等溫淬火時(shí)間對(duì)鐵道機(jī)車用SAE8620軸承鋼接觸疲勞性能的影響

張文凱，楊 貞，王克成

(1.包頭鐵道職業(yè)技術(shù)學(xué)院機(jī)車車輛系，包頭 014060；2.吉林大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)春 130012)

0 引 言

在國(guó)民經(jīng)濟(jì)快速發(fā)展和鐵路裝備強(qiáng)勁需求拉動(dòng)下，鐵路機(jī)車上的傳動(dòng)系統(tǒng)軸承、牽引電動(dòng)機(jī)軸承、軸箱軸承等關(guān)鍵零部件的需求量越來越多，質(zhì)量要求也越來越高。在“引進(jìn)先進(jìn)技術(shù)，聯(lián)合設(shè)計(jì)生產(chǎn)”的發(fā)展戰(zhàn)略思想[1]指引下，機(jī)車軸承鋼已經(jīng)基本實(shí)現(xiàn)國(guó)產(chǎn)化。國(guó)產(chǎn)軸承鋼的夾雜物、氧含量和成分偏析等控制技術(shù)水平不斷得到提高，但是在材料熱處理工藝與最終成品使用壽命等方面與國(guó)外先進(jìn)軸承鋼相比仍然有一定差距[2]。在鐵路運(yùn)行整體速度提升、應(yīng)用環(huán)境更加復(fù)雜的背景下，機(jī)車軸承鋼需要具備更高的綜合性能以提升軸承在長(zhǎng)期點(diǎn)/線接觸應(yīng)力作用下抵抗疲勞損傷的能力[3]。對(duì)機(jī)車軸承鋼進(jìn)行表面滲碳處理可以在不改變基體性能的前提下提升軸承鋼的硬度、耐磨等表面性能，但是滲碳軸承鋼在等溫淬火等熱處理過程中存在系列組織轉(zhuǎn)變(貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體和碳化物等)。已有的試驗(yàn)結(jié)果表明軸承鋼中適量的殘余奧氏體有助于吸收塑性變形能，但是殘余奧氏體含量過高會(huì)造成軸承鋼組織和尺寸穩(wěn)定性變差，且組織中的碳化物、貝氏體等的存在會(huì)對(duì)軸承鋼的疲勞壽命造成一定影響[4-6]。目前，軸承鋼在等溫淬火過程中的組織演變及其對(duì)接觸疲勞性能的影響研究報(bào)道較少，具體作用機(jī)理仍不清楚[7]。因此，作者以鐵道機(jī)車用SAE8620軸承鋼為研究對(duì)象，分析了等溫淬火時(shí)間對(duì)該軸承鋼顯微組織、硬度和接觸疲勞性能的影響，擬為通過熱處理工藝調(diào)控顯微組織并提升其接觸疲勞性能提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)材料為中信泰富特鋼集團(tuán)股份有限公司提供的鐵道機(jī)車用SAE8620軸承鋼。采用電感耦合等離子發(fā)射光譜法測(cè)得試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為0.23%C，0.35%Mn，1.28%Si，2.12%Ni，1.54%Cr，0.29%Mo，0.03%Al，余Fe。在WZST-45型真空熱處理滲碳爐中對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行表面滲碳處理：在725 ℃保溫0.5 h預(yù)熱，升溫至950 ℃，以C2H2為介質(zhì)進(jìn)行滲碳，時(shí)間為12 h，再進(jìn)行675 ℃保溫3 h退火處理。滲碳處理后試驗(yàn)鋼表面碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為0.76%。

將滲碳處理的試驗(yàn)鋼在熱處理爐中進(jìn)行855 ℃保溫0.5 h奧氏體化處理，然后在225 ℃鹽浴(質(zhì)量比1…1的亞硝酸鈉和硝酸鉀)中進(jìn)行等溫淬火處理，時(shí)間分別為7，21 h，再進(jìn)行225 ℃保溫1 h的回火處理，隨爐冷卻至室溫。

1.2 試驗(yàn)方法

在試驗(yàn)鋼上線切割出塊狀金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)3.5%硝酸酒精溶液浸蝕至表面發(fā)灰后，在萊卡DVM6型光學(xué)顯微鏡(OM)和SU-5000型掃描電鏡(SEM)上觀察顯微組織。采用連續(xù)掃描方式在D8 ADVANCE型X射線衍射儀(XRD)上進(jìn)行物相分析，并用附帶軟件計(jì)算殘余奧氏體含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。在試驗(yàn)鋼上切割取樣，經(jīng)手工預(yù)磨、沖壓成直徑3 mm的薄片并進(jìn)行離子減薄后，在JEOL-2010型透射電鏡(TEM)上觀察微觀結(jié)構(gòu)。在HV-1000型數(shù)顯維氏硬度計(jì)上進(jìn)行硬度測(cè)試，載荷為9.8 N，保載時(shí)間為10 s，測(cè)3點(diǎn)取平均值。

采用線切割方法將試驗(yàn)鋼加工成如圖1所示的接觸疲勞試樣，在XJP-20000型線接觸疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行疲勞試驗(yàn)。試驗(yàn)時(shí)軸向和縱向載荷分別為12 kN和76 kN，轉(zhuǎn)速為980 r·min-1，潤(rùn)滑介質(zhì)為VG46型潤(rùn)滑油，接觸面半寬為0.205 mm。記錄接觸疲勞過程中的振動(dòng)曲線[8]，當(dāng)振動(dòng)值大于29.4 m·s-2時(shí)停止試驗(yàn)。使用SU-5000型掃描電鏡觀察試驗(yàn)鋼接觸疲勞表面形貌，用附帶的DeepMeasure軟件測(cè)試剝落坑深度。

圖1 接觸疲勞試樣形狀和尺寸Fig.1 Shape and dimensions of contact fatigue sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出：當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為7 h時(shí)，試驗(yàn)鋼表層可見雜亂分布的黑色針狀貝氏體鐵素體(BF)、白色塊狀殘余奧氏體(RA)和灰色針狀馬氏體束(M)；等溫淬火時(shí)間延長(zhǎng)至21 h時(shí)，試驗(yàn)鋼表層可見更加密集的黑色針狀貝氏體鐵素體，殘余奧氏體含量有所減少，馬氏體基本消失。20個(gè)視場(chǎng)的統(tǒng)計(jì)[9]分析結(jié)果表明，225 ℃等溫淬火7，21 h后試驗(yàn)鋼中針狀貝氏體鐵素體的體積分?jǐn)?shù)分別約為56.2%，69.8%。

圖2 等溫淬火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼表層顯微組織Fig.2 Surface microstructure of test steel after austempering for different times

由圖3可以看出：當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為7 h時(shí)，試驗(yàn)鋼表層中除貝氏體鐵素體、殘余奧氏體和少量馬氏體外，還有細(xì)小的白色未熔碳化物(C)顆粒；等溫淬火21 h后，試驗(yàn)鋼表層除了存在含量更高的貝氏體鐵素體外，彌散分布的白色碳化物顆粒尺寸略微增大。

圖3 等溫淬火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼表層SEM形貌Fig.3 Surface SEM morphology of test steel after austempering for different times

由圖4可以看出：當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為7 h時(shí)，試驗(yàn)鋼中可見針狀貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體(F-RA)、不規(guī)則塊狀殘余奧氏體(B-RA)、馬氏體和類球形未溶碳化物，薄膜狀殘余奧氏體主要分布在貝氏體鐵素體的板條束之間，而塊狀殘余奧氏體主要分布在貝氏體束之間；等溫淬火21 h后，試驗(yàn)鋼中主要有貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體和碳化物，塊狀殘余奧氏體基本消失；等溫淬火7 h時(shí)試驗(yàn)鋼中的貝氏體板條寬度大部分小于0.1 μm，平均寬度約為94 nm，而等溫淬火21 h時(shí)寬度小于0.1 μm的貝氏體板條明顯更少，平均寬度約為98 nm，可見延長(zhǎng)等溫淬火時(shí)間會(huì)在一定程度上增加貝氏體板條平均寬度。

圖4 等溫淬火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的TEM形貌Fig.4 TEM morphology of test steel after austempering for different times

2.2 物相組成

由圖5可知，等溫淬火7 h和21 h后，試驗(yàn)鋼表面物相都主要為α-Fe和γ-Fe，等溫淬火7 h時(shí)γ-Fe的衍射峰更強(qiáng)。根據(jù)X射線衍射強(qiáng)度計(jì)算分析[10]可知，225 ℃等溫淬火7 h和21 h后，試驗(yàn)鋼中殘余奧氏體(γ-Fe)的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為22.5%和18.0%。

圖5 等溫淬火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼表面XRD譜Fig.5 XRD patterns on surface of test steel after austempering for different times

2.3 硬度分布

由圖6可知：隨著距表面距離的增加，等溫淬火7 h和21 h試驗(yàn)鋼的顯微硬度都呈現(xiàn)逐漸減小的趨勢(shì)，但是在相同距離下，等溫淬火7 h試驗(yàn)鋼的顯微硬度相對(duì)較大；在距表面4 mm范圍內(nèi)，兩種等溫淬火時(shí)間下試驗(yàn)鋼的顯微硬度都在480 HV以上(亞表層硬度約為620 HV)。滲碳試驗(yàn)鋼表層硬度會(huì)隨著距表面距離的增加而逐漸降低。與等溫淬火21 h試驗(yàn)鋼相比，等溫淬火7 h試驗(yàn)鋼中存在硬度相對(duì)較高的馬氏體[11]，因此其顯微硬度相對(duì)更大。

圖6 等溫淬火不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼表層硬度分布Fig.6 Surface hardness distribution of test steel after austempering for different times

2.4 接觸疲勞性能

由圖7可以看出，等溫淬火7 h和21 h后試驗(yàn)鋼的接觸疲勞壽命分別為6.13×107，2.79×107周次，等溫淬火7 h試驗(yàn)鋼具有相對(duì)更長(zhǎng)的疲勞壽命。這主要是因?yàn)榈葴卮慊? h后試驗(yàn)鋼表層組織為貝氏體鐵素體、薄膜狀和不規(guī)則塊狀殘余奧氏體、碳化物和馬氏體，這種組織使得試驗(yàn)鋼在具有較高硬度的同時(shí)具有較強(qiáng)的抵抗塑性變形能力[12]；而等溫淬火21 h后試驗(yàn)鋼表層組織為貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體和碳化物，不規(guī)則塊狀殘余奧氏體和馬氏體消失，相應(yīng)地抵抗塑性變形能力較弱[13]，接觸疲勞壽命相對(duì)較短。等溫淬火7 h試驗(yàn)鋼表層的殘余奧氏體含量更高，貝氏體板條平均寬度更小，表面相同深度位置處硬度更大，可以更好地抵抗塑性變形而提高滾動(dòng)接觸疲勞壽命[14]。

圖7 等溫淬火不同時(shí)間試驗(yàn)鋼在接觸疲勞過程中的振動(dòng)曲線Fig.7 Vibration curves during contact fatigue of test steel after austempering for different times

由圖8可以看出：在接觸疲勞載荷作用下，等溫淬火7 h試驗(yàn)鋼表面由于碾壓和磨損而出現(xiàn)了與滾動(dòng)方向垂直的橫向裂紋，當(dāng)接觸疲勞2.03×107周次時(shí)在裂紋附近還出現(xiàn)了平行于裂紋分布的棘輪狀塑性變形痕跡；當(dāng)接觸疲勞5.26×107周次時(shí)，裂紋在周期性循環(huán)接觸應(yīng)力作用下發(fā)生擴(kuò)展，并在局部應(yīng)力集中處產(chǎn)生輕微剝落；當(dāng)試驗(yàn)鋼發(fā)生疲勞失效后(6.13×107周次)，大面積剝落僅在表面變形層中產(chǎn)生，剝落坑深度約為9 μm。試驗(yàn)鋼表層在接觸疲勞應(yīng)力作用下會(huì)發(fā)生殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變，使得其表層硬度升高的同時(shí)也改善了表面應(yīng)力分布，導(dǎo)致裂紋難以進(jìn)一步向縱深擴(kuò)展而僅在表層擴(kuò)展直至材料剝落[15-16]。

由圖9可以看出：接觸疲勞0.45×107周次時(shí)，等溫淬火21 h試驗(yàn)鋼表面出現(xiàn)了尺寸不等的麻點(diǎn)和局部剝落坑；接觸疲勞0.83×107周次時(shí)，試驗(yàn)鋼表面出現(xiàn)了兩端發(fā)生彎折的微裂紋，裂紋擴(kuò)展方向并沒有垂直于滾動(dòng)方向，這應(yīng)是由于在碾壓和磨損過程中，部分潤(rùn)滑油進(jìn)入到裂紋中使得裂紋向兩邊擴(kuò)展，并在剪切力作用下發(fā)生裂紋偏轉(zhuǎn)所致[17]；當(dāng)試驗(yàn)鋼發(fā)生疲勞失效時(shí)(2.79×107周次)，剝落坑較深(深度約18 μm)，并且裂紋附近存在棘輪狀塑性變形痕跡。

對(duì)比圖8和圖9可知：等溫淬火7 h和21 h的試驗(yàn)鋼在接觸疲勞過程中都會(huì)萌生微裂紋，且隨著循環(huán)次數(shù)增加，裂紋發(fā)生擴(kuò)展，裂紋附近形成棘輪狀塑性變形痕跡，并且表面出現(xiàn)局部剝落現(xiàn)象；等溫淬火7 h試驗(yàn)鋼中的裂紋擴(kuò)展和剝落發(fā)生在淺表層，等溫淬火21 h試驗(yàn)鋼的剝落坑相對(duì)較深，這與等溫淬火7 h試驗(yàn)鋼具有相對(duì)較好的抵抗接觸疲勞的能力相吻合。

圖8 等溫淬火7 h試驗(yàn)鋼在不同循環(huán)次數(shù)下的接觸疲勞表面形貌Fig.8 Contact fatigue surface morphology of test steel after austempering for 7 h under different number of cycles

3 結(jié) 論

(1) 等溫淬火7 h時(shí)試驗(yàn)鋼表層組織為貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體、不規(guī)則塊狀殘余奧氏體、馬氏體和碳化物，等溫淬火21 h時(shí)試驗(yàn)鋼表層組織為貝氏體鐵素體、薄膜狀殘余奧氏體和碳化物，馬氏體和不規(guī)則塊狀殘余奧氏體基本消失；等溫淬火7 h和21 h時(shí)試驗(yàn)鋼表層組織中針狀貝氏體鐵素體體積分?jǐn)?shù)分別約為56.2%，69.8%，殘余奧氏體質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為22.5%，18.0%，貝氏體板條平均寬度分別約為94，98 nm。

(2) 隨著距表面距離的增加，等溫淬火7 h和21 h試驗(yàn)鋼的顯微硬度都呈現(xiàn)逐漸減小的趨勢(shì)，在相同距離下，等溫淬火7 h試驗(yàn)鋼的硬度相對(duì)較大。

(3) 等溫淬火7 h和21 h后試驗(yàn)鋼的接觸疲勞壽命分別為6.13×107，2.79×107周次，等溫淬火7 h后試驗(yàn)鋼具有相對(duì)更長(zhǎng)的疲勞壽命，這與其表層殘余奧氏體含量更高、貝氏體板條平均寬度更小、表層硬度更大等有關(guān)；表面接觸疲勞形貌觀察結(jié)果與接觸疲勞性能測(cè)試結(jié)果相吻合。