jìn)行了不同條件下的淬火試驗(yàn)，通過顯微組織觀察、電解分離萃取分析以及熱力學(xué)計(jì)算等方法，研究了該鋼在奧氏體化時(shí)碳、氮化物的溶解過程及其淬火相變特性。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料取自φ16 mm的退火態(tài)高氮SV30軸承鋼棒，該軸承鋼由德國(guó)埃森能源技術(shù)有限公司提供，其主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為0.33C，14.90Cr，0.98Mo，0.60Si，0.43Mn，0.21Ni，0.39N。

用電火花線切割從SV30軸承鋼棒上加工出若干尺寸為10 mm×5 mm×2 mm的試樣，磨去表面熱影響層，在其中部焊接上熱電偶后，置于DIL805A型高精度熱膨脹儀中進(jìn)行2組淬火處理：A組試驗(yàn)研究淬火溫度對(duì)淬火相變的影響，在真空環(huán)境下將試樣以10 ℃·s-1的速率分別加熱至990，1 010，1 030，1 050，1 070 ℃，保溫10 min，再吹氮?dú)庖?0 ℃·s-1的速率冷至室溫；B組試驗(yàn)研究保溫時(shí)間對(duì)淬火相變的影響，在真空環(huán)境下將試樣以10 ℃·s-1的速率加熱到1 030 ℃，分別保溫0，3，10，30，100 min，再吹氮?dú)庖?0 ℃·s-1的速率冷至室溫。在試驗(yàn)過程中，儀器自動(dòng)記錄試樣的溫度和膨脹量隨時(shí)間的變化，用軟件對(duì)數(shù)據(jù)進(jìn)行處理，得到SV30軸承鋼的膨脹曲線。

淬火處理后的試樣經(jīng)機(jī)械研磨、拋光，用苦味酸乙醇溶液腐蝕8 min后制成金相試樣，使用尼康LV150型正立式光學(xué)顯微鏡(OM)觀察顯微組織；利用Zeiss Supra-40型掃描電鏡(SEM)觀察試樣中的未溶第二相，并和退火態(tài)試樣中的進(jìn)行對(duì)比分析，利用附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行成分分析；使用69-1型布洛維氏硬度計(jì)測(cè)試樣的洛氏硬度；用X-350A型X射線應(yīng)力儀測(cè)殘余奧氏體含量，采用銅靶，掃描角度為123.5°～131.5°，電流5 mA，電壓20 V。

使用Mastersizer 2000型激光粒度儀對(duì)退火態(tài)和在1 030 ℃保溫10 min，1 070 ℃保溫10 min淬火后試樣中萃取的第二相進(jìn)行粒度分析，第二相的萃取方法為：將試樣加工成尺寸為φ10 mm×70 mm的圓棒，作為陽極浸入電解液中，以銅電極為陰極進(jìn)行電解萃取分離試驗(yàn)，電解液為375 mL水+120 mL濃鹽酸+16 g檸檬酸顆?；旌先芤海愣妷簽?5 V，萃取時(shí)間為8 h；電解結(jié)束后，用微孔濾膜(孔徑0.2 μm)收集電解殘?jiān)?，清洗干凈后在烘干箱?nèi)于80 ℃保溫12 h烘干，用天平稱取第二相的質(zhì)量。通過18KW D/MAX2500V+/PC型X射線衍射儀(XRD)對(duì)析出相進(jìn)行物相分析，采用銅靶，掃描范圍為20°～100°，掃描速率為8(°)·min-1。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 Ms的變化

由圖1確定了不同溫度和不同保溫時(shí)間淬火處理時(shí)試驗(yàn)鋼的馬氏體相變開始溫度Ms，結(jié)果如圖2所示。由圖2可以看出：當(dāng)淬火溫度從990 ℃升高到1 070 ℃時(shí)，試樣的Ms從207 ℃逐步降低到73 ℃左右，這是因?yàn)殡S著淬火溫度的升高，氮等合金元素溶入量增多，奧氏體變得穩(wěn)定；隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣的Ms從282 ℃快速下降到143 ℃后，其下降趨勢(shì)變緩，當(dāng)保溫時(shí)間超過10 min后，延長(zhǎng)時(shí)間對(duì)奧氏體穩(wěn)定化的影響比較小，Ms點(diǎn)下降更加緩慢，這說明在1 030 ℃保溫10 min后，合金元素已大部分溶入，奧氏體非常穩(wěn)定；在1 050 ℃保溫10 min時(shí)的Ms為85 ℃，比在1 030 ℃保溫100 min時(shí)的(100 ℃)低，說明在1 050 ℃保溫10 min淬火時(shí)奧氏體化的穩(wěn)定化程度更高。

2.2 顯微組織

由圖3可以看出：試驗(yàn)鋼的原始組織由珠光體和未溶第二相組成，經(jīng)1 030 ℃保溫10 min淬火處理后，其顯微組織為馬氏體和未溶的第二相，且由于氮等強(qiáng)穩(wěn)定奧氏體合金元素的大量存在，試驗(yàn)鋼中還存在殘余奧氏體；當(dāng)淬火溫度升高至1 070 ℃后，馬氏體變得粗大，第二相大量減少。

由圖4(a)可知，試驗(yàn)鋼的原始組織中存在很多細(xì)小彌散的第二相，部分第二相呈顆粒狀，顏色白亮，多數(shù)尺寸在0.5 μm以下,還有部分第二相呈不規(guī)則塊狀，顏色較為暗淡，且尺寸略大于0.5 μm。由表2可知：小顆粒狀第二相(位置A)中的氮元素含量相對(duì)較高，大顆粒狀第二相(位置B)中的碳元素含量相對(duì)較高，而C位置上鐵元素含量最高。初步判斷A，B，C處分別為氮化物、碳化物和基體。

圖1 淬火溫度與保溫時(shí)間對(duì)試驗(yàn)鋼熱膨脹曲線的影響Fig.1 Effects of quenching temperature (a) and holding time (b) on thermal expansion curve of tested steel

圖2 試驗(yàn)鋼的Ms隨淬火溫度和保溫時(shí)間的變化曲線Fig.2 Variation curves of Ms vs quenching temperature (a) and holding time (b) of tested steel

圖3 不同溫度保溫10 min淬火前后試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.3 Microstructures of tested steel before (a) and after (b-c) quenching at different temperatures for 10 min

由圖4(b)～圖4(d)可以看出：隨著淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼中的碳化物和氮化物逐漸減少，經(jīng)1 070 ℃保溫10 min淬火處理后，組織中基本看不到大顆粒狀碳化物，只剩下些小顆粒狀的氮化物。

由圖4(c)，(e)，(f)可以看出，當(dāng)淬火溫度為1 030 ℃時(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼中的碳化物和氮化物逐漸溶解。對(duì)比圖4(a)，(c)，(d)，(f)發(fā)現(xiàn)，1 070 ℃下保溫10 min淬火后，試驗(yàn)鋼中幾乎看不到大顆粒狀碳化物，而1 030 ℃下保溫10 min時(shí)，仍存在大量碳化物，即使延長(zhǎng)保溫時(shí)間至100 min，碳化物和氮化物仍未完全溶解。這說明淬火溫度越高，碳化物溶解得越快；碳化物一般先于氮化物溶解，且在一定的溫度保溫一定時(shí)間后就可以完全溶入奧氏體。

表1 圖4(a)中不同位置的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 EDS analysis results of different positions as shown in Fig.4 (a) (mass) %

圖4 在不同溫度和保溫時(shí)間淬火前后試驗(yàn)鋼的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of tested steel before (a) and after (b-f) quenching at different temperatures for different times

圖5 試驗(yàn)鋼的硬度和殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨淬火溫度和保溫時(shí)間的變化曲線Fig.5 Variation curves of hardness and volume fraction of residual austenite vs quenching temperature (a) and holding time (b) of tested steel

2.3 硬度及殘余奧氏體含量

由圖5(a)可知：在990～1 070 ℃保溫10 min淬火后，試驗(yàn)鋼的硬度隨著淬火溫度的升高先增大后減小，當(dāng)溫度達(dá)到1 030 ℃時(shí)，硬度最大，為59 HRC；在1 010～1 030 ℃保溫10 min淬火后，試驗(yàn)鋼的硬度均在58 HRC以上；當(dāng)溫度由990 ℃升高至1 070 ℃時(shí)，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)由16.8%增加到51.2%，其中，淬火溫度從1 030 ℃升高到1 070 ℃時(shí)，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增加幅度較大。

由圖5(b)可知：在1 030 ℃保溫不同時(shí)間淬火后，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的硬度先增后降，在保溫10 min時(shí)達(dá)到最大，為59 HRC；保溫時(shí)間由0 min延長(zhǎng)至100 min后，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)從8.2%增加到35.4%，保溫時(shí)間由30 min延長(zhǎng)到100 min時(shí)，殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增加幅度較大，為10%左右。殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)的增加使鋼的硬度降低。

在1 010～1 030 ℃下淬火后，高氮SV30軸承鋼的硬度均達(dá)到58 HRC以上，滿足軸承鋼的使用要求。對(duì)于高合金鋼來說，殘余奧氏體含量(體積分?jǐn)?shù)，下同)處在30%以下是比較合理的。在990～1 030 ℃范圍內(nèi)淬火后，試驗(yàn)鋼中的殘余奧氏體含量在15%～30%之間，處于合理范圍；但在1 030 ℃以上溫度淬火時(shí)，奧氏體穩(wěn)定性較高，殘余奧氏體含量在40%以上，較高含量的殘余奧氏體導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的硬度明顯下降。含氮奧氏體的穩(wěn)定性較高，采用深冷和回火熱處理難以消除，且較高的殘余奧氏體含量對(duì)鋼的組織和性能不利，因此SV30軸承鋼在1 010～1 030 ℃范圍內(nèi)淬火比較合理。

奧氏體化保溫時(shí)間在0～30 min時(shí)，試驗(yàn)鋼中殘余奧氏體含量在30%以下，然而較短的保溫時(shí)間導(dǎo)致奧氏體化不充分，合金元素溶入較少，鋼的硬度相對(duì)較低。當(dāng)保溫時(shí)間由30 min延長(zhǎng)到100 min時(shí)，殘余奧氏體含量增加到40%左右，鋼的硬度又有所下降。綜合考慮，SV30軸承鋼在奧氏體化過程中保溫10～30 min較為合理。因此選擇淬火溫度為1 010～1 030 ℃，保溫時(shí)間為10～30 min，在此條件下淬火后，試驗(yàn)鋼的硬度達(dá)到58 HRC以上，殘余奧氏體含量在25%左右。

2.4 第二相尺寸與物相組成

采用電解分離萃取得到淬火前、1 030 ℃保溫10 min淬火后、1 070 ℃保溫10 min淬火后試樣中未溶第二相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別約為8.4%，3.85%，0.53%。

由圖6可以看出：上述3種條件下試驗(yàn)鋼中第二相尺寸主要在0.2～1.0 μm之間；在1 030 ℃保溫10 min淬火后，試樣中第二相尺寸主要集中在0.4～0.8 μm之間，結(jié)合圖4分析可知，第二相大顆粒基本溶入基體，剩下部分小顆粒分布在基體上；在1 070 ℃保溫10 min淬火后，第二相尺寸集中在0.4～0.6 μm，顆粒較細(xì)小，碳化物基本溶入奧氏體中，鋼中剩下質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.3%左右的氮化物。

圖6 在不同溫度保溫10 min淬火前后試驗(yàn)鋼中第二相尺寸分布Fig.6 Second phase size distribution of tested steel before and after quenching at different temperatures for 10 min

由圖7可以看出：試驗(yàn)鋼原始組織第二相中的氮化物為(CrFe)2N1-x，碳化物類型為M23C6；在1 030 ℃保溫10 min淬火后，未溶第二相仍為(CrFe)2N1-x+M23C6，氮化物和碳化物均部分溶入奧氏體中；在1 070 ℃淬火時(shí)，未溶第二相主要為Cr2N1-x型氮化物，碳化物完全溶入到基體中，氮化物部分溶解。

圖7 在不同溫度保溫10 min淬火前后試驗(yàn)鋼中第二相的XRD譜Fig.7 XRD patterns of second phases in tested steel before and after quenching at different temperatures for 10 min

由圖8可以看出：隨著淬火溫度的升高，試驗(yàn)鋼的膨脹量增大，說明碳化物和氮化物溶解得越來越快；在1 030 ℃淬火時(shí)，試驗(yàn)鋼的膨脹量隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)呈下降趨勢(shì)，而在1 050 ℃淬火時(shí)，膨脹量并沒有明顯的下降，這是因?yàn)榈锏拿芏容^大，其溶解產(chǎn)生的體積效應(yīng)大，產(chǎn)生的膨脹量也較大。在體積效應(yīng)和蠕變的共同作用下，試驗(yàn)鋼的膨脹量沒有明顯下降。由此可見，在1 050 ℃或高于此溫度淬火時(shí)，試驗(yàn)鋼中的氮化物才開始發(fā)生大量溶解。

圖8 在不同溫度保溫10 min過程中試驗(yàn)鋼的膨脹量Fig.8 Expansion amount of tested steel during the process of holding at different temperatures for 10 min

3 結(jié) 論

(1) 在990～1 070 ℃保溫10 min淬火時(shí)，試驗(yàn)鋼的Ms隨著溫度升高快速下降，在1 030 ℃保溫不同時(shí)間(0～100 min)淬火時(shí)，Ms隨保溫時(shí)間延長(zhǎng)先快速下降后下降趨勢(shì)變緩。

(2) 在1 010～1 030 ℃保溫10～30 min淬火后，試驗(yàn)鋼的硬度達(dá)到58 HRC以上；在1 030～1 070 ℃淬火后，碳、氮等元素的大量溶入能提高奧氏體的穩(wěn)定性，試驗(yàn)鋼中殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為30%～50%。

(3) 當(dāng)淬火溫度由990 ℃升高到1 070 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中的M23C6型碳化物溶解速度變快，而M2N型氮化物溶解緩慢，在1 050 ℃或以上溫度淬火時(shí)，氮化物才能大量溶解；在1 070 ℃保溫10 min時(shí)，碳化物完全溶解，未溶氮化物質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.3%左

右；在1 030 ℃保溫0 min時(shí)，碳化物和氮化物幾乎不溶解，保溫10 min后碳化物和氮化物充分溶解；因此，保溫時(shí)間對(duì)碳化物和氮化物溶解程度的影響不可忽視。

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