0.   引言

軸承鋼具有優(yōu)異的耐腐蝕性能、疲勞性能、耐磨性能以及良好的尺寸穩(wěn)定性，被廣泛用于機械制造、交通運輸、造船以及航空航天等領(lǐng)域[1]。目前，國產(chǎn)軸承鋼在產(chǎn)品質(zhì)量、鋼種多樣性和熱處理工藝及其配套裝備等方面與國外先進水平仍存在差距[2]，表現(xiàn)為低端產(chǎn)品過剩和高端產(chǎn)品匱乏，特別是在航空航天、鐵路及風(fēng)電等關(guān)鍵領(lǐng)域長期依賴進口[3]。GCr15鋼是國產(chǎn)高碳鉻軸承鋼的代表，淬透性高，但隨著應(yīng)用范圍擴大，在惡劣環(huán)境下精度保持性不足、磨損加劇導(dǎo)致使用壽命縮短的問題日益凸顯。 

微合金化技術(shù)是提升GCr15鋼耐磨性能的重要途徑，目前相關(guān)研究大多集中在釩氮微合金化上[4]。前期研究[5-6]發(fā)現(xiàn)：在GCr15鋼中添加適量鈮元素可以通過增加碳化物數(shù)量與種類、細化碳化物尺寸、抑制晶粒生長等機制來優(yōu)化馬氏體組織；同時添加鈮和氮元素能夠使鋼中形成硬度較高的氮化鈮和碳氮化鈮析出相，從而有效阻礙磨粒運動，提高耐磨性能。熱處理工藝是影響軸承鋼質(zhì)量的另一重要因素[7]。STICKELS[8]研究發(fā)現(xiàn)，隨著奧氏體化溫度升高，52100軸承鋼（成分接近GCr15鋼）中殘余奧氏體含量增加，未溶碳化物減少，硬度先增大后在900 ℃快速下降；周宋澤等[9]研究發(fā)現(xiàn)，GCr15鋼在170 ℃回火時，隨著回火時間延長，馬氏體分解加劇，碳化物含量增加，但當(dāng)回火時間達到3 h后變化趨緩。目前，有關(guān)淬火和回火溫度等熱處理工藝參數(shù)對鈮氮微合金化GCr15鋼顯微組織（奧氏體晶粒尺寸、碳化物溶解-析出行為）及耐磨性能影響的研究較少。為此，作者對退火態(tài)鈮氮微合金化GCr15軸承鋼依次進行不同溫度淬火與回火處理，研究了淬火和回火溫度對試驗鋼組織和耐磨性能的影響，擬為提升含鈮氮高碳鉻軸承鋼服役性能提供參考。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗原料為工業(yè)級GCr15鋼以及鈮鐵（鈮質(zhì)量分數(shù)65%）、高氮鉻鐵（氮質(zhì)量分數(shù)8%，鉻質(zhì)量分數(shù)65.5%）中間合金，均為市售。按GCr15鋼、鈮鐵中間合金、高氮鉻鐵中間合金質(zhì)量比79.2∶0.05∶0.75配料，置于DHL-1250型真空電弧爐中熔煉，制備得到鈕扣型鑄錠（質(zhì)量約80 g）。采用PMI-MASTER PRO型移動式直讀光譜儀測定化學(xué)成分，采用TC-436型氮氧化物分析儀測定氮含量，測得試驗鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)/%）為1.05C，1.49Cr，0.043Nb，0.012N，0.205Si，0.307Mn，余Fe。 

利用Jmatpro軟件模擬試驗鋼的平衡相圖，得到試驗鋼的奧氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ac1為735 ℃。GCr15鋼中相對較高的鉻含量會形成不易溶解的鉻的碳化物，若采用普通高碳鋼的淬火溫度（通常比Ac1高30~50 ℃）進行淬火，則奧氏體化過程中溶入奧氏體中的碳和鉻會不足，導(dǎo)致淬火后馬氏體中的碳和鉻含量較低，硬度下降。通過Jmatpro軟件模擬奧氏體成分可知，在800~900 ℃溫度區(qū)間，奧氏體中碳和鉻的含量隨溫度升高顯著增加，故選擇該溫度區(qū)間進行淬火以提高奧氏體中碳和鉻含量，確定淬火溫度分別為810，840，870，900 ℃。通常，軸承鋼的使用溫度在120 ℃以下，其回火溫度應(yīng)比使用溫度高50~100 ℃[10]，故將回火溫度分別定為170，200，230 ℃。 

采用YFA12/15G-Y型箱式電阻爐對試驗鋼進行1 150 ℃保溫2 h的均勻化退火處理，爐冷至室溫，再加熱至800 ℃保溫3 h并快冷至700 ℃保溫4 h進行球化退火處理，爐冷至650 ℃空冷。將球化退火的試驗鋼進行淬火和回火處理，淬火溫度分別為810，840，870，900 ℃，保溫1 h，水淬，回火溫度分別為170，200，230 ℃，保溫4 h，空冷。 

在淬火態(tài)鋼上線切割出尺寸為10 mm×10 mm×4 mm的金相試樣，用砂紙打磨、機械拋光及腐蝕后，采用LV150型正立式光學(xué)顯微鏡（OM）觀察原始奧氏體組織，統(tǒng)計晶粒尺寸，相同條件下選5個金相視場進行測定。在淬火態(tài)和回火態(tài)試驗鋼上取樣，打磨拋光后用體積分數(shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕后，采用ZEISS-Sigma300型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察微觀形貌，統(tǒng)計未溶析出相尺寸，隨機選取5個視場測定，并用附帶的能譜儀（EDS）進行微區(qū)成分分析。采用Smartlab型X射線衍射儀（XRD）進行物相組成分析，采用銅靶Kα射線，掃描速率為2 （°）·min−1，掃描范圍為35°~105°。采用自制電解萃取裝置[11]分離析出相，電解萃取液由375 mL H2O+120 mL HCl+16 g檸檬酸組成，離心干燥后，稱取析出相質(zhì)量；采用XRD分析析出相的物相組成，采用銅靶Kα射線，掃描速率為10 （°）·min−1，掃描范圍為10°~90°。采用HBRVU-187.5型布洛維光學(xué)硬度計測試硬度，載荷為1 471 N，保載時間為5 s，隨機測5個點取平均值。在立式MM-W1型萬能摩擦磨損試驗機上進行干滑動摩擦試驗，采用銷-盤接觸方式，銷試樣（試驗鋼）直徑為6 mm，高度為7.9 mm，盤試樣材料為GCr15鋼，施加的載荷為60 N，旋轉(zhuǎn)半徑為10 mm，轉(zhuǎn)速為100 r·min−1，滑動時間為30 min，測3個平行試樣。將磨損前后的銷試樣在無水乙醇中超聲波清洗10 min后烘干，使用0.1 mg精度天平稱取質(zhì)量，計算磨損率，計算公式如下： 

式中：Wm為磨損率；m0，m1為磨損前后銷試樣的質(zhì)量；S為滑動距離。 

2.   試驗結(jié)果與討論

2.1   淬火態(tài)顯微組織

由圖1可知，隨著淬火溫度升高，淬火態(tài)試驗鋼中的原始奧氏體晶粒先細化后粗化。當(dāng)淬火溫度為810，840，870，900 ℃時，原始奧氏體平均晶粒尺寸分別為9.17，8.11，9.72，11.23 μm；最大晶粒尺寸與平均晶粒尺寸的比值分別為3.00，2.42，2.58，2.99，說明隨著淬火溫度升高，原始奧氏體分布的不均勻性先降低后升高[12]，當(dāng)淬火溫度為840 ℃時晶粒分布最均勻。原始奧氏體晶粒尺寸主要集中在5~10 μm，當(dāng)淬火溫度為840 ℃時，這一尺寸區(qū)間的晶粒占比超過50%，尺寸分布最集中。隨著淬火溫度升高，大尺寸（大于10 μm）晶粒占比增加。 

圖  1  不同溫度淬火后試驗鋼的OM形貌和晶粒尺寸分布

Figure  1.  OM morphology (a–d) and grain size distribution (e) of test steel after quenching at different temperatures

由圖2可知：淬火態(tài)試驗鋼的組織均由馬氏體、未溶析出相和殘余奧氏體組成。隨著淬火溫度升高，細小的隱晶馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)檩^粗大的針片狀馬氏體。810 ℃淬火后試驗鋼中細小球狀和粗大長條狀的析出相共存，且數(shù)量較多；840 ℃淬火后粗大析出相減少，細小析出相仍呈彌散分布；870 ℃淬火后局部出現(xiàn)析出相貧化區(qū)；900 ℃淬火后析出相貧化區(qū)比例增加，析出相分布均勻性下降。結(jié)合EDS結(jié)果（見表1）分析可知：細小球狀析出相主要為不含鈮和含少量氮的碳化物（位置1）以及富含鈮、氮的碳化物（位置2）；粗大長條狀析出相（位置3）也為富含鈮、氮的碳化物。可見隨著淬火溫度升高，碳化物析出量減少，這說明更多碳化物溶入奧氏體基體，基體中固溶碳含量增加。 

圖  2  不同溫度淬火后試驗鋼的SEM形貌

Figure  2.  SEM morphology of test steel after quenching at different temperatures

由圖3可以看出，不同溫度淬火后試驗鋼中未溶碳化物的尺寸主要集中在0.1~0.3 μm，隨著淬火溫度升高，該尺寸區(qū)間的碳化物占比先增大后減小。淬火態(tài)試驗鋼中碳化物的d0.5（中位粒徑）和d0.9（累積碳化物數(shù)量達到90%時對應(yīng)的等效直徑）均先減小后增加，說明碳化物呈先細化后粗化趨勢。隨著淬火溫度升高，細小尺寸（尺寸小于0.3 μm）碳化物的占比先增加后降低最終趨于穩(wěn)定，小尺寸（尺寸在0.3~0.6 μm）碳化物的占比先降低后增加最終趨于穩(wěn)定，大尺寸（尺寸大于0.6 μm）碳化物占比先穩(wěn)定后增加再趨于穩(wěn)定。當(dāng)淬火溫度為840 ℃時，細小碳化物占比最高，小尺寸和大尺寸碳化物占比相對較低，碳化物尺寸分布最均勻。彌散分布的細小碳化物能有效釘扎奧氏體晶界并促進新晶粒形核，從而顯著抑制晶粒長大，因此840 ℃淬火后原始奧氏體晶粒最細小且分布均勻。碳化物尺寸隨淬火溫度的變化規(guī)律符合Ostwald熟化規(guī)律[13]：細小尺寸碳化物因表面能大而易在高溫下溶解，大尺寸碳化物則相對穩(wěn)定，這種尺寸依賴性的溶解行為隨淬火溫度升高而加劇。因此，淬火溫度高于840 ℃時細小尺寸碳化物減少，大尺寸碳化物增多[14]。綜上，確定最佳淬火溫度為840 ℃。 

圖  3  不同溫度淬火后試驗鋼中碳化物的尺寸分布

Figure  3.  Size distribution of carbides in test steel after quenching at different temperatures

2.2   回火態(tài)物相組成

由圖4可知，經(jīng)過840 ℃淬火和不同溫度回火后，試驗鋼中均存在馬氏體和殘余奧氏體的衍射峰。隨著回火溫度升高，馬氏體（110）、（200）、（211）衍射峰強度增加，奧氏體（200）、（220）、（311）衍射峰強度減弱，說明殘余奧氏體在回火過程中持續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。當(dāng)回火溫度為230 ℃時，奧氏體衍射峰幾乎消失，說明該溫度下殘余奧氏體基本轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體[15]。 

圖  4  840 ℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的XRD譜

Figure  4.  XRD patterns of test steel after quenching at 840 ℃ and tempering at different temperatures

由圖5可見，經(jīng)過840 ℃淬火和不同溫度回火后，試驗鋼中的碳化物均主要為M3C、NbC和Nb（C，N），隨著回火溫度升高，碳化物衍射峰位置未發(fā)生變化，M3C型碳化物衍射峰強度增強，含鈮碳化物衍射峰強度先基本保持不變后略微減弱。統(tǒng)計得到，當(dāng)回火溫度為170，200，230 ℃時，碳化物含量（質(zhì)量分數(shù)，下同）分別為1.07%，1.37%，1.43%，可見隨著回火溫度升高，碳化物含量先顯著增加后略微增加。結(jié)合XRD譜分析，當(dāng)回火溫度升至200 ℃時，碳化物含量顯著增加主要是由于M3C型碳化物含量顯著增加，當(dāng)回火溫度由200 ℃升高至230 ℃時，碳化物含量略微增加是含鈮碳化物含量減少而M3C型碳化物含量增加共同導(dǎo)致的。 

圖  5  840 ℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼中碳化物的XRD譜

Figure  5.  XRD patterns of carbides in test steel after quenching at 840 ℃ and tempering at different temperatures

2.3   回火態(tài)顯微組織

由圖6可見，經(jīng)過840 ℃淬火和不同溫度回火后，試驗鋼的組織均由馬氏體、碳化物以及少量殘余奧氏體組成，與回火前相比，碳化物變得更細小且數(shù)量增多，分布更加彌散。隨著回火溫度升高，馬氏體寬度增加，這是因為馬氏體緩慢分解及殘余奧氏體向回火馬氏體轉(zhuǎn)變。由表2分析可知，碳化物主要為富鈮碳化物和不含鈮的富鉻碳化物兩類。富鈮碳化物（位置A1、A2、B1、B2、C1、C2）呈長條狀或橢圓狀，其中長條狀碳化物中的鈮含量相對較高；不含鈮的富鉻碳化物（位置A3、A4）為合金滲碳體，呈細小球形或島狀，其尺寸與鉻含量呈正相關(guān)，結(jié)合XRD分析推斷為（Fe，Cr）3C?；鼗饻囟扔?70 ℃升至200 ℃時，富鈮碳化物尺寸略微增大，升至230 ℃時呈細化和不規(guī)則狀趨勢；隨回火溫度升高，富鉻滲碳體（Fe，Cr）3C呈粗化趨勢，形貌變化不大。統(tǒng)計得到，回火態(tài)試驗鋼的碳化物尺寸均集中在0.1~0.4 μm，隨著回火溫度升高，尺寸大于0.2 μm的碳化物占比增大，當(dāng)回火溫度為230 ℃時碳化物的尺寸分布更寬、峰值更低，說明碳化物隨回火溫度升高發(fā)生粗化且分布均勻性下降。 

圖  6  840 ℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的SEM形貌及碳化物尺寸分布

Figure  6.  SEM morphology and carbide size distribution of test steel after quenching at 840 ℃ and tempering at different temperatures

2.4   回火態(tài)硬度及耐磨性能

當(dāng)回火溫度為170，200，230 ℃時，試驗鋼的硬度分別為62.78，58.98，59.26 HRC。隨著回火溫度升高，硬度先降低后略微升高。硬度下降歸因于隨著回火溫度升高，試驗鋼淬火產(chǎn)生的高密度位錯組織分解加劇[16]，碳原子從馬氏體基體中的析出量增多，導(dǎo)致固溶強化效果減弱，同時碳化物發(fā)生粗化，導(dǎo)致析出強化效果減弱；回火溫度由200 ℃升至230 ℃時硬度略有提升是因為此時殘余奧氏體（軟相）基本轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（硬相），抵消了其他軟化機制對硬度的不利影響，對硬度起到一定補償作用。 

由圖7可見，840 ℃淬火和不同溫度回火后，試驗鋼的摩擦因數(shù)均隨著摩擦磨損的進行先急劇增大后急劇下降最終趨于穩(wěn)定。在磨損早期，試樣表面微凸體被剪切、磨平，實際接觸面積迅速增加，導(dǎo)致摩擦力顯著增大，摩擦因數(shù)迅速上升；隨后銷試樣與盤試樣之間發(fā)生材料轉(zhuǎn)移，摩擦因數(shù)急劇下降；隨著滑動時間延長，磨屑在摩擦界面堆積并被壓實，在干摩擦條件下會發(fā)生氧化，形成由磨屑與氧化產(chǎn)物混合而成的氧化黏著層，摩擦因數(shù)趨于穩(wěn)定。當(dāng)回火溫度為170，200，230 ℃時，穩(wěn)態(tài)摩擦因數(shù)分別為0.249，0.467，0.461，磨損率分別為0.53×10−3，2.02×10−3，2.23×10−3 mg·m−1。隨著回火溫度升高，試驗鋼的穩(wěn)態(tài)摩擦因數(shù)先顯著增加后略微減小，磨損率先急劇增加后略微增加。 

圖  7  840 ℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼的摩擦因數(shù)曲線

Figure  7.  Friction coefficient curves of test steel after quenching at 840 ℃ and tempering at different temperatures

由圖8可見，170 ℃回火后試驗鋼磨損表面較平整，主要存在因微切削產(chǎn)生的輕微劃痕和少量犁溝，大尺寸犁溝附近出現(xiàn)塑性變形，微切削以及未明顯磨損區(qū)域存在氧化痕跡，說明被壓實的磨屑與氧化產(chǎn)物形成的混合物對磨損表面起到保護作用。200 ℃回火后磨損表面凹凸不平，犁溝數(shù)量較多，犁溝寬度和深度相較于170 ℃回火后增加，犁溝上存在明顯的氧化痕跡，塑形變形區(qū)域未見明顯增大。與200 ℃回火后相比，230 ℃回火后表面磨損更嚴(yán)重，犁溝更寬且數(shù)量更多，塑性變形區(qū)域增加導(dǎo)致出現(xiàn)材料剝落現(xiàn)象，氧化黏著痕跡減少。由此可見，不同溫度回火后試驗鋼的磨損機制均主要為磨粒磨損和氧化黏著磨損。170 ℃回火后試驗鋼的耐磨性能更優(yōu)，可能是因為該條件下試驗鋼的殘余奧氏體含量更高，硬度較高，從而對耐磨性能起積極作用。殘余奧氏體在干滑動摩擦過程中會發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變，形成更多馬氏體，從而提高表面硬度，減緩磨粒對材料表面的切削和犁削作用[17]；較高含量的殘余奧氏體也會提升了材料韌性，抑制裂紋萌生與擴展，防止大片材料剝落，從而提升耐磨性能。綜上，試驗鋼合理的淬火溫度為840 ℃，回火溫度為170 ℃。 

圖  8  840 ℃淬火、不同溫度回火后試驗鋼表面磨損形貌

Figure  8.  Wear morphology of test steel surface after quenching at 840 ℃ and tempering at different temperatures

3.   結(jié)論

（1）不同溫度淬火處理后，鈮氮微合金化GCr15高碳鉻軸承鋼的組織均由馬氏體、未溶碳化物和殘余奧氏體組成。隨著淬火溫度升高，馬氏體由細小隱晶態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榇执筢樒瑺睿紛W氏體晶粒和碳化物尺寸均先減小后增大，當(dāng)淬火溫度為840 ℃時原始奧氏體晶粒尺寸最小，細小碳化物占比最多且整體分布最均勻。 

（2）隨著回火溫度升高，回火態(tài)試驗鋼中馬氏體含量增加，殘余奧氏體含量減少，碳化物含量增加，碳化物粗化且分布更彌散，硬度先降低后略微升高，穩(wěn)態(tài)摩擦因數(shù)先增大后略微減小，磨損率先急劇增大后略微增大。 

（3）170 ℃回火后試驗鋼的磨損表面較平整，犁溝數(shù)量較少，存在塑性變形以及氧化痕跡，耐磨性能較佳；200 ℃和230 ℃回火后因硬度下降和殘余奧氏體含量降低，磨損表面犁溝數(shù)量增多，耐磨性能劣化。試驗鋼采用840 ℃淬火與170 ℃回火的熱處理工藝較合理，此時耐磨性能最好。

文章來源——材料與測試網(wǎng)