G13Cr4Mo4Ni4V軸承鋼的拉壓疲勞性能與失效過程研究

楊曉峰，劉永寶，楊卯生，羅志強，付中元

(1.空裝駐哈爾濱地區(qū)第一軍事代表室，哈爾濱 150066；2.中國航發(fā)哈爾濱軸承有限公司，哈爾濱 150025；3.鋼鐵研究總院，北京 100081)

G13Cr4Mo4Ni4V鋼(國外類似牌號為M50NiL)屬于表面硬化型高溫軸承鋼， 經(jīng)滲碳熱處理后有以下性能：1)能夠在350 ℃高溫下穩(wěn)定運行；2)表層硬度可達58～62 HRC，具有良好的耐磨性能及抗疲勞性能；3)心部組織為低碳馬氏體，碳濃度較低，硬度僅為35～45 HRC，但其斷裂韌性較好，通常大于40 MPa·m1/2[1-2]；4)與8Cr4Mo4V(國外類似牌號為M50)高溫軸承鋼相比，滲碳后的G13Cr4Mo4Ni4V鋼可以在保證表面高硬度的同時保持心部組織的高韌性，具有更好的抗沖擊性能。

隨著G13Cr4Mo4Ni4V 鋼制軸承尺寸增大和彈支結(jié)構(gòu)的應(yīng)用，其承受拉、扭、彎、壓等力的交互作用，服役工況更加復(fù)雜，G13Cr4Mo4Ni4V鋼的研究也成為人們關(guān)注的熱點：文獻[2]研究了鍛造工藝對G13Cr4Mo4Ni4V鋼組織性能的影響機理，發(fā)現(xiàn)沿晶界析出的δ鐵素體導(dǎo)致棒材沖擊功降低，通過降低鍛造溫度至1 110 ℃則可有效避免δ鐵素體的析出，進而提高棒材的沖擊性能；文獻[3-4]通過試驗研究發(fā)現(xiàn)M50NiL滲碳軸承鋼的疲勞性能優(yōu)于M50和AISI 52100軸承鋼；文獻[5]研究表明，回火溫度升高，M50NiL鋼的斷裂韌性提高；文獻[6]通過銷盤摩擦試驗機對8Cr4Mo4V和G13Cr4Mo4Ni4V鋼進行摩擦磨損試驗，結(jié)果發(fā)現(xiàn)8Cr4Mo4V-8Cr4Mo4V摩擦副的摩擦因數(shù)小于8Cr4Mo4V-G13Cr4Mo4Ni4V摩擦副，Si3N4-8Cr4Mo4V摩擦副的摩擦因數(shù)大于Si3N4-G13Cr4Mo4Ni4V摩擦副；文獻[7]的研究結(jié)果表明，相比滲碳處理，滲碳滲氮、滲碳滲硫和滲碳滲氮滲硫處理后的G13Cr4Mo4Ni4V鋼摩擦因數(shù)顯著降低，滲碳滲氮處理的試樣磨損量最低，滲硫處理后試樣的滲硫?qū)佑幸欢ǖ淖詽櫥阅?，但滲硫?qū)雍穸瘸^150 μm時會降低耐磨性；文獻[8]發(fā)現(xiàn)G13Cr4Mo4Ni4V鋼在480 ℃碳氮共滲過程中，添加稀土元素可以阻礙ε-Fe2-3(C,N)的形成并促進γ′-Fe4N相的形成，使得碳氮共滲層厚度增加了39 μm，從而獲得更加優(yōu)異的抗腐蝕性能；文獻[9]在航空軸承對稱試驗機上分別對M50和M50NiL制造的軸承引導(dǎo)面進行試驗，發(fā)現(xiàn)與M50鋼相比，M50NiL鋼滲碳層中碳化物顆粒尺寸太小，導(dǎo)致其抗滑動磨損性能差；文獻[10]發(fā)現(xiàn)G13Cr4Mo4Ni4V鋼在等離子滲碳過程中，滲碳體促使表面生成類金剛石涂層，從而提高了表面硬度，大幅度提升其耐磨性能。表面硬化鋼的材料特性可使同一種鋼制零部件的不同部位具有不同的性能，因此G13Cr4Mo4Ni4V高溫滲碳軸承鋼可為整體構(gòu)件的設(shè)計提供更大的靈活性[11]。

1 淬回火后G13Cr4Mo4Ni4V鋼的組織結(jié)構(gòu)

G13Cr4Mo4Ni4V鋼經(jīng)1 070 ℃淬火、550 ℃回火后的顯微組織如圖1所示，其主要化學(xué)成分為(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)0.13%C，4.1%Mo，4.2%Cr，3.6%Ni，1.2%V。由于試驗鋼未經(jīng)滲碳處理，回火組織呈現(xiàn)為典型的板條狀馬氏體，能夠觀察到明顯的原奧氏體晶界，如圖1a所示。發(fā)生馬氏體相變后， 原晶粒內(nèi)部形成多個位向不同的板條群，板條群由若干板條束組成，板條束包含大量平行排列的細(xì)長馬氏體板條。組織中存在少量的微米級顆粒狀碳化物，主要位于三叉晶界處，如圖1b所示。圖1c—圖1f為試驗樣品顯微組織的透射電鏡圖像，結(jié)果顯示板條馬氏體的亞結(jié)構(gòu)主要是位錯，X射線測試結(jié)果[12]顯示其位錯密度高達(2.3～5.9)×1011cm-2。大量位錯相互纏結(jié)，形成如圖1d所示的位錯胞結(jié)構(gòu)，高密度位錯與位錯胞是提升軸承鋼強度與硬度的關(guān)鍵。TEM分析發(fā)現(xiàn)，基體中主要存在2種類型的亞微米級碳化物：數(shù)量較多的球形碳化物為VC，其形貌及衍射圖譜如圖1e所示；少部分不規(guī)則的顆粒狀碳化物為Mo2C，其形貌及衍射圖譜如圖1f所示。亞微米級碳化物尺寸較小，主要在回火過程中形成。

圖1 1 070 ℃淬火、550 ℃回火后G13Cr4Mo4Ni4V鋼的顯微組織

2 G13Cr4Mo4Ni4V鋼的軸向拉壓疲勞試驗

2.1 軸向拉壓疲勞試驗

按照GB/T 26077—2021《金屬材料 疲勞試驗 軸向應(yīng)變控制方法》的規(guī)定共進行了7組試驗鋼軸向拉壓疲勞試驗，其中6根斷裂。根據(jù)疲勞試驗結(jié)果繪制的S-N曲線圖如圖2所示：隨著應(yīng)力的增加，疲勞壽命降低，計算可得[13]試驗鋼的軸向拉壓疲勞強度約為610 MPa。

圖2 G13Cr4Mo4Ni4V鋼軸向拉壓疲勞S-N曲線

表1 G13Cr4Mo4Ni4V鋼的軸向拉壓疲勞試驗結(jié)果

2.2 疲勞斷裂原因分析

試樣斷裂后保持?jǐn)嗫谇鍧?，通過掃描電鏡對斷口形貌進行觀察，結(jié)果如圖3所示：試驗鋼在軸向拉壓疲勞試驗過程中起裂方式主要有表面滑移帶起裂、近表面夾雜物起裂和內(nèi)部碳化物團簇起裂。由圖3a可知，當(dāng)疲勞裂紋萌生于近表面時，裂紋可以快速擴展至試樣表面形成缺口，在拉壓應(yīng)力作用下，裂紋擴展導(dǎo)致試樣斷裂；疲勞裂紋萌生于試樣次表面(圖3b)或內(nèi)部(圖3c)時，由于周圍材料的約束作用， 裂紋擴展相對緩慢，疲勞壽命大于近表面。軸向拉壓疲勞斷口顯示試樣僅有一個起裂源，拉壓疲勞微裂紋的萌生是試樣截面缺陷處在循環(huán)應(yīng)力長時間作用下形成損傷累積，進而萌生裂紋。當(dāng)某一位置萌生疲勞裂紋后，會出現(xiàn)應(yīng)力集中，該位置微裂紋處于張開狀態(tài)，此處的真實應(yīng)力較大，促使疲勞裂紋繼續(xù)擴展直至試樣斷裂。

(a)近表面夾雜物起裂

軸向拉壓疲勞的應(yīng)力方向與試樣軸向平行，其截面上各處受力相同，疲勞裂紋萌生與位置無關(guān)，而與試驗應(yīng)力、起裂類型和缺陷尺寸有關(guān)。應(yīng)力強度因子是反應(yīng)材料抵抗斷裂能力的重要參數(shù)，應(yīng)力強度因子范圍門檻值ΔKth越高說明材料抗斷裂能力越強。計算結(jié)果顯示，近表面夾雜物起裂的ΔKth最低為2.44 MPa·m1/2，內(nèi)部碳化物團簇起裂的ΔKth最低為2.63 MPa·m1/2，因此近表面夾雜物更容易誘發(fā)疲勞裂紋萌生，這與5#，6#試樣的試驗結(jié)果相符合，在相同的應(yīng)力條件下(710 MPa)，近表面夾雜物起裂的疲勞壽命僅為526 300周次，而內(nèi)部碳化物團簇起裂的疲勞壽命則達到3 087 000周次。對于內(nèi)部碳化物團簇起裂，在碳化物尺寸相同時，提高試驗應(yīng)力會顯著降低試樣的疲勞壽命，這可從表1中2#，3#，6#試樣的試驗結(jié)果得知，3個樣品起裂類型均為內(nèi)部碳化物起裂，碳化物尺寸最大為13.7 μm，最小為11.0 μm，碳化物尺寸相差不大，試驗應(yīng)力由630 MPa增加到710 MPa，試樣的疲勞壽命由9 987 600周次降低到308 700周次。

2.3 疲勞裂紋擴展

試驗鋼疲勞裂紋擴展過程如圖4所示，疲勞裂紋在內(nèi)部碳化物團簇區(qū)域萌生之后，開始亞穩(wěn)擴展，最終失穩(wěn)斷裂。裂紋擴展初期，由于裂紋上下面經(jīng)過高周次的擠壓作用，斷口比較光滑，如圖4a所示；隨著疲勞裂紋的進一步擴展，斷口上下面磨損逐漸減弱，出現(xiàn)撕裂棱和疲勞輝紋，如圖4b所示；之后，裂紋擴展速度逐漸加快，形成河流花樣，對應(yīng)的斷裂方式為解理斷裂，如圖4c所示；最后，隨著裂紋擴展，試樣有效承載截面減少，在瞬斷區(qū)快速斷裂，斷口形貌為韌窩，但韌窩小而淺，撕裂棱不發(fā)達，如圖4d所示。

圖4 G13Cr4Mo4Ni4V鋼的軸向拉壓疲勞裂紋擴展形貌

3 表面滲碳對G13Cr4Mo4Ni4V鋼軸向拉壓疲勞性能的影響

為分析滲碳處理對G13Cr4Mo4Ni4V鋼拉壓疲勞性能及失效機制的影響，選取部分典型試樣進行滲碳處理，滲碳層深度約為1.3 mm，在相同試驗應(yīng)力條件下進行疲勞測試。由表1可知，未經(jīng)滲碳處理的5#試樣在試驗應(yīng)力為710 MPa時萌生裂紋的夾雜物尺寸為9.6 μm，距表面4.8 μm，拉壓疲勞壽命為526 300周次；滲碳后，8#試樣在試驗應(yīng)力為610 MPa時萌生裂紋的夾雜物尺寸為7.7 μm，距表面4.1 μm，拉壓疲勞壽命為395 300周次。滲碳試樣夾雜物尺寸、試驗應(yīng)力較未滲碳試樣更小，但滲碳試樣的拉壓疲勞壽命反而降低。這與滲碳后拉壓疲勞試樣的應(yīng)力狀態(tài)改變有關(guān)，試驗鋼軸向拉壓疲勞試驗的應(yīng)力方向與試樣軸向平行，未滲碳時，試樣截面上各處受力相同，而滲碳后由于滲碳層硬度和強度提高，塑韌性降低，當(dāng)試樣承受拉應(yīng)力而發(fā)生形變時，試樣滲碳層承受的拉應(yīng)力較內(nèi)部組織更大，當(dāng)缺陷位于試樣滲碳層時，缺陷位置所承受的應(yīng)力大于平均拉應(yīng)力，使試樣的拉壓疲勞壽命降低。

試驗應(yīng)力為710 MPa時，試驗鋼滲碳試樣(9#)與未滲碳試樣(6#)的疲勞壽命對比如圖5所示。疲勞斷口分析顯示，兩者的疲勞裂紋起裂方式均為內(nèi)部團簇碳化物起裂。未滲碳試樣的碳化物尺寸約為11.0 μm，疲勞壽命為3 087 000周次；而滲碳試樣的碳化物尺寸為10.6 μm，疲勞壽命為5 914 500周次。兩者的疲勞裂紋均萌生于未滲碳區(qū)域，團簇碳化物尺寸接近，滲碳試樣的疲勞壽命明顯高于未滲碳試樣。這是由于當(dāng)缺陷位于試樣內(nèi)部時，缺陷位置所承受的應(yīng)力小于平均拉應(yīng)力，從而延長試樣的拉壓疲勞壽命。

圖5 G13Cr4Mo4Ni4V鋼滲碳試樣和未滲碳試樣的軸向拉壓疲勞壽命對比

綜上可知：如果滲碳層不存在引起裂紋萌生的夾雜物等組織缺陷，滲碳處理會提高滲碳層組織抵抗裂紋萌生的能力，裂紋主要在內(nèi)部非滲碳區(qū)域萌生，疲勞壽命較高；如果滲碳層存在夾雜物等組織缺陷時，缺陷及周圍組織承受的拉應(yīng)力明顯提高，導(dǎo)致裂紋優(yōu)先在滲碳層缺陷處形成，疲勞壽命反而降低。

4 結(jié)論

通過對G13Cr4Mo4Ni4V軸承鋼微觀組織和軸向拉壓疲勞試驗結(jié)果進行分析，揭示了疲勞裂紋的起裂原因和擴展機理，并對比分析了滲碳處理對軸承鋼拉壓疲勞性能的影響，得到以下結(jié)論：

1)G13Cr4Mo4Ni4V軸承鋼的軸向拉壓疲勞強度為610 MPa，拉壓疲勞裂紋萌生主要源于內(nèi)部碳化物團簇，約占50%；其次為近表面夾雜物起裂和表面滑移帶起裂。

2)相近尺寸形狀的夾雜物和碳化物，承載相同拉應(yīng)力時，拉壓疲勞裂紋更容易在近表面夾雜物缺陷處萌生。

3)G13Cr4Mo4Ni4V軸承鋼表面滲碳后滲層硬度高、塑韌性低，當(dāng)試樣承載拉應(yīng)力形變時，改變了試樣截面拉應(yīng)力分布，試樣滲碳層承受比內(nèi)部更大的拉應(yīng)力，滲碳層存在引起裂紋萌生的夾雜物等缺陷，高于平均拉應(yīng)力的滲碳層應(yīng)力會導(dǎo)致裂紋優(yōu)先在滲碳層夾雜物處形成，降低了疲勞壽命。滲碳層內(nèi)不存在夾雜物等缺陷時，疲勞裂紋在內(nèi)部非滲碳區(qū)域的夾雜物等缺陷處萌生，拉壓疲勞壽命延長。