徐晗升,楊晨星,李怡蓁,王 超,崔廣發(fā),史亞妮

(1.洛陽LYC軸承有限公司,河南 洛陽 471039;2.航空精密軸承國家重點實驗室,河南 洛陽 471039;3.河南省高端軸承產(chǎn)業(yè)研究院,河南 洛陽 471039;4.河南省軸承技術(shù)創(chuàng)新中心,河南 洛陽 471039)

GCr15SiMn鋼是在GCr15鋼的基礎(chǔ)上增加Si 和Mn的一種高碳鉻軸承鋼,具有更好的淬透性和淬硬性[1-2]。淬火溫度和冷卻方式是影響淬透性的最主要因素[3-4]。王珂等[5]研究發(fā)現(xiàn)直徑為40～50 mm的GCr15鋼球在適當(dāng)?shù)拇慊鹨杭礉舛确秶鷥?nèi)可以消除淬火軟點。燕一笑等[6]研究發(fā)現(xiàn)無機高分子水溶性淬火液對GCr15SiMn鋼淬回火后的硬度和金相組織可達到標(biāo)準(zhǔn)JB/T 1255—2014要求,現(xiàn)行的高碳鉻軸承鋼標(biāo)準(zhǔn)中淬透性最大的是GCr15SiMn 鋼[7]。王云廣等[8]對直徑為76.2 mm的GCr15SiMn鋼球的水劑淬火工藝進行研究,其心部硬度≥55 HRC,淬回火后的金相組織符合標(biāo)準(zhǔn)JB /T 1255—2014要求。

大尺寸GCr15SiMn鋼球熱處理的難點在于心部屈氏體的含量,而殘留奧氏體的含量對精密鋼球的尺寸穩(wěn)定性有著決定性的影響[9-10]。本文研究不同淬火溫度對直徑為85 mm的GCr15SiMn鋼球的組織特征和硬度的影響,為大尺寸鋼球的淬火工藝提供實驗依據(jù)。

1 試驗材料與方法

試驗材料為直徑85 mm的GCr15SiMn退火態(tài)鋼球,其化學(xué)成分見表1,硬度為211 HBW,退火組織為均勻的細粒珠光體,如圖1所示。

圖1 GCr15SiMn鋼球退火態(tài)組織Fig.1 Annealed microstructure of GCr15SiMn steel ball

表1 GCr15SiMn鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù),%)Table 1 Chemical composition of GCr15SiMn steel(mass fraction,%)

GCr15SiMn鋼球分別在825、830、835和840 ℃溫度下淬火保溫1 h后,采用特殊冷卻液冷卻,隨后在170 ℃回火保溫4 h,空冷。淬、回火試樣經(jīng)研磨拋光后,采用4%硝酸酒精腐蝕,并利用金相顯微鏡和洛氏硬度計進行組織觀察和硬度測試。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 組織特性及分析

GCr15SiMn鋼球在不同溫度淬火、回火后的金相組織如圖2、3所示。經(jīng)825 ℃淬火、回火后,試樣邊部和心部的板條馬氏體組織較為細小,馬氏體板條上分布大量均勻的碳化物,見圖2(a)和2(e);試樣心部有大量塊狀屈氏體和針狀屈氏體組織,邊部有少量針狀屈氏體組織,見圖3(a)和3(e),按照標(biāo)準(zhǔn)JB/T 1255—2014評級:針狀屈氏體2級,塊狀屈氏體1級。經(jīng)830 ℃淬火、回火后,試樣邊部和心部的板條馬氏體組織略微增大,碳化物含量減小,見圖2(b)和2(f);試樣心部為大量針狀屈氏體,針狀屈氏體2級,塊狀屈氏體<1級,見圖3(b)和3(f);經(jīng)835 ℃和840 ℃淬火、回火后,試樣邊部和心部的板條馬氏體粗化,碳化物含量繼續(xù)減少,見圖2(c)、2(d)、2(g)和2(h);試樣心部僅有少量針狀屈氏體,針狀和塊狀屈氏體均<1級,說明在該淬火溫度下大部分奧氏體轉(zhuǎn)化為馬氏體,見圖3(c)、3(d)、3(g)和3(h)。

(a)825 ℃淬火,心部;(b)830 ℃淬火,心部;(c)835 ℃淬火,心部;(d)840 ℃淬火,心部;(e)825 ℃淬火,邊部;(f)830 ℃淬火,邊部;(g)835 ℃淬火,邊部;(h)840 ℃淬火,邊部圖3 不同淬火溫度下試樣屈氏體組織(a)quenched at 825 ℃, core; (b)quenched at 830 ℃, core; (c)quenched at 835 ℃, core; (d)quenched at 840 ℃, core;(e)quenched at 825 ℃, edge; (f)quenching at 830 ℃, edge; (g)quenched at 835 ℃, edge; (h)quenched at 840 ℃, edgeFig.3 Troostite structure of sample at different quenching temperatures

2.2 硬度分析

GCr15SiMn鋼球經(jīng)不同溫度淬火、回火后硬度梯度如圖4所示。由圖4可知,經(jīng)825 ℃淬火、回火后,試樣邊部硬度為60.1 HRC,心部硬度為56.2 HRC,降低了3.9 HRC,這是由于淬火溫度偏低導(dǎo)致心部有大量針狀屈氏體組織存在,淬硬層深度為22.9 mm。經(jīng)830 ℃淬火、回火后,試樣邊部硬度為61.5 HRC,心部硬度為59.4 HRC,降低了2.1 HRC,整體硬度較825 ℃時增加了1.4 HRC以上。經(jīng)835 ℃淬火、回火后,試樣邊部至心部的硬度與830 ℃相差不大。840 ℃淬火、回火后,試樣邊部硬度為63.4 HRC,較825 ℃時增加了3.3 HRC,這是由于馬氏體組織粗化導(dǎo)致硬度增高;心部硬度為60.6 HRC?？梢钥闯?830～840 ℃×1 h淬火+170 ℃×4 h回火熱處理后,直徑為85 mm的GCr15SiMn鋼球可以完全淬透。

(a)硬度梯度;(b)邊部與心部硬度圖4 不同淬火溫度下試樣的硬度(a)hardness gradient;(b)edge and center hardnessFig.4 Hardness of samples at different quenching temperatures

2.3 殘留奧氏體

通過Co靶X-射線衍射儀對GCr15SiMn鋼球試樣進行掃描,測角范圍55°～115°,選取A(200)、A(211)、M(200)、A(220)和M(311)峰配對平均值,采用對比法進行殘留奧氏體含量計算。不同溫度淬火、170 ℃回火后,試樣心部和邊部殘留奧氏體含量如圖5所示。淬火溫度由825 ℃升高至840 ℃時,邊部殘留奧氏體由11.42%增加至16.06%,心部殘留奧氏體由13.49%增加至21.76%。這是由于在Acm線以上,碳化物中的C元素全部溶解到γ-Fe中,隨淬火溫度升高時,奧氏體中合金元素增多,導(dǎo)致奧氏體穩(wěn)定性增加,析出碳化物減少,淬火后殘留奧氏體含量增加;同時在一定范圍內(nèi),淬火溫度升高,板條馬氏體粗化,硬度增加,這也解釋了圖2中碳化物減少和圖4中硬度增加。

圖5 試樣的殘留奧氏體含量Fig.5 Retained austenite content of the sample

圖6為不同溫度淬火、170 ℃回火后GCr15SiMn鋼球的X射線衍射譜。835 ℃淬火溫度下,試樣邊部A(200)、A(211)、M(200)、A(220)和M(311)向高角度方向偏移,根據(jù)布拉格公式

(a)心部;(b)邊部圖6 不同淬火溫度下試樣的X射線衍射圖譜(a)center;(b)edgeFig.6 X-ray diffraction spectrum of samples at different quenching temperatures

可知,晶格常數(shù)a隨θ角的增大而減小,馬氏體晶格和奧氏體面晶格發(fā)生收縮,碳化物更容易析出。試樣心部各峰值基本保持一致,影響碳化物含量的主要原因是淬火溫度。

3 結(jié)論

1)經(jīng)825 ℃×1 h淬火、170 ℃×4 h回火熱處理后,GCr15SiMn鋼球的心部組織為板條馬氏體+碳化物+塊狀屈氏體+針狀屈氏體,針狀屈氏體2級,塊狀屈氏體1級,距表面距離大于22.9 mm時,洛氏硬度低于58 HRC;

2)經(jīng)830～840 ℃×1 h淬火、170 ℃×4 h回火熱處理后,GCr15SiMn鋼球的心部組織為板條馬氏體+碳化物+針狀屈氏體,心部硬度大于59 HRC;

3)淬火溫度由825 ℃升高至840 ℃時,GCr15SiMn鋼球邊部殘留奧氏體由11.42%增加至16.06%,心部殘留奧氏體由13.49%增加至21.76%;淬火溫度在830～835 ℃范圍內(nèi),其硬度、組織和殘留奧氏體最穩(wěn)定。