深冷處理對GCr15軸承鋼性能的影響

李輝，尹甜甜，劉勇

(1. 開封大學 機械與汽車工程學院，河南 開封 475004；2. 河南科技大學 材料科學與工程學院，河南 洛陽 471023)

GCr15為過共析高碳鉻軸承鋼，隨著裝備制造業(yè)的發(fā)展，對其綜合力學性能要求越來越高，現(xiàn)有許多與其相關(guān)的研究探討。文獻[1]通過雙細化工藝，將GCr15鋼的彎曲強度提升29.7%、沖擊韌性提升100%、耐磨性提升35%；文獻[2]對GCr15鋼進行不同等溫淬火試驗后得到馬氏體和下貝氏體的復相組織，沖擊韌性、抗彎強度和撓度都有提升；文獻[3-4]均表明深冷處理(Deep Cryogenic Treatment, DCT)后，材料的沖擊韌性有所下降。但對GCr15鋼經(jīng)深冷處理后性能的全面影響研究還較少。因此，對GCr15鋼經(jīng)不同深冷處理時間后的微觀組織、殘余奧氏體含量、力學性能及磨損性能的變化進行了較為全面的研究，以期為生產(chǎn)實際提供參考。

1 試驗材料及方法

試驗用GCr15鋼的主要化學成分(質(zhì)量分數(shù))見表1。

表1 試樣化學成分 w,%

先對原材料進行等溫球化退火預處理：790 ℃×5 h后爐冷至300 ℃以下出爐空冷。再對加工后的試樣進行淬火處理：820 ℃×20 min，油冷。淬火后的試樣隨機分為4批：其中1批直接低溫回火處理，另外3批在淬火冷卻后10 min內(nèi)浸入液氮中，浸泡1～6 h后取出，待升溫至室溫后進行低溫回火處理。低溫回火工藝均為160 ℃×1.5 h。

用OLYMPUS PGM3型光學金相顯微鏡觀察分析微觀組織形貌。在HRD-150洛氏硬度計上測量試樣硬度。利用JBN-300B型擺錘沖擊試驗機進行200 N,120°的沖擊試驗，測定不同處理條件下沖擊功Aku。隨機選取相同狀態(tài)的2個試樣在MM200試驗機上進行磨損試驗：先預磨1 min，稱重記為W1,再進行20 min磨損后稱重，記作W20+1；磨損失重ΔW=W1-W20+1，取平均值,磨損失重變化率為(ΔW未深冷處理-ΔW深冷處理)/ΔW未深冷處理×100%。在JSM JEOL-5610 LV掃描電鏡上對磨損形貌進行觀察和分析。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 金相組織

經(jīng)不同熱處理后,GCr15鋼的微觀組織形貌如圖1所示，金相顯微鏡下觀察無明顯區(qū)別。

圖1 不同狀態(tài)下的GCr15鋼經(jīng)160 ℃×1.5 h回火后的顯微組織

淬火后GCr15鋼在深冷處理過程中馬氏體體積收縮，F(xiàn)e原子的晶格常數(shù)變小、C原子的固溶度降低，使C原子析出，馬氏體過飽和度下降[5]。由于C原子擴散遷移能力較弱，擴散距離更短，因而在馬氏體板條邊界、板條內(nèi)和原奧氏體晶界處會析出更加細小、彌散的碳化物微粒[6-7]，碳化物體積分數(shù)也明顯增大,同時深冷處理后殘余奧氏體分解為細小的馬氏體。相變強化與析出強化共同作用，可以明顯提高鋼的硬度、強度以及其他力學性能。

2.2 殘余奧氏體含量測定

從微觀組織形貌中可以觀察到殘余奧氏體的含量隨著深冷處理時間的延長而減少，為具體量化殘余奧氏體含量的變化，利用X射線衍射法測定了不同狀態(tài)下試樣中殘余奧氏體含量，如圖2所示。

圖2 不同狀態(tài)下GCr15鋼X射線衍射圖譜

根據(jù)GB/T 8362—1987《鋼中殘余奧氏體定量測定X射線衍射儀法》，試樣中殘余奧氏體含量為[8]

(1)

式中：FC為碳化物相總量的體積分數(shù)；IM(hkl)為馬氏體晶面衍射線累積強度；IA(hkl)為奧氏體晶面衍射線累積強度；G為因子比，即奧氏體晶面與馬氏體晶面所對應的強度。

由計算結(jié)果可知，未深冷處理試樣中殘余奧氏體含量為11.2%，而經(jīng)6 h深冷處理后其值為1.7%，降幅高達84.8%。深冷處理過程中，殘余奧氏體繼續(xù)發(fā)生馬氏體相變，其含量大幅下降但未完全消除，原因是GCr15鋼淬火組織中大量殘余奧氏體向馬氏體的組織轉(zhuǎn)變，馬氏體體積膨脹，對未轉(zhuǎn)變的殘余奧氏體產(chǎn)生壓應力，使其轉(zhuǎn)變無法徹底完成[9]。

2.3 力學性能測試

不同熱處理工藝下GCr15鋼的力學性能和磨損失重試驗結(jié)果分別見表2和表3。

由表2可知，隨著深冷時間的延長，硬度呈緩慢上升趨勢，深冷6 h與未作深冷處理的試樣相比，硬度升高1.6 HRC，沖擊功下降0.5 J。這是由于經(jīng)過深冷處理后，GCr15鋼組織中的殘余奧氏體明顯減少，馬氏體組織含量增多,其晶格畸變程度降低，晶格常數(shù)變小，馬氏體組織平均晶粒尺寸降低，并且伴隨有較多的均勻細小的硬質(zhì)碳化物顆粒在馬氏體基體上彌散析出[10]，產(chǎn)生析出強化效應，提高了鋼的硬度。殘余奧氏體組織向馬氏體轉(zhuǎn)變,降低了對沖擊功的吸收[11]。

表2 不同深冷處理后試樣的力學性能

表3 不同狀態(tài)下試樣的磨損失重

由表3可知，深冷處理后試樣耐磨性能明顯提高，且隨深冷處理時間延長而逐漸增高。試驗中，GCr15鋼強化方式有相變強化和析出強化。深冷處理時，殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，馬氏體基體中過飽和C原子二次析出，即相變強化和析出強化共同作用，提高了鋼的硬度和耐磨性能。同時，經(jīng)深冷處理后的試樣與未經(jīng)深冷處理的相比，碳化物體積分數(shù)明顯增加及大量細小碳化物析出，同樣可提高鋼的耐磨性。

摩擦磨損試樣的微觀形貌如圖3所示。由圖可以看出，各試樣磨損表面均存在許多魚鱗狀薄片，由小型犁溝、麻點和剝落組成，其磨損機制主要為粘著磨損、磨粒磨損與氧化磨損。

粘著磨損是在滑動摩擦條件下，摩擦副相對滑動速度較小時發(fā)生的。深冷處理時，由于殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變而產(chǎn)生新的內(nèi)應力，會增大顯微裂紋的產(chǎn)生幾率，內(nèi)部顯微裂紋擴展至材料表面導致材料發(fā)生剝落。由于試樣是在空氣中干摩擦，摩擦副表面無氧化膜，且單位法向載荷較大，在磨損過程中配對摩擦副與被磨試樣組成的摩擦副會產(chǎn)生大量摩擦熱，使相對摩擦表面發(fā)生焊合并在相互運動過程中產(chǎn)生撕裂，從而形成材料轉(zhuǎn)移，即粘著磨損。在隨后磨損過程中，粘著物脫落形成磨屑，產(chǎn)生磨削作用[12]。

圖3 不同狀態(tài)下GCr15鋼經(jīng)160 ℃×1.5 h回火后的表面磨損形貌

此外，由于在磨損過程中摩擦副相互作用使隆脊發(fā)生破碎，在表面會先形成裂紋，隨后又以碎屑形式剝落形成磨粒，產(chǎn)生磨粒磨損，其主要特征表現(xiàn)為犁溝及表面擦傷(圖3a～圖3c)。材料在摩擦過程中，摩擦熱還會導致材料表面產(chǎn)生氧化磨損。

隨著深冷處理時間延長，摩擦磨損表面的犁溝變得更加淺且窄。圖3d中犁溝邊緣比較平滑，犁溝較長且連續(xù)并具有比較窄小的隆脊，說明深冷處理6 h具有更好的耐磨性能。

3 結(jié)論

1)深冷處理可提高GCr15鋼的硬度，但沖擊韌性小幅下降。

2)深冷處理過程中GCr15鋼中的殘余奧氏體轉(zhuǎn)化為馬氏體，深冷處理6 h后殘余奧氏體含量大幅下降。

3)經(jīng)深冷處理后，GCr15鋼的耐磨性能明顯提高。