残余奥氏体含量对马氏体高强钢滑动磨损性能的影响

何恩光 ,李淑欣* ,余 丰 ,陈银军

（1.宁波大学 机械工程与力学学院,浙江 宁波 315211;2.中国·环驰轴承集团,浙江 宁波 315318）

摩擦磨损是轴承、齿轮等磨损部件的主要失效形式,因磨损导致的失效占各类材料总损失的50%[1-2].钢的耐磨性主要与材料硬度有关,一般情况下,硬度越高,耐磨性越好[3-5].但材料的微观结构对耐磨性也起着重要作用,其中一个重要因素就是残余奥氏体(简称残奥,RA).Arques 等[6]在渗碳钢中发现,摩擦诱发高含量残奥转变为马氏体,提高摩擦表面层的硬度以抵抗后续的摩擦磨损.佟晓辉等[7]认为在工具钢中受冲击载荷作用,发生马氏体相变,耐磨性进一步提高.Emurlaev等[8]在AISI321 钢中发现应变诱发相变的存在,新相的硬度是残奥硬度的两倍以上,进而提高材料的耐磨性.但是,贝氏体钢中残奥含量的增加导致磨损损失的增加[9],高铬铸铁中残奥的存在是磨损过程中剥落和断裂的主要原因[10].因此,残奥对耐磨性的影响与材料有很大关系,尤其对基体硬度很高的钢.除了表面硬度,材料亚表面的韧性也是影响磨损材料剥落的重要因素.马氏体高强钢是轴承和齿轮等磨损部件中常用的材料,对其已开展了大量疲劳及磨损性能的研究[11-14],但残奥对其磨损的影响研究报道较少.因此,本文通过干摩擦磨损试验,研究不同残奥含量马氏体高强钢的耐磨性,分析应变诱发马氏体相变,揭示残奥含量对其耐磨性的影响.

1 试验材料与方法

1.1 材料与热处理

试验材料采用退火态钢材,其化学成分(质量分数,%)为Fe、0.95C、0.3Mn、1.48Cr、0.027P、0.25Si、0.02S.对材料进行热处理,步骤如下: 将材料加热至奥氏体化温度后保温,之后油冷到室温25 ℃;然后进行低温回火,即升温至一定温度后保温.采用3 种不同的热处理工艺参数,通过控制奥氏体化和退火保温的温度及时间,得到不同残奥含量的试样HT1、HT2 和HT3,X 射线衍射(XRD)实测残奥含量分别为4.3%、12.6%和22.7%.奥氏体化温度越高,残奥含量越大.热处理工艺参数和显微硬度计测得3 种工艺的硬度值见表1.

表1 热处理参数、硬度与RA 含量

1.2 试验方法

试验采用球面旋转干摩擦的方式在MXW-1型旋转摩擦试验机上进行.根据试验机的夹具要求,将材料切制成直径37 mm、厚度5 mm的圆盘形,进行研磨和机械抛光,使表面粗糙度为0.043～0.065 μm.对摩球直径为6 mm,材料与HT1 试样相同.在150 N 的恒定载荷下,以10 mm 为旋转半径,以500 r·min-1的转速对试样进行30、60、120 min 的滑动磨损试验,摩擦系数由磨损试验机自带检测系统测得.试验前后,将试样进行超声清洗并干燥,称重后以计算磨损率.采用VK-X210 激光共聚焦显微镜和SU-5000 扫描电镜分别进行磨损轮廓分析和磨损形貌观察.将试验后盘形试样进行剖切,经研磨和抛光后用4%硝酸酒精溶液进行腐蚀.采用HV-1000 显微硬度计测定磨损截面沿深度方向的显微硬度分布.采用扫描电镜和 FEI Talos F200X透射电镜对其截面组织进行观察,其中透镜样品由聚焦离子束(FIB)技术制备.图1 为干滑动摩擦和试样制备示意图.

图1 球盘干滑动摩擦和试样制备示意

2 试验结果

2.1 微观结构

3 种热处理工艺试样的SEM 微观组织如图2所示.微观组织由残余奥氏体、板条回火马氏体和球状碳化物组成.HT1 试样的残奥含量最低,但碳化物的体积分数最高,约为8.2%;HT3 试样的残奥含量最高,碳化物的体积分数最低,约为1.9%.图2(c)中白色标记即为残奥.

图2 3 种热处理工艺SEM 微观组织

2.2 摩擦系数和磨损率

摩擦系数是分析磨损的重要参数,反映表面的损伤变化[15].图3 为3 种试样的摩擦系数随磨损时间的变化曲线.该曲线分为两个阶段: 急剧上升阶段,试样因粗糙度和表面保护膜被剪切破坏暴露出新表面进入二体接触,黏着作用增大,瞬时摩擦系数也迅速升高至定值[16];动态稳定阶段,HT3试样摩擦系数维持在0.65,而HT1 和HT2 试样摩擦系数呈现上升变化,在120 min 时达到0.72.摩擦系数的变化受磨损机制、载荷和硬度等因素的影响[12,17-18].对于HT1 和HT2 试样,磨损表面因循环载荷作用而黏着增大,需更高的驱动力克服表面黏附,摩擦系数上升[12].HT3 试样磨损表面在载荷作用下,对摩球不断压入,表面因挤压形成的磨屑和溢出达到平衡.摩擦系数的变化与硬度密切相关,亚表面硬度变化将在2.6 节详细描述.由图4磨损率与磨损时间的关系曲线可知,试样的磨损率均有不同程度的降低.HT3 试样磨损率始终最小,随着磨损时间的增加,磨损率从0.022 6 降低至0.018 3,降低了近20%.高硬度、低残奥含量的HT1 试样其耐磨性反而不如低硬度、高残奥含量的HT3 试样,说明残奥在磨损过程中起重要作用.

图3 摩擦系数随磨损时间的变化曲线

图4 磨损率与磨损时间的关系曲线

2.3 磨损轮廓线

图5 的磨损轮廓线反映出材料被磨去体积的变化.在相同磨损时间下,残奥含量低及硬度高的HT1 试样具有韧性低的特点,材料易损失,磨损轮廓深度和宽度最大;HT2 试样次之,轮廓线比HT1试样略小;HT3 试样初始硬度低、韧性高,进行塑性变形材料损失最小.随着磨损时间增加,HT1 试样黏着不断增大,轮廓线呈深槽状,两侧出现挤压凸起;HT2 试样磨痕接触区不断扩大;HT3 试样表面因对摩球的压入而轮廓深度增大.HT3 试样磨损轮廓在3 组中始终保持最小,该试样中的软相残奥在磨损中发生马氏体相变,且高韧性吸收塑性变形,使得材料的损失较小.

图5 试验后试样的磨损轮廓线

2.4 磨损表面形貌

图6 为磨损表面形貌SEM 图.磨损30 min 时,HT1 试样表面保护膜最先被剪切破坏,呈明显的擦伤,出现宏观黏着破坏;HT2 试样出现少量的氧化磨屑和微切削,表明存在氧化磨损;HT3 试样未发现磨屑,原始表面保护膜还未受到破坏.磨损至60 min,HT1 试样的表面宏观黏着增大,表现为片状剥层覆盖的犁沟;HT2 试样表面因局部高温将表面层氧化,呈光滑机械混合层[16];HT3 试样呈灰色光滑状,表面有少量凹槽.磨损至120 min,HT1 试样黏着破坏增大,磨屑层被碾碎成颗粒状;HT2 试样表面磨屑粘结成片状,新旧磨屑层更替,形成动态稳定;HT3 试样表面沿滑动方向的压入痕迹更深,表面凹槽增多,磨屑颗粒的形成和溢出达到平衡.这与图5 中磨损轮廓线变化一致.磨损形貌损伤与残奥含量相关,残奥含量越高,表面损伤越小.

图6 磨损表面形貌的SEM 图

2.5 横截面微观结构

图7 为磨损60 min 后横截面组织SEM 图.摩擦磨损累积的应变引起亚表面组织变形,呈现梯度结构.在相同磨损时间下,HT1 试样组织塑性变形的深度在10 μm 内,弯曲形态较明显;HT2 试样马氏体变形特征较明显,近表层存在约5 μm 厚的严重塑性变形层,其弯曲方向几乎与磨损方向平行,总变形层深度为14 μm;HT3 试样马氏体板条变形程度最大,总变形层厚度增加到19 μm.RA 含量越高,变形层深度越大,对磨损的影响也越大.

图7 磨损横截面的SEM 图

对图7(c)中的严重变形层进行TEM检测(图8).微观组织呈现出典型的大变形诱导的晶粒细化特征: 透镜状的纳米晶(平均晶粒尺寸约为40 nm)、大量位错和亚结构.对不同区域进行选区衍射,发现所有的衍射斑都是由马氏体(α)相组成,标定不到奥氏体(γ)相.严重变形层的塑性应变最大,使得晶粒内部存在大量位错,导致拉长马氏体晶粒逐渐破碎成短小的晶粒.此结果证实试样在磨损过程中累积了大量的塑性应变和马氏体相变.

图8 HT3 试样严重变形层组织的TEM 照片(明场图像附SAED 花样)

2.6 显微硬度分布

图9 为试样显微硬度随深度变化情况.随着磨损时间增加,HT3 试样硬度增加最快,经30 min 磨损后,其最大硬度约为710,比初始硬度增加了18.3%;HT2试样的HV约为755,增加了12.6%;而HT1 试样的HV 约为795,增加了7.4%.RA 含量越高,磨损表面硬化层深度越大,如HT3 试样硬化层为70 μm,HT1 和HT2 的分别为27 和32 μm.硬度的增加是由于RA因应变诱导马氏体相变成为马氏体硬相(下述XRD 分析可证实),同时表面晶粒大塑性变形导致晶粒细化为纳米晶(图8).分析发现,硬度变化的深度大于图7 中SEM 所示硬化层的深度,这是因为图8 中弯曲变形马氏体下方未变形的部分实际上也发生晶粒细化,这可由详细的TEM分析结果证实[12].同时,变形层下方材料内部存在一定的残余应力,使得硬度升高[12,19].

图9 显微硬度随深度的变化

2.7 X 射线衍射分析

对3 种试样磨损后区域进行XRD 物相分析,结果如图10 所示.图中标示了马氏体(α)和奥氏体(γ)的晶面以供参考.采用De 等[20]提出的方法计算RA 体积分数的变化.随着磨损时间增加,奥氏体的衍射峰强度均逐渐降低,相应马氏体的衍射峰强度明显增加.经过30 min 后,3 种试样中的残奥都降低到5%以下,也即残奥几乎全部转变为马氏体.马氏体相变导致表面硬度及硬化层厚度的增加,如图9 中HT3 硬度显著提升了18.3%.在大应变作用下,处于亚稳态的残奥很容易发生应变诱导马氏体相变[6,8,21],应变分析见讨论部分.

图10 3 种试样在不同磨损时间下XRD 图谱

3 讨论

在磨损过程中,亚表面区域的塑性变形组织呈明显的剪切流变特征.采用Moore 等[22]的位移法对剪切应变理论值进行估算,具体方法参见文献[23],结果如图11 所示.表面经历着最大的塑性应变,并随着磨损时间增加而急剧升高,如HT3 试样30 min 到120 min,应变提高10 倍.高应变区域局限于非常小的范围,且随深度增加而急剧降低,在距表面15 μm 以下的区域,应变减为0,与图7中的塑性变形层深度一致.表层大应变的现象在塑性诱导表面晶粒细化的大塑性变形下很常见,比如表面研磨中最大应变值为78[24],等径角挤压变形中为73[25],干摩擦中应变达62.98[26].

图11 亚表面不同深度的剪切应变估算

图12 反映了磨损120 min 后残奥转变量、硬度增量和最大应变值随变形层深度的变化.当残奥含量较低(HT1)时,严重变形层深度仅8 μm,变形诱发马氏体相变程度较低,近表面层硬度提升仅9.7%;残奥含量较高(HT3)时,试样表面累积了大应变,亚表面组织发生变形,同时诱发的新马氏体相增加20.2%,塑性变形的累积和硬质相的形成导致试样近表层硬度提升了21.6%.表面层硬度增加导致材料损失愈发困难,耐磨性提升明显.

图12 RA 转变量、硬度增量与最大理论应变随变形层深度的变化

从上述分析结果看出,3 种热处理工艺中,HT3试样表现出最好的耐磨性,也即随着残奥含量的增加,马氏体高强钢抗磨损性能提高.通常认为,硬度越高的材料,耐磨性越好.尽管HT3 试样磨损后的硬度比基体提高了18.3%,增加到710,但其硬度仍然小于HT1 试样基体的硬度740.这说明耐磨性并不随硬度的增加而成正比例增加.磨损表面材料脱落的根源是裂纹的萌生与扩展.因此,主导材料的耐磨性有两个因素: 抵抗裂纹萌生的性能和阻止裂纹扩展的性能,也即硬度和韧性.

接触载荷下,表面裂纹的萌生是由于拉应力的存在.采用Abaqus 有限元软件模拟了接触部位的拉应力σx、σy和剪应力τxy分布以及σx和τxy的等高线分布,如图13 所示.在接触表面,σx最大(沿着磨损方向),剪应力也最大(没有摩擦的情况,剪应力位于0.75a的深度,a是接触半宽[27]).而接触边缘的两侧是应力集中的地方,在拉应力作用下,裂纹首先从边缘处产生,在近表面扩展后转向表面,形成如图14(a)所示点蚀坑,点蚀坑深度为2～3 μm.随着磨损继续进行,微裂纹逐步增多,小点蚀坑逐步增多并连接在一起,形成大片材料剥落(深度为8 μm),如图14(b)所示,这便是磨损的成因.

图13 磨损表面应力分布与等高线

图14 点蚀坑横截面

硬度高的材料,在接触边缘的两侧不容易形成压痕,因此不容易产生裂纹.但越硬的材料,对裂纹的敏感性越大,裂纹一旦产生便很快扩展,其抵抗裂纹扩展的能力很弱.材料抵抗裂纹扩展的能力是韧性.RA 是软相,含量越高,韧性越好,材料抵抗裂纹扩展的能力越强.表面产生的微裂纹来不及扩展就被磨掉,不会向深度方向扩展,从而不易形成微点蚀,致使其耐磨性最好.由此可知,在磨损过程中,HT3 试样表现出很好的抗磨损性能,一方面是马氏体相变使硬度逐步增加,抗裂纹萌生能力提高;另一方面由于其硬度低韧性好,具有良好的抗裂纹扩展能力.

4 结论

本文研究了不同残奥含量马氏体高强钢的干滑动磨损行为,观察其在磨损过程中的微观组织演变,探讨了残奥含量变化对磨损性能的影响,得出以下主要结论:

(1)随着残奥含量的增大,马氏体高强钢表现出更好的摩擦磨损性能.相比RA 含量低的HT1 试样,RA 含量最高的HT3 试样具有更光滑的磨损表面、较小的摩擦系数和磨损率.

(2)磨损表面经历了塑性变形,累积的应变诱导马氏体相变的发生.摩擦30 min 后,3 种试样的RA 含量都明显降低,残奥转变为马氏体.相变引起硬度的提高,残奥含量越高,硬度和硬化层厚度增加越明显.HT3 的硬度提升量远超HT1.HT3 的硬化层厚度是70 μm,为HT1 的3 倍多.

(3)主导耐磨性的因素是硬度和韧性.HT3 硬度提高后仍小于HT1 的基体硬度,但其表现出最好的耐磨性.硬度高的材料,抵抗裂纹萌生的性能好,但对裂纹的敏感性大,裂纹产生后快速扩展.而韧性好的材料可阻止裂纹扩展.HT3 中马氏体相变使其硬度不断提高,同时本身的韧性较好,微裂纹被磨掉,不易扩展,从而难以形成点蚀和剥落,致使其耐磨性最好.