張文凱，楊 貞，王克成

(1.包頭鐵道職業(yè)技術(shù)學院機車車輛系，包頭 014060；2.吉林大學材料科學與工程學院，長春 130012)

0 引 言

在國民經(jīng)濟快速發(fā)展和鐵路裝備強勁需求拉動下，鐵路機車上的傳動系統(tǒng)軸承、牽引電動機軸承、軸箱軸承等關(guān)鍵零部件的需求量越來越多，質(zhì)量要求也越來越高。在“引進先進技術(shù)，聯(lián)合設(shè)計生產(chǎn)”的發(fā)展戰(zhàn)略思想[1]指引下，機車軸承鋼已經(jīng)基本實現(xiàn)國產(chǎn)化。國產(chǎn)軸承鋼的夾雜物、氧含量和成分偏析等控制技術(shù)水平不斷得到提高，但是在材料熱處理工藝與最終成品使用壽命等方面與國外先進軸承鋼相比仍然有一定差距[2]。在鐵路運行整體速度提升、應(yīng)用環(huán)境更加復(fù)雜的背景下，機車軸承鋼需要具備更高的綜合性能以提升軸承在長期點/線接觸應(yīng)力作用下抵抗疲勞損傷的能力[3]。對機車軸承鋼進行表面滲碳處理可以在不改變基體性能的前提下提升軸承鋼的硬度、耐磨等表面性能，但是滲碳軸承鋼在等溫淬火等熱處理過程中存在系列組織轉(zhuǎn)變(貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體和碳化物等)。已有的試驗結(jié)果表明軸承鋼中適量的殘余奧氏體有助于吸收塑性變形能，但是殘余奧氏體含量過高會造成軸承鋼組織和尺寸穩(wěn)定性變差，且組織中的碳化物、貝氏體等的存在會對軸承鋼的疲勞壽命造成一定影響[4-6]。目前，軸承鋼在等溫淬火過程中的組織演變及其對接觸疲勞性能的影響研究報道較少，具體作用機理仍不清楚[7]。因此，作者以鐵道機車用SAE8620軸承鋼為研究對象，分析了等溫淬火時間對該軸承鋼顯微組織、硬度和接觸疲勞性能的影響，擬為通過熱處理工藝調(diào)控顯微組織并提升其接觸疲勞性能提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為中信泰富特鋼集團股份有限公司提供的鐵道機車用SAE8620軸承鋼。采用電感耦合等離子發(fā)射光譜法測得試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))為0.23%C，0.35%Mn，1.28%Si，2.12%Ni，1.54%Cr，0.29%Mo，0.03%Al，余Fe。在WZST-45型真空熱處理滲碳爐中對試驗鋼進行表面滲碳處理：在725 ℃保溫0.5 h預(yù)熱，升溫至950 ℃，以C2H2為介質(zhì)進行滲碳，時間為12 h，再進行675 ℃保溫3 h退火處理。滲碳處理后試驗鋼表面碳質(zhì)量分數(shù)約為0.76%。

將滲碳處理的試驗鋼在熱處理爐中進行855 ℃保溫0.5 h奧氏體化處理，然后在225 ℃鹽浴(質(zhì)量比1…1的亞硝酸鈉和硝酸鉀)中進行等溫淬火處理，時間分別為7，21 h，再進行225 ℃保溫1 h的回火處理，隨爐冷卻至室溫。

1.2 試驗方法

在試驗鋼上線切割出塊狀金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用體積分數(shù)3.5%硝酸酒精溶液浸蝕至表面發(fā)灰后，在萊卡DVM6型光學顯微鏡(OM)和SU-5000型掃描電鏡(SEM)上觀察顯微組織。采用連續(xù)掃描方式在D8 ADVANCE型X射線衍射儀(XRD)上進行物相分析，并用附帶軟件計算殘余奧氏體含量(質(zhì)量分數(shù))。在試驗鋼上切割取樣，經(jīng)手工預(yù)磨、沖壓成直徑3 mm的薄片并進行離子減薄后，在JEOL-2010型透射電鏡(TEM)上觀察微觀結(jié)構(gòu)。在HV-1000型數(shù)顯維氏硬度計上進行硬度測試，載荷為9.8 N，保載時間為10 s，測3點取平均值。

采用線切割方法將試驗鋼加工成如圖1所示的接觸疲勞試樣，在XJP-20000型線接觸疲勞試驗機上進行疲勞試驗。試驗時軸向和縱向載荷分別為12 kN和76 kN，轉(zhuǎn)速為980 r·min-1，潤滑介質(zhì)為VG46型潤滑油，接觸面半寬為0.205 mm。記錄接觸疲勞過程中的振動曲線[8]，當振動值大于29.4 m·s-2時停止試驗。使用SU-5000型掃描電鏡觀察試驗鋼接觸疲勞表面形貌，用附帶的DeepMeasure軟件測試剝落坑深度。

圖1 接觸疲勞試樣形狀和尺寸Fig.1 Shape and dimensions of contact fatigue sample

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出：當?shù)葴卮慊饡r間為7 h時，試驗鋼表層可見雜亂分布的黑色針狀貝氏體鐵素體(BF)、白色塊狀殘余奧氏體(RA)和灰色針狀馬氏體束(M)；等溫淬火時間延長至21 h時，試驗鋼表層可見更加密集的黑色針狀貝氏體鐵素體，殘余奧氏體含量有所減少，馬氏體基本消失。20個視場的統(tǒng)計[9]分析結(jié)果表明，225 ℃等溫淬火7，21 h后試驗鋼中針狀貝氏體鐵素體的體積分數(shù)分別約為56.2%，69.8%。

圖2 等溫淬火不同時間后試驗鋼表層顯微組織Fig.2 Surface microstructure of test steel after austempering for different times

由圖3可以看出：當?shù)葴卮慊饡r間為7 h時，試驗鋼表層中除貝氏體鐵素體、殘余奧氏體和少量馬氏體外，還有細小的白色未熔碳化物(C)顆粒；等溫淬火21 h后，試驗鋼表層除了存在含量更高的貝氏體鐵素體外，彌散分布的白色碳化物顆粒尺寸略微增大。

圖3 等溫淬火不同時間后試驗鋼表層SEM形貌Fig.3 Surface SEM morphology of test steel after austempering for different times

由圖4可以看出：當?shù)葴卮慊饡r間為7 h時，試驗鋼中可見針狀貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體(F-RA)、不規(guī)則塊狀殘余奧氏體(B-RA)、馬氏體和類球形未溶碳化物，薄膜狀殘余奧氏體主要分布在貝氏體鐵素體的板條束之間，而塊狀殘余奧氏體主要分布在貝氏體束之間；等溫淬火21 h后，試驗鋼中主要有貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體和碳化物，塊狀殘余奧氏體基本消失；等溫淬火7 h時試驗鋼中的貝氏體板條寬度大部分小于0.1 μm，平均寬度約為94 nm，而等溫淬火21 h時寬度小于0.1 μm的貝氏體板條明顯更少，平均寬度約為98 nm，可見延長等溫淬火時間會在一定程度上增加貝氏體板條平均寬度。

圖4 等溫淬火不同時間后試驗鋼的TEM形貌Fig.4 TEM morphology of test steel after austempering for different times

2.2 物相組成

由圖5可知，等溫淬火7 h和21 h后，試驗鋼表面物相都主要為α-Fe和γ-Fe，等溫淬火7 h時γ-Fe的衍射峰更強。根據(jù)X射線衍射強度計算分析[10]可知，225 ℃等溫淬火7 h和21 h后，試驗鋼中殘余奧氏體(γ-Fe)的質(zhì)量分數(shù)分別為22.5%和18.0%。

圖5 等溫淬火不同時間后試驗鋼表面XRD譜Fig.5 XRD patterns on surface of test steel after austempering for different times

2.3 硬度分布

由圖6可知：隨著距表面距離的增加，等溫淬火7 h和21 h試驗鋼的顯微硬度都呈現(xiàn)逐漸減小的趨勢，但是在相同距離下，等溫淬火7 h試驗鋼的顯微硬度相對較大；在距表面4 mm范圍內(nèi)，兩種等溫淬火時間下試驗鋼的顯微硬度都在480 HV以上(亞表層硬度約為620 HV)。滲碳試驗鋼表層硬度會隨著距表面距離的增加而逐漸降低。與等溫淬火21 h試驗鋼相比，等溫淬火7 h試驗鋼中存在硬度相對較高的馬氏體[11]，因此其顯微硬度相對更大。

圖6 等溫淬火不同時間后試驗鋼表層硬度分布Fig.6 Surface hardness distribution of test steel after austempering for different times

2.4 接觸疲勞性能

由圖7可以看出，等溫淬火7 h和21 h后試驗鋼的接觸疲勞壽命分別為6.13×107，2.79×107周次，等溫淬火7 h試驗鋼具有相對更長的疲勞壽命。這主要是因為等溫淬火7 h后試驗鋼表層組織為貝氏體鐵素體、薄膜狀和不規(guī)則塊狀殘余奧氏體、碳化物和馬氏體，這種組織使得試驗鋼在具有較高硬度的同時具有較強的抵抗塑性變形能力[12]；而等溫淬火21 h后試驗鋼表層組織為貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體和碳化物，不規(guī)則塊狀殘余奧氏體和馬氏體消失，相應(yīng)地抵抗塑性變形能力較弱[13]，接觸疲勞壽命相對較短。等溫淬火7 h試驗鋼表層的殘余奧氏體含量更高，貝氏體板條平均寬度更小，表面相同深度位置處硬度更大，可以更好地抵抗塑性變形而提高滾動接觸疲勞壽命[14]。

圖7 等溫淬火不同時間試驗鋼在接觸疲勞過程中的振動曲線Fig.7 Vibration curves during contact fatigue of test steel after austempering for different times

由圖8可以看出：在接觸疲勞載荷作用下，等溫淬火7 h試驗鋼表面由于碾壓和磨損而出現(xiàn)了與滾動方向垂直的橫向裂紋，當接觸疲勞2.03×107周次時在裂紋附近還出現(xiàn)了平行于裂紋分布的棘輪狀塑性變形痕跡；當接觸疲勞5.26×107周次時，裂紋在周期性循環(huán)接觸應(yīng)力作用下發(fā)生擴展，并在局部應(yīng)力集中處產(chǎn)生輕微剝落；當試驗鋼發(fā)生疲勞失效后(6.13×107周次)，大面積剝落僅在表面變形層中產(chǎn)生，剝落坑深度約為9 μm。試驗鋼表層在接觸疲勞應(yīng)力作用下會發(fā)生殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變，使得其表層硬度升高的同時也改善了表面應(yīng)力分布，導致裂紋難以進一步向縱深擴展而僅在表層擴展直至材料剝落[15-16]。

由圖9可以看出：接觸疲勞0.45×107周次時，等溫淬火21 h試驗鋼表面出現(xiàn)了尺寸不等的麻點和局部剝落坑；接觸疲勞0.83×107周次時，試驗鋼表面出現(xiàn)了兩端發(fā)生彎折的微裂紋，裂紋擴展方向并沒有垂直于滾動方向，這應(yīng)是由于在碾壓和磨損過程中，部分潤滑油進入到裂紋中使得裂紋向兩邊擴展，并在剪切力作用下發(fā)生裂紋偏轉(zhuǎn)所致[17]；當試驗鋼發(fā)生疲勞失效時(2.79×107周次)，剝落坑較深(深度約18 μm)，并且裂紋附近存在棘輪狀塑性變形痕跡。

對比圖8和圖9可知：等溫淬火7 h和21 h的試驗鋼在接觸疲勞過程中都會萌生微裂紋，且隨著循環(huán)次數(shù)增加，裂紋發(fā)生擴展，裂紋附近形成棘輪狀塑性變形痕跡，并且表面出現(xiàn)局部剝落現(xiàn)象；等溫淬火7 h試驗鋼中的裂紋擴展和剝落發(fā)生在淺表層，等溫淬火21 h試驗鋼的剝落坑相對較深，這與等溫淬火7 h試驗鋼具有相對較好的抵抗接觸疲勞的能力相吻合。

圖8 等溫淬火7 h試驗鋼在不同循環(huán)次數(shù)下的接觸疲勞表面形貌Fig.8 Contact fatigue surface morphology of test steel after austempering for 7 h under different number of cycles

3 結(jié) 論

(1) 等溫淬火7 h時試驗鋼表層組織為貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體、不規(guī)則塊狀殘余奧氏體、馬氏體和碳化物，等溫淬火21 h時試驗鋼表層組織為貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體和碳化物，馬氏體和不規(guī)則塊狀殘余奧氏體基本消失；等溫淬火7 h和21 h時試驗鋼表層組織中針狀貝氏體鐵素體體積分數(shù)分別約為56.2%，69.8%，殘余奧氏體質(zhì)量分數(shù)分別為22.5%，18.0%，貝氏體板條平均寬度分別約為94，98 nm。

(2) 隨著距表面距離的增加，等溫淬火7 h和21 h試驗鋼的顯微硬度都呈現(xiàn)逐漸減小的趨勢，在相同距離下，等溫淬火7 h試驗鋼的硬度相對較大。

(3) 等溫淬火7 h和21 h后試驗鋼的接觸疲勞壽命分別為6.13×107，2.79×107周次，等溫淬火7 h后試驗鋼具有相對更長的疲勞壽命，這與其表層殘余奧氏體含量更高、貝氏體板條平均寬度更小、表層硬度更大等有關(guān)；表面接觸疲勞形貌觀察結(jié)果與接觸疲勞性能測試結(jié)果相吻合。