許榮昌， 王 毅， 孫宗輝， 李 輝

(1. 山東鋼鐵股份有限公司 山鋼研究院， 山東 濟(jì)南 271100；2. 山東理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 山東 淄博 255000)

軸承被稱為機(jī)械的關(guān)節(jié)，是裝備制造業(yè)的關(guān)鍵基礎(chǔ)件。國際上素有軸承是“工業(yè)的心臟”、軸承工業(yè)是“國民經(jīng)濟(jì)的裝備部”之稱，軸承廣泛應(yīng)用于國民經(jīng)濟(jì)的各個部門[1-3]。軸承鋼的質(zhì)量直接影響到軸承工業(yè)的發(fā)展[4-5]。發(fā)達(dá)國家對于軸承鋼的生產(chǎn)及科研極為重視，其中以瑞典、日本、德國等國表現(xiàn)最為突出。

由于不斷采用新技術(shù)，軸承鋼的氧含量和夾雜物的控制水平越來越高，科技工作者和技術(shù)人員也逐步提高了對軸承鋼微觀組織演變、碳化物狀態(tài)和殘留奧氏體含量等的重視程度[6-8]。碳化物的數(shù)量決定了未轉(zhuǎn)變過冷奧氏體內(nèi)的固溶合金元素含量，從而影響到其冷卻過程的相變行為[9-10]；同時，碳化物的形狀、大小和分布的均勻程度同樣決定了軸承鋼的力學(xué)性能、耐磨損性能和抗疲勞性能[11-12]。

本文對一種含Mo軸承鋼進(jìn)行了系統(tǒng)研究，測試并分析了其冷卻過程的相演變規(guī)律，測試了不同熱處理狀態(tài)的性能并表征了微觀組織構(gòu)成，旨在為軸承鋼性能的進(jìn)一步提升提供技術(shù)支持。

1 試驗材料與方法

試驗鋼經(jīng)ZGJL0.05-100-2.5D真空感應(yīng)爐熔煉后鍛造成150 mm(寬)×20 mm(厚)×350 mm(長)的試樣，所測化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.99C、0.26Si、0.36Mn、0.025P、0.017S、1.52Cr、0.24Mo，余量Fe。鍛造后的試樣經(jīng)機(jī)加工成φ10 mm×15mm后在Gleeble-3500熱模擬試驗機(jī)上測試其動態(tài)CCT曲線，根據(jù)相變規(guī)律制定熱處理工藝并進(jìn)行熱處理。

熱模擬試驗方案：試樣以5 ℃/s的加熱速率升溫至1100 ℃，保溫5 min，隨后按10 ℃/s冷速冷至980 ℃，對試樣施加壓縮應(yīng)力使之變形，變形量為40%，最后分別以0.5、1、2、3、4、5、7、10和15 ℃/s的冷卻速率將試樣冷至室溫。

熱處理試驗方案：①淬火+低溫回火。隨爐升溫至860 ℃，保溫30 min后油淬至室溫，再升溫至160 ℃回火2 h。②貝氏體等溫淬火。隨爐升溫至860 ℃，保溫30 min后快速冷至240 ℃保溫 4 h (鹽浴)，最后油淬至室溫。

在HXD-1000TM型維氏硬度計上測試顯微硬度，加載砝碼1 kg。磨損試驗在ML-100型儀器上進(jìn)行。對不同熱處理工藝處理后的試樣在橫截面1/4處取樣，經(jīng)過磨樣、拋光后用4%硝酸酒精溶液侵蝕，在ZEISS ULTRA 55場發(fā)射掃描電鏡下觀察顯微組織。對不同熱處理后的試樣依據(jù)GB/T 8362—1987《鋼中殘余奧氏體定量測定 X射線衍射儀法》取樣，磨制后，用濃度20%的高氯酸酒精溶液進(jìn)行電解拋光，直至拋光面無劃痕、無氧化黑點(diǎn)為止，拋光電壓15 V，電流1 A，時間15 s。拋光后試樣用TTRⅢ多功能X射線衍射儀進(jìn)行物相分析，并按照GB/T 8362—1987進(jìn)行殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)的測定和計算。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 動態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線

由圖1可知，冷速為0.5 ℃/s時，試驗鋼冷卻后所得組織由先共析二次碳化物和珠光體構(gòu)成；冷速在0.8～3 ℃/s范圍時，得到的室溫組織為先共析二次碳化物、珠光體和馬氏體的復(fù)合組織；冷速≥4 ℃/s時，冷卻過程不再發(fā)生珠光體相變。

圖1 試驗鋼不同冷速下的SEM圖Fig.1 SEM images of the tested steel under different cooling rates(a) 0.5 ℃/s; (b) 3 ℃/s; (c) 4 ℃/s

結(jié)合熱模擬測量曲線和SEM形貌圖，可繪出試驗鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線圖，如圖2所示?？梢钥闯觯咛笺t軸承鋼的連續(xù)冷卻過程中，并沒有出現(xiàn)貝氏體區(qū)域，主要是因為貝氏體組織轉(zhuǎn)變需要較長的孕育期，當(dāng)冷卻速度大時，在貝氏體組織轉(zhuǎn)變區(qū)域停留時間不夠，達(dá)不到轉(zhuǎn)變所需的孕育期；而在相對緩慢的冷速下，過冷奧氏體組織冷卻至貝氏體組織轉(zhuǎn)變區(qū)域之前，全部轉(zhuǎn)變?yōu)橄裙参鎏蓟锖椭楣怏w組織。Mo屬于中強(qiáng)碳化物形成元素，除了能夠抑制珠光體組織轉(zhuǎn)變時碳化物的成核和長大以外，還由于Mo能提高固溶體原子間的親和力，降低Fe的自擴(kuò)散速率，進(jìn)而抑制珠光體組織轉(zhuǎn)變時的γ→α轉(zhuǎn)變，通過這兩個方面，推遲整個珠光體組織轉(zhuǎn)變。

圖2 試驗鋼的動態(tài)CCT曲線Fig.2 Dynamic CCT curves of the tested steel

通過CCT曲線所得出的相變過程的臨界冷卻速率可以得出，在后續(xù)熱處理過程中，冷卻速率必須高于4 ℃/s，避免珠光體轉(zhuǎn)變的發(fā)生；等溫保溫過程中，過冷奧氏體才能最大程度地發(fā)生貝氏體相變。

2.2 熱處理工藝對組織和性能的影響

試驗鋼經(jīng)兩種工藝熱處理后的強(qiáng)度、硬度如圖3所示。淬火+回火處理后的軸承鋼試樣，抗拉強(qiáng)度和維氏硬度分別為1850 MPa和785 HV；而經(jīng)貝氏體等溫淬火處理后的抗拉強(qiáng)度和硬度分別為2160 MPa和735 HV。淬火+回火后的伸長率為5%，而貝氏體等溫淬火后的伸長率達(dá)到了9%。可以看出，淬火+回火處理后的硬度偏高，而貝氏體等溫淬火處理后的抗拉強(qiáng)度明顯高于淬火+回火，高出了310 MPa。兩種熱處理后，軸承鋼的微觀組織結(jié)構(gòu)、相構(gòu)成和所受的內(nèi)應(yīng)力均不同，導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度和硬度不同的變化規(guī)律。淬火+回火時，室溫組織為回火馬氏體+碳化物+殘留奧氏體的復(fù)合組織，試樣表面承受拉應(yīng)力；而貝氏體等溫淬火處理后，室溫組織為貝氏體+碳化物+殘留奧氏體的復(fù)合組織，試樣表面承受壓應(yīng)力。淬火+回火軸承鋼高的表面拉應(yīng)力和淬火過程導(dǎo)致的內(nèi)部微裂紋，是導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度較低的主要原因，而對硬度的影響較小；而貝氏體軸承鋼高的表面壓應(yīng)力和內(nèi)部精細(xì)微觀組織，是形成其高的抗拉強(qiáng)度的主要原因。

圖3 熱處理工藝對試驗鋼力學(xué)性能的影響Fig.3 Effect of heat treatment on mechanical properties of the tested steel

圖4(a，b)為試驗鋼在不同熱處理工藝下斷口表面SEM照片，可以看出，經(jīng)淬火+回火和貝氏體等溫淬火后試樣的拉伸斷口形貌均呈現(xiàn)出孔洞聚合型斷裂，在拉伸應(yīng)力作用下，在夾雜物與基體的界面處，或在晶界塞積大量位錯處出現(xiàn)裂紋源，鄰近裂紋源聚合產(chǎn)生微孔洞，隨著孔洞生長、增殖最后形成斷裂。貝氏體等溫淬火后斷口處的韌窩更為細(xì)小和密集，為貝氏體軸承鋼提供了較高的韌性。圖4(c，d)為不同熱處理后試驗鋼的磨損表面形貌。在載荷作用下部分磨粒嵌入試樣表層，在試樣與砂布的相對滑動過程中，磨損面形成明顯的犁溝。不同熱處理后試樣的磨損性能如圖5所示，可以看出，馬氏體組織的軸承鋼的磨損量略高于貝氏體組織的磨損量，呈現(xiàn)出較弱的耐磨損性能。

圖4 熱處理工藝對試驗鋼拉伸斷口(a, b)和磨損形貌(c, d)的影響(a,c)淬火+低溫回火；(b,d)等溫淬火Fig.4 Effect of heat treatment on tensile fracture(a, b) and worn morphologies(c, d) of the tested steel(a,c) quenching+low temperature tempering; (b,d) austempering

圖5 不同熱處理工藝下試驗鋼的耐磨損性能Fig.5 Wear resistance of the tested steel underdifferent heat treatment

圖6為不同熱處理工藝下試驗鋼的SEM微觀組織圖，可以看出，淬火+低溫回火工藝處理后得到的組織為板條狀回火馬氏體+碳化物+殘留奧氏體，碳化物包括兩相區(qū)加熱過程未溶解的M3C型碳化物和回火過程析出的板條內(nèi)ε碳化物；貝氏體等溫淬火處理后得到的組織為貝氏體+碳化物+少量殘留奧氏體。

圖6 熱處理工藝對試驗鋼微觀組織的影響(a)淬火+低溫回火；(b)等溫淬火Fig.6 Effect of heat treatment on microstructure of the tested steel (a) quenching+low temperature tempering; (b) austempering

圖7為不同熱處理工藝下試驗鋼的XRD物相分析圖，通過計算可以得到，淬火+低溫回火處理后殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)約為12.68%，而貝氏體等溫淬火處理后殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)約為3.88%。具有一定熱穩(wěn)定性的殘留奧氏體含量的降低，為軸承鋼的尺寸穩(wěn)定性提供了一定的保障。

圖7 不同熱處理工藝下試驗鋼的XRD圖譜Fig.7 XRD patterns of the tested steel under different heat treatment

3 結(jié)論

1) Mo元素的添加，推遲了先共析碳化物的析出和珠光體組織轉(zhuǎn)變，當(dāng)冷速≥4 ℃/s時冷卻過程只發(fā)生馬氏體相變。

2) 淬火+低溫回火后的軸承鋼試樣，抗拉強(qiáng)度和維氏硬度分別為1850 MPa和785 HV；而經(jīng)貝氏體等溫淬火后分別達(dá)到2160 MPa和735 HV。貝氏體等溫淬火后，室溫組織為貝氏體+碳化物+殘留奧氏體的復(fù)合組織。

3) 淬火+回火后殘留奧氏體的體積分?jǐn)?shù)約為12.68%，而貝氏體等溫淬火后的為3.88%。殘留奧氏體含量的降低為軸承鋼的尺寸穩(wěn)定性提供了保障。