分享：淬火和回火温度对高碳铬轴承钢组织及性能的影响

0.   引言

轴承钢具有优异的耐腐蚀性能、疲劳性能、耐磨性能以及良好的尺寸稳定性，被广泛用于机械制造、交通运输、造船以及航空航天等领域[1]。目前，国产轴承钢在产品质量、钢种多样性和热处理工艺及其配套装备等方面与国外先进水平仍存在差距[2]，表现为低端产品过剩和高端产品匮乏，特别是在航空航天、铁路及风电等关键领域长期依赖进口[3]。GCr15钢是国产高碳铬轴承钢的代表，淬透性高，但随着应用范围扩大，在恶劣环境下精度保持性不足、磨损加剧导致使用寿命缩短的问题日益凸显。 

微合金化技术是提升GCr15钢耐磨性能的重要途径，目前相关研究大多集中在钒氮微合金化上[4]。前期研究[5-6]发现：在GCr15钢中添加适量铌元素可以通过增加碳化物数量与种类、细化碳化物尺寸、抑制晶粒生长等机制来优化马氏体组织；同时添加铌和氮元素能够使钢中形成硬度较高的氮化铌和碳氮化铌析出相，从而有效阻碍磨粒运动，提高耐磨性能。热处理工艺是影响轴承钢质量的另一重要因素[7]。STICKELS[8]研究发现，随着奥氏体化温度升高，52100轴承钢（成分接近GCr15钢）中残余奥氏体含量增加，未溶碳化物减少，硬度先增大后在900 ℃快速下降；周宋泽等[9]研究发现，GCr15钢在170 ℃回火时，随着回火时间延长，马氏体分解加剧，碳化物含量增加，但当回火时间达到3 h后变化趋缓。目前，有关淬火和回火温度等热处理工艺参数对铌氮微合金化GCr15钢显微组织（奥氏体晶粒尺寸、碳化物溶解-析出行为）及耐磨性能影响的研究较少。为此，作者对退火态铌氮微合金化GCr15轴承钢依次进行不同温度淬火与回火处理，研究了淬火和回火温度对试验钢组织和耐磨性能的影响，拟为提升含铌氮高碳铬轴承钢服役性能提供参考。 

1.   试样制备与试验方法

试验原料为工业级GCr15钢以及铌铁（铌质量分数65%）、高氮铬铁（氮质量分数8%，铬质量分数65.5%）中间合金，均为市售。按GCr15钢、铌铁中间合金、高氮铬铁中间合金质量比79.2∶0.05∶0.75配料，置于DHL-1250型真空电弧炉中熔炼，制备得到钮扣型铸锭（质量约80 g）。采用PMI-MASTER PRO型移动式直读光谱仪测定化学成分，采用TC-436型氮氧化物分析仪测定氮含量，测得试验钢的化学成分（质量分数/%）为1.05C，1.49Cr，0.043Nb，0.012N，0.205Si，0.307Mn，余Fe。 

利用Jmatpro软件模拟试验钢的平衡相图，得到试验钢的奥氏体转变开始温度Ac1为735 ℃。GCr15钢中相对较高的铬含量会形成不易溶解的铬的碳化物，若采用普通高碳钢的淬火温度（通常比Ac1高30~50 ℃）进行淬火，则奥氏体化过程中溶入奥氏体中的碳和铬会不足，导致淬火后马氏体中的碳和铬含量较低，硬度下降。通过Jmatpro软件模拟奥氏体成分可知，在800~900 ℃温度区间，奥氏体中碳和铬的含量随温度升高显著增加，故选择该温度区间进行淬火以提高奥氏体中碳和铬含量，确定淬火温度分别为810，840，870，900 ℃。通常，轴承钢的使用温度在120 ℃以下，其回火温度应比使用温度高50~100 ℃[10]，故将回火温度分别定为170，200，230 ℃。 

采用YFA12/15G-Y型箱式电阻炉对试验钢进行1 150 ℃保温2 h的均匀化退火处理，炉冷至室温，再加热至800 ℃保温3 h并快冷至700 ℃保温4 h进行球化退火处理，炉冷至650 ℃空冷。将球化退火的试验钢进行淬火和回火处理，淬火温度分别为810，840，870，900 ℃，保温1 h，水淬，回火温度分别为170，200，230 ℃，保温4 h，空冷。 

在淬火态钢上线切割出尺寸为10 mm×10 mm×4 mm的金相试样，用砂纸打磨、机械抛光及腐蚀后，采用LV150型正立式光学显微镜（OM）观察原始奥氏体组织，统计晶粒尺寸，相同条件下选5个金相视场进行测定。在淬火态和回火态试验钢上取样，打磨抛光后用体积分数4%硝酸乙醇溶液腐蚀后，采用ZEISS-Sigma300型场发射扫描电子显微镜（SEM）观察微观形貌，统计未溶析出相尺寸，随机选取5个视场测定，并用附带的能谱仪（EDS）进行微区成分分析。采用Smartlab型X射线衍射仪（XRD）进行物相组成分析，采用铜靶Kα射线，扫描速率为2 （°）·min−1，扫描范围为35°~105°。采用自制电解萃取装置[11]分离析出相，电解萃取液由375 mL H2O+120 mL HCl+16 g柠檬酸组成，离心干燥后，称取析出相质量；采用XRD分析析出相的物相组成，采用铜靶Kα射线，扫描速率为10 （°）·min−1，扫描范围为10°~90°。采用HBRVU-187.5型布洛维光学硬度计测试硬度，载荷为1 471 N，保载时间为5 s，随机测5个点取平均值。在立式MM-W1型万能摩擦磨损试验机上进行干滑动摩擦试验，采用销-盘接触方式，销试样（试验钢）直径为6 mm，高度为7.9 mm，盘试样材料为GCr15钢，施加的载荷为60 N，旋转半径为10 mm，转速为100 r·min−1，滑动时间为30 min，测3个平行试样。将磨损前后的销试样在无水乙醇中超声波清洗10 min后烘干，使用0.1 mg精度天平称取质量，计算磨损率，计算公式如下： 

式中：Wm为磨损率；m0，m1为磨损前后销试样的质量；S为滑动距离。 

2.   试验结果与讨论

2.1   淬火态显微组织

由图1可知，随着淬火温度升高，淬火态试验钢中的原始奥氏体晶粒先细化后粗化。当淬火温度为810，840，870，900 ℃时，原始奥氏体平均晶粒尺寸分别为9.17，8.11，9.72，11.23 μm；最大晶粒尺寸与平均晶粒尺寸的比值分别为3.00，2.42，2.58，2.99，说明随着淬火温度升高，原始奥氏体分布的不均匀性先降低后升高[12]，当淬火温度为840 ℃时晶粒分布最均匀。原始奥氏体晶粒尺寸主要集中在5~10 μm，当淬火温度为840 ℃时，这一尺寸区间的晶粒占比超过50%，尺寸分布最集中。随着淬火温度升高，大尺寸（大于10 μm）晶粒占比增加。 

图  1  不同温度淬火后试验钢的OM形貌和晶粒尺寸分布

Figure  1.  OM morphology (a–d) and grain size distribution (e) of test steel after quenching at different temperatures

由图2可知：淬火态试验钢的组织均由马氏体、未溶析出相和残余奥氏体组成。随着淬火温度升高，细小的隐晶马氏体转变为较粗大的针片状马氏体。810 ℃淬火后试验钢中细小球状和粗大长条状的析出相共存，且数量较多；840 ℃淬火后粗大析出相减少，细小析出相仍呈弥散分布；870 ℃淬火后局部出现析出相贫化区；900 ℃淬火后析出相贫化区比例增加，析出相分布均匀性下降。结合EDS结果（见表1）分析可知：细小球状析出相主要为不含铌和含少量氮的碳化物（位置1）以及富含铌、氮的碳化物（位置2）；粗大长条状析出相（位置3）也为富含铌、氮的碳化物。可见随着淬火温度升高，碳化物析出量减少，这说明更多碳化物溶入奥氏体基体，基体中固溶碳含量增加。 

图  2  不同温度淬火后试验钢的SEM形貌

Figure  2.  SEM morphology of test steel after quenching at different temperatures

由图3可以看出，不同温度淬火后试验钢中未溶碳化物的尺寸主要集中在0.1~0.3 μm，随着淬火温度升高，该尺寸区间的碳化物占比先增大后减小。淬火态试验钢中碳化物的d0.5（中位粒径）和d0.9（累积碳化物数量达到90%时对应的等效直径）均先减小后增加，说明碳化物呈先细化后粗化趋势。随着淬火温度升高，细小尺寸（尺寸小于0.3 μm）碳化物的占比先增加后降低最终趋于稳定，小尺寸（尺寸在0.3~0.6 μm）碳化物的占比先降低后增加最终趋于稳定，大尺寸（尺寸大于0.6 μm）碳化物占比先稳定后增加再趋于稳定。当淬火温度为840 ℃时，细小碳化物占比最高，小尺寸和大尺寸碳化物占比相对较低，碳化物尺寸分布最均匀。弥散分布的细小碳化物能有效钉扎奥氏体晶界并促进新晶粒形核，从而显著抑制晶粒长大，因此840 ℃淬火后原始奥氏体晶粒最细小且分布均匀。碳化物尺寸随淬火温度的变化规律符合Ostwald熟化规律[13]：细小尺寸碳化物因表面能大而易在高温下溶解，大尺寸碳化物则相对稳定，这种尺寸依赖性的溶解行为随淬火温度升高而加剧。因此，淬火温度高于840 ℃时细小尺寸碳化物减少，大尺寸碳化物增多[14]。综上，确定最佳淬火温度为840 ℃。 

图  3  不同温度淬火后试验钢中碳化物的尺寸分布

Figure  3.  Size distribution of carbides in test steel after quenching at different temperatures

2.2   回火态物相组成

由图4可知，经过840 ℃淬火和不同温度回火后，试验钢中均存在马氏体和残余奥氏体的衍射峰。随着回火温度升高，马氏体（110）、（200）、（211）衍射峰强度增加，奥氏体（200）、（220）、（311）衍射峰强度减弱，说明残余奥氏体在回火过程中持续转变为马氏体。当回火温度为230 ℃时，奥氏体衍射峰几乎消失，说明该温度下残余奥氏体基本转变为马氏体[15]。 

图  4  840 ℃淬火、不同温度回火后试验钢的XRD谱

Figure  4.  XRD patterns of test steel after quenching at 840 ℃ and tempering at different temperatures

由图5可见，经过840 ℃淬火和不同温度回火后，试验钢中的碳化物均主要为M3C、NbC和Nb（C，N），随着回火温度升高，碳化物衍射峰位置未发生变化，M3C型碳化物衍射峰强度增强，含铌碳化物衍射峰强度先基本保持不变后略微减弱。统计得到，当回火温度为170，200，230 ℃时，碳化物含量（质量分数，下同）分别为1.07%，1.37%，1.43%，可见随着回火温度升高，碳化物含量先显著增加后略微增加。结合XRD谱分析，当回火温度升至200 ℃时，碳化物含量显著增加主要是由于M3C型碳化物含量显著增加，当回火温度由200 ℃升高至230 ℃时，碳化物含量略微增加是含铌碳化物含量减少而M3C型碳化物含量增加共同导致的。 

图  5  840 ℃淬火、不同温度回火后试验钢中碳化物的XRD谱

Figure  5.  XRD patterns of carbides in test steel after quenching at 840 ℃ and tempering at different temperatures

2.3   回火态显微组织

由图6可见，经过840 ℃淬火和不同温度回火后，试验钢的组织均由马氏体、碳化物以及少量残余奥氏体组成，与回火前相比，碳化物变得更细小且数量增多，分布更加弥散。随着回火温度升高，马氏体宽度增加，这是因为马氏体缓慢分解及残余奥氏体向回火马氏体转变。由表2分析可知，碳化物主要为富铌碳化物和不含铌的富铬碳化物两类。富铌碳化物（位置A1、A2、B1、B2、C1、C2）呈长条状或椭圆状，其中长条状碳化物中的铌含量相对较高；不含铌的富铬碳化物（位置A3、A4）为合金渗碳体，呈细小球形或岛状，其尺寸与铬含量呈正相关，结合XRD分析推断为（Fe，Cr）3C。回火温度由170 ℃升至200 ℃时，富铌碳化物尺寸略微增大，升至230 ℃时呈细化和不规则状趋势；随回火温度升高，富铬渗碳体（Fe，Cr）3C呈粗化趋势，形貌变化不大。统计得到，回火态试验钢的碳化物尺寸均集中在0.1~0.4 μm，随着回火温度升高，尺寸大于0.2 μm的碳化物占比增大，当回火温度为230 ℃时碳化物的尺寸分布更宽、峰值更低，说明碳化物随回火温度升高发生粗化且分布均匀性下降。 

图  6  840 ℃淬火、不同温度回火后试验钢的SEM形貌及碳化物尺寸分布

Figure  6.  SEM morphology and carbide size distribution of test steel after quenching at 840 ℃ and tempering at different temperatures

2.4   回火态硬度及耐磨性能

当回火温度为170，200，230 ℃时，试验钢的硬度分别为62.78，58.98，59.26 HRC。随着回火温度升高，硬度先降低后略微升高。硬度下降归因于随着回火温度升高，试验钢淬火产生的高密度位错组织分解加剧[16]，碳原子从马氏体基体中的析出量增多，导致固溶强化效果减弱，同时碳化物发生粗化，导致析出强化效果减弱；回火温度由200 ℃升至230 ℃时硬度略有提升是因为此时残余奥氏体（软相）基本转变为马氏体（硬相），抵消了其他软化机制对硬度的不利影响，对硬度起到一定补偿作用。 

由图7可见，840 ℃淬火和不同温度回火后，试验钢的摩擦因数均随着摩擦磨损的进行先急剧增大后急剧下降最终趋于稳定。在磨损早期，试样表面微凸体被剪切、磨平，实际接触面积迅速增加，导致摩擦力显著增大，摩擦因数迅速上升；随后销试样与盘试样之间发生材料转移，摩擦因数急剧下降；随着滑动时间延长，磨屑在摩擦界面堆积并被压实，在干摩擦条件下会发生氧化，形成由磨屑与氧化产物混合而成的氧化黏着层，摩擦因数趋于稳定。当回火温度为170，200，230 ℃时，稳态摩擦因数分别为0.249，0.467，0.461，磨损率分别为0.53×10−3，2.02×10−3，2.23×10−3 mg·m−1。随着回火温度升高，试验钢的稳态摩擦因数先显著增加后略微减小，磨损率先急剧增加后略微增加。 

图  7  840 ℃淬火、不同温度回火后试验钢的摩擦因数曲线

Figure  7.  Friction coefficient curves of test steel after quenching at 840 ℃ and tempering at different temperatures

由图8可见，170 ℃回火后试验钢磨损表面较平整，主要存在因微切削产生的轻微划痕和少量犁沟，大尺寸犁沟附近出现塑性变形，微切削以及未明显磨损区域存在氧化痕迹，说明被压实的磨屑与氧化产物形成的混合物对磨损表面起到保护作用。200 ℃回火后磨损表面凹凸不平，犁沟数量较多，犁沟宽度和深度相较于170 ℃回火后增加，犁沟上存在明显的氧化痕迹，塑形变形区域未见明显增大。与200 ℃回火后相比，230 ℃回火后表面磨损更严重，犁沟更宽且数量更多，塑性变形区域增加导致出现材料剥落现象，氧化黏着痕迹减少。由此可见，不同温度回火后试验钢的磨损机制均主要为磨粒磨损和氧化黏着磨损。170 ℃回火后试验钢的耐磨性能更优，可能是因为该条件下试验钢的残余奥氏体含量更高，硬度较高，从而对耐磨性能起积极作用。残余奥氏体在干滑动摩擦过程中会发生应变诱导马氏体相变，形成更多马氏体，从而提高表面硬度，减缓磨粒对材料表面的切削和犁削作用[17]；较高含量的残余奥氏体也会提升了材料韧性，抑制裂纹萌生与扩展，防止大片材料剥落，从而提升耐磨性能。综上，试验钢合理的淬火温度为840 ℃，回火温度为170 ℃。 

图  8  840 ℃淬火、不同温度回火后试验钢表面磨损形貌

Figure  8.  Wear morphology of test steel surface after quenching at 840 ℃ and tempering at different temperatures

3.   结论

（1）不同温度淬火处理后，铌氮微合金化GCr15高碳铬轴承钢的组织均由马氏体、未溶碳化物和残余奥氏体组成。随着淬火温度升高，马氏体由细小隐晶态转变为粗大针片状，原始奥氏体晶粒和碳化物尺寸均先减小后增大，当淬火温度为840 ℃时原始奥氏体晶粒尺寸最小，细小碳化物占比最多且整体分布最均匀。 

（2）随着回火温度升高，回火态试验钢中马氏体含量增加，残余奥氏体含量减少，碳化物含量增加，碳化物粗化且分布更弥散，硬度先降低后略微升高，稳态摩擦因数先增大后略微减小，磨损率先急剧增大后略微增大。 

（3）170 ℃回火后试验钢的磨损表面较平整，犁沟数量较少，存在塑性变形以及氧化痕迹，耐磨性能较佳；200 ℃和230 ℃回火后因硬度下降和残余奥氏体含量降低，磨损表面犁沟数量增多，耐磨性能劣化。试验钢采用840 ℃淬火与170 ℃回火的热处理工艺较合理，此时耐磨性能最好。

文章来源——材料与测试网