熱處理對數(shù)控機(jī)床軸承鋼組織與性能的影響

劉 偉

(馬鞍山職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)械工程系，安徽 馬鞍山 243031)

軸承鋼由于具有較高的硬度、耐磨性和良好的彈性極限，被廣泛用于制造軸承套圈和滾珠材料，自從1976年國際標(biāo)準(zhǔn)化組織ISO將軸承鋼號納入國際標(biāo)準(zhǔn)以來，軸承鋼的化學(xué)成分均勻性、非金屬夾雜物分布、淬透性和碳化物分布等要求是所有鋼鐵生產(chǎn)中最嚴(yán)格的之一[1]。究其原因，主要是軸承鋼的物化性能在很大程度上決定了軸承的使用壽命，例如，數(shù)控機(jī)床軸承在運(yùn)行過程中會受到工件間相互擠壓磨損而產(chǎn)生接觸疲勞損傷，并最終造成整體軸承構(gòu)件疲勞失效。目前，由于軸承套圈和滾動體間的滾動接觸而造成軸承鋼疲勞破壞是軸承鋼失效的主要方式，已有的科研實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，軸承鋼中碳化物體積分?jǐn)?shù)、貝氏體組織含量以及潤滑條件等都會對接觸疲勞性能產(chǎn)生重要影響[2]，而如何通過微合金化或者熱處理方法來改善軸承鋼的顯微組織，進(jìn)而提升軸承鋼接觸疲勞性能影響方面的研究較少[3]。本文以鍛造退火態(tài)GCr15和GCr15SiMoAl軸承鋼為研究對象，考察了等溫淬回火處理對GCr15SiMoAl軸承鋼顯微組織和接觸疲勞性能的影響，并與傳統(tǒng)淬回火態(tài)GCr15軸承鋼的接觸疲勞性能進(jìn)行了對比分析，有助于為高接觸疲勞性能的數(shù)控機(jī)床軸承鋼的開發(fā)與推廣應(yīng)用。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為鍛造退火態(tài)GCr15和GCr15SiMoAl軸承鋼，化學(xué)成分見表1，采用DIL402型熱膨脹儀測得GCr15SiMoAl軸承鋼的Ac1和Ac3溫度分別為773 ℃和797 ℃；采用Gleeble 3 800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)測得GCr15SiMoAl軸承鋼的Ms溫度為190 ℃。

在Nabertherm LV 15/11/P330型箱式爐中對2種軸承鋼進(jìn)行熱處理，具體工藝為：將軸承鋼試樣置于箱式爐中進(jìn)行885 ℃/1 h的奧氏體化處理，然后轉(zhuǎn)入RYD-20-13型鹽浴爐中進(jìn)行210 ℃保溫1～48 h等溫淬火處理，之后轉(zhuǎn)入箱式爐中進(jìn)行220 ℃保溫2 h的回火處理，得到等溫淬回火態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼。

首先將金相樣品砂紙打磨、機(jī)械拋光，其次進(jìn)行4%硝酸酒精溶液腐蝕處理，最后將樣品放在奧林巴斯GX51型光學(xué)顯微鏡和IT300型鎢燈絲掃描電鏡下進(jìn)行觀察；不同熱處理態(tài)軸承鋼的物相組成在帕納科Empyrean銳影X射線衍射儀上進(jìn)行；采用MJP-2A點(diǎn)接觸疲勞試驗(yàn)機(jī)對軸承鋼進(jìn)行接觸疲勞試驗(yàn)，疲勞試樣尺寸如圖1所示，接觸應(yīng)力設(shè)定為4 200 MPa、轉(zhuǎn)速980 r/min、頻率20 Hz，潤滑方式為32號機(jī)油潤滑，溫度為室溫，確定了軸承鋼Weibull分布圖[4]，并按照YB/T 5345—2014《金屬材料 滾動接觸疲勞試驗(yàn)方法》計(jì)算中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La[5]。

圖1 軸承鋼疲勞試樣的尺寸示意圖

2 結(jié)果及討論

圖2為不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼的顯微組織?？梢姡诘葴卮慊饡r(shí)間為1 h、3 h、5 h和48 h時(shí)，軸承鋼的組織都為貝氏體+馬氏體+殘余奧氏體+碳化物，只是不同等溫淬火時(shí)間下貝氏體含量和碳化物數(shù)量不同，具體表現(xiàn)在，隨著等溫淬火時(shí)間延長，軸承鋼基體組織中貝氏體含量逐漸增多，而碳化物數(shù)量有所減少。

(a)1 h

圖3為不同熱處理態(tài)軸承鋼的X射線衍射圖譜。對比分析可見，在不同等溫淬火時(shí)間下軸承鋼的物相組成基本相同，主要由(110)、(200)、(211)、(220)、(310)晶面的鐵素體以及(111)、(200)、(220)和(311)晶面的奧氏體組成，計(jì)算結(jié)果表明等溫淬火時(shí)間為1 h、3 h、5 h和48 h時(shí)軸承鋼中殘余奧氏體含量分別為21.0%、21.8%、9.6%和9.2%，可見，隨著等溫淬火時(shí)間延長，軸承鋼中殘余奧氏體含量略升高后減小，且等溫淬火時(shí)間為5 h和48 h的軸承鋼中殘余奧氏體含量明顯較低。這主要是因?yàn)榈葴卮慊饡r(shí)間為1 h時(shí)，時(shí)間較短，軸承鋼中貝氏體還沒有發(fā)生明顯轉(zhuǎn)變，因此殘余奧氏體含量相對較多。當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為3 h時(shí)，貝氏體鐵素體中的碳大部分向周圍奧氏體中擴(kuò)散，直接導(dǎo)致馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度降低和奧氏體穩(wěn)定性上升，且在隨后冷卻過程中會保留下來[6]，進(jìn)而造成奧氏體含量峰值的出現(xiàn)；當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間延長為5 h時(shí)，貝氏體轉(zhuǎn)變相當(dāng)充分，殘余奧氏體含量會減小至一個(gè)較低水平，但是繼續(xù)延長等溫淬火時(shí)間到48 h，對殘余奧氏體含量的影響較小，此時(shí)的殘余奧氏體含量與等溫淬火5 h時(shí)相當(dāng)。

圖3 不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼的XRD圖譜

圖4為不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼接觸疲勞壽命的Weibull分布圖，表2中列出了相應(yīng)的不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼的疲勞特征值，其分別為中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10、特征疲勞壽命La以及Weibull曲線斜率k值。伴著等溫淬火時(shí)間的延長，GCr15SiMoAl軸承鋼的中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La都呈現(xiàn)先增加后減小特征，在等溫淬火時(shí)間為3 h時(shí)取得最大值；等溫淬火時(shí)間5 h和48 h時(shí)的中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La都較為接近，而等溫淬火時(shí)間5 h的Weibull曲線斜率k值較大，表明此時(shí)的失效時(shí)間相對穩(wěn)定，而等溫淬火時(shí)間48 h時(shí)的失效時(shí)間分布較寬[7]。綜合而言，等溫淬火3 h時(shí)GCr15SiMoAl軸承鋼的接觸疲勞性能最好，其次為等溫淬火1 h的試樣，而等溫淬火48 h試樣的接觸疲勞性能最差。

圖4 不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼接觸疲勞壽命的Weibull分布圖

表2 不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼的疲勞特征值

圖5為不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼接觸疲勞試驗(yàn)后的表面形貌，疲勞周次為1×107次。當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為1 h和3 h時(shí)，GCr15SiMoAl軸承鋼表面可見尺寸不等的細(xì)小凹坑，且等溫淬火時(shí)間3 h時(shí)的凹坑數(shù)量更少、尺寸更?。划?dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間延長至5 h和48 h時(shí)，GCr15SiMoAl軸承鋼表面出現(xiàn)了明顯疲勞痕跡，局部可見由于碳化物碾壓形成的剝落坑，且在等溫淬火時(shí)間48 h的軸承鋼試樣表面的剝落程度更加明顯。不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼接觸疲勞試驗(yàn)后的表面形貌觀察結(jié)果與表2的疲勞特征值統(tǒng)計(jì)結(jié)果相吻合，即等溫淬火時(shí)間3 h時(shí)GCr15SiMoAl軸承鋼具有最佳的接觸疲勞性能。

(a)1 h-低倍

表3為不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼疲勞試驗(yàn)前后的硬度測試結(jié)果?？梢?，當(dāng)?shù)葴貢r(shí)間為1～48 h時(shí)，經(jīng)過接觸疲勞試驗(yàn)后，GCr15SiMoAl軸承鋼變形區(qū)的維氏硬度和洛氏硬度都高于疲勞試驗(yàn)前的基體材料。此外，等溫淬火時(shí)間1 h和3 h試樣的疲勞試驗(yàn)前后的硬度增加幅度較大(約15%)，而等溫淬火時(shí)間5 h和48 h試樣的疲勞試驗(yàn)前后的硬度增加幅度較小(約4%)，這主要與不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼中殘余奧氏體含量有關(guān)[8]，當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為1 h和3 h時(shí)，GCr15SiMoAl軸承鋼中殘余奧氏體含量較高，接觸疲勞試驗(yàn)后表面殘余奧氏體會發(fā)生馬氏體相變而使得變形區(qū)硬度增加，而等溫淬火時(shí)間5 h和48 h的GCr15SiMoAl軸承鋼中殘余奧氏體含量較少，接觸疲勞試驗(yàn)后殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的量更少，因此疲勞變形區(qū)的硬度增加幅度相對較小[9]。

表3 不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼疲勞試驗(yàn)前后的硬度

由上述的疲勞壽命試驗(yàn)結(jié)果可知，隨著等溫淬火時(shí)間的延長，GCr15SiMoAl軸承鋼中具有相對馬氏體更好地抑制裂紋擴(kuò)展的貝氏體含量逐漸增多，有利于提高GCr15SiMoAl軸承鋼的接觸疲勞性能，但是因?yàn)樨愂象w硬度較馬氏體更低，所以不會對疲勞裂紋萌生造成明顯影響[10]，而殘余奧氏體含量高的GCr15SiMoAl軸承鋼的接觸疲勞壽命要相對更高，這與接觸疲勞試驗(yàn)過程中殘余奧氏體發(fā)生馬氏體相變而釋放了基體內(nèi)部應(yīng)力集中有關(guān)[11]，同時(shí)表層硬度的增加也可以增強(qiáng)GCr15SiMoAl軸承鋼抵抗剪切的能力[12]。綜合而言，等溫淬火3 h時(shí)GCr15SiMoAl軸承鋼具有最佳的接觸疲勞性能。

GCr15SiMoAl軸承鋼進(jìn)行885 ℃/1 h奧氏體化+210 ℃/3 h等溫油淬+220 ℃/2 h回火處理，GCr15軸承鋼進(jìn)行常規(guī)885 ℃/1 h奧氏體化后油淬+220 ℃/2 h回火處理，2種軸承鋼的顯微組織見圖6。2種軸承鋼中都可見尺寸不等的球狀碳化物，且相對而言，GCr15SiMoAl軸承鋼中碳化物數(shù)量更少、尺寸更大，這主要與GCr15SiMoAl軸承鋼中Si含量較高而抑制了貝氏體轉(zhuǎn)變過程中碳化物的析出以及等溫淬火作用下已經(jīng)析出的碳化物發(fā)生粗化與長大有關(guān)，而碳化物作為軸承鋼的硬脆相，其在接觸疲勞試驗(yàn)中會加速疲勞源的產(chǎn)生，因此不利于軸承鋼的滾動接觸疲勞性能，并且碳化物體積分?jǐn)?shù)越大則接觸疲勞壽命越短[13]。

(a)GCr15

在相同接觸疲勞條件下，2種軸承鋼接觸疲勞壽命的Weibull分布如圖7所示，表4中列出了相應(yīng)的疲勞特征值。對比分析可知，GCr15軸承鋼的中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La都明顯低于GCr15SiMoAl軸承鋼，而Weibull曲線斜率k則低于后者，即GCr15SiMoAl軸承鋼的疲勞壽命試驗(yàn)值較為穩(wěn)定，且疲勞壽命明顯高于常規(guī)GCr15軸承鋼，這主要與GCr15SiMoAl軸承鋼具有強(qiáng)韌性較好的貝氏體+馬氏體+殘余奧氏體組織，而淬回火態(tài)GCr15軸承鋼為馬氏體組織有關(guān)[14]，在接觸疲勞過程中貝氏體+殘余奧氏體的軸承鋼會發(fā)生一定程度馬氏體相變，且抑制疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展[15]，且適當(dāng)?shù)呢愂象w含量有助于提升軸承鋼的接觸疲勞性能。

表4 2種軸承鋼的疲勞特征值

3 結(jié)論

1)在等溫淬火時(shí)間為1 h、3 h、5 h和48 h時(shí)，GCr15SiMoAl軸承鋼的組織都為貝氏體+馬氏體+碳化物；等溫淬火時(shí)間為1 h、3 h、5 h和48 h時(shí)軸承鋼中殘余奧氏體含量分別為21.0%、21.8%、9.6%和9.2%；

2)隨著等溫淬火時(shí)間的延長，GCr15SiMoAl軸承鋼的中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La都呈現(xiàn)先增加后減小特征，在等溫淬火時(shí)間為3 h時(shí)取得最大值。不同熱處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼接觸疲勞試驗(yàn)后的表面形貌觀察結(jié)果與疲勞特征值統(tǒng)計(jì)結(jié)果相吻合，即等溫淬火時(shí)間3 h時(shí)GCr15SiMoAl軸承鋼具有最佳的接觸疲勞性能；

3)淬回火態(tài)GCr15軸承鋼的中值疲勞壽命L50、額定疲勞壽命L10和特征疲勞壽命La都明顯低于等溫處理態(tài)GCr15SiMoAl軸承鋼，而Weibull曲線斜率則低于后者，GCr15SiMoAl軸承鋼的疲勞壽命試驗(yàn)值相對較為穩(wěn)定。