交變磁場(chǎng)球化退火對(duì)GCr15軸承鋼組織和力學(xué)性能的影響
Effect of Spheroidizing Annealing in Combination with Alternating Magnetic Field on Microstructure and Mechanical Properties of GCr15 Bearing Steel
交變磁場(chǎng)球化退火對(duì)GCr15軸承鋼組織和力學(xué)性能的影響
研究了交變磁場(chǎng)和非交變磁場(chǎng)下GCr15軸承鋼球化退火(SA)后的組織和力學(xué)性能。發(fā)現(xiàn)在奧氏體化階段應(yīng)用AMF技術(shù)促進(jìn)了碳化物的溶解，加速了奧氏體化進(jìn)程，提高了淬火試樣的硬度。等溫退火后，使用AMF的試樣中碳化物的分布更均勻，晶粒更細(xì)小。經(jīng)AMF處理的試樣平均硬度低于未經(jīng)AMF處理的試樣，這一現(xiàn)象可以歸因于AMF中擴(kuò)散系數(shù)的增強(qiáng)。關(guān)鍵詞：軸承鋼；交變磁場(chǎng)；碳化物；擴(kuò)散1. 引言
GCr15軸承鋼具有良好的耐磨性、耐腐蝕性和抗疲勞性等力學(xué)性能，因此被廣泛用于制造軸承套圈、滾珠絲杠、軸套等機(jī)械部件。[1~3]常規(guī)熱軋條件下GCr15軸承鋼的組織由層狀珠光體和少量在晶界的先共析滲碳體組成，[1,4,5]具有較高的硬度，塑性低，冷加工性差。因此，通常需要球化退火SA工藝來(lái)獲得優(yōu)異的組織，如分布在鐵素體基體中的球狀碳化物。[1,5]而傳統(tǒng)的球化退火SA工藝通常需要10~20小時(shí)的時(shí)間，[4,6]導(dǎo)致高的能量消耗，生產(chǎn)效率低。因此，研究了幾種縮短球化退火SA時(shí)間的方法，如循環(huán)球化退火，[7,8]形變球化退火，[6,9~11]在線球化退火，[12]和等溫球化退火，[13]等。此外，SA的目的是獲得碳化物的彌散分布，這有利于提高軸承鋼的疲勞壽命，[14]并且在熱處理過(guò)程中材料的組織結(jié)構(gòu)中存在明顯的遺傳現(xiàn)象。[15,16]到目前為止，如何在軸承鋼中獲得均勻、彌散分布的碳化物仍然是一個(gè)重要的課題。在過(guò)去的幾十年里，人們發(fā)現(xiàn)交變磁場(chǎng)AMF可以用來(lái)改進(jìn)金屬材料的微觀組織和性能，例如，AMF可以增強(qiáng)擴(kuò)散率，[17~20]細(xì)化晶粒，[21]加速應(yīng)力釋放，[22]減少宏/微觀偏析。[23~26]在熱處理方面，發(fā)現(xiàn)AMF不僅可以改善某些輕合金的組織和性能，[18,27,28]還可以改善電工鋼的磁性，細(xì)化珠光體組織。[29]最近，AMF被用于GCr15軸承鋼的室溫處理。研究發(fā)現(xiàn)，AMF的應(yīng)用可以提高合金的位錯(cuò)密度，提高合金的強(qiáng)度和耐磨性。因此，AMF的應(yīng)用為調(diào)控?zé)崽幚磉^(guò)程中的組織和性能提供了新的思路。本文研究了AMF對(duì)GCr15軸承鋼熱處理過(guò)程中組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)AMF促進(jìn)了層狀碳化物的溶解，加速了奧氏體化進(jìn)程，進(jìn)而深入分析了原因。2. 實(shí)驗(yàn)的程序
選用直徑φ40 mm的熱軋GCr15軸承鋼棒，化學(xué)成分如表1所示，從鋼棒上截取試樣尺寸為8 × 8 × 5mm，分別用和不用AMF進(jìn)行熱處理。表1 GCr15軸承鋼的化學(xué)成分(wt.%)
AMF由水冷銅線圈和50Hz交流電源產(chǎn)生，通過(guò)調(diào)節(jié)電流，可在0 ~ 0.1 T范圍內(nèi)調(diào)節(jié)AMF強(qiáng)度。試樣在熱處理時(shí)密封在玻璃管中，以避免氧化。將試樣放置在AMF強(qiáng)度最大、溫度均勻的區(qū)域。采用S型熱電偶監(jiān)測(cè)爐溫和試樣溫度，精度為±1℃。在AMF中GCr15軸承鋼的熱處理實(shí)驗(yàn)裝置如圖1所示。
圖1 GCr15軸承鋼在AMF中的熱處理實(shí)驗(yàn)裝置示意圖GCr15軸承鋼的SA熱處理流程如圖2所示，包括奧氏體化和等溫退火兩個(gè)步驟:
圖2 使用和不使用AMF的GCr15軸承鋼的SA熱處理規(guī)程(1) 奧氏體化，760℃溫度小保持0、10分鐘、60分鐘和180分鐘。(2) 等溫退火，720°C/ 60min→爐內(nèi)冷卻(FC)→650°C→風(fēng)冷(AC)。為了進(jìn)行比較，一組試樣使用AMF進(jìn)行熱處理， AMF在760℃下應(yīng)用于奧氏體化階段；而另一組試樣在沒(méi)有使用AMF的情況下進(jìn)行熱處理。為了比較使用和不使用AMF時(shí)不同時(shí)間奧氏體化過(guò)程中的轉(zhuǎn)變程度，進(jìn)行了一系列的淬火實(shí)驗(yàn)。熱處理后的試樣在室溫下用4%硝酸和酒精的混合物研磨、拋光和蝕刻10-15秒。采用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察其微觀結(jié)構(gòu)。利用Image Pro Plus軟件測(cè)量馬氏體含量、碳化物顆粒尺寸及其分布。在奧氏體化后淬火的試樣中，在每種條件下隨機(jī)選取區(qū)域得到馬氏體含量。等溫退火后奧氏體化保溫時(shí)間最長(zhǎng)(180 min)的試樣中碳化物顆粒數(shù)超過(guò)3000個(gè)。平均洛氏硬度由每個(gè)樣品隨機(jī)選取的五個(gè)位置測(cè)定。用x射線衍射(XRD)對(duì)樣品的物相進(jìn)行了鑒定。利用Jade 6.0軟件測(cè)定了XRD峰的強(qiáng)度和半最大值全寬。3. 結(jié)果與討論
軸承鋼棒的微觀結(jié)構(gòu)如圖3(a)所示，由片層珠光體和先共析滲碳體組成。片狀珠光體是鐵素體(α)和滲碳體(Fe3C)的混合物。圖3(b)顯示了接收試驗(yàn)的XRD譜圖，證實(shí)了圖3(a)中的片層珠光體的相為鐵素體和滲碳體。
圖3 GCr15軸承鋼的顯微組織和XRD譜圖：(a) SEM顯微圖，(b) XRD譜圖我們知道，當(dāng)GCr15試樣加熱到高于共析溫度一定溫度時(shí)，發(fā)生奧氏體化，即片層狀珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體(γ)，相變的程度與溫度和保溫時(shí)間有關(guān)，隨后的淬火導(dǎo)致奧氏體向馬氏體(α′)轉(zhuǎn)變，馬氏體的含量反映了奧氏體化的程度。圖4顯示了GCr15軸承鋼奧氏體化后不同保溫時(shí)間的SEM圖像。在沒(méi)有保溫時(shí)間的情況下，760℃淬火后的試樣(圖4(a))與鋼棒上取樣的試樣(圖3(a))的微觀結(jié)構(gòu)基本相同。也就是說(shuō)，在奧氏體化過(guò)程中，如果不進(jìn)行保溫，幾乎不會(huì)形成奧氏體。隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界處的先共析滲碳體逐漸溶解，變短甚至消失。對(duì)于片層珠光體，隨著保溫時(shí)間的增加，片層碳化物逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榱钐蓟?/span>(圖4(b) ~圖4(g))。在相同的保溫時(shí)間下，使用AMF中殘余層狀碳化物的數(shù)量比未使用AMF的要少。當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到180分鐘時(shí)，使用AMF中的層狀碳化物完全消失，而沒(méi)有試樣AMF的試樣中仍然存在(圖4(f)和圖4(g))，說(shuō)明AMF促進(jìn)了基體中碳化物的溶解。
圖4 GCr15軸承鋼奧氏體化后不同保溫時(shí)間(a) 0T, 0分鐘， (b) 0T, 10分鐘， (c) 0.1T, 10 分鐘， (d) 0 T, 60 分鐘， (e) 0.1T, 60分鐘， (f) 0T, 180分鐘， (g) 0.1T, 180 分鐘為了進(jìn)一步表征奧氏體化過(guò)程中的微觀組織轉(zhuǎn)變，進(jìn)行了XRD測(cè)試，如圖5所示。從珠光體(馬氏體)的特征峰變化可以清楚地觀察到珠光體向奧氏體(馬氏體)的微觀組織轉(zhuǎn)變。在相同的保溫時(shí)間內(nèi)，使用AMF的試樣中馬氏體的特征峰首先出現(xiàn)(0.1T, 10 分鐘)，鐵素體的特征峰完全消失(0.1T, 60 分鐘)。然而，在沒(méi)有使用AMF的情況下，60分鐘內(nèi)仍有一個(gè)鐵素體峰值。結(jié)果表明，使用AMF加速了珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變，這與顯微觀察結(jié)果一致。
圖5 使用和不使用AMF的GCr15軸承鋼奧氏體化淬火后的XRD譜圖對(duì)部分峰的強(qiáng)度和半高寬進(jìn)行對(duì)比，如圖6所示。隨著保溫時(shí)間的增加，(110)和(211)峰強(qiáng)度均減小。當(dāng)保溫時(shí)間小于60分鐘時(shí)，使用AMF的峰強(qiáng)度下降明顯，180分鐘時(shí)，使用AMF和不使用AMF的峰強(qiáng)度相互接近，峰強(qiáng)度的變化與珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的程度一致。這意味著使用AMF加速了轉(zhuǎn)變，殘余鐵素體越少，峰值越弱。在沒(méi)有使用AMF的情況下，峰半高寬隨保溫時(shí)間的增加而增加。當(dāng)保溫時(shí)間小于60分鐘時(shí)，使用AMF處理的半高寬比未處理的大，半高寬的變化也意味著使用AMF處理的試樣中形成了更多的馬氏體，包括位錯(cuò)或晶格畸變等缺陷。
圖6 使用和不使用AMF的XRD峰的強(qiáng)度和半峰寬分別為：(a)(110)、(b)(211)眾所周知，馬氏體中碳的過(guò)飽和固溶體導(dǎo)致晶格畸變和更高的位錯(cuò)密度，在x射線衍射圖中使峰變寬。[31~34]馬氏體可以解釋為鐵素體，晶體學(xué)上有輕微的正方畸變，[34]正方性c/a與碳含量(wt.%中的[c])有如下線性關(guān)系:
其中c和a為馬氏體的晶格常數(shù)。當(dāng)碳含量增加到一定程度時(shí)，馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)由體心立方(BCC)轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方(BCT)。[33,35]最近，高分辨率的XRD研究表明，隨著碳含量的增加，馬氏體的正方性增加，馬氏體峰值強(qiáng)度降低。[36] 因此，XRD峰逐漸變寬、變平。顯然，使用AMF促進(jìn)了鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變。圖7顯示了不使用AMF和使用AMF時(shí)馬氏體的含量。從這個(gè)直方圖可以看出，隨著保溫時(shí)間的增加，無(wú)論是否使用AMF，馬氏體的比例都是逐漸增加的。在相同的保溫時(shí)間內(nèi)，使用AMF試樣中馬氏體的含量明顯高于未使用AMF的馬氏體含量。使用AMF處理10分鐘、60分鐘和180分鐘后，馬氏體平均分?jǐn)?shù)分別從23.9%、55.8%、72.7%提高到46.6%、94.8%、100.0%。由此可知，使用AMF促進(jìn)了奧氏體的形成。
圖7 不同保溫時(shí)間下奧氏體化后的淬火試樣中馬氏體含量圖8為等溫退火后的顯微組織，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，層狀碳化物逐漸減少，粒狀碳化物逐漸增加。與淬火組織類似，在相同的保溫時(shí)間下，使用AMF的顆粒碳化物的比例比沒(méi)有使用AMF的顆粒碳化物的比例要高(圖8(b)和8(c)， 8(d)和8(e))。當(dāng)奧氏體保溫時(shí)間為180 分鐘時(shí)，未使用AMF處理的等溫退火組織中存在少量層狀碳化物。相比之下，使用AMF的碳化物完全變成顆粒狀(圖8(f)和圖8(g))。等溫退火過(guò)程中，奧氏體中的細(xì)小碳化物成為核心，球化長(zhǎng)大。顯然，使用AMF的應(yīng)用加速了隨后的DET過(guò)程，并從奧氏體中形成粒狀碳化物，而在沒(méi)有使用AMF的情況下，由于轉(zhuǎn)變不完全，仍有少量片層碳化物存在。GCr15等溫退火后的XRD譜圖如圖9所示。在720°C保溫60 分鐘后，所有試樣的XRD譜圖呈現(xiàn)出三個(gè)窄而強(qiáng)的峰，對(duì)應(yīng)鐵素體結(jié)構(gòu)。
圖8 GCr15軸承鋼等溫退火后(a) 0T, 0分鐘，(b) 0T, 10分鐘，(c) 0.1T, 10分鐘，(d) 0T, 60分鐘，(e) 0.1T, 60分鐘，(f) 0T, 180分鐘，(g) 0.1T, 180分鐘
對(duì)于奧氏體化階段保溫時(shí)間為180 分鐘的試樣，對(duì)比等溫退火后碳化物的尺寸分布，如圖10所示。使用AMF時(shí)，碳化物的平均直徑約為0.35 um，小于不使用AMF時(shí)的0.39 um。用半徑比(最大直徑/最小直徑)來(lái)表征碳化物顆粒的圓度，半徑比的值越接近，粒子越圓。使用和不使用AMF時(shí)，碳化物顆粒的半徑比分別為1.96和2.13，說(shuō)明使用AMF中碳化物的圓度優(yōu)于不使用AMF的碳化物。此外，在圖10中，使用AMF的曲線比沒(méi)有使用AMF的曲線更高，更窄，表明碳化物分布更均勻。
圖10 等溫退火后碳化物的尺寸分布：(a)平均直徑，(b)半徑比(最大直徑/最小直徑)GCr15試樣淬火等溫退火后的洛氏硬度值如圖11所示。奧氏體化階段，隨著保溫時(shí)間的增加，淬火后硬度增加(圖11(a))。在相同的保溫時(shí)間下，使用AMF的硬度明顯高于不使用AMF的硬度。例如，試樣保溫180分鐘的硬度，使用AMF時(shí)為64 HRC，沒(méi)有使用AMF時(shí)為59 HRC，分別提高了8.5%。等溫退火時(shí)硬度隨保溫時(shí)間的變化趨勢(shì)與淬火時(shí)相反(圖11(b))。當(dāng)奧氏體化時(shí)間小于10 分鐘時(shí)，使用AMF和不使用AMF的試樣硬度相差不大。隨著奧氏體化時(shí)間的延長(zhǎng)，等溫退火后的試樣硬度降低。當(dāng)奧氏體化時(shí)間大于60 分鐘時(shí)，在相同的奧氏體化時(shí)間內(nèi)，使用AMF的試樣硬度低于未使用AMF的試樣。下面討論有無(wú)使用AMF導(dǎo)致硬度變化的原因。
圖11 GCr15軸承鋼試樣的硬度。(a)淬火，(b)退火在奧氏體化階段，珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體(馬氏體)。馬氏體含量越多，平均硬度越大。GCr15試樣的硬度可以根據(jù)馬氏體和珠光體的硬度用一種混合規(guī)則來(lái)估計(jì)。[1,38]
式中HHRC為整體洛氏硬度，HM和HP分別為馬氏體和珠光體的硬度。馬氏體的體積分?jǐn)?shù)X由圖7得到。Yao等人[39]建立了馬氏體硬度與碳含量小于0.80 wt.%的關(guān)系：
其中C為碳的質(zhì)量百分比，JMatPro軟件計(jì)算結(jié)果表明，在760℃時(shí)奧氏體的平衡碳含量為0.64 wt.%。根據(jù)式(3)，估計(jì)馬氏體硬度為63.2 HRC，與實(shí)驗(yàn)值接近(圖11)。珠光體的硬度為16 ~ 31 HRC，這里用24 HRC的值來(lái)計(jì)算平均硬度。因此，由式(2)可知，奧氏體化時(shí)間為10、60、180分鐘時(shí)，不使用AMF處理的硬度分別為33.4、45.9、52.5HRC；使用AMF處理的HRC分別為42.3、61.2、63.2，均略低于實(shí)驗(yàn)值(圖11(a))。這可以歸因于碳化物硬度的貢獻(xiàn)，其硬度超過(guò)70 HRC，[41,42]高于馬氏體或珠光體。因此，顯微組織中存在不溶性碳化物，增加了硬度，導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)硬度值高于估計(jì)值。等溫退火后，基體轉(zhuǎn)變?yōu)橛设F素體和滲碳體組成的珠光體。珠光體中的滲碳體有片層狀和顆粒狀兩種形態(tài)，其中片層狀滲碳體的硬度較高。[43]奧氏體化階段經(jīng)AMF熱處理60 分鐘以上的試樣，片層狀碳化物較少(圖8)，硬度低于未使用AMF熱處理的試樣。根據(jù)DET理論，當(dāng)鋼被加熱到γ + Fe3C兩相區(qū)域時(shí)，現(xiàn)有的細(xì)小碳化物顆粒吸收了在奧氏體/鐵素體界面前沿分界的碳原子，形成大的球形碳化物。[1]等溫退火階段，碳化物發(fā)生球化，同時(shí)保留層狀碳化物。經(jīng)AMF處理的試樣在奧氏體化階段奧氏體含量較高，退火后殘余層狀碳化物較少，球狀碳化物較多，因此等溫退火后的硬度值低于未經(jīng)AMF處理的試樣。此外，還應(yīng)考慮磁場(chǎng)對(duì)鐵磁合金相變的影響。眾所周知，磁場(chǎng)可以改變鐵磁合金的熱力學(xué)、動(dòng)力學(xué)和微觀結(jié)構(gòu)。[44,45]在這項(xiàng)工作中，試樣加熱到760℃進(jìn)行奧氏體化，在這個(gè)溫度下，鐵素體(居里溫度，TC為770℃)是鐵磁性的，而奧氏體和滲碳體都是順磁性的。當(dāng)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)，磁場(chǎng)會(huì)促進(jìn)鐵素體的穩(wěn)定性，不利于奧氏體的形成，這與實(shí)驗(yàn)觀測(cè)結(jié)果不一致，因?yàn)樯鲜鼋Y(jié)果表明磁場(chǎng)加速了珠光體向奧氏體的轉(zhuǎn)變。因此，使用AMF試樣中奧氏體含量的變化應(yīng)歸因于其他原因。我們知道，片層珠光體的溶解速率在早期取決于碳原子的擴(kuò)散速率，在后期取決于合金元素(鉻)的擴(kuò)散速率。[46,47]因此，可以推斷，使用和沒(méi)有使用AMF的組織和性能的差異可以歸因于AMF作用下擴(kuò)散率的變化。事實(shí)上，已有報(bào)道指出，使用AMF可以促進(jìn)合金元素的擴(kuò)散速率。[17~20]擴(kuò)散率的提高可以歸因于使用AMF試樣中位錯(cuò)密度的增加，這是由磁塑性效應(yīng)(MPE)引起的。在鋁合金[48~50]和軸承鋼GCr15中也發(fā)現(xiàn)了類似的現(xiàn)象。因此，可以合理地推斷，AMF的應(yīng)用導(dǎo)致GCr15軸承鋼中碳的擴(kuò)散率更高，加速了擴(kuò)散控制奧氏體化過(guò)程。因此，使用AMF試樣中奧氏體(馬氏體)的體積分?jǐn)?shù)以及淬火后試樣的平均硬度均高于未使用AMF的試樣。傳統(tǒng)的熱處理方法，如提高奧氏體化溫度，也可以加速奧氏體化過(guò)程。然而，使用AMF在熱處理中有一些特殊的優(yōu)勢(shì)，即各種磁性效應(yīng)，如增強(qiáng)的擴(kuò)散率、[17~20]磁塑性效應(yīng)[48~50]等。此外，較低的熱處理溫度有利于降低能耗。因此，AMF的應(yīng)用有望為軸承鋼的熱處理提供新的思路。4. 結(jié)論
研究了球化退火SA與使用AMF復(fù)合對(duì)GCr15軸承鋼組織和力學(xué)性能的影響。AMF的應(yīng)用加速了GCr15軸承鋼中碳化物的溶解，促進(jìn)了奧氏體化過(guò)程。等溫退火后，應(yīng)用AMF可以得到分布更均勻、平均尺寸更小、圓度更好的球狀碳化物。等溫退火后，使用AMF試樣中的硬度較高，而等溫退火后AMF中的硬度較低。這是由于使用AMF試樣中碳原子擴(kuò)散率的提高，促進(jìn)了碳原子的擴(kuò)散速度，加速了碳化物的溶解。與傳統(tǒng)的通過(guò)調(diào)節(jié)溫度和保溫時(shí)間進(jìn)行熱處理的方法相比，AMF的應(yīng)用有望為軸承鋼的熱處理提供新的思路。感謝
國(guó)家自然科學(xué)基金項(xiàng)目(No. 52127807, 51690160)，國(guó)家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃項(xiàng)目(No. 2019YFA0705303)，上海市科委資助項(xiàng)目(No. 17JC1400602)。參考文獻(xiàn)
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Yongcheng LI, Chuanjun LI, Siyu CHEN, Fuhai ZHU, Weidong XUAN, Jiang WANG and Zhongming REN*：State Key Laboratory of Advanced Special Steel & School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai, 200444 China.通訊作者E-mail: renzm2201@163.com唐杰民2022年7月中旬在安徽屯溪翻譯自某國(guó)<ISIJ International>6月期刊，水平有限，翻譯有誤之處請(qǐng)各位看官給與指正。已經(jīng)征得任忠鳴老師的同意，翻譯出來(lái)放在微信公眾號(hào)上給大家學(xué)習(xí)。這里也感謝任忠鳴老師和他的團(tuán)隊(duì)高水平的研究，感謝他們的大度給大家參考。來(lái)源：http://bk.josen.net/post/789.html
