奥氏体化温度对低碳铬钼镍轴承钢晶粒尺寸、碳化物及韧性的影响规律

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　　摘 要：为了探究低碳铬钼镍轴承钢在不同热处理工艺下组织和韧性的变化规律，对其进行奥氏体等温保温实验，研究了加热温度、保温时间对低碳铬钼镍轴承钢奥氏体晶粒尺寸、碳化物和冲击功的影响。结果表明：奥氏体化温度≤1 070 ℃时，钢中碳化物溶解不明显，碳化物面积占比为1.93%，奥氏体晶粒长大不明显，平均晶粒尺寸为49 μm，冲击功>50 J;奥氏体化温度≥1 080 ℃时， 碳化物面积占比为1.23%，1 090 ℃时碳化物面积占比为0.16%，碳化物大量溶解，产生解钉效应，奥氏体晶粒明显长大，冲击功大幅下降，低于30 J;保温时间大于45 min时，晶粒尺寸趋于稳定。根据实验结果得出试验钢在1 050～1 090 ℃加热并保温15～60 min的晶粒长大模型，可为该钢种热处理工艺的设计提供理论依据。
　　关键词：有色金属及其合金;轴承钢;奥氏体化温度;晶粒;碳化物
　　中图分类号：TG142.1   文献标识码：A   doi：10.7535/hbkd.2020yx01007
　　Abstract：In order to investigate the microstructure and toughness of low carbon chromium molybdenum nickel bearing steel under different heat treatment processes， an austenitic isothermal insulation test is performed. The effects of heating temperature and holding time on the austenite grain size， carbides and impact energy of low-carbon chromium-molybdenum-nickel bearing steel are studied. The results show that when the austenitizing temperature is not higher than 1 070 ℃， the carbides in the steel do not dissolve significantly， the area percentage of carbides is 1.93%， the austenite grain growth is not obvious， the average grain size is 49 μm， and the impact energy absorption is greater than 50 J. When the austenitizing temperature is 1 080 ℃ or higher， the carbide area percentage is 1.23%， while the carbide area percentage is 0.16% at 1 090 ℃， and the carbides dissolve in large quantities， resulting in a nailing effect and bigger austenite grains， and the impact energy absorption drops sharply to less than 30 J. When the holding time is longer than 45 min， the grain size tends to be stable. According to the test results， a grain growth model of the test steel heated at 1 050～1 090 ℃ for 15～60 min is provided， which can provide theoretical basis for the design of the heat treatment process for the steel.
　　Keywords：non-ferrous metal and its alloys; bearing steel; austenitizing temperature; grain; carbide
　　 航空低碳鉻钼镍轴承钢是20世纪80年代研制的航空高温渗碳轴承钢[1]，较传统的GCr15或M50有更加优异的抗疲劳性能、耐高温性能，运行温度可达350 ℃[2-3]。采用真空低压渗碳工艺[4]后能够获得更加优异的性能，渗碳表层无网状碳化物和粗大碳化物，避免了晶界内氧化，具有更高的抗疲劳性能，能够满足更加苛刻的服役要求[5]。该钢种基体存在细小且均匀分布的碳化物[6-7]，没有大颗粒碳化物，对碳化物引起的疲劳裂纹不敏感。ARAKERE等[8]研究发现该钢种在运行过程中，滚道会产生加工硬化，从而增强抗疲劳性能，是高温传动部件的理想选材。
　　
　　渗碳轴承钢的要求是具有高的强度和韧性，细化晶粒是唯一一种既能提高强度又能提高韧性的方法[9-11]，并且对抗疲劳性能也有很大的提升[12]。正是由于晶粒尺寸对材料性能的影响巨大，很多学者对其研究较多，ROBSON[13]建立了新的凝固模型来预测凝固早期的形核与长大。KANG等[14]研究晶粒细化对Fe-18Mn-0.6C-1.5Al双相钢屈服强度和加工硬化的作用。SELLARS等[15]提出了C-Mn钢晶粒长大模型。LEE等[16]提出经验方程来预测低合金钢的奥氏体晶粒尺寸。SCHINO等[17]通过对304不锈钢进行研究，发现细晶强化不仅能提高强度，还能提高抗疲劳性能。陈礼清等[18]推导出适合Inconel 718合金锻坯粗轧加热过程中的晶粒长大模型。徐文帅等[19]利用Selars模型建立40CrNi2MoE钢的奥氏体晶粒长大模型。 　　 然而，这些模型大多没有考虑碳化物对晶粒长大的影响，难以直接预测试验钢的晶粒演变。本文通过分析加热温度和保温时间对低碳铬钼镍轴承钢冲击功、晶粒尺寸和碳化物的影响，建立该钢奥氏体晶粒在不同加热温度和保温时间下的晶粒长大模型，为该钢种的锻造和热处理温度的选择提供参考。
　　1 材料及方法
　　试验材料为双真空（VIM+VAR）冶炼的低碳铬钼镍轴承钢，化学成分见表1。原料为退火态，组织为球状珠光体+铁素体+碳化物，平均硬度为221 HB，退火态碳化物尺寸由几十纳米到300 nm，且沿相界和晶界富集，见图1。
　　根据Themalcalc软件计算试验钢的物相转变及相变温度，结果见图2。软件计算的相图显示该材料的完全奥氏体化温度为1 000～1 200 ℃，但在该温度区间存在M6C碳化物。本文主要在该温度区间内对碳化物数量、类型、晶粒尺寸和冲击功进行细致研究。将退火态块状试样在1 050，1 060，1 070，1 080，1 090 ℃进行加热，并分别保温15，30，45，60 min，油淬（OQ），研磨，抛光，奥氏体晶界腐蚀剂为4%（体积分数）硝酸酒精，通过Zeiss 40MAT型数字金相显微镜拍摄晶粒照片，采用FEI Quanta650型扫描电镜和透射电镜观察碳化物，并进行冲击实验。
　　2 结果和分析
　　2.1 晶粒尺寸和冲击功
　　奥氏体化温度影响原子的扩散激活能，温度越高，晶粒长大速度越快。在一定温度下，晶粒逐渐长大，但长到一定尺寸后会保持稳定，升高温度又会继续长大。不同奥氏体化温度保温1 h的晶粒见图3 a）—e），随着奥氏体化温度的不断升高，晶粒尺寸逐渐长大。
　　
　　图3 f）显示材料的冲击功随着晶粒尺寸的增加而降低，但在高韧性下，冲击功差别较大。1 050～1 070 ℃晶粒尺寸增幅最小，在1 070 ℃时平均晶粒尺寸为49 μm，冲击功维持在高水平，大于50 J;1 080 ℃时，平均晶粒尺寸为65 μm，冲击功为29 J;1 090 ℃时，平均晶粒尺寸为75 μm，冲击功为23 J。晶粒尺寸的大幅增加是冲击功大幅下降的直接原因。
　　奥氏体化温度为1 050，1 070，1 090 ℃，保温时间分别为15，30，45，60 min时的晶粒尺寸见图4，统计结果见图5。加热温度为1 070 ℃时的晶粒尺寸比1 050 ℃略大，1 090 ℃时增幅巨大。保温时间小于45 min时，晶粒尺寸增幅较大，加热时间超过45 min时，晶粒尺寸增幅减缓。
　　2.2 碳化物
　　因为晶粒长大受到第二相粒子的钉扎作用，所以通过分析1 050～1 090 ℃碳化物的分布规律来解释晶粒尺寸的变化。
　　通过透射电镜（TEM）观察，确定其颗粒状碳化物为VC，Mo2C，Cr23C6。根据数量统计，VC数量最多，Cr23C6数量最少。大量观察并没有发现Themalcalc软件计算得出的M6C型碳化物，见图6。碳化物在不同温度下的吉布斯自由能[20]如表2所示，随着温度升高，M23C6型碳化物的ΔG0最大，先溶解;而MC和M2C碳化物ΔG0较小，相对稳定存在。
　　 对不同奥氏体化温度试样进行扫描电镜（SEM）观察，见图7，碳化物面积占比随奥氏体化温度的升高逐渐降低。1 050～1 070 ℃时碳化物占比几乎相同（≈1.93%）;碳化物在1 080 ℃时明显减少（1.23%）;碳化物在1 090 ℃时几乎完全溶解（0.16%）。奥氏体化温度>1 070 ℃时，原子驱动力大，晶界迁移率高，第二相粒子大量溶解，钉扎效应大大减弱，造成原奥氏体晶粒迅速长大。
　　
　　2.3 奥氏体晶粒长大模型
　　结合奥氏体晶粒长大的热力学与动力学原理[14]，构建模型：D=Atnexp（-QRT） ， （1）式中：D为晶粒平均尺寸（μm）;t为保温时间（min）;Q为晶粒长大激活能（J/mol）;R为气体常数（8.314 J/mol）;T为温度（K）;A和n为常数，与材料有关。式（1）取对数，得到式（2）：ln D=ln A+nln t-QRT 。 （2）  将实验数据代入式（2）得ln D-1/T，ln D-ln t的关系，前者斜率为-Q/R，后者斜率为n，见图8。因為1 050～1 070 ℃与1 070～1 090 ℃斜率不同，15～45 min和45～60 min斜率也不相同，分别统计，结果见表3。1 070～1 090 ℃区间的晶粒长大激活能是1 050～1 070 ℃区间的5.7倍。
　　2.4 模型检验
　　试验钢晶粒长大模型计算结果见表4，与实际对比，在1 080 ℃加热并保温60 min时误差最大，为6 μm，其他结果误差为3 μm，模型较为精确。
　　
　　3 结 论
　　1）奥氏体化温度≤1 070 ℃时，钢中碳化物占比保持在1.96%左右，晶粒尺寸增幅小，冲击功高;奥氏体化温度>1 070 ℃时，碳化物大量溶解，钉扎作用减小，晶粒尺寸迅速长大，冲击功大幅下降。
　　2）低碳铬钼镍轴承钢未溶解碳化物包含VC、富Mo-M2C以及富Cr-M23C6。富Cr-M23C6的热稳定性最差，VC和富Mo-M2C溶解温度在1 070～1 090 ℃内。
　　 3）加热保温时间≤45 min时，晶粒增幅大;加热保温时间>45 min时，晶粒增幅小，晶粒尺寸趋于稳定。
　　 4）在1 050～1 090 ℃加热并保温15～60 min时，可得到试验钢奥氏体晶粒长大的精确模型。
　　 5）本文对碳化物的研究不够细致，下一步将对不同类型碳化物的溶解、析出及其作用机理进行更为深入的分析。 　　参考文献/References：
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