熱處理對含Mo軸承鋼組織和性能的影響

許榮昌， 王 毅， 孫宗輝， 李 輝

(1. 山東鋼鐵股份有限公司 山鋼研究院， 山東 濟南 271100；2. 山東理工大學 材料科學與工程學院， 山東 淄博 255000)

軸承被稱為機械的關節，是裝備制造業的關鍵基礎件。國際上素有軸承是“工業的心臟”、軸承工業是“國民經濟的裝備部”之稱，軸承廣泛應用于國民經濟的各個部門[1-3]。軸承鋼的質量直接影響到軸承工業的發展[4-5]。發達國家對于軸承鋼的生產及科研極為重視，其中以瑞典、日本、德國等國表現最為突出。

由于不斷采用新技術，軸承鋼的氧含量和夾雜物的控制水平越來越高，科技工作者和技術人員也逐步提高了對軸承鋼微觀組織演變、碳化物狀態和殘留奧氏體含量等的重視程度[6-8]。碳化物的數量決定了未轉變過冷奧氏體內的固溶合金元素含量，從而影響到其冷卻過程的相變行為[9-10]；同時，碳化物的形狀、大小和分布的均勻程度同樣決定了軸承鋼的力學性能、耐磨損性能和抗疲勞性能[11-12]。

本文對一種含Mo軸承鋼進行了系統研究，測試并分析了其冷卻過程的相演變規律，測試了不同熱處理狀態的性能并表征了微觀組織構成，旨在為軸承鋼性能的進一步提升提供技術支持。

1 試驗材料與方法

試驗鋼經ZGJL0.05-100-2.5D真空感應爐熔煉后鍛造成150 mm(寬)×20 mm(厚)×350 mm(長)的試樣，所測化學成分(質量分數，%)為0.99C、0.26Si、0.36Mn、0.025P、0.017S、1.52Cr、0.24Mo，余量Fe。鍛造后的試樣經機加工成φ10 mm×15mm后在Gleeble-3500熱模擬試驗機上測試其動態CCT曲線，根據相變規律制定熱處理工藝并進行熱處理。

熱模擬試驗方案：試樣以5 ℃/s的加熱速率升溫至1100 ℃，保溫5 min，隨后按10 ℃/s冷速冷至980 ℃，對試樣施加壓縮應力使之變形，變形量為40%，最后分別以0.5、1、2、3、4、5、7、10和15 ℃/s的冷卻速率將試樣冷至室溫。

熱處理試驗方案：①淬火+低溫回火。隨爐升溫至860 ℃，保溫30 min后油淬至室溫，再升溫至160 ℃回火2 h。②貝氏體等溫淬火。隨爐升溫至860 ℃，保溫30 min后快速冷至240 ℃保溫 4 h (鹽浴)，最后油淬至室溫。

在HXD-1000TM型維氏硬度計上測試顯微硬度，加載砝碼1 kg。磨損試驗在ML-100型儀器上進行。對不同熱處理工藝處理后的試樣在橫截面1/4處取樣，經過磨樣、拋光后用4%硝酸酒精溶液侵蝕，在ZEISS ULTRA 55場發射掃描電鏡下觀察顯微組織。對不同熱處理后的試樣依據GB/T 8362—1987《鋼中殘余奧氏體定量測定 X射線衍射儀法》取樣，磨制后，用濃度20%的高氯酸酒精溶液進行電解拋光，直至拋光面無劃痕、無氧化黑點為止，拋光電壓15 V，電流1 A，時間15 s。拋光后試樣用TTRⅢ多功能X射線衍射儀進行物相分析，并按照GB/T 8362—1987進行殘留奧氏體體積分數的測定和計算。

2 試驗結果與討論

2.1 動態連續冷卻轉變曲線

由圖1可知，冷速為0.5 ℃/s時，試驗鋼冷卻后所得組織由先共析二次碳化物和珠光體構成；冷速在0.8～3 ℃/s范圍時，得到的室溫組織為先共析二次碳化物、珠光體和馬氏體的復合組織；冷速≥4 ℃/s時，冷卻過程不再發生珠光體相變。

圖1 試驗鋼不同冷速下的SEM圖Fig.1 SEM images of the tested steel under different cooling rates(a) 0.5 ℃/s; (b) 3 ℃/s; (c) 4 ℃/s

結合熱模擬測量曲線和SEM形貌圖，可繪出試驗鋼的連續冷卻轉變曲線圖，如圖2所示。可以看出，高碳鉻軸承鋼的連續冷卻過程中，并沒有出現貝氏體區域，主要是因為貝氏體組織轉變需要較長的孕育期，當冷卻速度大時，在貝氏體組織轉變區域停留時間不夠，達不到轉變所需的孕育期；而在相對緩慢的冷速下，過冷奧氏體組織冷卻至貝氏體組織轉變區域之前，全部轉變為先共析碳化物和珠光體組織。Mo屬于中強碳化物形成元素，除了能夠抑制珠光體組織轉變時碳化物的成核和長大以外，還由于Mo能提高固溶體原子間的親和力，降低Fe的自擴散速率，進而抑制珠光體組織轉變時的γ→α轉變，通過這兩個方面，推遲整個珠光體組織轉變。

圖2 試驗鋼的動態CCT曲線Fig.2 Dynamic CCT curves of the tested steel

通過CCT曲線所得出的相變過程的臨界冷卻速率可以得出，在后續熱處理過程中，冷卻速率必須高于4 ℃/s，避免珠光體轉變的發生；等溫保溫過程中，過冷奧氏體才能最大程度地發生貝氏體相變。

2.2 熱處理工藝對組織和性能的影響

試驗鋼經兩種工藝熱處理后的強度、硬度如圖3所示。淬火+回火處理后的軸承鋼試樣，抗拉強度和維氏硬度分別為1850 MPa和785 HV；而經貝氏體等溫淬火處理后的抗拉強度和硬度分別為2160 MPa和735 HV。淬火+回火后的伸長率為5%，而貝氏體等溫淬火后的伸長率達到了9%。可以看出，淬火+回火處理后的硬度偏高，而貝氏體等溫淬火處理后的抗拉強度明顯高于淬火+回火，高出了310 MPa。兩種熱處理后，軸承鋼的微觀組織結構、相構成和所受的內應力均不同，導致其抗拉強度和硬度不同的變化規律。淬火+回火時，室溫組織為回火馬氏體+碳化物+殘留奧氏體的復合組織，試樣表面承受拉應力；而貝氏體等溫淬火處理后，室溫組織為貝氏體+碳化物+殘留奧氏體的復合組織，試樣表面承受壓應力。淬火+回火軸承鋼高的表面拉應力和淬火過程導致的內部微裂紋，是導致其抗拉強度較低的主要原因，而對硬度的影響較小；而貝氏體軸承鋼高的表面壓應力和內部精細微觀組織，是形成其高的抗拉強度的主要原因。

圖3 熱處理工藝對試驗鋼力學性能的影響Fig.3 Effect of heat treatment on mechanical properties of the tested steel

圖4(a，b)為試驗鋼在不同熱處理工藝下斷口表面SEM照片，可以看出，經淬火+回火和貝氏體等溫淬火后試樣的拉伸斷口形貌均呈現出孔洞聚合型斷裂，在拉伸應力作用下，在夾雜物與基體的界面處，或在晶界塞積大量位錯處出現裂紋源，鄰近裂紋源聚合產生微孔洞，隨著孔洞生長、增殖最后形成斷裂。貝氏體等溫淬火后斷口處的韌窩更為細小和密集，為貝氏體軸承鋼提供了較高的韌性。圖4(c，d)為不同熱處理后試驗鋼的磨損表面形貌。在載荷作用下部分磨粒嵌入試樣表層，在試樣與砂布的相對滑動過程中，磨損面形成明顯的犁溝。不同熱處理后試樣的磨損性能如圖5所示，可以看出，馬氏體組織的軸承鋼的磨損量略高于貝氏體組織的磨損量，呈現出較弱的耐磨損性能。

圖4 熱處理工藝對試驗鋼拉伸斷口(a, b)和磨損形貌(c, d)的影響(a,c)淬火+低溫回火；(b,d)等溫淬火Fig.4 Effect of heat treatment on tensile fracture(a, b) and worn morphologies(c, d) of the tested steel(a,c) quenching+low temperature tempering; (b,d) austempering

圖5 不同熱處理工藝下試驗鋼的耐磨損性能Fig.5 Wear resistance of the tested steel underdifferent heat treatment

圖6為不同熱處理工藝下試驗鋼的SEM微觀組織圖，可以看出，淬火+低溫回火工藝處理后得到的組織為板條狀回火馬氏體+碳化物+殘留奧氏體，碳化物包括兩相區加熱過程未溶解的M3C型碳化物和回火過程析出的板條內ε碳化物；貝氏體等溫淬火處理后得到的組織為貝氏體+碳化物+少量殘留奧氏體。

圖6 熱處理工藝對試驗鋼微觀組織的影響(a)淬火+低溫回火；(b)等溫淬火Fig.6 Effect of heat treatment on microstructure of the tested steel (a) quenching+low temperature tempering; (b) austempering

圖7為不同熱處理工藝下試驗鋼的XRD物相分析圖，通過計算可以得到，淬火+低溫回火處理后殘留奧氏體的體積分數約為12.68%，而貝氏體等溫淬火處理后殘留奧氏體的體積分數約為3.88%。具有一定熱穩定性的殘留奧氏體含量的降低，為軸承鋼的尺寸穩定性提供了一定的保障。

圖7 不同熱處理工藝下試驗鋼的XRD圖譜Fig.7 XRD patterns of the tested steel under different heat treatment

3 結論

1) Mo元素的添加，推遲了先共析碳化物的析出和珠光體組織轉變，當冷速≥4 ℃/s時冷卻過程只發生馬氏體相變。

2) 淬火+低溫回火后的軸承鋼試樣，抗拉強度和維氏硬度分別為1850 MPa和785 HV；而經貝氏體等溫淬火后分別達到2160 MPa和735 HV。貝氏體等溫淬火后，室溫組織為貝氏體+碳化物+殘留奧氏體的復合組織。

3) 淬火+回火后殘留奧氏體的體積分數約為12.68%，而貝氏體等溫淬火后的為3.88%。殘留奧氏體含量的降低為軸承鋼的尺寸穩定性提供了保障。