摘 要:根據(jù)相圖熱學(xué)平衡原理和不同氣氛碳勢(shì)的影響,提出了 GCr15鋼軸承套圈表面脫碳層 的形成過(guò)程和形成機(jī)理。結(jié)果表明:爐內(nèi)氣氛碳勢(shì)等于或大于GCr15鋼二相區(qū)平衡奧氏體碳含量 時(shí),獲得正常顯微組織;隨碳勢(shì)降低,套圈表面先出現(xiàn)半脫碳層,顯微組織變化表現(xiàn)為滲碳體數(shù)量減 少、鐵素體(疊加原始鐵素體)增加及團(tuán)塊片狀珠光體生成;碳勢(shì)繼續(xù)降低后,套圈由外到里生成全 脫碳層+半脫碳層。
關(guān)鍵詞:GCr15鋼;相圖;軸承套圈;球化退火;脫碳;碳勢(shì)
中圖分類號(hào):TG156.26 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):1001-4012(2021)10-0006-06
球化退火是使珠光體中片狀滲碳體球化而進(jìn)行 的一種熱處理,球化退火后的顯微組織是鐵素體基 體上均勻分布球狀滲碳體顆粒,滲碳體形態(tài)細(xì)小、均 勻且完全球化。工模具鋼等采用球化退火工藝來(lái)改 善其加工性能,目的是降低硬度改善切削加工性能。 球化退火處理還可以作為淬火處理前的預(yù)處理,以 減少加熱冷卻時(shí)的材料變形,降低開(kāi)裂傾向及過(guò)熱 敏感性等。球化退火后鋼中常見(jiàn)的缺陷有脫碳、球 化不完全(如局部會(huì)出現(xiàn)片狀珠光體)、碳化物顆粒 粒徑不均勻、存在圓度差等。
軸承套圈在球化退火后最常見(jiàn)的缺陷是脫碳, 脫碳層深一旦超出公差許可范圍,會(huì)影響零件的服 役性能。脫碳使得材料表層與心部的顯微組織和線 膨脹系數(shù)不同,淬火時(shí)發(fā)生的相變體積變化更大而 增大內(nèi)應(yīng)力,伴隨其表層強(qiáng)度下降使淬火零件變形 甚至淬裂;表層不能轉(zhuǎn)變成淬火馬氏體或馬氏體轉(zhuǎn) 變不完全,使其硬度降低或生成淬火軟點(diǎn),使用時(shí)降 低軸承零件耐磨性,易發(fā)生早期接觸疲勞損壞。
軸承套圈發(fā)生脫碳時(shí)表面含碳量低于規(guī)定值 甚至為零。軸承套圈在脫碳?xì)夥罩屑訜峄蛟诟邷?下停留時(shí)間過(guò)長(zhǎng),碳元素逸出表面發(fā)生氧化,發(fā)生 全脫碳或部分脫碳。全脫碳時(shí)有較厚的表層鐵素 體,部分脫碳時(shí)除了生成較薄鐵素體層外還伴有 碳化物含量減少、局部生成團(tuán)塊片狀珠光體,即球 化不完全。
國(guó) 內(nèi) 高 碳 鉻 軸 承 鋼 系 列 包 括 GCr15、 GCr15SiMn、GCr9、GCr9SiMn、GCr6等牌號(hào)鋼種, 其中使用最廣泛的是GCr15鋼,產(chǎn)量達(dá)軸承鋼總產(chǎn) 量的80%左右。GCr15鋼也是筆者公司生產(chǎn)軸承 套圈的主要鋼種。軸承套圈的脫碳缺陷一直是筆者 公司質(zhì)量控制的核心問(wèn)題[1]。
筆者針對(duì)高碳鉻軸承鋼(以 GCr15鋼為代表) 球化退火后脫碳組織的生成和形貌問(wèn)題探討了脫碳 的產(chǎn)生機(jī)理。為了敘述方便,以含碳量1.0%(質(zhì)量 分?jǐn)?shù),下同)的鐵碳合金(碳含量與T10A鋼相似)為 例討論球化退火的脫碳現(xiàn)象,然后擴(kuò)展推廣說(shuō)明 GCr15鋼的脫碳。
1 高溫?zé)岢尚涡纬傻拿撎棘F(xiàn)象
在討論球化退火脫碳前,必須對(duì)原始材料表面 的脫碳現(xiàn)象作一說(shuō)明。商用高碳鉻軸承鋼屬于優(yōu)質(zhì) 工模具鋼,根據(jù)棒材交貨狀態(tài),對(duì)其脫碳層深有嚴(yán)格 技術(shù)要求,一般為0.01×直徑(mm),大直徑棒材則 協(xié)議確定。筆者公司進(jìn)貨棒材的熱處理狀態(tài)為大氣 環(huán)境高溫軋制+退火,表面存在脫碳缺陷,除了特殊 交貨狀態(tài)(如外表面車削),表面脫碳缺陷總是存在 的。但是原材料棒材表面往往不是軸承工作條件最 惡劣的的滾道部位[2]。
筆者公司所生產(chǎn)的軸承套圈毛坯產(chǎn)品采用高速 鍛進(jìn)行鐓鍛成形,即棒料在1050~1100℃下中頻 加熱后熱剪鐓鍛成形,毛坯在大氣環(huán)境中經(jīng)歷高溫 加熱、停留和冷卻過(guò)程而產(chǎn)生表面脫碳缺陷。圖1 為筆者公司軸承套圈的原材料及鍛坯的表面脫碳層 微觀形貌。
2 Fe-Cr-C三元相圖中1.6%Cr垂直截面和 Fe-C二元相圖比較
Fe-Cr-C三元相圖中1.6% Cr垂直截面描述了 GCr15高碳鉻軸承鋼在標(biāo)準(zhǔn)大氣壓狀態(tài)下成分、溫度 與平衡相間的關(guān)系[3]。因?yàn)槿鄨D垂直截面不適 用杠桿定律,而GCr15鋼基本化學(xué)成分與T10A鋼類似,因此筆者采用Fe-C二元相圖類比描述 GCr15鋼 球化相變及脫碳缺陷形成機(jī)理。
比較圖2和圖3,Fe-Cr-C三元相圖中1.6%Cr 垂直截面與Fe-C二元相圖最大差異為727℃共析 轉(zhuǎn)變水平線展開(kāi)為三相α+γ+(Fe,Cr)3C共存溫 度區(qū),其余各區(qū)域相組成基本不變。再考察其 ES 線(碳在奧氏體中的固溶線)(E 點(diǎn):wC =1.50%, 1140℃;S點(diǎn):wC=0.65%,730℃),對(duì)照Fe-C相 圖ES線(E點(diǎn):wC=2.11%,1143 ℃;S點(diǎn):wC= 0.77%,727℃),可見(jiàn)前者向左略有移動(dòng),奧氏體區(qū) 縮小。所以,Fe-C-1.6Cr垂直變溫截面圖和鐵碳相 圖很相似,用Fe-C二元相圖說(shuō)明 GCr15鋼軸承套 圈表面球化退火處理脫碳機(jī)理,具有適用性[4]。
除了前述三元相圖變溫截面不能使用杠桿定律進(jìn) 行分析的困難外,還存在以下可行性理由:除鉻元素 外,二者其他主要元素含量相同,如表1所示;GCr15鋼 和T10A鋼臨界溫度基本接近,如表2所示。
3 T10A鋼正常球化退火
圖4a)為鐵碳相圖,圖4b)是考察工件表層深度 為λ時(shí)碳元素的分布狀態(tài)。正常球化退火時(shí),把 T10A鋼加熱到 KP 直線表示的溫度(~790℃) (wC=1.0%,記作O),進(jìn)入奧氏體+滲碳體二相區(qū)保 溫適當(dāng)時(shí)間緩冷至650℃出爐。奧氏體與滲碳體相 鄰界面平衡濃度根據(jù)相圖可知為L(zhǎng) 點(diǎn)。
正常球化處理時(shí)爐內(nèi)氣氛碳勢(shì)θ保持與L 點(diǎn) 含碳量相同或略高,工件和爐氣之間不發(fā)生碳元素 擴(kuò)散,工件中奧氏體平均含碳量始終維持與L 點(diǎn)相 同。滲碳體球化碳元素?cái)U(kuò)散驅(qū)動(dòng)力僅僅為片狀滲碳 體各部位曲率不同而產(chǎn)生的表面張力差,滲碳體曲 率大的部位表面發(fā)生收縮,曲率小的部位表面擴(kuò)張, 使得片狀滲碳體發(fā)生斷裂、滲碳體尖端部位和小顆 粒滲碳體溶入奧氏體中,沿表面張力場(chǎng)的方向擴(kuò)散, 沉積到 滲 碳 體 小 曲 率 表 面,最 終 實(shí) 現(xiàn) 滲 碳 體 球 化[4-5]。GCr15鋼正常球化退火后的顯微組織如圖5所示,可見(jiàn)表層下脫碳層深度與高溫成形操作時(shí) 的殘留脫碳層相當(dāng),通常可經(jīng)后續(xù)車削切除,其余截 面部分的顯微組織中滲碳體顆粒大小均一、分布均 勻,為正常的球化退火組織。
4 氣氛碳勢(shì)處于單相奧氏體時(shí) T10A鋼的 球化退火
圖6為氣氛碳勢(shì)處于單相奧氏體區(qū)球化退火時(shí) T10鋼的碳元素分布狀態(tài)。當(dāng)爐內(nèi)氣氛碳勢(shì)θ處于 LM 之間的單相奧氏體區(qū),低于正常碳勢(shì)時(shí),由圖6 可見(jiàn),工件表面含碳量很快由L 值降低到θ值。但 是按熱力學(xué)平衡要求奧氏體與滲碳體相鄰界面層的 碳元素含量須維持在L 值,表層中形成碳元素含量 梯度,驅(qū)使碳元素?cái)U(kuò)散,其驅(qū)動(dòng)力遠(yuǎn)大于因滲碳體表 面曲率不同產(chǎn)生的張力,表層中碳元素?cái)U(kuò)散和逸出 過(guò)程成為主導(dǎo)。為了維持該球化退火溫度下表面含 碳量θ、L 點(diǎn)含碳量和滲碳體含碳量K 點(diǎn)的熱力學(xué) 平衡狀態(tài),最終結(jié)果是使表層λ 厚度的體積內(nèi)滲碳 體因持續(xù)提供碳原子而逐步收縮以至消失,隨后奧 氏體含碳量繼續(xù)下降趨向θ值,最終使λ 厚度體積 總含碳量下降到θ值。
由圖6還可知,如果碳勢(shì)θ值大于共析成分, 球化處理后會(huì)顯示表層λ厚度體積內(nèi),脫碳層呈 現(xiàn)稀球化滲碳體形貌,如圖7a)所示;如果θ值小 于共析成分,冷卻后表層λ厚度的體積內(nèi)會(huì)析出 散布?jí)K狀鐵素體加稀碳化物球化區(qū),過(guò)渡到內(nèi)部 正常狀態(tài)的球化組織。前者是因?yàn)榍蚧鋮s時(shí), 基體奧氏體含碳量沿Arcm 線下降及共析轉(zhuǎn)變的同 時(shí),析出的碳元素以殘存滲碳體為核心使?jié)B碳體 長(zhǎng)大,但是滲碳體數(shù)量減少。后者是因?yàn)槔鋮s時(shí), 基體奧氏體含碳量沿Ar3 線下降時(shí)析出鐵素體,達(dá) 到共析成分后碳元素依附球化滲碳體析出生成稀 碳化物球化區(qū),若局部殘存滲碳體數(shù)量不足以構(gòu)成長(zhǎng)大核心,則發(fā)生共析轉(zhuǎn)變生成片狀珠光體團(tuán) 塊,如圖7b)所示。
5 氣氛碳勢(shì)處于奧氏體/鐵素體二相區(qū)時(shí) T10A鋼的球化退火
圖8為氣氛碳勢(shì)處于奧氏體/鐵素體二相區(qū)球 化退火時(shí) T10A 鋼碳元素分布狀態(tài)。由圖8可知, 當(dāng)爐氣碳勢(shì)θ處于MN 之間時(shí),表層λ厚度體積內(nèi) 的奧氏體、鐵素體和殘余滲碳體按系統(tǒng)熱力學(xué)平衡 要求(在球化溫度790℃的碳含量分別由 M、N、K 表征),與爐氣碳勢(shì)θ之間形成擴(kuò)散競(jìng)生,因碳元素 擴(kuò)散逸出,經(jīng)歷滲碳體溶解、奧氏體含量逐步降低至 消失、最后生成鐵素體全脫碳層。表層的碳元素?cái)U(kuò) 散途徑:①奧氏體/滲碳體界面的含量L 值向工件 表面擴(kuò)散,使?jié)B碳體逐步溶解;②奧氏體中碳元素向 工件表面擴(kuò)散逸出,最終降低到M 點(diǎn)后轉(zhuǎn)變?yōu)楹?量N 的鐵素體;③雖然表面含量θ大于鐵素體平衡 碳含量N,但是在球化溫度下表面碳原子進(jìn)入鐵晶 格的勢(shì)壘遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于其逸出勢(shì)壘,不可能發(fā)生滲碳效 果。生成的顯微組織與上節(jié)比較,因?yàn)樵诟邷叵录?有鐵素體析出,表層λ厚度的體積內(nèi)脫碳層體積更 深,由表及里分別為鐵素體、稀滲碳體和(或)局部片 狀珠光體團(tuán)塊,如圖9所示。
6 無(wú)保護(hù)氣氛下T10A鋼的球化退火
圖10為無(wú)保護(hù)氣氛下 T10A 鋼球化退火時(shí)的 碳元素分布狀態(tài)。當(dāng)爐氣碳勢(shì)θ=0時(shí),即在 KP溫度下工件敞開(kāi)在大氣環(huán)境里球化,表層λ 厚度體積 的碳元素?cái)U(kuò)散過(guò)程為:①奧氏體/滲碳體界面的含量 L 值高,碳元素向工件表面擴(kuò)散,使?jié)B碳體逐步溶解收縮以至消失;②奧氏體中碳元素向工件表面擴(kuò)散逸 出,最終降低到 M 點(diǎn)后轉(zhuǎn)變?yōu)楹剂縉 的鐵素體, 奧氏體消失;③含碳量N 的鐵素體中碳元素向工件 表面擴(kuò)散逸出,含碳量降低到0(P 點(diǎn)),整個(gè)工件表 層λ厚度的體積內(nèi)全轉(zhuǎn)變?yōu)榧冭F,如圖11所示。實(shí) 踐中當(dāng)爐子嚴(yán)重漏氣時(shí)才會(huì)出現(xiàn)類似情況,工件有嚴(yán) 重的全脫碳層,層深超標(biāo),通常是報(bào)廢產(chǎn)品。
7 結(jié)論
(1)軸承套圈鍛坯表面脫碳層有3個(gè)來(lái)源:① 原材料表面脫碳層;②精鍛成形時(shí)高溫大氣環(huán)境具 有強(qiáng)脫碳性,鍛坯在脫碳活性溫度(650℃)以上停 留時(shí)間過(guò)長(zhǎng),生成表面脫碳層;③鍛坯球化退火時(shí)保 護(hù)氣氛碳勢(shì)偏低,球化時(shí)表面發(fā)生脫碳。
(2)球化退火鍛坯脫碳缺陷的工藝因素是氣氛 碳勢(shì),爐內(nèi)氣氛碳勢(shì)等于或大于 GCr15鋼二相區(qū)平 衡奧氏體碳含量時(shí),獲得正常顯微組織;隨碳勢(shì)降 低,軸承表層先出現(xiàn)半脫碳層,顯微組織表現(xiàn)為滲碳 體數(shù)量減少、鐵素體(疊加原始鐵素體)增加及團(tuán)塊 片狀珠光體生成;碳勢(shì)繼續(xù)降低后,由外到里生成全 脫碳層+半脫碳層。
(3)球化退火時(shí)應(yīng)嚴(yán)格控制爐內(nèi)氣氛避免發(fā)生 脫碳,冷卻時(shí)應(yīng)該保溫到脫碳敏感溫度以下再出爐。
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