含氮不銹軸承鋼的孿晶碳化物及其對(duì)性能的影響

宋華華，劉匯河，李付偉，仵永剛，楊爭(zhēng)

(洛陽(yáng)LYC軸承有限公司，河南 洛陽(yáng) 471039)

目前，國(guó)內(nèi)不銹軸承鋼材料主要為9Cr18，9Cr18Mo高碳鉻不銹鋼，由于這2種鋼具有較高的含碳量和含鉻量，加工過(guò)程中會(huì)產(chǎn)生大塊狀的共晶碳化物。由于其碳化物分布不均勻，大部分在晶界上析出且無(wú)法在熱處理過(guò)程中消除，這種組織對(duì)軸承套圈的磨削和超精工序均會(huì)產(chǎn)生不利的影響。當(dāng)軸承承受較大載荷時(shí)，易在共晶碳化物處造成應(yīng)力集中而產(chǎn)生疲勞裂紋源，從而導(dǎo)致軸承使用性能和接觸疲勞壽命受到損害。對(duì)此國(guó)內(nèi)外相關(guān)研究人員均進(jìn)行了大量的研究，先后開(kāi)發(fā)了不同類(lèi)型的含氮不銹軸承鋼，該類(lèi)材料中均勻分布著氮和碳形成的細(xì)小粒狀碳氮化合物，類(lèi)似于高碳鉻軸承鋼的球化退火組織，但沒(méi)有高碳鉻不銹鋼中粗大的共晶碳化物和針片狀共晶碳化物。

國(guó)內(nèi)開(kāi)發(fā)的40Cr15Mo2VN含氮不銹軸承鋼就是其中之一，但國(guó)內(nèi)關(guān)于該鋼種的研究和報(bào)道較少。由于40Cr15Mo2VN含氮不銹軸承鋼合金元素含量高，鍛造加熱溫度范圍窄，加工難度大，極易出現(xiàn)由于鍛造溫度過(guò)高及保溫時(shí)間過(guò)長(zhǎng)造成的鍛造組織粗大，甚至產(chǎn)生孿晶碳化物組織。下文主要分析40Cr15Mo2VN鍛造過(guò)程中出現(xiàn)的孿晶碳化物及其對(duì)斷口形貌的影響。

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為40Cr15Mo2VN軸承鋼，采用雙真空方法冶煉，化學(xué)成分見(jiàn)表1。其中氮元素采用氧氮分析儀測(cè)定，其余元素則采用直讀光譜法測(cè)定，按照AMS 5925A—2006標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行評(píng)定。

表1 40Cr15Mo2VN鋼化學(xué)成分 w,%

該材料經(jīng)過(guò)鍛造退火后進(jìn)行熱處理，分別取鍛造退火和熱處理后的試樣進(jìn)行顯微組織觀察；取鍛造退火后正常和發(fā)現(xiàn)孿晶碳化物的淬火試樣進(jìn)行人工打斷，獲取斷口。

1.2 試驗(yàn)方法

正常試樣采用1 100 ℃進(jìn)行鍛造，孿晶試樣采用1 250 ℃鍛造。鍛造后的套圈采用真空淬火爐進(jìn)行淬火，用冷凍機(jī)進(jìn)行冷處理，用真空回火爐進(jìn)行回火。熱處理工藝為：1 049 ℃×30 min淬火+ -73 ℃×120 min冷處理+177 ℃×60 min回火。

采用日本OLYMPUS倒置式金相顯微鏡及圖像分析系統(tǒng)觀察鍛造退火及淬火后的試樣組織，采用掃描電子顯微鏡觀察斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 鍛造退火后的孿晶碳化物組織

40Cr15Mo2VN含氮不銹軸承鋼經(jīng)過(guò)鍛造退火后的正常組織應(yīng)由均勻的球狀、細(xì)粒狀珠光體及少量的一次碳化物和鐵素體組成，如圖1a所示。含氮不銹軸承鋼經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間高溫加熱后，形成的組織晶粒粗大，晶界清晰，每個(gè)晶粒內(nèi)均存在有一條或多條平行分布的孿晶碳化物，每條孿晶碳化物幾乎貫穿整個(gè)晶粒，其形貌如圖1b所示，經(jīng)測(cè)量，孿晶碳化物長(zhǎng)度約為50～150 μm。

圖1 鍛造退火組織照片

2.2 淬回火后的孿晶碳化物組織

將鍛造退火后存在孿晶碳化物的40Cr15Mo2VN含氮不銹軸承鋼按照試驗(yàn)方法中的淬、回火工藝進(jìn)行處理，其顯微組織如圖2所示。由圖可以看出，孿晶碳化物在淬回火后仍然存在，說(shuō)明鍛造退火產(chǎn)生的孿晶碳化物在后續(xù)的淬回火過(guò)程中不能消除。

圖2 淬、回火組織照片

2.3 孿晶碳化物組織對(duì)力學(xué)性能的影響

2.3.1 孿晶碳化物組織對(duì)斷口形貌的影響

由于試樣和產(chǎn)品的尺寸均較小，無(wú)法制成沖擊試樣進(jìn)行沖擊韌性測(cè)試，故通過(guò)人工打斷試樣，觀察其斷口形貌。通過(guò)對(duì)比含氮不銹軸承鋼無(wú)孿晶碳化物和存在孿晶碳化物的人工斷口形貌，判斷孿晶碳化物對(duì)其性能的影響。

無(wú)孿晶碳化物存在時(shí)含氮不銹軸承鋼斷口宏觀上無(wú)明顯的塑性變形，斷口平整，具有脆性斷裂的特征。斷口掃描電子顯微形貌如圖3所示，為典型的準(zhǔn)解理斷口，準(zhǔn)解理面上有短而不連續(xù)的河流花樣形貌，準(zhǔn)解理面周?chē)兴毫牙?，其微觀形貌為韌窩。

圖3 無(wú)孿晶碳化物的斷口形貌

有孿晶碳化物存在時(shí)含氮不銹軸承鋼的斷口微觀形貌如圖4所示。由圖可以看出，在準(zhǔn)解理面上除了有河流花樣外，斷口還出現(xiàn)了類(lèi)似解理斷裂中的“舌狀”花樣，同時(shí)斷口還有撕裂棱和韌窩出現(xiàn)，“舌狀”花樣的長(zhǎng)度約為50～150 μm，并且呈平行方式排列，該“舌狀”花樣長(zhǎng)度和排列方式與光學(xué)顯微組織中的碳化物孿晶組織相吻合，說(shuō)明“舌狀”花樣是由于顯微組織中存在孿晶碳化物造成的。在斷裂過(guò)程中，材料沿準(zhǔn)解理面斷裂過(guò)程中，遇到組織中的孿晶碳化物時(shí)解理表面將發(fā)生傾斜，并沿著孿晶面繼續(xù)向前擴(kuò)展，直至斷裂。所以有孿晶碳化物存在時(shí)的斷裂模式已經(jīng)由準(zhǔn)解理斷裂轉(zhuǎn)化為部分解理斷裂，增加了材料的脆性，屬于缺陷組織[1-2]。含有這種組織的材料用于軸承零件中會(huì)造成軸承的早期失效，甚至導(dǎo)致無(wú)任何前期征兆的斷裂失效，所以在軸承加工過(guò)程中，應(yīng)避免孿晶碳化物組織的出現(xiàn)[3]。

圖4 有孿晶碳化物的斷口形貌

2.3.2 孿晶碳化物組織對(duì)硬度的影響

無(wú)孿晶碳化物和有孿晶碳化物組織存在時(shí)試樣的硬度見(jiàn)表2。由表中數(shù)據(jù)可知，孿晶碳化物組織對(duì)退火后的硬度無(wú)明顯影響，但有孿晶碳化物的試樣淬回火后的硬度比無(wú)孿晶碳化物試樣的低1.5 HRC左右。

表2 孿晶碳化物對(duì)試樣硬度的影響

3 結(jié)論及解決辦法

(1)鍛造過(guò)程中產(chǎn)生的孿晶碳化物組織在后續(xù)的淬回火過(guò)程中不能消除。

(2)鍛造過(guò)程中產(chǎn)生的孿晶碳化物組織使斷裂模式發(fā)生改變，材料的脆性增加，屬于缺陷組織。

(3)孿晶碳化物組織對(duì)試樣退火后的硬度基本無(wú)影響，而使淬、回火后試樣的硬度降低1.5 HRC左右。

鍛造退火后出現(xiàn)的孿晶碳化物組織通?？刹捎谜鸸に囅?，具體工藝方法將在后續(xù)的工作中進(jìn)行探討。