GCr15軸承鋼的碳化物超細化

曾伊琪，陳志輝，韓利戰，顧劍鋒

(上海交通大學 材料科學與工程學院 上海市激光制造與材料改性重點實驗室，上海 200240)

GCr15軸承鋼經過最終熱處理后，基體中未溶碳化物顆粒的大小、形貌、分布和體積分數對其性能有很大影響，對接觸疲勞壽命的影響尤為顯著。粗大、多角狀及偏析碳化物的圓度較差，易在其尖銳或凹凸邊緣產生應力集中現象而萌發微裂紋，從而降低軸承的韌性和抗疲勞性能，縮短其使用壽命。因此，為了避免未溶碳化物的危害，要使軸承鋼中的未溶碳化物顆粒細小、球化、分布均勻[1-4]。最終淬回火后的組織中碳化物顆粒的尺寸與分布在很大程度上取決于球化預處理后顆粒的尺寸與分布，因此，需要對球化預處理過程中的碳化物顆粒進行細化及均勻化分布控制[5]。

下文研究了3種不同球化工藝的球化效果及其對GCr15軸承鋼最終組織和性能的影響，旨在尋找最佳的球化工藝，使碳化物顆粒細小、球化并且均勻分布在基體上。

1 材料及方法

試驗材料為熱軋態GCr15鋼，其中C,Cr,Si,Mn,P,S,N和Cu的質量分數分別為0.96%，1.5%，0.08%,0.26%,0.009 7%,0.005%，0.1%，0.12%，其余為Fe。試樣的球化處理工藝見表1，之后進行845 ℃×30 min的淬火和185 ℃×4 h的回火處理。將熱處理后的試樣進行研磨、拋光后，用3%的苦味酸酒精溶液腐蝕，然后分別采用JSM-7600F掃描電鏡和Image-Pro Plus軟件對碳化物顆粒形貌及尺寸進行統計與分析。用過飽和苦味酸水溶液+適量十二烷苯磺酸鈉溶液熱浸蝕終處理后的試樣，觀察其金相組織并根據ASTM E112-10《金屬材料的平均晶粒度標準測試方法》進行晶粒度等級評定。將淬回火后的1#～6#試樣(10 mm×10 mm×80 mm)分別截成3等份，并取各段中部制成圓棒試樣(φ4 mm×20 mm)進行3點彎曲試驗，結果取其平均值。采用維氏硬度計測試硬度，試驗力為294 N，每個試樣測定6個點，取其平均值。

表1 球化處理工藝參數

2 結果與討論

2.1 球化效果

經不同球化處理工藝獲得的試樣組織形貌如圖1所示，碳化物顆粒粒徑如圖2所示。由圖可知，傳統球化退火工藝處理后的碳化物顆粒形貌多為球形，顆粒的平均粒徑為0.44 μm，但顆粒尺寸分布不均，最大粒徑可達1.56 μm。

圖1 不同球化工藝處理后試樣的金相組織

圖2 球化組織中碳化物顆粒的平均粒徑和最大粒徑

在工藝I中，700 ℃×4 h高溫回火后的碳化物顆粒的平均粒徑和最大粒徑分別為0.23 μm和0.64 μm。當回火溫度升高到720 ℃時，碳化物顆粒的平均粒徑和最大粒徑分別增加到0.27 μm和0.84 μm。高溫回火過程中，針狀馬氏體晶內析出細小且密集分布的碳化物顆粒，且碳化物顆粒與針狀馬氏體間還保留一定的位向關系；針狀馬氏體晶界上則析出較大尺寸的碳化物顆粒。隨著高溫回火溫度的提高，碳化物顆粒與馬氏體間的位向關系削弱，同時馬氏體晶內析出的碳化物顆粒數量逐漸減少，馬氏體晶界上析出的碳化物顆粒尺寸增加，導致碳化物顆粒的平均粒徑和最大粒徑增加，但碳化物顆粒的圓度仍然較低。

工藝II中，當奧氏體化保溫時間為30 min時，未溶碳化物顆粒更趨于球形，分布均勻，碳化物顆粒的平均粒徑和最大粒徑分別為0.27 μm和0.75 μm。隨著保溫時間延長，細小碳化物顆粒逐漸減少，大顆粒逐漸增加，當保溫時間為4 h時，顆粒平均粒徑和最大粒徑分別增大到0.30 μm和0.91 μm。

與傳統球化工藝相比，工藝I和II都能顯著細化碳化物顆粒，但工藝I的球化效果不明顯；工藝II不僅能獲得良好的球化效果，還能顯著改善顆粒的尺寸均勻性。

2.2 球化機制

傳統球化過程主要分為片狀滲碳體和網狀碳化物的分段粒化和球化2個階段。當溫度升高到略高于Ac1時，主要發生鐵素體向奧氏體轉變，同時伴隨著片狀滲碳體和網狀碳化物的溶解和溶斷。隨著保溫時間的延長，溶斷后的碳化物發生球化并長大。在隨后的緩冷及在Ar1以下的等溫過程中，奧氏體發生過冷分解，轉變成粒狀碳化物和鐵素體，同時伴隨著未溶碳化物顆粒的進一步球化和長大。

工藝I的球化過程主要為淬火馬氏體在高溫回火過程中碳化物的析出、長大與球化。在高溫回火初期主要發生碳化物的析出，而碳化物形核位置主要在針狀馬氏體晶界及其內部孿晶面上[6-7]。由于高溫固溶后淬火獲得的針狀馬氏體具有較高位錯密度，增加了晶粒內部的形核位置，從而在晶粒內部析出大量細小密集的碳化物顆粒。在高溫回火后期，碳化物顆粒在Ostwald熟化機制[8]的作用下發生長大。由于碳原子在晶界上的擴散速度遠遠大于晶內擴散速度，從而導致晶界上析出的碳化物顆粒的尺寸大于晶內析出的碳化物顆粒的尺寸。隨著保溫時間的延長，晶界和晶內析出的細小碳化物顆粒發生相互吞并長大(圖3)，顆粒尺寸分布均勻性提高，但顆粒的多邊形特征仍然保留。

圖3 700 ℃×50 h高溫回火后試樣的金相組織

工藝II的球化過程主要分為3個階段：升溫過程中碳化物的析出，低溫雙相奧氏體化過程中碳化物顆粒的溶解球化和冷卻，等溫轉變過程中碳化物顆粒的進一步球化。當溫度升高到雙相奧氏體區時，鐵素體發生奧氏體轉變，而升溫過程中析出的細小碳化物顆粒和多邊碳化物顆粒的尖角發生快速溶解，從而能夠有效球化碳化物顆粒。隨著奧氏體化保溫時間的延長，細小的碳化物顆粒溶解，大顆粒發生長大。因此在低溫雙相奧氏體化過程中保溫適當時間則可獲得足夠多的細小彌散的未溶碳化物顆粒。在隨后的冷卻與等溫轉變過程中，這些細小未溶顆粒將作為非均勻形核的核心，與過冷奧氏體發生離異共析轉變[9-10]，并且分解出的碳化物優先沉積在碳化物顆粒表面曲率半徑大的部位，從而可以進一步球化碳化物顆粒，最終得到細小、彌散的球形碳化物顆粒[11]。

工藝II與傳統球化退火工藝的不同之處主要在于進行球化處理之前的原始組織不同。傳統球化退火工藝的原始組織為熱軋態GCr15，其球化過程為原始片狀滲碳體和網狀碳化物的溶斷與球化；工藝II的原始組織為固溶處理得到的馬氏體組織，其球化過程為碳化物的析出、溶解與球化。為了分析球化處理之前的原始組織對球化過程的影響，分別將熱軋態組織和固溶處理得到的馬氏體組織加熱到780 ℃并保溫不同時間，得到的淬火組織如圖4所示。由圖可知，熱軋態組織中存在網狀碳化物，其在780 ℃保溫30 min后不能完全溶斷(圖4a)；當保溫時間延長到120 min時，網狀碳化物被完全溶斷，但溶斷后的碳化物顆粒非球形(圖4b)，需進一步延長保溫時間。而對于固溶處理得到的馬氏體組織，在780 ℃保溫30 min即能有效球化升溫過程中析出的細小碳化物顆粒(圖4c)；當保溫時間延長到120 min時，球化后的碳化物發生長大，但顆粒的圓度幾乎不變(圖4d)。由此可得，采用工藝II能夠有效縮短球化處理時間。而工藝II和工藝I的區別主要在于工藝I僅發生碳化物的析出與球化，而沒有工藝II中碳化物的溶解過程，最終導致碳化物顆粒仍保留多邊形形貌。

2.3 不同球化工藝對淬回火后組織與性能的影響

經不同工藝球化后的試樣，再經過相同的淬回火處理，微觀組織如圖5所示。對比圖1和圖5可知，球化組織中碳化物顆粒的形貌、尺寸和分布在很大程度上決定了最終組織中未溶碳化物顆粒的形貌、尺寸和分布；此外，不同球化組織也影響了奧氏體的晶粒度，傳統球化工藝處理的試樣晶粒最為粗大，晶粒度為8級(表2)；工藝II處理的試樣晶粒較傳統球化工藝細小，晶粒度為9級；工藝I處理的試樣晶粒最細小，晶粒度為10或11級。從整體來看，工藝I和II都能在不同程度上細化碳化物顆粒和奧氏體晶粒，達到雙細化的效果。主要原因在于，未溶碳化物顆粒能夠阻礙奧氏體晶界的移動，限制奧氏體晶粒長大。奧氏體晶粒平均極限半徑R與第2相顆粒半徑r及第2相體積分數f之間的關系為R=4r/(3f)[12]，當f一定時，R隨r的減小而減小。工藝II得到的試樣碳化物平均粒徑比傳統球化工藝小，因此奧氏體晶粒尺寸也較小；工藝I得到的試樣晶粒最細小，其原因在于2個方面：未溶碳化物的阻礙作用；得到的組織中鐵素體仍保留針狀形態，其邊界保證了最終熱處理時奧氏體形核的存在，形核率越大，起始晶粒越細[13]。

圖5 最終熱處理后試樣的金相組織

球化試樣經最終淬回火后的硬度和彎曲強度見表2。通過對比未溶碳化物的體積分數和球化組織中碳化物顆粒的平均粒徑可知，球化組織中碳化物顆粒的平均粒徑越小，碳化物顆粒在奧氏體化過程中溶解越多，使淬火馬氏體中的碳含量增加，硬度提高。由表2還可以看出，細化碳化物顆粒可顯著提高彎曲強度。

表2 球化試樣經淬回火后的組織與性能

3 結論

(1)與傳統球化工藝相比，固溶+高溫回火和固溶+等溫退火工藝都能顯著細化碳化物顆粒和奧氏體晶粒。固溶+等溫退火工藝不僅能有效縮短球化處理時間，獲得更好的球化效果，還能顯著改善顆粒的尺寸均勻性，最佳工藝參數為1 050 ℃固溶→780 ℃×30 min→720 ℃×4 h。

(2)球化后的組織在后續熱處理中不僅決定最終獲得的未溶碳化物顆粒的形貌、尺寸和分布，而且也影響奧氏體的晶粒度。

(3)采用固溶+高溫回火工藝和固溶+等溫退火工藝都能顯著提高試樣的硬度和彎曲強度。