低温贝氏体转变对渗碳纳米贝氏体轴承钢表层组织与性能的影响

李 伟，秦羽满，王艳辉，康 杰，杨志南，张福成,4，尤蕾蕾,李艳国

(1.燕山大学 亚稳材料制备技术与科学国家重点实验室，河北 秦皇岛 066004；2.河北工程大学 机械与工程学院，河北 邯郸 056038；3.河北科技大学 材料科学与工程学院，河北 石家庄 050018；4.燕山大学 国家冷轧板带装备及工艺工程技术研究中心，河北 秦皇岛 066004；5.洛阳LYC轴承有限公司 航空精密轴承国家重点实验室，河南 洛阳 471039)

0 引言

轴承是机械工业中最基本、最关键的机械基础零部件。轴承钢内部的微观结构直接决定了其使用寿命。传统的轴承钢基体组织主要为高碳马氏体，马氏体脆性大，但硬度较高[1]。下贝氏体也是轴承生产中引入的一种基体组织[2]。在21世纪初，Bhadeshia等人设计了一种高碳高硅钢，通过低温长时间等温淬火获得一种由贝氏体铁素体和高碳残余奥氏体两相组成的纳米贝氏体组织，其中的贝氏体铁素体厚度仅为20～40 nm[3]。相较于马氏体钢，纳米贝氏体钢具有良好的韧性、耐磨性和较好的滚动接触疲劳性能。因而纳米贝氏体钢得到广泛关注和研究[2-5]，并被证明适合于轴承应用领域[6-10]。

张福成课题组最早将渗碳钢进行低温处理，获得表面为纳米贝氏体，心部为低碳马氏体的梯度复合组织，并发现其具有优异的综合力学性能[11-13]。2016年，我国首次将纳米贝氏体轴承钢列入国家标准《GB/T 3203—2016 渗碳轴承钢》和行业标准《YB/T 4572—2016 轴承钢辗轧环件及毛坯》。要获得完全的纳米贝氏体组织需要长时间的低温等温处理，这是限制纳米贝氏体钢应用的关键因素之一。因此，加速纳米贝氏体转变一直是值得研究的领域[14-16]。有研究表明，在贝氏体组织转变过程中，引入部分马氏体是缩短等温时间的一种有效方法[17-18]。马氏体和贝氏体复合组织也表现出良好的力学性能[7]，但针对纳米贝氏体轴承钢，针对不同组织结构对轴承钢力学性能影响的研究还明显不足。

本试验以国家标准中的G23Cr2Ni2Si1Mo纳米贝氏体渗碳轴承钢为基础，探究其表层的高碳层组织以及力学性能随等温时间的变化规律。为避免试验钢渗碳层中碳含量的变化，准确表征渗碳钢表层的组织与性能，制备了一种与G23Cr2Ni2Si1Mo渗碳轴承钢表层具有相同合金元素的高碳钢。采用该高碳钢，模拟研究渗碳钢表层随着等温时间延长的组织演变规律，及组织对力学性能的影响规律。

1 试验材料和方法

G23Cr2Ni2Si1Mo纳米贝氏体渗碳轴承钢经过渗碳处理后表层的碳含量范围为0.90%～1.05%(质量分数)，本试验用钢的化学成分为Fe-0.92C-0.34Mn-1.58Si-1.66Cr-2.29Ni-0.28Mo(质量分数)，用于模拟渗碳纳米贝氏体G23Cr2Ni2Si1Mo表层的高碳成分。热处理工艺如图1所示。根据渗碳轴承钢的实际生产工艺，首先对试验钢进行模拟渗碳处理和球化退火处理。采用DIL 805A/D膨胀仪对球化退火后试验钢的相变点和贝氏体转变动力学曲线进行测定。测得Ac1与Acm相变点分别为720 ℃和770 ℃，由此设定加热温度为830 ℃，此时其Ms相变点为160 ℃。由此确定试验钢在200 ℃等温处理，然后空冷至室温，等温时间分别为2～48 h。另外，将一组试样奥氏体化后直接油淬至室温，作为0 h对比试样。最后，将所有试样在170 ℃回火1 h。

图1 试验钢热处理工艺图Fig.1 Heat treatment process of the studied steel

将不同等温时间的试样打磨、抛光，经4%的硝酸酒精溶液浸蚀后，在SU-5000扫描电镜(SEM)下观察组织形貌。用砂纸将线切割切取的薄片试样研磨至30 μm后，在Temupol -5型双喷电解抛光装置上减薄至穿孔。工作电压为25 V，电解液为7%(体积分数)高氯酸酒精溶液。利用FEI Talos F200X透射电镜(TEM)对组织形貌进行更细微的观察。利用D/Max-2500/PC型X射线衍射仪Cu Kα辐射测量试验钢的残余奥氏体含量。扫描方式为连续扫描，扫描角度范围为40°～100°，速度为2°/min。将奥氏体相的(200)γ、(220)γ和(311)γ衍射峰和铁素体相的(200)α和(211)α衍射峰数据代入式(1)[19]，以用于计算残余奥氏体体积分数(Vγ)：

(1)

式中，n代表衍射峰数量，I代表衍射峰强度，R为材料常数，R=(1/v2)[|F|2P(1+cos22θ/sinθsin2θ)]·e-2M。v为亚单元体积，F为结构参数，P为多相因子，e-2M为温度参数，θ为衍射角。采用HR-150A硬度计对试样进行洛氏硬度测试。每种热处理条件的试样至少测试7个硬度值，得到平均硬度。采用10 mm×10 mm×55 mm的无缺口冲击试样在JB-300型摆锤式冲击试验机上进行室温冲击试验，每种热处理条件下测试3个试样，最后取平均值。

2 试验结果及讨论

2.1 微观组织演变

图2为试验钢在200 ℃等温淬火过程中，膨胀应变随等温时间的变化曲线。可见，贝氏体转变孕育期约为1.8 h，转变完成时间约为48 h，如图2(a)所示。等温48 h后，试样从200 ℃冷却至室温的膨胀曲线没有拐点，说明试样在冷却至室温过程中没有发生马氏体转变，如图2(a)中插图所示。试验钢在200 ℃等温淬火过程中，贝氏体转变速率随等温时间的变化曲线，如图2(b)所示。可见，在等温7.1 h时，贝氏体转变速率达到最大值。随着等温时间的延长，生成的贝氏体含量逐渐上升，α/γ相界面将成为贝氏体形核的有利位置，能有效促进贝氏体的自催化形核[15, 20]，当形核率与贝氏体长大速率达到最佳配合时，贝氏体相变达到峰值转变速率。达到峰值转变速率后，贝氏体转变虽然具有较高的形核率，但是已生成的贝氏体不断将母相奥氏体晶粒分割，从而增大贝氏体相互碰撞的几率，使得长大速率显著降低，最终导致贝氏体长大速率降低。随着相变的进行，已生成的贝氏体铁素体内的C原子扩散进入相邻未转变的过冷奥氏体中，这使得未转变过冷奥氏体中的碳含量不断增加，提高过冷奥氏体的化学稳定性，从而减小贝氏体铁素体形核驱动力。另外，为了协调相变应变，过冷奥氏体内的位错密度增加，提高过冷奥氏体的机械稳定性。三方面共同作用导致在7.8 h后贝氏体生成速率逐渐减慢[21]。

图2 相变动力学曲线 Fig.2 The kinetics of bainite tranformation

图3(a)为48 h等温试样的SEM组织照片。可以看出等温48 h后，试样获得了以针状贝氏体占主导的显微组织，并且能够观察到白色球状渗碳体均匀分布于基体中。保留一定含量球状渗碳体的目的是进一步保证轴承的耐磨性[2]。通过Image-Pro Plus软件统计得出渗碳体的体积分数为(10.0 ± 1.6)%，平均等效直径为(0.29 ± 0.14)μm，较细小的渗碳体有利于提高滚动接触疲劳寿命[2]。图3(b)为未溶渗碳体的等效直径分布图，可以看出渗碳体等效直径呈正态分布。由于不同等温时间试验的球化退火和奥氏体化工艺相同，它们的渗碳体体积分数和分布相同。

图3 SEM组织照片和渗碳体等效直径分布图 Fig.3 The photo of the SEM and the equivalent diameter distribution of cementite particle

图4(a)为不同等温时间试样的XRD衍射图谱。利用公式(1)计算得出组织中的残余奥氏体含量。由于等温48 h后的冷却过程中，试验钢没有马氏体相变，48 h等温试样的室温组织由贝氏体铁素体、残余奥氏体和球状渗碳体组成。由测得的球状渗碳体含量和48 h等温试样的残余奥氏体含量，可以得出48 h等温试样的贝氏体铁素体含量。由于贝氏体转变量和等温时间成正比，根据等温过程中的膨胀曲线，可以得出不同等温时间条件下得到的贝氏体铁素体含量。等温时间小于48 h的试样组织由马氏体、贝氏体铁素体、残余奥氏体和球状渗碳体组成。通过体积守恒原则，可以得出不同等温时间试样的马氏体含量。图4(b)给出了不同等温时间试样的相组成和相体积分数。由图可知，随等温时间的延长，贝氏体铁素体含量逐渐升高，马氏体含量逐渐下降，残余奥氏体含量先升高后降低。残余奥氏体含量在8 h等温试样中达到峰值，约34.5%，48 h等温试样的残余奥氏体含量约为9.3%。

图4 XRD衍射图谱与组织含量图 Fig.4 The pattern of the XRD and the organize content

对于短时间等温试样，虽然等温淬火过程中，仅少量的奥氏体转变为贝氏体，但等温淬火结束后的冷却过程中，大量的过冷奥氏体会转变为马氏体，导致室温组织中的残余奥氏体含量很低。随等温时间的延长，贝氏体铁素体含量升高，越来越多的碳原子从贝氏体铁素体扩散到邻近的未转变过冷奥氏体中，这提高了这些过冷奥氏体的稳定性[21]，抑制了过冷奥氏体在冷却过程中向马氏体的转变，从而残余奥氏体含量升高。继续延长等温时间，更多的过冷奥氏体转变为贝氏体铁素体，从而导致残余奥氏体含量又逐渐降低。综合表现为8 h等温试样的残余奥氏体含量最高。

等温4、8、12和48 h试样的TEM组织照片，如图5(a)～(d)所示。可见，4 h等温试样组织中有大量孪晶马氏体存在。8 h和12 h等温试样组织含有较多的块状残余奥氏体，它们由被贝氏体铁素体和马氏体板条分割的过冷奥氏体冷却至室温生成。48 h等温试样中的块状残余奥氏体大幅减少，残余奥氏体主要以薄膜状形态存在，且未在48 h等温试样中观察到孪晶马氏体。48 h等温试样的贝氏体板条尺寸分布直方图，如图5(e)所示，平均板条厚度约为(69±12)nm。

注： BF-贝氏体铁素体；M-马氏体；RA-F-薄膜残余奥氏体；RA-B-块状残余奥氏体；Cem-渗碳体

薄膜状残余奥氏体较块状残余奥氏体含有更高含量的碳元素。因此，这两种残余奥氏体的晶格常数存在差异，导致XRD衍射峰中奥氏体峰呈现不对称特性，即薄膜状残余奥氏体衍射峰角度较低，块状残余奥氏体衍射峰角度较高。可以利用高斯拟合法对不同等温时间试样的XRD衍射谱的(200)γ衍射峰进行分峰处理[22-23]，从而定量各类型残余奥氏体的具体含量，如图6(a)所示。(200)γ衍射峰的拟合曲线如图6(a)中插图虚线所示。不同形态残余奥氏体含量的变化规律，如图6(b)所示。可以看出，块状残余奥氏体体积分数随着等温时间的延长，先升高后降低，在8 h等温试样中获得最高值。薄膜状残余奥氏体体积分数随着等温时间的延长，先降低后升高。

2.2 力学性能的演变

2.2.1硬度与冲击韧性

硬度和冲击韧性是轴承钢最重要的力学性能。随着等温时间的增加，试样的硬度和冲击韧性如图7所示。58HRC是轴承应用的最低硬度，从图7(a)中可以看出，所有试样的硬度均高于58HRC。8 h等温试样的硬度最低，为(58.4±0.2)HRC。从硬度曲线中可以大致将试样分为两组：一组为等温淬火时间小于8 h的试样，硬度范围为62.2～62.9HRC；其余为第二组，硬度范围为58.4～58.9HRC。

图6 不同等温时间试样中两种残余奥氏体的含量 Fig.6 The content of two kinds of residual austenite in different isothermal samples

冲击韧性随等温时间的变化曲线呈抛物线趋势。8 h等温试样的冲击韧性最高，为(101±24.7)J/cm2。油淬试样(0 h等温试样)的冲击韧性最低，为(16.3±4.6)J/cm2。2 h等温试样的冲击韧性为(31.0±5.4)J/cm2，几乎是0 h等温试样冲击韧性的两倍。2 h等温试样中的残余奥氏体含量约为0 h等温试样的1.7倍，表明残余奥氏体含量的显著增加是韧性提高的主要原因。

图7 不同等温时间试样的力学性能Fig.7 Properties of samples with different isothermal times

2.2.2组织与性能的关系

材料的微观组织结构决定了它的力学性能。48 h等温试样的组织为全纳米贝氏体组织，0 h等温试样的组织为全马氏体。48 h等温试样的硬度低于0 h等温试样，说明纳米贝氏体的硬度低于马氏体。这主要由纳米贝氏体铁素体内较低的碳含量导致固溶强化作用较弱造成的。在0～8 h范围内等温时，随等温时间的延长，硬马氏体含量降低，导致试验钢的硬度降低。在8～48 h范围内等温时，马氏体含量降低，贝氏体含量提高，试验钢的硬度主要受贝氏体组织的影响。贝氏体组织中，残余奥氏体含量降低有助于硬度的提高。因此，在8～48 h范围内等温时，随等温时间的延长，试验钢的硬度缓慢升高。8 h等温试样的硬马氏体含量很低，残余奥氏体含量最高，因而硬度最低。

同样，由于纳米贝氏体铁素体较低的碳含量导致固溶强化作用较弱，使得纳米贝氏体的韧性明显高于马氏体。纳米贝氏体处理所带来应力为压应力，而马氏体处理引入的为拉应力，这也是纳米贝氏体韧性较高的原因之一[24]。随等温时间的延长，残余奥氏体含量和冲击韧性的变化趋势相似，残余奥氏体含量的最大值也在等温8 h时得到，如图8所示。这表明，提高残余奥氏体含量会导致冲击韧性的升高。

图8 冲击韧性与残余奥氏体含量之间的关系 Fig.8 Relationship between impact toughness and volume fraction of retained austenite

早在1968年，Webster就提出马氏体板条之间分布的残余奥氏体可以延缓裂纹扩展，进而提高断裂所需总能量[25]，这被广泛引用来解释冲击韧性的变化规律。大量研究表明，残余奥氏体的形态对冲击韧性有显著影响[26-29]。块状残余奥氏体机械稳定性差，变形时易转变为脆性马氏体，引起裂纹形核，降低冲击韧性[28]。此外，其对裂纹扩展的阻力较弱，也会降低钢的韧性。冲击试样在缺口的加工过程中，缺口根部机械稳定性较弱的块状残余奥氏体容易被形变诱发转变为脆性的新鲜马氏体[30]。在冲击变形初期，缺口根部的应力集中也会首先诱发这些机械稳定性较弱的块状残余奥氏体向马氏体转变，从而降低钢的韧性。本研究中，冲击试样没有缺口，从而避免了缺口加工对块状残余奥氏体向马氏体转变的促进作用，也缓解了冲击变形初期，缺口根部应力集中对块状残余奥氏体向马氏体转变的促进作用。这显著削弱了块状残余奥氏体对冲击韧性的消极影响，导致本文中冲击韧性和残余奥氏体含量呈现完全正相关规律。

对于轴承，类似缺口的部位均在最终热处理之前完成。较高的残余奥氏体含量有可能发挥提高轴承冲击韧性的作用。另外，较高的残余奥氏体含量可提高轴承在含有微小杂质的工况下的使用寿命，这也是轴承钢含有较高残余奥氏体含量的优势之一。但对于尺寸要求较高的精密轴承，机械稳定性差的块状残余奥氏体应消除，否则会影响轴承的尺寸稳定性，使轴承在使用过程中出现尺寸失稳而无法继续使用。

3 结论

本文利用高碳钢模拟渗碳纳米贝氏体轴承钢的高碳表层，研究了其表层组织和性能随等温时间的变化规律，得到如下结论：

1) 随等温时间的延长，组织中马氏体含量降低，贝氏体铁素体含量升高，残余奥氏体含量先升高后降低。8 h等温试样中不仅残余奥氏体总量最高，达到34.5%，同时块状残余奥氏体含量也达到最高值。组织中贝氏体板条平均厚度约为(69±12)nm。

2) 随等温时间的延长，试验钢的硬度先降低后缓慢增加。当等温时间在0～4 h之间时，组织中含有大量高碳马氏体组织，硬度在62HRC以上。当等温时间达到8 h时，由于含有最高含量的软相残余奥氏体，同时马氏体含量较低，使其硬度达到最低值(58.4±0.2)HRC。随着等温时间的继续延长，组织中的残余奥氏体含量逐渐降低，纳米尺寸贝氏体铁素体含量逐渐升高，导致其硬度缓慢升高。

3) 随着等温时间的延长，试样的冲击韧性先升高后降低，与残余奥氏体含量的变化呈现完全正相关规律。当等温时间从0 h升高至8 h时，其冲击韧性从16.3 J/cm2大幅度提高到101 J/cm2，随后韧性再次逐渐降低。无缺口冲击试样的采用，显著削弱了块状残余奥氏体对冲击韧性的消极影响。