碳氮共滲對馬氏體鋼軸承內圈接觸疲勞壽命和失效機理的影響

程安生,李淑欣 ,魯思淵,陳銀軍,金永生

(1.寧波大學機械工程與力學學院,寧波 315211;2.浙江省零件軋制成形技術研究重點實驗室,寧波 315211;3.環馳軸承集團有限公司,慈溪 315318;4.寧波銀球科技股份有限公司,寧波 315207)

0 引 言

GCr15鋼是一種具有優異淬透性和高強度的高碳鉻軸承鋼,常被用于軸承的生產制造[1-2]。軸承工作時易受滾動接觸疲勞循環載荷作用,其滾動體與滾道接觸表面因磨損和疲勞易產生點蝕,從而導致軸承失效。因此,為了提高軸承接觸表面的耐磨損和抗疲勞性能,學者們通過滲碳[3]、滲氮[4]或碳氮共滲[5-6]等表面化學熱處理方法在軸承表面制備了高硬度、耐磨損的保護層[7-10]。谷臣清等[11]研究發現,對M50NiL鋼進行高溫碳氮共滲以及淬火回火后,疲勞裂紋沿滲層的擴展速率呈雙峰變化規律,在高碳氮含量層出現低谷是殘余奧氏體含量較高所致,在過渡層出現低谷是殘余壓應力與滲層塑韌性較高雙重因素的共同作用所致。WANG等[12]研究發現,AISI 52100鋼經碳氮共滲處理后具有優秀的耐回火性,但由于殘余奧氏體含量較高,其尺寸穩定性較差。LIU等[13]研究發現,碳氮化AISI 52100高碳鋼的磨損性能隨滲層氮含量的增加得到改善。目前,碳氮共滲對材料表層硬度、抗疲勞性能和耐磨性影響的研究較多,而對軸承鋼接觸疲勞壽命[14]的影響及碳氮共滲軸承微觀失效機理的研究很少。為此,作者以GCr15馬氏體軸承鋼為試驗對象,對其進行碳氮共滲熱處理并進行接觸疲勞試驗,研究了碳氮共滲熱處理對試驗鋼接觸疲勞壽命的影響,分析了其影響機制和失效機理,以期為碳氮共滲軸承鋼的實際應用提供理論依據。

1 試樣制備與試驗方法

試驗對象為6304深溝球軸承,其材料為GCr15馬氏體軸承鋼,化學成分(質量分數/%)為0.93C,0.25Si,0.35Mn,1.87Cr,0.027P,0.01S,余Fe,軸承肩部直徑為30.55 mm。對軸承內圈分別進行常規熱處理和碳氮共滲+深冷+回火處理(簡稱為碳氮共滲處理),球和外圈均采用常規熱處理。常規熱處理工藝為840 ℃保溫45～50 min奧氏體化,油淬至室溫,170 ℃回火4 h。在連續式氣體碳氮共滲(氣氛為體積分數40%氨氣+10%甲醇+40%氮氣+10%丙烷)生產線進行碳氮共滲處理,處理前內圈在450 ℃下預氧化1 h。碳氮共滲處理工藝如下:內圈加熱至835 ℃,保溫1.5 h后進行3 h的強滲與擴散,碳勢為1.0,氨氣流量為3.5 m3·h-1,后降溫至830 ℃,在碳勢為0.96下保溫3 h,氨氣流量不變,油淬至室溫,進行-60 ℃×40 min的深冷處理,冷卻介質為液氮,后緩慢升溫至室溫,進行230 ℃×2.5 h的回火處理,隨爐冷卻至室溫。將熱處理后的試樣內圈粗磨、精磨至表面粗糙度Ra為0.068 μm。

采用電火花線切割切取內圈的軸向與周向截面,經研磨、拋光、體積分數4%硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用Hitachi SU5000型掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織。采用電火花線切割切取2種試樣內圈的軸向截面,采用HVS-1000A型顯微硬度計測試亞表面顯微硬度,載荷為0.98 N,保載時間為15 s,測試間距為75 μm。采用EP-06X型電解拋光腐蝕儀進行剝層,拋光液為60 mL HClO4+940 mL C2H5OH,采用GNR EDGE型殘余應力儀測試剝層后不同深度的殘余應力,使用雙探測器同傾法,鉻靶,Kα射線,衍射晶面為體心立方(BCC)結構(211)晶面,角度為156.1°。采用ABLT-1A型軸承壽命強化試驗機進行接觸疲勞試驗,如圖1所示,徑向載荷Pr通過傳力圓盤加載到軸承上,中間兩對軸承承受大小為2Pr的徑向載荷,左右兩對軸承承受大小為Pr的反向徑向載荷。當振動值均方根超過設定值時,可認為試樣失效,試驗機自動停機。試驗全程采用油潤滑,工作溫度為50～60 ℃,轉速為6 000 r·min-1,試驗載荷為3 985 N的純徑向載荷[15],各設置10個試驗組。

圖1 軸承接觸疲勞試驗示意Fig.1 Diagram of contact fatigue test of bearing

接觸疲勞試驗后,采用Hitachi SU500型掃描電鏡觀察內圈軸向和周向截面裂紋形貌。采用Leica EM RES102型全自動離子減薄儀對經研磨、拋光的試樣在6.5 kV、2.5 mA下離子減薄6 h,采用Oxford Instruments Symmetry型電子背散射衍射儀(EBSD)觀察晶粒形貌,加速電壓為20 kV,探針電流為120 μA,試樣傾斜角度為70°,掃描步長為0.1 μm,采用Channel 5軟件分析數據。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可見:2種熱處理工藝下軸承內圈周向截面的顯微組織類似,碳化物顆粒主要呈球狀,均勻分布在回火馬氏體基體上;碳氮共滲處理后的碳化物較常規熱處理后要更加彌散均勻,其尺寸大多集中在0.2～0.75 μm。統計得到,常規熱處理和碳氮共滲處理后內圈的碳化物顆粒的平均費雷特直徑分別為0.88,0.74 μm,這說明碳氮共滲處理使試驗鋼中的碳化物發生細化。

圖2 常規熱處理和碳氮共滲處理后內圈周向截面的顯微組織及碳化物粒徑分布Fig.2 Circumferential section microstructures (a-b) and carbide particle size distribution (c) of inner ring after conventional heat treatment (a) and carbonitriding treatment (b)

2.2 顯微硬度與殘余應力

由圖3可見:碳氮共滲處理后內圈表面滲層的顯微硬度隨著距表面距離的增加呈現出先升高后降低的趨勢,亞表面處的顯微硬度最高,為823 HV,在距表面370～400 μm處的硬度降至與常規熱處理內圈試樣幾乎一致,表明碳氮共滲處理的有效硬化層深度在370～400 μm;碳氮共滲處理和常規熱處理后內圈的表面硬度分別為813,744 HV,這說明碳氮共滲處理顯著提高了試驗鋼的表面硬度。

圖3 常規熱處理和碳氮共滲處理內圈試樣軸向截面的顯微硬度分布曲線Fig.3 Microhardness distribution curves of axial section of inner ring samples after conventional heat treatment and carbonitriding treatment

由圖4可見:碳氮共滲處理后內圈試樣的殘余壓應力隨著距表面距離的增加逐漸降低,在距表面370～400 μm處降至與常規熱處理內圈試樣幾乎一致;碳氮共滲處理試樣在有效硬化層內呈現出比常規熱處理試樣更高的殘余壓應力,最大達到727 MPa,約是常規熱處理試樣最大殘余壓應力(467 MPa)的1.6倍,這是由于碳氮共滲處理時,碳元素和氮元素會作為間隙元素擴散到鐵晶格中,使得試樣內部晶格畸變增加,大量位錯堆積,從而導致其殘余壓應力增加[12]。

圖4 常規熱處理和碳氮共滲處理后內圈試樣軸向截面的殘余應力分布曲線Fig.4 Residual stress distribution curves of axial section of inner ring samples after conventional heat treatment and carbonitriding treatment

2.3 疲勞壽命

威布爾分布在可靠性工程中被廣泛使用,尤其適用于軸承疲勞壽命的描述[16],其函數表達式為

(1)

式中:F(N)為失效概率;N為接觸疲勞失效時的循環次數;b為威布爾斜率參數;Ns為特征壽命。

失效概率采用貝納德近似來估算,公式[17]如下:

(2)

式中:F(i,n)為中位秩;i為失效循環次數的秩;n為樣本量。

采用最佳線性不變估計法來估算式(1)中的參數并利用Matlab軟件求解。由表1結合圖5可知:碳氮共滲處理試樣的b較常規熱處理試樣低,疲勞壽命的離散性和穩定性增強;碳氮共滲處理試樣的額定壽命L10、特征壽命L63.2和中值壽命L50分別約為常規熱處理試樣的5.3倍,6.7倍和6.6倍。以上結果表明碳氮共滲處理試樣的疲勞壽命相較于常規熱處理試樣顯著增加,這主要是碳氮共滲后試樣中的碳化物尺寸減小、表面硬度與殘余壓應力增加所致。更加彌散且均勻分布的碳化物有助于增強耐磨性和抗疲勞性能[18];試樣表面硬度提高,反映了其抵抗塑性變形的能力增強,有利于延緩其疲勞失效;殘余壓應力可以抵消試樣承受的部分接觸應力,降低實際接觸應力,從而提高其疲勞壽命[19]。

表1 常規熱處理和碳氮共滲處理后內圈試樣的威布爾分布參數及壽命

圖5 常規熱處理和碳氮共滲處理后內圈試樣的接觸疲勞壽命威布爾分布曲線Fig.5 Weibull distribution curves of contact fatigue life of inner ring samples after conventional heat treatment and carbonitriding treatment

由圖6可見:常規熱處理和碳氮共滲處理后內圈表面的損傷機理均為剝落;碳氮共滲處理后內圈滾道表面只在小面積內出現了剝落坑和一些不太明顯的點蝕坑,而常規熱處理后卻出現了大面積的大塊剝落坑,表明碳氮共滲處理顯著提高了試驗鋼的抗接觸疲勞性能。

圖6 接觸疲勞試驗后常規熱處理和碳氮共滲處理內圈的宏觀形貌Fig.6 Macroscopic morphology of inner ring after conventional heat treatment (a) and carbonitriding treatment (b) after contact fatigue test

接觸疲勞的裂紋萌生方式主要有從表面和從亞表面萌生2種[10]。 由圖7可見: 接觸疲勞試驗后,常規熱處理和碳氮共滲處理內圈均出現了2種裂紋萌生方式, 但常規熱處理試樣主要是表面萌生方式,而碳氮共滲處理試樣主要是亞表面萌生方式;常規熱處理試樣經接觸疲勞試驗后的截面以多層裂紋和層片狀裂紋為主,出現大面積的表層凹坑與淺層剝落,亞表面的裂紋擴展方向與滾動方向幾乎平行;碳氮共滲處理試樣的截面以點蝕坑和小型剝落坑為主,裂紋從亞表面萌生逐漸擴展至表面,并且以單一裂紋為主。

圖7 接觸疲勞試驗后常規熱處理和碳氮共滲處理內圈試樣的周向和軸向截面形貌Fig.7 Circumferential (a,c) and axial (b,d) section morphology of inner ring samples after conventional heat treatment (a-b) and carbonitriding treatment (c-d) after contact fatigue test

圖8中RD為軋向,ND為軋制面的法向。由圖8可見,接觸疲勞試驗后,常規熱處理內圈試樣在距表面450 μm的區域內存在大量(111)取向晶粒,而碳氮共滲處理試樣中(111)取向晶粒的數量大幅減少。這表明碳氮共滲處理有利于晶粒取向相對擇優分布[20],使得塑性變形在一定程度上受到抑制。

圖8 接觸疲勞試驗后常規熱處理和碳氮共滲處理內圈試樣周向截面的EBSD圖Fig.8 EBSD images of circumferential sections of inner ring samples after conventional heat treatment (a) and carbonitriding treatment (b) after contact fatigue test

2.4 失效機理

由圖9可見:常規熱處理內圈試樣剝落區周向截面的裂紋由亞表面萌生擴展至表面,深度約為89 μm, 主裂紋開口約為45°; 沿著主裂紋延伸出大量分支裂紋,在近裂紋開口處出現多層裂紋及分支裂紋,并在接近表面處交匯擴展至表面。

圖9 接觸疲勞試驗后常規熱處理內圈剝落區域周向截面形貌Fig.9 Circumferential section morphology of spalling area of inner ring after conventional heat treatment after contact fatigue test: (a) at low magnification; (b) area b at high magnification; (c) area c at high magnification; (d) area d at high magnification

由圖10可見:碳氮共滲處理內圈滾道表面剝落區周向截面的裂紋同樣從亞表面萌生擴展至表面,開口淺角約為45°,以單支裂紋為主,裂紋深度約為180 μm;主裂紋開口處近表面產生小塊剝落,并形成麻點狀點蝕坑;主裂紋中部出現細小的分支裂紋,分支裂紋擴展至主裂紋,交匯后一起擴展至表面;起始處的裂紋面之間存在破碎材料,這是因為起始處的剪切應力集中,在循環加載過程中,材料變硬,在較大的剪切應力下金屬薄片從裂紋面剝落。可知,碳氮共滲處理增強了試驗鋼抵抗塑性變形的能力。

圖10 接觸疲勞試驗后碳氮共滲處理內圈剝落區域周向截面形貌Fig.10 Circumferential section morphology of spalling area of carbonitriding treated inner ring after contact fatigue test: (a) at low magnification; (b) area b at high magnification; (c) area c at high magnification; (d) area d at high magnification

由圖11結合以上結果可知:內圈碳氮共滲處理并未改變球軸承的受力狀態與損傷機理,改變的主要是亞表面裂紋的萌生位置與二次裂紋的萌生;比起碳氮共滲處理,常規熱處理內圈的亞表面裂紋深度更小且裂紋產生的分支裂紋更多,這是因為若一次裂紋的尖端更接近于滾道表面,那么其周圍區域產生的應力集中就會更加顯著,從而更容易形成二次裂紋[21],另外碳氮熱處理內圈表層具有更高的殘余壓應力,也會抑制裂紋尖端的應力集中,同時降低裂紋的擴展速率,使得主裂紋不易產生二次裂紋[22]。

圖11 疲勞接觸試驗中常規熱處理和碳氮共滲處理內圈的局部接觸狀態及失效剝落機理Fig.11 Local contact state and failure spalling mechanism of inner ring after conventional heat treatment (a) and carbonitriding treatment(b) in fatigue contact test

由于軸承在運行期間不斷承受著交變應力和振動,這些應力和振動很容易聚集在亞表面裂紋萌生處,這個位置一般被認為是最大剪切應力處,即裂紋誘導應力處[23]。在赫茲接觸應力下,最大剪切應力的深度取決于接觸壓力與接觸半寬,由文獻[24]可以得到

(3)

式中:a為接觸半寬,μm;d為最大剪切應力深度,μm;F為單個球軸承滾珠的載荷,N;R為球軸承滾珠的半徑,mm;E為彈性模量,MPa。

由式(3)計算得到,6304深溝球軸承的d約為148 μm。在裂紋擴展的過程中,與相鄰點摩擦產生的熱量會導致裂紋擴展區域的硬度下降,從而導致局部應力升高;在高應力的影響下裂紋會繼續擴展,深度增加,直至軸承疲勞失效,碳氮共滲處理加深了最大動態剪切應力所在位置。

在赫茲接觸理論中,LUNDBERG和PALMGREN給出的經驗公式[25]如下:

(4)

式中:S為疲勞失效概率;τ0為最大動態剪切應力;Z0為最大動態剪切應力所在深度;N為應力循環次數;c,e,h為常數。

由式(4)可知,最大動態剪切應力越小,最大剪切應力位置越深, 疲勞壽命越長。經碳氮共滲處理后,內圈的最大剪切應力位置加深,最大動態剪切應力降低,接觸疲勞裂紋擴展的有效驅動力[26]降低,使得疲勞壽命延長。

3 結 論

(1) 碳氮共滲處理后GCr15馬氏體鋼軸承內圈中的碳化物比常規熱處理內圈中的更加均勻、彌散、細小,表面顯微硬度和殘余壓應力均顯著提高。

(2) 碳氮共滲處理內圈的接觸疲勞額定壽命L10、特征壽命L63.2和中值壽命L50分別約為常規熱處理內圈的5.3倍,6.7倍和6.6倍,說明碳氮共滲處理是試驗鋼提高接觸疲勞壽命的有效方法;這歸因于碳氮共滲處理誘導的加工硬化層和殘余壓應力層的協同作用。

(3) 常規熱處理和碳氮共滲處理內圈的疲勞失效損傷機理均為剝落,裂紋從亞表面萌生并擴展到接觸表面;相較于常規熱處理,碳氮共滲處理內圈的亞表面裂紋萌生處更深,亞表面二次裂紋的萌生與主裂紋的擴展得到抑制,抗接觸疲勞性能得到提升。