毛艷珊,杜三明,傅麗華,*,張永振,高元安,楊 軍,鮑向宇

(1. 河南科技大學 材料科學與工程學院,河南 洛陽 471023;2. 洛陽軸承研究所股份有限公司,河南 洛陽 471003;3. 中國科學院蘭州化學物理研究所 固體潤滑國家重點實驗室,甘肅 蘭州 730000)

傳統(tǒng)軸承材料主要以馬氏體軸承鋼為主，因為馬氏體軸承鋼具有高強度和高淬透性等優(yōu)點，被廣泛應用在機械工程設(shè)備、冶金工業(yè)和精密機床等. 隨著各新興產(chǎn)業(yè)的快速發(fā)展，軸承的需求越來越大，且服役條件越來越嚴苛，對于軸承的性能要求也相應發(fā)生改變. 例如，飛機和風電等設(shè)備的軸承需要承受復雜交變的應力和各種沖擊載荷[1]. 然而馬氏體軸承在環(huán)境惡劣或受沖擊載荷時韌性低，使用壽命會大幅降低[2].相關(guān)研究表明，貝氏體軸承鋼因具有高強度、高塑韌性和低氫脆敏感性等優(yōu)點，且在硬度低于馬氏體鋼的情況下，仍然具有比馬氏體鋼更高的耐磨性，從而得到廣泛關(guān)注[3-5]. 比如，劉宏基等[6]將1種超高碳鋼經(jīng)過等溫淬火得到由納米級貝氏體鐵素體和薄膜狀殘余奧氏體組成的貝氏體組織，該組織具有很好的強韌性配合. Leior等[7]研究指出，在摩擦磨損過程中，貝氏體鋼表層產(chǎn)生塑性變形，會轉(zhuǎn)變成新的馬氏體，對提升材料的耐磨性能是有益的. 此外，張福成教授課題組[8-9]對貝氏體軸承鋼進行了研究，指出貝氏體具有比馬氏體更優(yōu)異的抗接觸疲勞和耐磨性能，適用于制造大型風電軸承.

獲得貝氏體軸承鋼一般需要經(jīng)過等溫淬火熱處理工藝，其中等溫淬火溫度和保溫時間是2個重要的參數(shù)，對材料的微觀組織和性能有明顯影響[10-12]. 國內(nèi)對等溫淬火熱處理工藝也有研究，比如張增歧等[13]研究了等溫淬火工藝對GCrl5鋼組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)采用等溫淬火工藝可顯著提高材料的沖擊韌性、斷裂韌性及使用壽命，等溫淬火溫度和保溫時間對貝氏體組織演變的影響尤為明顯[14-15]. 蘇麗婷等[16]研究了等溫淬火時間對GCrl5SiMoAl組織和性能的影響，表明隨著淬火時間的延長，貝氏體含量逐漸升高，抗壓強度逐漸降低.

由于GCr15SiMo鋼具有高淬透性、良好抗疲勞性、耐磨性和韌性[17]，是1種廣泛應用的軸承鋼. 同時，軸承是1個典型的摩擦副，服役過程中，在啟動、變速、急停及潤滑不足時，經(jīng)常會發(fā)生打滑及干摩擦現(xiàn)象，而滑動及干摩擦往往帶來軸承各部件接觸表面發(fā)生溫度升高和擦傷等，直接影響了軸承的服役性能及壽命. 本文中選擇GCr15SiMo鋼為研究對象，與傳統(tǒng)油淬工藝進行對比，研究了不同等溫淬火熱處理后的GCr15SiMo鋼的摩擦磨損性能，探討不同等溫淬火溫度和不同保溫時間對材料微觀組織和摩擦磨損性能的影響，并對其磨損機制進行分析，為高性能軸承的生產(chǎn)與設(shè)計提供參考.

1 試驗材料與方法

本文中以GCr15SiMo軸承鋼為研究對象，分別對其進行常規(guī)熱處理和等溫淬火熱處理. 其中常規(guī)熱處理過程包括退火+油淬+回火工藝，等溫淬火熱處理過程包括退火+奧氏體化+等溫淬火+回火工藝. 圖1所示為常規(guī)熱處理和等溫淬火熱處理工藝的過程示意圖.其中常規(guī)熱處理首先經(jīng)過球化退火(紅色實線)，在860 ℃下奧氏體化20 min后油淬(紫色虛線)，最后回火(黃色實線). 等溫淬火熱處理同樣先經(jīng)過退火，然后在880 ℃下奧氏體化20 min后迅速放入190、210和230 ℃的鹽浴爐中分別保溫4、8和 24 h (藍色和綠色實線)，最后回火.

Fig. 1 Traditional heat treatment and isothermal quenching heat treatment process圖 1 傳統(tǒng)熱處理和等溫淬火熱處理工藝

利用光學顯微鏡(OM)和JSM-IT100型掃描電鏡(SEM)對熱處理后試樣微觀組織進行表征. 熱處理后的樣品采用線切割機切成10 mm×10 mm的試樣，試樣進行砂紙研磨，金剛石研磨膏拋光，采用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液和Na2S2O2水溶液進行腐蝕. 利用IPP軟件統(tǒng)計材料微觀組織中未溶碳化物和貝氏體組織體積分數(shù). 通過D8-advanced型X射線衍射儀(XRD)對試樣物相進行分析，同時檢測試樣的殘余奧氏體體積分數(shù). 利用 TEM-Talos F200X 型透射電子顯微鏡(TEM)對貝氏體組織觀察. 采用洛氏硬度計測試材料表面硬度，取點位置距邊緣大于3 mm，每兩個點之間的距離大于等于2 mm，每個試樣測5個數(shù)據(jù)點取平均值減小誤差.

利用HL-R7000摩擦磨損試驗機對不同熱處理樣品在室溫條件下進行摩擦磨損試驗，其中接觸方式選用球-盤往復式，如圖2(a)所示. 摩擦對偶采用直徑為6.35 mm的GCr15鋼球，硬度約為62 HRC. 研究材料為盤試樣，其加工尺寸如圖2(b)所示. 摩擦磨損條件的選擇參考風機主軸的工況要求(典型重載低速)，確定載荷為200 N，頻率為3 Hz,滑動距離為6 mm,試驗時間為30 min. 試驗后摩擦系數(shù)由試驗機直接獲得，試驗前后分別對試樣進行清洗、干燥和稱重，并利用如下公式計算磨損率：

式中：W為磨損率[mg/(N·m)]；w1和w2分別為試樣磨損前質(zhì)量和磨損后質(zhì)量(mg)；v為滑動摩擦速度(m/s)；t為摩擦時間(s)；f為載荷(N).

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織分析

2.1.1 等溫淬火溫度對組織的影響

圖3所示為GCr15SiMo軸承鋼油淬和不同等溫淬火溫度下的微觀組織. 由圖3可以看出，傳統(tǒng)油淬后的軸承組織主要由板條狀馬氏體、球狀碳化物和殘余奧氏體組成[圖3(a)]. 等溫淬火后的軸承組織主要由針狀貝氏體、殘余奧氏體、未溶碳化物和馬氏體組成. 當?shù)葴卮慊饻囟葹?90 ℃時，貝氏體轉(zhuǎn)變量相對較少，等溫淬火溫度為210 ℃時，組織比較致密，等溫淬火溫度為230 ℃時，貝氏體組織出現(xiàn)粗化現(xiàn)象[圖3(b～d)].GCr15SiMo軸承鋼油淬后的未溶碳化物平均體積分數(shù)為11.4%，等溫淬火溫度在190、210和230 ℃保溫時間8 h的樣品，其未溶碳化物平均體積分數(shù)分別為5.2%、4.8%和4.3%. 對比馬氏體組織與貝氏體組織發(fā)現(xiàn)，等溫淬火后貝氏體組織中的球狀碳化物含量明顯少于油淬樣品中碳化物含量，且隨著等溫淬火溫度的升高，未溶碳化物逐漸減少. 分析認為，在貝氏體轉(zhuǎn)變過程中，碳原子會不斷溶解并向奧氏體中擴散，所以等溫淬火后貝氏體組織中的未溶碳化物減少[18-21].

Fig. 2 Friction and wear process and disk sample diagram: (a) friction and wear process; (b) size of disk sample圖 2 摩擦磨損過程和盤試樣示意圖：(a)摩擦磨損過程；(b)盤試樣尺寸

Fig. 3 SEM micrographs of GCr15SiMo steel at different isothermal temperature: (a) 860 ℃-oil quenching;(b) 190℃-8 h; (c) 210℃-8 h; (d) 230℃-8 h圖 3 不同等溫溫度下GCr15SiMo鋼的微觀組織的SEM照片: (a) 860 ℃-油淬；(b) 190 ℃-8 h；(c) 210 ℃-8 h；(d) 230 ℃-8 h.

為了統(tǒng)計貝氏體含量，本文中對試樣采用Na2S2O2水溶液腐蝕得到其金相組織，并對其進行二值圖處理[1]，如圖4所示. 在光學顯微鏡下，貝氏體組織的顏色更深，在二值圖中便把顏色深的區(qū)域識別為貝氏體，并用綠色標記. 統(tǒng)計結(jié)果列于表1中，結(jié)果表明：隨著等溫溫度的升高，貝氏體含量逐漸增多，與圖3微觀組織的照片結(jié)果相一致. 分析認為，當?shù)葴卮慊饻囟容^低時，碳原子不活躍，自擴散系數(shù)較小，向薄膜狀殘余奧氏體中的擴散速度減慢，從而影響貝氏體組織的轉(zhuǎn)變速度，因此其貝氏體轉(zhuǎn)變量較少[22]；隨著等溫淬火溫度的升高，碳原子的擴散能力增強，貝氏體轉(zhuǎn)變周期變短，當?shù)葴卮慊饻囟冗M一步升高時，貝氏體含量增多的同時繼續(xù)長大.

Fig. 4 Microstructure and binary figure of GCr15SiMo steel: (a) OM micrograph; (b) binary figure圖 4 GCr15SiMo鋼的金相組織和二值圖：(a)光學顯微鏡照片；(b)二值圖

表 1 不同等溫淬火溫度下樣品中各組成相的體積分數(shù)，fVTable 1 The volume fraction (fV) of each phase in the samples for different isothermal temperature

Fig. 5 XRD profiles of GCr15SiMo steel for different isothermal temperature圖 5 GCr15SiMo鋼不同等溫溫度的XRD圖譜

Fig. 6 SEM micrographs of GCr15SiMo steel under different holding time: (a) 210 ℃×4 h; (b) 210 ℃×8 h; (c) 210 ℃×24 h圖 6 GCr15SiMo鋼不同保溫時間下的微觀組織的SEM照片：(a) 210 ℃×4 h；(b) 210 ℃×8 h；(c) 210 ℃×24 h

圖5 所示為GCr15SiMo軸承鋼不同等溫溫度下的XRD譜圖. 在44.8°、65.3°和82.2°時出現(xiàn)明顯的馬氏體/貝氏體峰，在43.1°時出現(xiàn)明顯的奧氏體峰. 隨著等溫溫度的升高，馬氏體/貝氏體(α相)峰逐漸增強，奧氏體(γ相)峰逐漸減弱. 通過對殘余奧氏體進行測試發(fā)現(xiàn)，試樣油淬后殘余奧氏體的體積分數(shù)為6.42%；在190、210和 230 ℃等溫8 h時殘余奧氏體的體積分數(shù)依次為6.8%、4.3%和2.4%. 分析認為，隨著等溫溫度的升高，貝氏體轉(zhuǎn)變速率加快且含量增多，當貝氏體轉(zhuǎn)變達到50%～60%時，殘余奧氏體含量降低[23].

2.1.2 等溫淬火時間對組織的影響

圖6所示為GCr15SiMo軸承鋼在等溫淬火溫度為210 ℃，保溫時間分別為4、8和24 h微觀組織的SEM照片. 結(jié)果表明當保溫時間由4 h延長至8 h時，GCr15SiMo軸承鋼中針狀貝氏體明顯增多，未溶碳化物體積分數(shù)減少，由5.1%降至4.8% [圖6(a～b)]. 保溫時間延長至24 h，GCr15SiMo軸承鋼中貝氏體組織變粗，未溶碳化物平均體積分數(shù)為3.6% [圖6(c)]. 對不同保溫時間試樣的各物相含量進行統(tǒng)計，結(jié)果列于表2中. 分析認為，首先在貝氏體相變之初，碳原子會從鐵素體向周圍的奧氏體擴散，隨著保溫時間的延長，大量的碳原子擴散到奧氏體中，剩余的未溶碳化物就減少[21]，隨著保溫時間的延長，轉(zhuǎn)換的貝氏體組織也越來越多，達到一定程度后再延長保溫時間組織出現(xiàn)粗化[24-25].

表 2 不同等溫淬火時間下樣品中各組成相的體積分數(shù)Table 2 The volume fraction (fV) of each phase in the samples for different holding time

圖7所示為GCr15SiMo軸承鋼在等溫淬火溫度210 ℃保溫時間為8和24 h的TEM照片. 可以看出，保溫8 h的組織含有板條狀的貝氏體鐵素體和殘余奧氏體. 利用IPP軟件大量統(tǒng)計了透射照片中貝氏體鐵素體板條平均寬度，為了提高計算的精確度，利用公式(2)對板條組織在觀察時的位向關(guān)系誤差進行修正[26].式中：為直接測得的貝氏體板條的線性截距，經(jīng)過修正之后的貝氏體板條平均寬度為t. 保溫8 h后所獲得的貝氏體板條寬度平均尺寸為59.9±3 nm，貝氏體鐵素體板條厚度小于100 nm的約占80%. 而保溫24 h后獲得的貝氏體鐵素體板條寬度平均尺寸為82.1±3 nm，貝氏體鐵素體板條寬度小于100 nm的約占60%，說明等溫淬火時間延長至24 h時，貝氏體鐵素體板條寬度表現(xiàn)出粗化的現(xiàn)象.

圖8所示為GCr15SiMo軸承鋼不同保溫時間下的XRD圖譜. 在44.8°、65.3°和82.2°處出現(xiàn)明顯的馬氏體/貝氏體峰，在43.1°時出現(xiàn)明顯的奧氏體峰. 隨著等溫時間的延長，馬氏體/貝氏體(α相)峰逐漸增強，奧氏體(γ相)峰逐漸減弱. 通過對殘余奧氏體進行測試，結(jié)果表明，試樣在210 ℃分別等溫4、8和 24 h時的殘余奧氏體的體積分數(shù)分別為13.5%、4.3%和1.6%. 可以看出，隨著保溫時間的增加，殘余奧氏體的含量在逐漸降低，保溫4～8 h，殘余奧氏體的含量降低較快，保溫8～24 h，殘余奧氏體的含量降低較緩慢. 這是因為貝氏體逐漸轉(zhuǎn)變增多，殘余奧氏體的含量不斷降低，當?shù)葴貢r間比較長時，殘余奧氏體含量下降到1個較低的值，變化就不再那么明顯[27].

2.2 硬度測試分析

圖9所示為GCr15SiMo軸承鋼不同熱處理條件下的硬度對比. 結(jié)果表明，傳統(tǒng)油淬處理后的材料硬度約為62 HRC，其稍高于等溫淬火處理后的材料硬度.這一現(xiàn)象是由馬氏體組織的硬度高于貝氏體組織的硬度造成的. 隨著等溫溫度的升高，材料的硬度逐漸降低[圖9(a)]. 分析認為，等溫溫度的升高使貝氏體轉(zhuǎn)變速率加快，馬氏體組織減少，其次熱處理后作為脆硬相彌散分布在基體中的未溶碳化物含量逐漸減少[28-29]，所以材料硬度降低. 隨著保溫時間的延長，材料的硬度也呈現(xiàn)降低的趨勢[圖9(b)]. 分析認為，保溫時間由4 h延長至8 h時，馬氏體組織逐漸減少，碳原子不斷地擴散到奧氏體中，組織中細小、均勻且彌散的未溶碳化物越來越少，同時作為韌性相的針狀貝氏體組織逐漸增多[30]，當?shù)葴卮慊饡r間延長至24 h時，馬氏體組織含量繼續(xù)降低，針狀貝氏體組織出現(xiàn)粗化現(xiàn)象，從而導致材料硬度有所降低.

Fig. 7 TEM micrographs of the GCr15SiMo steel for different holding time when the isothermal temperature is 210 ℃: (a) 8 h; (b) 24 h圖 7 GCr15SiMo鋼等溫溫度210 ℃下保溫不同時間的TEM照片: (a) 8 h；(b) 24 h

Fig. 8 XRD profiles of GCr15SiMo steel for different holding time圖 8 GCr15SiMo鋼不同保溫時間的XRD圖譜

Fig. 9 Hardness change of GCr15SiMo steel with different isothermal temperature and holding time: (a) temperature; (b) time圖 9 GCr15SiMo鋼硬度隨不同等溫溫度和保溫時間的變化關(guān)系：(a) 溫度；(b) 時間

Fig. 10 Friction coefficient of GCr15SiMo steel with different isothermal temperature and holding time: (a) temperature; (b) time圖 10 GCr15SiMo鋼摩擦系數(shù)隨等溫溫度和保溫時間的變化關(guān)系：(a) 溫度；(b) 時間

2.3 摩擦磨損性能分析

對不同熱處理參數(shù)下的GCr15SiMo軸承鋼進行摩擦磨損試驗，不同等溫淬火溫度和保溫時間條件下所得摩擦系數(shù)如圖10所示. 可以看出，隨摩擦的進行，摩擦系數(shù)先增大后減小再趨于平穩(wěn)，這是因為摩擦系數(shù)趨于平穩(wěn)之前需要經(jīng)過短暫的磨合，一段時間后材料與摩擦對偶之間接觸平穩(wěn)[31]. 在不同等溫淬火溫度條件下，摩擦系數(shù)變化趨勢相似，等溫淬火溫度為210 ℃保溫8 h的試樣摩擦系數(shù)較低[圖10(a)]. 圖10(b)所示為試樣在不同保溫時間下的摩擦系數(shù)結(jié)果，可知保溫24 h的試樣摩擦系數(shù)最高，保溫8 h的試樣摩擦系數(shù)最低，油淬試樣的摩擦系數(shù)略高于保溫8 h的試樣摩擦系數(shù).

圖11所示為GCr15SiMo軸承鋼不同熱處理工藝下的磨損率結(jié)果. 當保溫時間為8 h時，隨著等溫溫度的升高，材料的磨損率呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢，其中等溫溫度為210 ℃時磨損率最低[圖11(a)]. 這可能是因為受到韌性的影響，其中貝氏體和奧氏體都屬于韌性相，而且貝氏體形成需要一定的驅(qū)動力和時間[21].隨著等溫溫度的升高，貝氏體不斷轉(zhuǎn)變，貝氏體與奧氏體的共同作用使材料的耐磨性增強. 繼續(xù)升高等溫溫度，材料的耐磨性降低，這是因為硬度也是影響耐磨性的1個重要因素，根據(jù)圖9(a)可知硬度逐漸降低，所以等溫溫度為230 ℃時材料的耐磨性降低. 圖11(b)所示為等溫溫度固定為210 ℃時不同保溫時間下的磨損率結(jié)果. 結(jié)果表明，相同等溫淬火溫度下，磨損率呈現(xiàn)出先降低再升高的趨勢，且保溫時間為8 h時材料磨損率最低為0.38 mg/(N·m). 分析認為，1個具有良好耐磨性的材料需要強韌性配合[27]，保溫時間為4 h時，材料強度雖然高，但貝氏體相含量少韌性低；保溫時間為8 h時，貝氏體轉(zhuǎn)變增多，材料韌性提高；保溫時間為24 h時，馬氏體組織含量較少且貝氏體針狀組織粗化，材料強度不夠，所以磨損率隨著保溫時間的延長先降低再升高. 與等溫淬火溫度相比，保溫時間對材料的組織和耐磨性能的影響更為明顯，上述結(jié)果表明，GCr15SiMo軸承鋼在等溫淬火溫度為210 ℃，保溫時間為8 h時耐磨性最優(yōu)，其磨損率為0.38 mg/(N·m).對比傳統(tǒng)油淬后得到的馬氏體軸承鋼材料可知，等溫淬火優(yōu)化工藝下獲得的貝氏體軸承材料的耐磨性明顯優(yōu)于馬氏體軸承材料的耐磨性，對比馬氏體軸承，貝氏體軸承鋼的磨損率降低了47.9%. 分析認為，油淬處理后的材料組織以馬氏體為主，材料硬度雖然稍高但缺少韌性，等溫淬火溫度為210 ℃，保溫時間為8 h的材料為貝氏體和馬氏體的復相組織，有較好的強韌性搭配，材料耐磨性更好.

Fig. 11 Wear rate of GCr15SiMo steel varies with different isothermal temperature and holding time: (a) temperature; (b) time圖 11 GCr15SiMo鋼磨損率隨不同等溫溫度和保溫時間的變化關(guān)系：(a) 溫度；(b) 時間

2.4 磨損機制

圖12 所示為不同等溫溫度下GCr15SiMo軸承鋼磨痕的SEM照片和EDS (能譜儀)成分分析結(jié)果. 傳統(tǒng)油淬試樣的磨損表面可以看到許多細小犁溝，呈現(xiàn)出明顯的微觀切削特征[圖12(a1)]. 當?shù)葴卮慊饻囟葹?90 ℃，保溫時間為8 h時，材料磨損表面除了存在少量犁溝，還出現(xiàn)了明顯的黏著坑，即其磨損機制是微觀切削和黏著磨損共存[圖12(b1)]. 當?shù)葴卮慊饻囟壬咧?10和230 ℃時，材料磨損表面的微觀切削現(xiàn)象相對減弱，主要以黏著磨損機制為主，且等溫淬火溫度為230 ℃時的黏著磨損程度較等溫淬火溫度為210 ℃時的相對嚴重[圖12(c1～d1)]. 分析認為，油淬試樣的微觀組織主要以脆性馬氏體為主，摩擦磨損過程中馬氏體首先以細小碎片剝落下來，接著這些細小碎片在后續(xù)磨損過程中作為硬質(zhì)顆粒對材料造成嚴重的切削. 對試樣進行等溫淬火處理后，材料微觀組織中逐漸形成了貝氏體，材料韌性提高，材料的磨損機制由微觀切削逐漸轉(zhuǎn)變黏著磨損.

圖12(a2)、(b2)、(c2)和(d2)所示為不同等溫淬火溫度下試樣磨損表面氧元素分布結(jié)果. 分析可知，不同等溫淬火溫度下試樣摩擦磨損后其表面都存在氧化反應，并且氧元素的分布與圖12(a1)、(b1)、(c1)和(d1)磨損形貌照片中亮白色物質(zhì)的分布一致. 圖12(a3)、(b3)、(c3)和(d3)是不同試樣磨損形貌中亮白色物質(zhì)相的點掃描能譜結(jié)果，結(jié)果表明不同試樣磨損形貌中亮白色物質(zhì)相是鐵的氧化物[32]. 由此可以判斷，上述樣品在摩擦磨損過程中也發(fā)生了氧化磨損，并且油淬試樣和等溫淬火溫度為230 ℃條件時試樣的氧化磨損程度較為嚴重.

圖13所示為不同保溫時間下，GCr15SiMo軸承鋼磨痕的SEM照片和EDS成分分析結(jié)果. 結(jié)果表明，當?shù)葴卮慊饻囟葹?10 ℃，保溫時間為4 h時，材料磨損表面存在較為嚴重的黏著坑，呈現(xiàn)出黏著磨損特征[圖13(a1)]. 保溫時間為8 h時，材料磨損表面仍主要以黏著磨損為主，但其黏著磨損程度輕于保溫時間為4 h的樣品[圖13(b1)]. 保溫時間為24 h時，材料磨損表面存在明顯的溝槽，呈現(xiàn)出嚴重的磨粒磨損特征[圖13(c1)].分析認為，保溫時間短時，組織中馬氏體含量多且貝氏體含量少，材料韌性差，在磨損過程中基底出現(xiàn)裂縫并擴大，接著在后續(xù)磨損過程中被黏著掉，呈現(xiàn)出黏著磨損機制[33]. 保溫時間為8 h時，其含有一定含量的馬氏體和貝氏體的復相組織，還有殘余奧氏體，提高了材料的塑韌性，導致其耐磨性好[34-36]. 繼續(xù)延長保溫時間，貝氏體含量增多，硬度降低，所以溝槽加深.圖13(a2～c2)和圖13(a3～c3)同樣表明不同保溫時間的樣品在摩擦磨損過程中皆發(fā)生了氧化磨損.

Fig. 12 SEM micrographs and EDS elements distribution at worn surface of GCr15SiMo steel for different isothermal temperature：(a) 860 ℃-oil quenching; (b) 190 ℃×8 h; (c) 210 ℃×8 h; (d) 230 ℃×8 h圖 12 不同等溫溫度下GCr15SiMo鋼磨損形貌的SEM照片和EDS元素分布圖: (a) 860 ℃-油淬; (b) 190 ℃×8 h;(c) 210 ℃×8 h; (d) 230 ℃×8 h

圖14 所示為不同等溫溫度下GCr15SiMo軸承鋼摩擦磨損試驗后的縱截面組織照片. 油淬后的試樣和190 ℃保溫8 h試樣的磨損縱截面可以觀察到明顯裂紋，裂紋的擴展方向與表面呈15°～30° [圖14(a～b)]. 分析認為油淬試樣和190 ℃保溫8 h試樣的韌性都較低，容易形成裂紋. 由于等溫淬火溫度210和230 ℃保溫8 h的試樣貝氏體含量增多，韌性較好，磨損后的截面沒有出現(xiàn)明顯的裂紋. 然而對比等溫淬火溫度210和230 ℃的試樣，發(fā)現(xiàn)試樣存在明顯變形區(qū)，且等溫淬火溫度230 ℃的試樣截面組織變形區(qū)明顯比210 ℃的試樣變形區(qū)大[圖14(c～d)]. 這些試樣的磨損截面結(jié)果與圖11(a)磨損率和圖12磨損機制結(jié)果相符合.

Fig. 13 SEM micrographs and EDS elements distribution at worn surface of GCr15SiMo steel for different holding time：(a) 210 ℃-4 h; (b) 210 ℃-8 h; (c) 210 ℃-24 h圖 13 不同保溫時間下GCr15SiMo鋼磨損形貌的SEM照片和EDS元素分布圖：(a) 210 ℃-4 h；(b) 210 ℃-8 h; (c) 210 ℃-24 h

圖15 所示為不同保溫時間下，GCr15SiMo軸承鋼摩擦磨損試驗后縱截面組織的SEM照片. 等溫淬火溫度210 ℃保溫4 h的試樣縱截面可以觀察到較大的凹坑，靠近表層出現(xiàn)碳化物減少和變形[圖15(a)]. 與210 ℃保溫4 h的試樣相比，保溫8 h的試樣磨損小，靠近表層組織變形小且較為平整[圖15(b)]. 保溫24 h的試樣縱截面組織變形較大，變形區(qū)厚度約為10 μm，出現(xiàn)流變區(qū)和碳化物回溶現(xiàn)象，磨損最為嚴重[圖15(c)]. 這些縱截面組織結(jié)果與圖11(b)的磨損率和圖13的磨損機制結(jié)果相一致.

3 結(jié)論

本文中對GCr15SiMo軸承鋼進行傳統(tǒng)油淬和等溫淬火處理，并研究了等溫淬火溫度和保溫時間對GCr15SiMo軸承鋼組織、摩擦磨損性能和機制的影響，得到以下主要結(jié)論：

a. GCr15SiMo軸承鋼經(jīng)過傳統(tǒng)油淬后組織以馬氏體組織為主，等溫淬火后的軸承組織出現(xiàn)貝氏體組織. 隨著等溫淬火溫度的升高和保溫時間的延長，GCr15SiMo軸承鋼中貝氏體針狀組織逐漸增多隨后粗化，殘余奧氏體和未溶碳化物的體積分數(shù)逐漸降低，硬度也逐漸降低.

b. GCr15SiMo軸承鋼傳統(tǒng)油淬后的材料其磨損機制主要為微觀切削，在等溫淬火工藝下，升高等溫淬火溫度，材料韌性提高，磨損機制由微觀切削逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轲ぶp. 延長等溫淬火時間，由于材料韌性增加，強度降低，磨損機制由黏著磨損轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp. 樣品在摩擦磨損的過程中也發(fā)生了氧化磨損，且油淬試樣和等溫淬火溫度為230 ℃時試樣的氧化磨損程度較嚴重.

Fig. 14 SEM micrographs of longitudinal section organization of GCr15SiMo steel after wear testing for different isothermal temperature after wear and tear: (a) 860 ℃-oil quenching; (b) 190 ℃×8 h; (c) 210 ℃×8 h; (d) 230 ℃×8 h圖 14 不同等溫溫度下GCr15SiMo鋼磨損后縱截面組織的SEM照片：(a) 860 ℃-油淬；(b) 190 ℃×8 h；(c) 210 ℃×8 h；(d) 230 ℃×8 h

Fig. 15 SEM micrographs of longitudinal section organization of GCr15SiMo steel after wear testing for different holding time:(a) 210 ℃×4 h; (b) 210 ℃×8 h; (c) 210 ℃×24 h圖 15 不同保溫時間下GCr15SiMo鋼磨損后縱截面組織的SEM照片：(a) 210 ℃×4 h；(b) 210 ℃×8 h；(c) 210 ℃×24 h

c. 本文中，GCr15SiMo軸承鋼最佳的淬火工藝是等溫淬火溫度為210 ℃，保溫時間為8 h，該工藝下組織中各物相體積分數(shù)分別為殘余奧氏體4.3%，未溶碳化物4.8%，馬氏體32.3%，貝氏體58.6%，測試其硬度為59.32 HRC，磨損率最低為0.38×10-4mg/(N·m).