奥氏体化过程对Cr14Mo4V高温轴承钢微观组织的影响

周丽娜， 刘 明， 高 翔， 王文雪， 童 锐

(中国航发哈尔滨轴承有限公司， 黑龙江 哈尔滨 150025)

随着航空航天的发展，轴承工作温度越来越高，部分工况下轴承使用温度已达400 ℃以上，第二代高温轴承钢8Cr4Mo4V(国外牌号M50)及G13Cr4Mo4Ni4V(国外牌号M50NiL)仅可满足≤315 ℃的服役要求。因此，亟需开展新一代耐高温轴承材料的研究。Cr14Mo4V钢(国外牌号BG42)为一种高碳马氏体不锈钢，其兼具了8Cr4Mo4V钢的高温硬度及9Cr18Mo钢的耐蚀性[1-2]，服役温度可达480 ℃，在美国及俄罗斯等国家被广泛应用于航空航天轴承、高速飞行器等零件的制造[3]。目前，我国利用该材料制备的轴承主要依赖进口，国产Cr14Mo4V钢材料研制及应用尚在起步阶段，为加快Cr14Mo4V钢在高温(>315 ℃)轴承领域中的应用，需开展相关技术研究。

Cr14Mo4V高温轴承钢碳含量约1.15%(质量分数，下同)，铬含量约14.5%，钼含量约4.0%，钒含量约1.2%。经热处理后其微观组织主要为马氏体、碳化物及少量残留奥氏体[4]。其中，大量碳化物的存在为其提供了优异的高温硬度、耐磨性。对金属材料而言，热处理过程是决定其最终性能的关键步骤[5-6]。Cr14Mo4V高温轴承钢热处理主要包括淬火、冷处理及回火3个过程。其中，淬火过程作为最终热处理的第1步，由加热、保温和冷却3部分组成。保温过程中奥氏体化参数是决定碳化物溶解程度、基体固溶度及晶粒大小等微观组织的关键因素[7-8]。因此，研究奥氏体化过程对Cr14Mo4V高温轴承钢微观组织的影响，对其热处理工艺的制定及优化具有重要指导意义。

1 试验材料及方法

试验用高温轴承钢Cr14Mo4V的化学成分如表1所示，初始状态为退火态。退火珠光体组织由大量碳化物和铁素体基体组成，如图1(a)所示。图1(b，c)分别为合金元素Cr和Fe的分布特征，可以看出碳化物呈带状分布，主要合金元素为Cr。

表1 Cr14Mo4V钢的化学成分(质量分数，%)

图1 退火态Cr14Mo4V钢的微观组织特征

利用DIL 805A型快速相变仪对Cr14Mo4V钢的相变点进行测试，结果如图2所示。可以看出，Cr14Mo4V钢的奥氏体化开始温度(Ac1)为925 ℃，完全奥氏体转变温度(Ac3)为952 ℃，马氏体转变开始温度(Ms)为147 ℃，由降温曲线并不能准确得到国产Cr14Mo4V钢的马氏体转变结束温度(Mf)，判断其Mf点低于30 ℃。

图2 Cr14Mo4V钢的相变点测试结果

依据图2相变点测试结果，针对Cr14Mo4V钢制定了不同的奥氏体化参数，研究微观组织演化行为，具体参数如表2所示，热处理设备为真空炉，冷却介质为N2，冷却压力为0.2 MPa。淬火后试样进行机械研磨抛光后，利用3.5 g FeCl3+HCl+H2O进行腐蚀，并利用蔡司光学显微镜(Axio Imager A2m)进行显微组织观察，利用截点法进行晶粒尺寸统计。此外，针对碳化物的金相分析，利用4 g KMnO4+4 g NaOH+100 mL H2O进行染色处理。利用X射线衍射仪(Bruker D8 A，Co靶材) 进行物相分析，扫描范围为45°～115°，步距为0.02°，并依据YB/T 5338—2006《钢中残余奥氏体定量测定 X 射线衍射仪法》进行残留奥氏体含量计算。利用HR-150G洛氏硬度计进行硬度测试，加载载荷为150 kg。

表2 退火态Cr14Mo4V钢的奥氏体化过程工艺参数

2 结果分析与讨论

2.1 奥氏体化温度对微观组织的影响

利用XRD对经不同奥氏体化温度(1080～1180 ℃)保温40 min处理后的Cr14Mo4V高温轴承钢进行物相分析，结果如图3(a)所示。可以看出，经过淬火处理后Cr14Mo4V钢微观组织主要包括M23C6、残留奥氏体及淬火马氏体。此外，仔细观察图3(a)可以看出，随着奥氏体化温度升高，残留奥氏体的相对强度呈逐渐增大趋势，可定性说明残留奥氏体含量逐渐增加。而M23C6衍射峰的相对强度呈现逐渐减小趋势，即随着奥氏体化温度的升高，M23C6逐渐溶解。不过值得注意的是，即便奥氏体化温度高达1180 ℃，M23C6衍射峰依然存在，未完全溶解。为进一步分析Cr14Mo4V钢的组织演化规律，将图3(a)中45°～65°进行了放大，如图3(b)所示。可以看出，随着奥氏体化温度的升高，(200)A逐渐向左偏移，由布拉格衍射方程可知这种偏移是由于奥氏体碳含量增加造成的[9]。结合M23C6衍射峰相对强度变化可知，随着奥氏体化温度升高，Cr14Mo4V高温轴承钢中碳化物逐渐溶解，导致奥氏体含碳量增加。

图3 不同奥氏体化温度下Cr14Mo4V钢的XRD图谱

对不同奥氏体化温度处理后的Cr14Mo4V钢中残留奥氏体进行定量计算，结果如图4所示。可以看出，随奥氏体化温度升高，残留奥氏体含量逐渐增加。当奥氏体化温度为1080 ℃时，其含量为8.1%(体积分数，下同)，进一步升高奥氏体化温度至1180 ℃，增至约82.4%。这是由于随奥氏体化温度升高，Cr14Mo4V钢中碳化物溶解量增多，奥氏体中碳及其它合金元素含量越来越高且分布越来越均匀，而化学成分会影响马氏体转变起始温度(Ms点)。其中，碳元素会显著降低残留奥氏体的Ms点[10]。淬火过程中，试样均是被淬至室温，因此马氏体相变开始温度的降低，会显著缩短冷却过程中奥氏体向马氏体转变的温度区间，从而使得马氏体转变量减少，进而导致残留奥氏体含量逐渐增加。

图4 奥氏体化温度对Cr14Mo4V钢残留奥氏体含量的影响

由图1可以看出，退火态Cr14Mo4V高温轴承钢中存在大量碳化物，其演化规律对材料最终力学性能具有重要影响。因此，利用光学显微镜对不同奥氏体化温度下Cr14Mo4V钢中碳化物进行了观察分析，结果如图5所示。可以看出，该高温轴承钢中碳化物呈带状分布，且奥氏体化温度的升高对带状碳化物宽度无明显影响。由表1中Cr14Mo4V钢化学成分特点可知，其碳含量为1.15%，合金含量高达19%以上，这就导致钢材加工冷凝成锭的过程中，大量合金元素与碳形成结晶偏析，在后续变形时延伸而成了带状碳化物，这种碳化物在后续热处理过程中很难消除[11]。大量碳化物的存在对Cr14Mo4V钢性能影响具有两面性：一方面，碳化物相较于基体具有优异的高温稳定性，因此可显著提高其红硬性及干摩擦性能[12-14]；另一方面，当硬度较高的碳化物位于材料表面时，可能在加工或服役过程中脱落，造成表面损伤，从而影响其疲劳寿命[15]。从该组织特征判断，相较于其它高温轴承钢，Cr14Mo4V钢在干摩擦环境下更具优势。

图5 奥氏体化温度对Cr14Mo4V钢显微组织的影响

对轴承钢而言，除碳化物分布外，其形态亦是影响材料性能的另一重要因素，若碳化物边缘呈“尖角”状态，则更易在轴承服役过程中引起应力集中，成为疲劳裂纹源。因此，利用光学显微镜观察分析了奥氏体化温度对碳化物形态的影响，结果如图6所示。可以看出，Cr14Mo4V钢中碳化物边缘均呈现“圆滑”状态，相对于8Cr4Mo4V轴承钢中的块状M2C，对疲劳寿命影响较小[16]。尽管图5中金相结果显示奥氏体化温度对带状碳化物宽度影响并不明显，然而对比图6(a, f)可以看出，随着奥氏体化温度升高，碳化物含量明显减少。当奥氏体化温度为1080 ℃时，晶粒内含有大量未溶解碳化物；而当温度升至1180 ℃时，晶粒内碳化物含量明显减少，这与XRD测试结果一致。

图6 奥氏体化温度对Cr14Mo4V钢碳化物形态的影响

碳化物中合金元素是影响其热稳定性的重要因素[17]。利用背散射电子(BSD)和能谱(EDS)对1180 ℃保温处理后Cr14Mo4V高温轴承钢中带状碳化物合金元素分布进行了分析，结果如图7所示。由图7(a)BSD结果可以看出，基体呈灰色，带状碳化物主要存在两种衬度，即灰色以及暗灰色。由BSD原理可知，图像衬度与富集的原子序数有关。而基体中元素以Fe为主，结合图7(b，c)可知，与基体衬度一致的碳化物部分主要富集Cr，而衬度呈暗灰色区域主要富集V。

为进一步分析碳化物演化规律，利用BSD对不同奥氏体化温度处理后的Cr14Mo4V钢进行了微观组织观察，结果如图8所示。可以看出，与金相观察结果一致，随着奥氏体化温度的升高，Cr14Mo4V钢晶粒内部小尺寸碳化物逐渐减少。另外，仔细观察图8(a，d)可以看出，带状碳化物衬度存在明显区别，奥氏体化温度较低(1080 ℃)时，带状碳化物衬度呈现灰色(如图8(a) 中黄色曲线区域所示)，与基体衬度一致。而当温度升高至1180 ℃时，带状碳化物衬度发生变化，明显变暗，呈现暗灰色(如图8(d)中箭头所示)。结合图7结果可知，当奥氏体化温度较低时，带状碳化物中存在大量Cr。而随着奥氏体化温度的升高，尽管带状碳化物难以完全消除，但是合金元素分布发生了明显变化，部分带状碳化物中的Cr发生了溶解。这是由于V相较于Cr而言，与碳的结合能力更强，从而具有更高的稳定性，不易溶解[17]。不过值得注意的是，结合图3物相分析结果来看，碳化物类型依然主要为M23C6，未发生变化。

图7 1180 ℃保温处理后Cr14Mo4V钢中碳化物合金元素分布特点

图8 奥氏体化温度对Cr14Mo4V钢微观组织的影响

此外，奥氏体化温度除影响碳化物溶解外，还会直接影响晶粒尺寸，进而影响材料力学性能[18-21]。由图6 和图8可以看出，随着奥氏体化温度的升高，奥氏体晶粒尺寸呈逐渐增大趋势，这主要是因为随着奥氏体化温度的升高，碳以及合金元素的扩散能力逐渐增加，碳化物逐渐溶解其钉扎效应逐渐减弱。另外，当奥氏体化温度低于1160 ℃时，Cr14Mo4V钢晶粒依然呈现等轴状。然而，当奥氏体化温度为1180 ℃时，由于带状碳化物的阻碍作用，部分晶粒沿带状方向异常长大。利用截点法对图6进行了定量分析，结果如图9 所示。可以看出，当奥氏体化温度低于1140 ℃时，奥氏体晶粒尺寸依然较为细小，约为13 μm，这主要是由于大量碳化物的阻碍作用；而当奥氏体化温度超过1140 ℃时，晶粒的长大倾向大幅增加。

图9 奥氏体化温度对Cr14Mo4V钢晶粒尺寸的影响

2.2 奥氏体化时间对微观组织的影响

对热处理过程而言，除温度外合适的保温时间的选择同样具有重要意义。将Cr14Mo4V钢分别于1120 ℃和1140 ℃下保温不同时间，并进行了XRD测试，结果如图10所示。其中，图10(a，c)分别为1120 ℃、1140 ℃下保温10 min、40 min和5 h的淬火态Cr14Mo4V钢XRD测试全谱图，而图10(b，d)为局部(45°～65°)放大结果。可以看出，随保温时间的延长，马氏体及残留奥氏体衍射峰强度变化不大，不过仔细观察图10(b，d)中(200)A衍射峰可以看出，随着保温时间的延长，奥氏体峰呈低角度偏移倾向，推测是由于碳化物逐渐溶解，基体碳含量增加导致。

图10 不同奥氏体化时间下Cr14Mo4V钢的XRD图谱

对不同奥氏体化保温时间处理后Cr14Mo4V钢中残留奥氏体进行了定量计算，结果如图11所示。可以看出，随着保温时间的延长，残留奥氏体含量基本不变。这主要是由于Cr14Mo4V钢碳化物溶解较为困难，当奥氏体化温度一定时，碳化物溶解量对时间敏感度相对较低，导致Ms点变化不大。

图11 保温时间对Cr14Mo4V钢中残留奥氏体含量的影响

图12为Cr14Mo4V高温轴承钢经不同奥氏体化时间处理后的显微组织特征。可以看出，1120 ℃和1140 ℃下，随着保温时间的延长，晶粒尺寸未发生明显变化。不过仔细观察可以发现，保温时间延长至5 h时，晶内碳化物略有减少。利用截点法对不同保温时间处理后的晶粒尺寸进行了定量统计，结果如图12(e)所示。可以看出，1120 ℃和1140 ℃奥氏体化温度下，随着保温时间的延长，晶粒尺寸均略有增加，不过整体而言，变化不大。这是由于带状碳化物难以溶解，阻碍晶粒长大导致。

图12 奥氏体化保温时间对Cr14Mo4V钢显微组织的影响

为进一步分析保温时间对碳化物溶解过程的影响，利用BSD对1120 ℃和1140 ℃下分别保温10 min和5 h的Cr14Mo4V钢微观组织进行了观察分析，结果如图13所示。由图13(a)可以看出，1120 ℃下保温10 min时，Cr14Mo4V钢奥氏体晶粒内及晶界处存在大量纳米级“球状”碳化物(如红圈内所示)；进一步延长保温时间至5 h时，纳米级“球状”碳化物明显减少。当奥氏体化温度为1140 ℃时，Cr14Mo4V钢的BSD微观组织如图13(c，d)所示，可以看出，其随时间变化规律与1120 ℃下基本一致。

图13 不同奥氏体化参数下Cr14Mo4V钢微观组织的BSD照片

2.3 奥氏体化过程对硬度的影响

2.3.1 奥氏体化温度对硬度的影响

图14为经1080～1180 ℃不同奥氏体化温度处理40 min后淬火态Cr14Mo4V钢的硬度。可以看出，当奥氏体化温度为1080 ℃时，Cr14Mo4V钢硬度为62.7 HRC，奥氏体化温度升高至1120 ℃时，硬度为63.0 HRC，即奥氏体化温度低于1120 ℃时，随着奥氏体化温度的升高，Cr14Mo4V钢硬度基本不变。进一步升高奥氏体化温度时，硬度值逐渐下降，当奥氏体化温度为1180 ℃时，Cr14Mo4V钢硬度下降至47.0 HRC。

图14 奥氏体化温度对Cr14Mo4V钢硬度的影响(40 min)

对淬火态Cr14Mo4V钢而言，结合图4和图9可知，影响硬度的因素主要包括3方面：随着奥氏体化温度升高，碳化物逐渐溶解，基体固溶碳含量增加，硬度升高；随着奥氏体化温度升高，残留奥氏体含量增加，硬度降低；随着奥氏体化温度升高，晶粒尺寸长大，硬度降低。当奥氏体化温度为1080～1120 ℃时，以上3个因素对Cr14Mo4V钢硬度影响达到平衡，从而呈现规律为基本不变。而奥氏体化温度超过1120 ℃后，残留奥氏体含量的增加以及晶粒尺寸的增大，对硬度的影响起主导作用，从而使其呈逐渐下降的趋势。

2.3.2 奥氏体化时间对硬度的影响

图15为Cr14Mo4V钢于1120 ℃和1140 ℃下经10～300 min不同奥氏体化时间处理后的洛氏硬度。可以看出，不同奥氏体化温度下，随着奥氏体化时间的延长，Cr14Mo4V钢的硬度呈现先略微增加，后轻微下降的趋势。以1120 ℃为例，当保温时间为10 min时，Cr14Mo4V钢硬度约为62.3 HRC，延长时间至40 min时，硬度升高至63.0 HRC左右，继续延长保温时间至5 h，硬度下降至62.3 HRC，不过保温时间对硬度影响范围仅约为0.7 HRC。短时间保温时，硬度略有增加，主要是由于基体固溶碳含量略有增加，而残留奥氏体含量及晶粒尺寸随保温时间的变化幅度不大(如图11和图12所示)。

图15 奥氏体化保温时间对Cr14Mo4V钢硬度的影响

3 结论

1) 退火态Cr14Mo4V高温轴承钢微观组织主要由铁素体和带状碳化物组成，淬火处理后轴承钢微观组织主要包括淬火马氏体、残留奥氏体和未溶解碳化物，其中未溶解碳化物依然呈带状分布，其类型为富含Cr和V的M23C6。

2) Cr14Mo4V轴承钢微观组织变化对奥氏体化温度更为敏感，保温时间对其影响较小。随着奥氏体化温度的升高，残留奥氏体含量逐渐增加，晶粒尺寸逐渐长大，晶内碳化物逐渐溶解。基于Cr14Mo4V钢带状碳化物特征，为保证碳化物充分固溶，并同时避免非等轴晶出现，淬火温度应为1120～1160 ℃。

3) 淬火态Cr14Mo4V轴承钢硬度随奥氏体化温度的升高呈先略微增加后显著降低的趋势，主要受基体固溶度、残留奥氏体含量及晶粒尺寸等因素综合影响。