時(shí)效處理對(duì)20Cr滲碳鋼制高速直線導(dǎo)軌組織及性能影響

王俊勃,王 茜,姜鳳陽(yáng),董利軍,史迎建,思 芳,崔 剛,李 超

(1.西安工程大學(xué) 材料工程學(xué)院,陜西 西安 710048;2.咸陽(yáng)藍(lán)博機(jī)械有限公司,陜西 咸陽(yáng) 712000)

0 引 言

高速精密直線導(dǎo)軌具有定位精度高、運(yùn)動(dòng)效率高等優(yōu)異性能,被廣泛應(yīng)用于醫(yī)療、汽車和航空航天等精密機(jī)械設(shè)備的核心部件。但直線導(dǎo)軌在加工過(guò)程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力,導(dǎo)致其在使用中變形翹曲,甚至出現(xiàn)裂紋,嚴(yán)重影響直線導(dǎo)軌的加工質(zhì)量和使用壽命[1-3]。因此,采用熱時(shí)效工藝降低導(dǎo)軌生產(chǎn)過(guò)程中的殘余應(yīng)力,解決高速精密直線導(dǎo)軌變形等問(wèn)題,對(duì)得到性能更穩(wěn)定的導(dǎo)軌具有十分重要的意義[4-5]。

近年來(lái),國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)鋼件殘余應(yīng)力消除的研究主要集中于高溫?zé)崽幚韀6]。WAWSZCZAK等在對(duì)冷軋鋼去應(yīng)力退火處理時(shí)發(fā)現(xiàn),退火溫度為500 ℃時(shí),鋼件的奧氏體和鐵素體等組織無(wú)明顯改變;退火溫度為600 ℃和650 ℃時(shí),因鋼件中的馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變,其硬度略有下降[7]。肖東平等分析了冷變形鋼高溫去應(yīng)力處理對(duì)變形量的影響,發(fā)現(xiàn)變形量較小時(shí),由于鋼件僅發(fā)生回復(fù)而未發(fā)生結(jié)晶,去應(yīng)力處理對(duì)硬度影響較小;變形量較大時(shí),因組織中再結(jié)晶鐵素體晶粒增多,硬度出現(xiàn)驟降現(xiàn)象[8]。王家聰?shù)韧ㄟ^(guò)對(duì)冷拔鋼件表面殘余應(yīng)力的研究發(fā)現(xiàn),退火溫度為500 ℃時(shí),保溫1～2 h對(duì)鋼件殘余應(yīng)力的降低無(wú)明顯效果[9]。趙昌海等利用有限元軟件模擬了直線導(dǎo)軌冷拔工藝和退火去應(yīng)力處理時(shí)殘余應(yīng)力分布及導(dǎo)軌的變形情況,并推測(cè)出隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng),去應(yīng)力效果會(huì)更好[10]。然而,目前對(duì)高速精密直線導(dǎo)軌時(shí)效處理后,鋼件殘余應(yīng)力與微觀組織以及與硬度間的相互影響的研究較少。

因此,本文以20Cr滲碳鋼制得的高速直線導(dǎo)軌為研究對(duì)象,采用低溫時(shí)效處理工藝,消除高速精密直線導(dǎo)軌的殘余應(yīng)力,分析時(shí)效處理前后樣品滲碳表層及心部組織形貌的變化,并尋找殘余應(yīng)力分布與硬度的關(guān)系,為進(jìn)一步探究導(dǎo)軌后續(xù)的加工工藝,提高導(dǎo)軌的直線度和使用壽命提供參考。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 材料制備

實(shí)驗(yàn)所用材料為20Cr鋼,其化學(xué)成分如表1所示。

表1 20Cr鋼的化學(xué)成分

將原始鋼件冷拔成亞字型結(jié)構(gòu),經(jīng)滲碳淬火回火、磨削加工后,采用線切割將20Cr滲碳鋼加工成尺寸為14 mm×150 mm×10 mm的樣品,橫截面如圖1所示。

圖1 20Cr滲碳鋼時(shí)效處理前截面示意圖

時(shí)效處理前樣品編號(hào)為A0。樣品A0置于SX2-18-10型熱處理爐內(nèi)進(jìn)行時(shí)效處理,時(shí)效處理方案為隨爐加熱至200 ℃分別保溫4、9、13 h(工藝編號(hào)分別為A1、A2、A3),230 ℃保溫13 h(工藝編號(hào)為B3)以及260 ℃保溫13 h(工藝編號(hào)為C3)后取出自然冷卻至室溫。

1.2 測(cè)試方法

采用線切割將時(shí)效處理前后的20Cr滲碳鋼加工成尺寸為14 mm×10 mm×10 mm的樣品,用不同目數(shù)的砂紙對(duì)樣品測(cè)試表面去除氧化層至平整。利用Х射線衍射儀(DX-2700BH)對(duì)樣品進(jìn)行物相分析;采用MH-3維氏顯微硬度計(jì)對(duì)不同時(shí)效處理前后樣品的硬度進(jìn)行測(cè)試,測(cè)試位置沿圖1中虛線進(jìn)行,載荷砝碼1 kg,加載時(shí)間5 s;利用X-350A型Х射線應(yīng)力儀測(cè)量以圖1中A面為基準(zhǔn)面的導(dǎo)軌表面兩點(diǎn)的殘余應(yīng)力,測(cè)試條件如表2所示。對(duì)時(shí)效處理前后樣品表面打磨拋光后,用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液對(duì)測(cè)試面進(jìn)行腐蝕,采用OLYMPUS-GX71光學(xué)顯微鏡和QUANTA-450-FEG場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察樣品滲碳表層及心部的組織形貌。

表2 殘余應(yīng)力測(cè)試條件

2 結(jié)果與分析

2.1 物相分析

圖2為時(shí)效處理前后的20Cr鋼滲碳表層X(jué)RD圖譜。

圖2 時(shí)效處理前后20Cr鋼滲碳表層X(jué)RD圖譜

從圖2可以看出,經(jīng)時(shí)效處理的20Cr鋼滲碳表層微觀組織主要仍由馬氏體、殘余奧氏體和碳化物組成,此外,隨保溫時(shí)間延長(zhǎng),馬氏體的衍射峰逐漸增強(qiáng),表明時(shí)效處理可以有效誘導(dǎo)殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變,馬氏體含量逐漸增加。根據(jù)LIU等[11]提出的公式,在不同熱處理?xiàng)l件下,樣品滲碳表層馬氏體起始溫度(Ms)與C、Mn、Ni、Cr和Mo等合金元素的含量有關(guān)。當(dāng)合金元素含量越高時(shí),馬氏體起始溫度越低,奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體所需的驅(qū)動(dòng)力將增加。由YB/T 5338—2006《鋼中殘余奧氏體定量測(cè)定X射線衍射儀法》計(jì)算得到的時(shí)效處理前后樣品滲碳表層殘余奧氏體含量如表3所示。

表3 時(shí)效處理對(duì)20C r鋼滲碳表層殘余奧氏體含量的影響

從表3可以看出,未時(shí)效處理樣品A0表層殘余奧氏體含量為24.49%,這是由于合金元素Cr和Ni的作用使樣品的Ms點(diǎn)降低,致使樣品殘余奧氏體含量較多[12]。隨保溫時(shí)間延長(zhǎng),殘余奧氏體含量逐漸降低,其中A3樣品殘余奧氏體含量最低,約占15.44%,其含量評(píng)判為標(biāo)準(zhǔn)級(jí)的3級(jí)。這是因?yàn)椴糠痔蓟镂慈苡跉堄鄪W氏體,減少了殘余奧氏體中碳及合金元素的含量,使Ms點(diǎn)升高[13]。當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)時(shí),碳原子受熱后加速擴(kuò)散,在組織應(yīng)力共同作用下,樣品表面非平衡組織殘余奧氏體分解,部分轉(zhuǎn)化為馬氏體,使得殘余奧氏體含量降低,進(jìn)一步促進(jìn)殘余應(yīng)力的降低[14],因此鋼件中殘余應(yīng)力與殘余奧氏體含量呈近似線性關(guān)系。當(dāng)溫度升高且長(zhǎng)時(shí)間保溫時(shí),B3和C3樣品殘余奧氏體含量降低幅度減小,主要是受到樣品滲碳表層含碳量變化以及合金元素的作用,前者起主導(dǎo)作用,影響了殘余奧氏體組織及含量的變化,從而影響殘余應(yīng)力消除效果。

2.2 顯微組織

圖3為不同保溫時(shí)間下A0～A3樣品滲碳表層(左)及心部(右)光學(xué)顯微組織照片。可以看出,在不同保溫時(shí)間下,樣品滲碳表層組織均為針狀馬氏體、殘余奧氏體和碳化物,心部組織均為板條狀馬氏體和鐵素體。

(a) A0滲碳表層與心部 (b) A1滲碳表層與心部

對(duì)樣品滲碳表層和心部組織進(jìn)行尺寸測(cè)量及相對(duì)量計(jì)算,并根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)YB/T 5148—1993《金屬平均晶粒度測(cè)定法》和GB/T 25744—2010《鋼件滲碳淬火回火金相檢驗(yàn)》進(jìn)行樣品組織晶粒度測(cè)定和級(jí)別評(píng)判,結(jié)果如表4所示。

表4 時(shí)效處理前后20Cr鋼滲碳表層及心部組織

由表4可以看出,樣品心部馬氏體組織變化較小,時(shí)效處理前后公稱直徑變化了0.3 μm;心部鐵素體的相對(duì)含量有所增加,A0樣品鐵素體含量為14.57%,而A3樣品含量增加到19.46%,增加了4.89%。

圖4為不同時(shí)效處理溫度下的各樣品滲碳表層(左)及心部(右)SEM顯微組織。結(jié)合圖4和表4發(fā)現(xiàn),A0樣品馬氏體組織為針狀,其公稱直徑為12.5 μm,為標(biāo)準(zhǔn)的第4級(jí)。而A3樣品滲碳表層馬氏體組織為細(xì)針狀,其公稱直徑為8 μm,達(dá)標(biāo)準(zhǔn)的第3級(jí)。A3樣品滲碳表層組織較致密,分布較均勻,組織晶界仍然較清晰。這是因?yàn)楹辖鹪匾约皶r(shí)效處理過(guò)程中滲碳層組織發(fā)生相變,碳化物析出和殘余應(yīng)力釋放的共同作用促成的。20Cr滲碳鋼中Mo元素能促進(jìn)馬氏體組織的形成,并且對(duì)滲碳層中形成貝氏體有一定的抑制作用,同時(shí)還有細(xì)化晶粒尺寸的作用[12];經(jīng)時(shí)效處理后,樣品滲碳層中非平衡態(tài)殘余奧氏體組織部分分解,向馬氏體組織轉(zhuǎn)變;碳化物從馬氏體中析出,使其體積發(fā)生改變,殘余應(yīng)力降低,樣品經(jīng)長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效處理后,馬氏體針狀界面經(jīng)碳和間隙元素的擴(kuò)散、聚集和重新分布,位錯(cuò)密度降低,針狀邊界逐漸細(xì)化,碳化物析出更明顯,殘余應(yīng)力消除效果更加顯著[15]。因此,時(shí)效處理過(guò)程中樣品滲碳層組織轉(zhuǎn)變及碳化物析出等因素對(duì)殘余應(yīng)力消除作用不容忽略。時(shí)效處理溫度提高后,B3和C3樣品滲碳表層針狀馬氏體組織界限變得模糊,馬氏體中含碳量降低,碳化物體積分?jǐn)?shù)增加,固溶強(qiáng)化作用減小,導(dǎo)致樣品軟化[16]。

(a) A0滲碳表層與心部

2.3 維氏硬度分析

分別對(duì)時(shí)效處理前后20Cr鋼滲碳層不同深度處碳元素含量進(jìn)行分析,結(jié)果如圖5所示。

圖5 時(shí)效處理前后20Cr鋼滲碳層深度處碳元素含量

從圖5可以看出,時(shí)效處理前后,樣品從表層到心部,含碳量均呈現(xiàn)降低的趨勢(shì),碳濃度梯度略微不同。由于20Cr滲碳鋼中Cr和Mo為碳化物形成元素,Ni為非碳化物形成元素。當(dāng)前者以碳化物元素為主導(dǎo)作用時(shí),碳濃度的梯度更陡;當(dāng)后者以非碳化物元素為主導(dǎo)作用時(shí),碳濃度的梯度變平緩[12]。此外,當(dāng)表層碳及合金元素成分與心部的碳及合金元素成分存在差異時(shí),導(dǎo)致滲碳層表面呈現(xiàn)壓縮殘余應(yīng)力,心部呈現(xiàn)拉伸殘余應(yīng)力。觀察其滲碳層含碳量可知,與其他時(shí)效處理工藝相比,A3樣品含碳量最高,當(dāng)表層含碳量越高時(shí),其硬度值就越高[17-18]。

截面深度對(duì)20Cr滲碳鋼硬度的影響如圖6所示。測(cè)量時(shí)效處理前提前后樣品維氏硬度時(shí),對(duì)樣品施加的載荷為1 kg,加載時(shí)間為5 s。

圖6 截面深度對(duì)20Cr滲碳鋼硬度的影響

從圖6可以看出,隨著表面距離的增加,時(shí)效處理前樣品滲碳層硬度呈現(xiàn)先升高再降低的變化,而時(shí)效處理后樣品滲碳層硬度均呈現(xiàn)先降低再升高然后逐漸降低的規(guī)律。對(duì)比時(shí)效處理工藝發(fā)現(xiàn),時(shí)效處理后的樣品表面硬度均有提高。其中A0樣品表面硬度為660.1HV1/5,A3的表面硬度最高,達(dá)729.3HV1/5,與A0樣品相比,表面硬度值提高了約10.48%。一方面是由于表面含碳量較高時(shí)(見圖5),樣品表面硬度會(huì)有所提高。另一方面是由于滲碳體的析出,細(xì)小分布的合金碳化物形成。未及時(shí)析出形成飽和固溶體的Cr、Mo等合金元素,保溫達(dá)到一定時(shí)間時(shí),會(huì)析出和形成更細(xì)小的合金碳化物[15]。且殘余奧氏體中碳及合金元素含量降低,有部分殘余奧氏體轉(zhuǎn)化為馬氏體,殘余奧氏體含量降低時(shí),促進(jìn)碳化物析出,使得樣品表面硬度提高[19]。在距表面約0.6 mm深度,隨保溫時(shí)間增加,樣品硬度出現(xiàn)不同的峰值,A0樣品硬度為724.3HV1/5,A3樣品最大硬度為733.7HV1/5,與A0相比,增加了9.4HV1/5,主要與其表層碳含量較高以及馬氏體、殘余奧氏體和碳化物組織含量有關(guān)。距離表面深度2.5 mm處,硬度為386.4HV1/5,與最大硬度值相比下降約47%。經(jīng)時(shí)效處理后,距表面深度增加,樣品心部的碳含量降低,鐵素體組織含量增加(見表4),體積膨脹比例減小,致使心部硬度有所下降,這一現(xiàn)象在A3和B3較為明顯,A0樣品心部硬度為442.3HV1/5,而A3樣品心部硬度降到了366.2HV1/5,降幅約17.21%。

以硬度550HV1/5為有效硬化層深度測(cè)定值點(diǎn),樣品保溫0 h有效硬化層深度為1.58 mm。經(jīng)時(shí)效處理后,A2和B3樣品有效硬化層深度下降0.11 mm,A3樣品有效硬化層深度下降0.08 mm,而C3樣品下降最大,下降到1.40 mm,降低了0.18 mm。與其他時(shí)效處理相比,B3、C3樣品滲碳層硬度較低,主要是因?yàn)殡S時(shí)效處理溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng),碳化物從馬氏體組織中析出后,馬氏體過(guò)飽和度降低,且時(shí)效處理溫度似處于低溫回火脆性區(qū),導(dǎo)致樣品硬度降低。經(jīng)時(shí)效處理后,樣品有效滲碳層深度及心部硬度下降,可根據(jù)實(shí)際使用工況等綜合評(píng)估來(lái)考慮此方法的應(yīng)用。

2.4 殘余應(yīng)力特征及分析

表5為時(shí)效處理前后20Cr滲碳鋼的平行度及殘余應(yīng)力?？梢园l(fā)現(xiàn),樣品時(shí)效處理前表面殘余應(yīng)力在-276.75 MPa左右,時(shí)效處理后A3樣品消除效果最好,約為-127.17 MPa,消除率約54.05%。導(dǎo)軌表面殘余應(yīng)力降低一方面是因?yàn)殍F素體有軟相的固有性質(zhì),其含量越高,降低殘余應(yīng)力水平就越高[20]。另一方面是因?yàn)闃悠繁韺託堄鄪W氏體轉(zhuǎn)化為馬氏體,組織轉(zhuǎn)變呈現(xiàn)拉應(yīng)力,但由于熱應(yīng)力呈壓應(yīng)力且為主導(dǎo)作用,組織應(yīng)力消除部分殘余應(yīng)力,使其表面殘余應(yīng)力降低,最終表面仍呈現(xiàn)壓應(yīng)力[21]。同時(shí),由表5還可知,樣品時(shí)效處理前平行度均值為0.035 4 mm,時(shí)效處理后A3樣品平行度提高最大,變化率約為15.8%。樣品表面平行度提高的原因是心部鐵素體含量增加,產(chǎn)生的體積膨脹減小,尺寸變形減小,從而平行度提高。當(dāng)時(shí)效處理溫度升高時(shí),樣品表層部分殘余奧氏體轉(zhuǎn)化分解完成,隨保溫時(shí)間延長(zhǎng),樣品的變形率開始反彈,B3和C3樣品殘余應(yīng)力消除效果也因此降低。所以,本實(shí)驗(yàn)降低20Cr滲碳鋼制高速直線導(dǎo)軌殘余應(yīng)力的最佳時(shí)效處理工藝為200 ℃保溫13 h。

表5 時(shí)效處理前后20Cr滲碳鋼平行度及殘余應(yīng)力

圖7為時(shí)效處理前后20Cr鋼滲碳層深度殘余應(yīng)力的分布圖,圖7(a)為組織應(yīng)力和熱應(yīng)力混合影響表面殘余應(yīng)力分布圖[21]。根據(jù)熱彈塑性理論以及馬氏體相變動(dòng)力學(xué)分析可知[22],樣品呈現(xiàn)的壓應(yīng)力是組織應(yīng)力和熱應(yīng)力共同作用結(jié)果,其中熱應(yīng)力起主導(dǎo)作用[23]。公式(1)為樣品不同滲碳層深度殘余應(yīng)力與硬度推導(dǎo)關(guān)系式,圖7(b)為基于公式(1)得出的殘余應(yīng)力沿滲碳層深度方向擬合曲線圖。

σ(y)=at·(Hy-Hc)

(1)

式中:at為時(shí)效處理工藝系數(shù),即aA0=-1.27,aA1=-0.62,aA2=-0.48,aA3=-0.35,aB3=-0.52,aC3=-0.63);Hy為距表面深度y時(shí)的維氏硬度;Hc為樣品心部的維氏硬度。

從圖7(b)可以看出,經(jīng)時(shí)效處理后,殘余壓應(yīng)力先緩慢增加到最大壓應(yīng)力,再逐漸減小,趨于0 MPa后轉(zhuǎn)為殘余拉應(yīng)力。樣品實(shí)驗(yàn)測(cè)得表面殘余應(yīng)力和公式計(jì)算所得表面殘余應(yīng)力均以熱應(yīng)力為主導(dǎo)作用,呈現(xiàn)殘余壓應(yīng)力,誤差在允許范圍內(nèi),與圖7(a)理論殘余應(yīng)力分布相符,殘余應(yīng)力主要存在于硬化層內(nèi),從而樣品滲碳層殘余應(yīng)力與滲碳層深度存在多項(xiàng)式函數(shù)關(guān)系。

(a) 組織應(yīng)力和熱應(yīng)力混合影響表面殘余應(yīng)力分布

3 結(jié) 論

1) 經(jīng)時(shí)效處理后,20Cr滲碳鋼制高速直線導(dǎo)軌表面殘余應(yīng)力均有所降低,消除效果明顯,平行度提高,大大降低了直線導(dǎo)軌的變形率。其中200 ℃保溫13 h樣品殘余應(yīng)力消除效果最好,消除率約為54.05%;心部組織因鐵素體相對(duì)含量增加,體積膨脹比例減小,使平行度提高約15.8%。

2) 隨時(shí)效處理時(shí)間的延長(zhǎng),20Cr滲碳鋼制高速直線導(dǎo)軌滲碳表層組織殘余奧氏體含量逐漸降低,晶粒細(xì)化,碳化物析出等促使殘余應(yīng)力有效降低,改善了組織均勻性。保溫13 h樣品滲碳表層馬氏體公稱直徑集中于8 μm,達(dá)標(biāo)準(zhǔn)的第3級(jí)。隨時(shí)效處理溫度的提高,樣品滲碳表層針狀馬氏體組織界限變得模糊,馬氏體中含碳量降低,碳化物體積分?jǐn)?shù)增加,導(dǎo)致樣品軟化,滲碳層硬度明顯降低。

3) 對(duì)比不同時(shí)效處理樣品,時(shí)效處理后樣品滲碳表面硬度均明顯提高。主要受表面含碳量、馬氏體含量、殘余奧氏體含量以及表層殘余應(yīng)力消除等因素綜合影響。而有效滲碳層深度及心部硬度有所下降,可根據(jù)實(shí)際使用工況等綜合評(píng)估考慮此方法的應(yīng)用。

4) 20Cr滲碳鋼制高速直線導(dǎo)軌殘余應(yīng)力主要存在于硬化層內(nèi),滲碳層殘余應(yīng)力與滲碳層深度存在多項(xiàng)式函數(shù)關(guān)系。隨表面距離的增加,樣品滲碳層殘余應(yīng)力呈現(xiàn)出殘余壓應(yīng)力先緩慢增加到最大壓應(yīng)力,再逐漸減小,趨于0 MPa后轉(zhuǎn)為殘余拉應(yīng)力的分布規(guī)律。