王視祺,王尊呈,周金華
(1.沈陽工程學院 機械學院,遼寧 沈陽 110136;2 鞍鋼集團鋼鐵研究院,遼寧 鞍山 114001)
高碳鉻軸承鋼是高鉻高碳軸承鋼的代表鋼種,因其具有良好的強度、硬度、耐磨性和抗疲勞性能而被廣泛用于汽車、家電、農(nóng)機、軍工等行業(yè),作為滾珠和軸承等零件的材料[1-2]。較高的碳(C)元素含量是其具有優(yōu)良力學性能的主要原因。C 元素可以在鋼中析出大量的滲碳體,細小彌撒的滲碳體可以有效提高鋼的析出強化,從而提高鋼的屈服強度[3-4]。不過在實際生產(chǎn)過程中,C元素很容易發(fā)生局部偏析,從而使鋼中析出粗大且不均勻分布的滲碳體,如液析碳化物[5]、帶狀碳化物[6]和網(wǎng)狀碳化物[7]。由于滲碳體是一種硬脆相,在外加應力的作用下粗大且連續(xù)分布的滲碳體很容易造成應力集中,從而萌生裂紋并擴展,嚴重影響鋼材的力學性能和使用壽命[8]。目前,為了解決滲碳體的不均析出問題,最常用的方法是優(yōu)化熱處理工藝和控軋控冷工藝。優(yōu)化熱處理工藝的主要機理是將鋼加熱至滲碳體的溶解溫度以上,使?jié)B碳體重新融入到基體中,并通過持續(xù)的保溫使C元素在基體中充分擴散,以消除其在基體中的局部偏析[9-11]。文獻[12]的研究結(jié)果表明:在GCr15 鋼中,當網(wǎng)狀碳化物的厚度超過0.29 μm 時,想要消除C 元素的局部偏析就要長時間加熱,而長時間加熱又會使鋼的晶粒明顯粗化,從而使鋼的強度和塑性明顯降低。控軋控冷工藝的主要機理是利用高溫變形將基體中的滲碳體物細化,以促進碳化物的溶解,高溫變形后基體中較多的位錯組織也會加速C元素的擴散,有助于消除偏析,同時通過控制冷卻速度,使鋼快速冷卻下來可抑制滲碳體的析出,消除粗大且不均勻分布的滲碳體[13]。控軋控冷工藝只適合加工薄板,對于中厚板,其效果很難滲透到板材的心部,對鋼的力學性能的優(yōu)化十分有限[14]。
近年來,隨著重型設(shè)備的發(fā)展,我國對于大斷面軸承的需求日漸增加。當大斷面軸承鋼的尺寸達到60 mm 以上時,難以通過傳統(tǒng)的控軋控冷工藝和熱處理工藝消除內(nèi)部的滲碳體析出不均等問題[15]。目前,提高大斷面高碳鉻軸承鋼強塑性的工藝主要有微合金元素添加工藝和梯度納米化處理工藝。本文從鋼的強化機理出發(fā),重點介紹了這兩種強化工藝并分析對比了其對鋼綜合力學性能的影響。
高碳鉻軸承鋼(GGr15)通常為馬氏體或貝氏體基體、碳化物、殘余奧氏體形成的組織[16],其微觀組織結(jié)構(gòu)如圖1所示。
圖1 GGr15軸承鋼的微觀組織結(jié)構(gòu)
高碳鉻鋼由不同取向的原始奧氏體晶粒組成,每個原始奧氏體晶粒由原始奧氏體晶界(大角度晶界)隔開,晶粒內(nèi)部會有幾個不同取向的馬氏體或貝氏體板條束。由于鋼中的C含量較大,會增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性,從而使鋼在馬氏體或貝氏體轉(zhuǎn)變的過程中形成部分殘余奧氏體組織,殘余奧氏體在外力作用下會發(fā)生Trip效應轉(zhuǎn)變成馬氏體組織,從而影響材料尺寸的穩(wěn)定性。因此,殘余奧氏體多被認為是有害相。此外,在冶煉或軋制的降溫過程中C元素也會形成大量的滲碳體,滲碳體的不均勻分布會顯著降低鋼的力學性能,這也是影響高碳鉻軸承鋼力學性能的主要原因[17]。所以,優(yōu)化滲碳體即可優(yōu)化高碳鉻軸承鋼的性能。
較高的C 含量使高碳鉻軸承鋼中存在較多的滲碳體(Fe3C)組織。滲碳體為復雜立方結(jié)構(gòu),晶格常數(shù)約為0.4~0.7 nm,與基體之間呈非共格關(guān)系[18],當C 元素在鋼中發(fā)生偏析時,滲碳體會呈現(xiàn)片層狀[19]、球狀[19]、帶狀[20]和網(wǎng)狀[20],如圖2所示。
圖2 滲碳體形貌
滲碳體是具有很高的強度,幾乎無塑性,當受到外力作用時,可以有效阻礙位錯運動,提高鋼的強度。不過,由于滲碳體與基體的非共格關(guān)系,其與基體間的匹配并不好,當外力超過滲碳體與基體界面處的承受能力時,裂紋就會自此萌發(fā),之后迅速沿著碳化物或亞晶界擴展。為了增加鋼的塑韌性,需對軸承鋼進行變形處理和球化處理,使鋼中的片層狀、帶狀和網(wǎng)狀碳化物碎化、球化,以降低碳化物與基體間的接觸面積,減少裂紋萌生的可能性。不過,由于大截面軸承鋼的尺寸較大,常規(guī)的變形工藝和熱處理工藝很難滲透到其心部,所以該工藝并不適合大截面軸承鋼。目前,降低鋼中滲碳體數(shù)量且不使鋼強度降低的工藝主要有微合金元素添加工藝和梯度納米化工藝。
微合金強化元素(Ti、Nb、V、Ta等)在鋼中極易與C 元素形成納米級的MX 型碳化物,而MX 型碳化物和滲碳體的主要形成元素均為C,所以MX 型碳化物的析出必然會抑制滲碳體的析出,從而減少滲碳體的不均勻析出情況[21]。圖3 為微合金強化元素抑制滲碳體析出的機理。
圖3 微合金元素抑制滲碳體析出的機理
MX 型碳化物與滲碳體不同,其尺寸通常小于30 nm,呈面心立方結(jié)構(gòu),晶格常數(shù)約為0.41~0.45 nm,與基體之間呈半共格關(guān)系[22],均勻彌散分布于鐵素體基體上,可以有效阻礙基體中的位錯運動。圖4 為在一種高碳鋼中觀察到的位錯與MX 型碳化物的相互作用[23]。
圖4 位錯與MX型碳化物的相互作用
由圖4 可知:MX 型碳化物與基體交界處一般不會出現(xiàn)應力集中,MX 型碳化物對鋼的強化機制可用式(1)計算[24]:
式中,M為泰勒因子,M=3;G為切變模量,在馬氏體耐熱鋼中G=76 GPa;b為Burgers 矢量,b=2.85×10-10m;fV為MX 型碳化物的體積分數(shù);d為MX 型碳化物的尺寸。由此可見,fV越大,d越小,對位錯運動的阻礙作用就越大。
由于滲碳體的尺寸較大,位錯難以通過,只能堆積在滲碳體前,造成應力集中而萌生裂紋。圖5為在高碳鋼中觀察到的位錯與滲碳體的相互作用[22]。
圖5 位錯與滲碳體的相互作用
滲碳體對鋼的強化機制可用DBH模型計算[25]:
式中,α是阻擋強化因子,α=1.0;N為M23C6型碳化物的密度。由此可見,N越大,d越大,對位錯運動的阻礙作用就越大。
由于滲碳體(Fe3C)和MX 型碳化物的主要形成元素均為C,所以單位C 元素形成滲碳體和MX型碳化物所產(chǎn)生的強化比值可通過二者的強化機制模型計算:
由于Fe3C 的半徑約為MX 型碳化物的10 倍,所以rFe3C=10rMX。單個Fe3C 的體積約為單個MX型碳化物的3倍,則單位C 原子形成的Fe3C 的數(shù)量約為MX 型碳化物的30 倍,即30NFe3C=NMX。所以,單位C 原子形成MX 型碳化物的強化效果約為形成Fe3C 的2.6 倍。因此,引入MX 型碳化物不僅可以提高鋼的塑韌性,還可以提高鋼的強度。
綜上所述,近年來關(guān)于微合金元素對鋼鐵材料組織及性能影響的研究也日漸增加。文獻[26]的研究結(jié)果表明:在一種超低碳耐熱鋼中添加0.07 wt%的Ta元素,可以增加鋼中的MX型碳化物析出并抑制了M23C6型碳化物析出,將鋼的室溫沖擊吸收功由180 J 提高到了320 J;文獻[27]研究Ti元素對一種正常碳含量耐熱鋼的影響,發(fā)現(xiàn)Ti 元素可以有效提高鋼的室溫拉伸塑性,將鋼拉斷后延伸率從15%提高至20%,屈服強度由700 MPa增加至800 MPa;張丹等人研究了Nb 元素對盾構(gòu)機用大截面GCr15 軸承鋼微觀組織的影響,發(fā)現(xiàn)Nb 元素可以使鋼中的網(wǎng)狀碳化物的厚度顯著減小,并使鋼的強度和韌性均顯著增加[15]。
微合金元素添加工藝是通過降低鋼中的滲碳體數(shù)量來增加鋼的塑韌性,梯度納米化工藝則是在強度不降低的條件下通過降低鋼中的含碳量及微觀組織的優(yōu)化來增加鋼的塑韌性。梯度納米結(jié)構(gòu)材料的主要強化機制為異構(gòu)強化,即通過不同尺寸晶粒之間的配合,同時提高金屬材料的強塑性[28-29]。科研人員在以往的研究中發(fā)現(xiàn):晶粒細化可以同時提高材料的強度和塑性,不過當晶粒尺寸到了納米晶范疇,其塑性就會顯著降低,這是由于此時晶粒尺寸過小,內(nèi)部無法容納加工硬化時產(chǎn)生的位錯,從而導致晶粒的加工硬化能力不足[30]。文獻[31]的研究結(jié)果表明:如果能制備一種晶粒尺寸在空間內(nèi)呈梯度變化的材料,由納米尺度逐漸過渡到微米尺度,就可以有效避免納米晶粒的加工不足問題,使不同尺度晶粒之間相互協(xié)調(diào),納米晶粒提供強度,微米晶粒提供塑性,進而同時提高材料的強度和塑性。圖6為幾種梯度納米材料結(jié)構(gòu)[32]。
圖6 梯度納米結(jié)構(gòu)的分類
梯度納米結(jié)構(gòu)材料的主要制備工藝是表面納米強化工藝,即通過機械手段在材料表面引入外加應力,隨著距表面距離的增加,材料內(nèi)部組織受到的實際應力不斷降低。這也使得材料的內(nèi)部組織發(fā)生了梯度性的變化,即距表面越近,受到的外力越大,晶粒細化越明顯;距表面越遠,收到的外力越小,晶粒細化程度也越?。?3]。圖7為制備梯度納米結(jié)構(gòu)材料的工藝[34]。
圖7 梯度納米結(jié)構(gòu)材料制備過程
基于梯度納米化理論,文獻[35]提出了一種具有梯度納米結(jié)構(gòu)的高碳馬氏體不銹鋼,使鋼在107循環(huán)周期下的疲勞極限由300 MPa 提高至460 MPa。上海寶鋼研究院利用超聲機械研磨表面納米化處理技術(shù)對冷軋拉矯輥進行了表面處理,獲得了梯度納米結(jié)構(gòu)表層(其中納米晶粒結(jié)構(gòu)層厚10 mm),大幅提高了軋輥的耐磨性,將其使用壽命從原來的2~3 d 增至6~9 d,使換輥周期成倍提高[36]。
本文從微觀組織和強化機理出發(fā),重點闡述了大截面尺寸軸承鋼的兩種強化工藝:微合金元素添加工藝和梯度納米化工藝,兩種工藝均可以有效提高大截面尺寸軸承鋼的強度和塑性。微合金元素添加工藝引入了Ti、Nb、V 等元素,促進了納米級MX 型碳化物的形成,抑制了粗大滲碳體顆粒的形成,提高了鋼的塑性,MX 型碳化物的析出彌補了由于滲碳體析出減少而導致的強度降低,從而在不降低鋼強度的條件下大幅提高鋼的塑性;梯度納米化工藝通過降低鋼中的碳含量來減少粗大滲碳體析出,之后通過表面納米強化工藝,在鋼表面制備一層晶粒尺寸由納米級向微米級(呈梯度性)過渡的組織結(jié)構(gòu),以實現(xiàn)不同尺寸晶粒間協(xié)同配合,使納米晶粒提供強度,微米晶粒提供塑性,進而同時提高材料的強度和塑性。
雖然兩種工藝強化后的軸承鋼均表現(xiàn)出了優(yōu)良的強度和塑性,但MX 型碳化物體積分數(shù)對鋼的強度和塑性的影響、MX 型碳化物和滲碳體的最佳比例、粗晶和細晶之間發(fā)生協(xié)調(diào)變形的具體機理、表面梯度納米層晶粒的尺寸范圍與強化效果的關(guān)系、經(jīng)過兩種工藝強化后的材料的焊接性能等一系列問題,將成為科研工作者的主要研究方向。