冷变形后SAE 52000轴承钢超细贝氏体 马氏体复相组织的发展外文翻译资料

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冷变形后SAE 52000轴承钢超细贝氏体 马氏体复相组织的发展

SAE 52100已经或预先冷变形的铁素体在奥氏体化和淬火时由于部分再结晶获得超细粒贝氏体和马氏体。运用光学和扫描透射电子显微镜加上成分分析来确定铁素体层和碳化物的体积分数和尺寸（厚度/长度）。力学性能表征结果表明，5%-15%的冷变形显著提高冲击强度，再次成型条件下硬度和抗拉强度也得到显著改善。

关键字：冷加工；贝氏体钢；组织；马氏体；力学性能

SAE 52100钢经过常规淬火回火得到马氏体，是常用的球或滚子轴承材料。高强度的集体再加上高等级的合金碳化物对摩擦和粘着磨损的阻碍作用[1]。但是，但是极端负载条件下产生的复相组织可以保证提高所需的机械性能。SAE 52100相比于淬火回火得到的马氏体组织，通过等温淬火方式获B-M复相组织可以得到更好的性能。本次研究的目的就是通过改善硬马氏体片/板条之间相对较软的贝氏体铁素体的层片厚度进一步优化这一工艺。Young 和Bhadeshia 断言在硬基质之间存在软的镶嵌物可以增强材料的机械性能。传统的Hall-Petch关系再加上置换和间隙固溶强化，加工硬化的影响，总结出了如下的经验公式[2]。

为了减少Eq 中的L3（1）尝试用预先冷变形来减小奥氏体晶粒。Barford 和Owen[3]及Umemotoet [4]等发现当奥氏体晶粒大小降低，贝氏体的形核动力将会增加。Graham 和Axon [5]建议当奥氏体晶粒越细贝氏体的长大速度将减缓。Matsuzaki 和Bhadeshia[6]报道细化奥氏体晶粒尺寸导致提高异构贝氏体的形核率，但整体的形变速率被限制在一个缓慢的生长速率。换句话说，原奥氏体晶粒尺寸的降低可能产生额外的贝氏体形核位点提高形核率，但是晶界限制铁素体层生长。然而，铁素体和分布于基体中的碳化物并不能提供足够的强度。本次课题旨在探讨通过预先冷变形细化奥氏体晶粒，和通过控制奥氏体化和硬化淬火前的等温淬火来获得具有细小板条状马氏体的显微复相组织。

直径10毫米和180毫米长的球化退火的SAE 52100钢圆柱试样含有1.1C，1.46cr，0.27si，0.33mn，0.14 V，0.04ni。平均铁含量，初始显微组织为铁素体上含有球状碳化物，拉伸长度为5%，在万能拉伸试样机上位10%和15%。被夹紧的试样尾部会被丢弃，样品的剩余部分进行950度15 min奥氏体化后瞬时转移到盐浴270度等温淬火从10到70分钟不同时间周期。等温淬火后的试样水冷至室温。等温淬火和淬火试样进行0.1的金刚石研磨膏抛光和2%硝酸酒精溶液（乙醇酸）蚀刻之后利用光学显微镜和扫描电子显微镜（SEM进行显微结构观察。透射电子显微镜（TEM）研究表明，由薄钢板切割/冲压成的厚度减至9-10lm ，3mm的圆盘，受到含有15%的高氯酸和85%乙醇的电解质在室温和60 V电位（直流电流）下双喷电解作用。具有适当的尺寸和几何形状的样品用洛氏/维氏硬度计，万能试验机，冲击试验机分别测量各项力学性能，硬度，拉伸强度和冲击强度。相综合分析（身份、体积分数、晶粒尺寸）和残余应力，使用X射线测量。

图1显示了经过270度等温回火30分钟及不同程度的预先冷变形处理（5%-15%）的试样的XRD谱。表1是一些经过270度等温淬火不同时长（15-120分钟）及不同程度预先冷变形的水淬试样的彩色图像，并通过此表征各相的体积分数。在没有预先冷变形的情况下，随着等温淬火时间的延长，贝氏体体积增加而马氏体和奥氏体的体积减小。在等时等温的等温淬火条件下，随着预先冷变形程度的增大呈现相反的现象。我们可以预期到随着冷变形程度增加位错密度增加，在950度奥氏体化15分钟由于冷变形导致部分再结晶使得奥氏体晶粒减小。如表一中可见机械稳定化可以使得奥氏体的残余量增大。以铁素体综合强度的峰值为基础进行定量相分析（图1），由于等温时间和预先冷变形程度的不同产物量不同，用直接比较法进行分析。这是说明贝氏体含量的减小与冷变形程度的降低有关，这主要是由于奥氏体化前的再结晶作用使得奥氏体晶粒显著减小和以及由此产生的细小奥氏体使其中的铁素体生长受到限制[8]。随着预先冷变形程度的增加贝氏体的体积减小，可能也是由于在950度15分钟奥氏体化不完全再结晶，剩

余位错缠结使得铁素体生长受阻。此外，原始奥氏体晶粒度的降低会增大碳在奥氏体中的溶解度，导致Gibbs–Thomson [9]效应及室温下奥氏体含量更多。仔细测量铁素体峰在一半峰值部位的平幅值，在修正由于应变和仪器误差导致的峰展宽度的误差后发现，贝氏体和铁素体晶粒度大小在55-60之间。

图2a 和b 显示了经过预先冷变形和270度等温淬火30分钟的试样的抗拉伸强度和冲击韧度。图2a还表明了在不同的预先热处理条件下，270度下的等温淬火时间对机械强度（抗拉强度）的作用。很明显，在同等的淬火和等温淬火条件下，拉伸和冲击强度

图1

无形变 等温淬火（30分钟）及不同程度预先冷处理 等温淬火（30分钟）的XRD衍射线，表明了不同程度的残余奥氏体含量

随着冷变形程度的增加而增加。10%预先冷变形的试样将获得最大的机械强度。同时他 可能也指出了，它可能会指出，这一最大强度级（2250兆帕）是轻微高于（2240兆帕），2240兆帕为无预先冷变形情况下相同钢在经过相同热处理后所得到的强度[10].需要引起我们注意的是，10%的变形，其抗拉强度的增加高于误差范围。图2显示在5%-10%所有情况下冷变形都会提高强度，而15%左右的冷变形将会使强度降低。这种极高预先变形下试样的抗拉强度下降，可能是由于微观结构中马氏体体积变大，贝氏体体积下降（表1）。在本研究中峰值情况下的硬度和显微硬度为62Rc ，与之前研究中相同奥氏体化和淬火工艺而不进行预先冷处理的试样硬度（60-62Rc）相似。但是10%-15%预先冷变形可以使抗拉强度升高甚至达到最大值（图2b）。值得注意的是我们在此次研究中得到的最大冲击强度（（73焦耳）要比之前物预先冷变形的研究中的最大冲击强度（53焦耳）大。经过10%预先冷变形试样的冲击强度，要比之前Li 和Wang [11]通SAE 5200钢常规淬火和等温淬火后得到贝氏体 马氏体双相组织的冲击强度要高。本次研究中冲击强度的增加是由于，超细晶粒和马氏体 贝氏体的双相组织阻碍了裂纹的扩展,增加裂纹在最后断裂前的裂纹扩展总

路径长度来提高冲击应力以增加冲击韧度。

图2

270度下冷处理30分钟组织随冷变形程度的不同极限拉伸应力（图a)和冲击强度（图b）

图3显示了在含有球状碳化物的贝氏体区的铁素体的典型形态和尺寸。有超细光束的后续成分分析能谱仪可以测定球状颗粒的构成。经显示，这些部分都是在奥氏体化过程中C部分未溶解而保留形成的混合碳化物(FeCr Mn)。SAE 5200一类的轴承钢希望获得此类的初生碳化物来阻碍磨损，并且这意味着在等温淬火或淬火之后残余奥氏体不可能大量存在。

图3

扫描电镜图像（二次电子模式）表明在10%的冷变形程度 奥氏体化30分钟下拥有超细的铁素体片层和未溶碳化物。

图4a和b 显示了在相同程度的奥氏体化和等温淬火之后有或没有预先冷变形制成试样，通过光学显微镜显示预先冷变形对铁素体尺寸（长度和宽度）的影响。显然经过预先冷变形的贝氏体尺寸（针状/板条状）比未经过预先冷变形的要小。

图4

光学显微照片表明在950度15分钟奥氏体化和270度30分钟等温淬火之后，没有经过预先冷变形的图a比经过10%预先冷变形的图b铁素体长度和厚度明显增大。

图5显示了一个典型的贝氏体区明场TEM图像，这一试样经历（10%预先冷变形），950度奥氏体化10分钟以及270度等温淬火30分钟。值得注意的是铁素体束厚度不超过50nm ，并且被比其更薄的残余奥氏体层隔

图5

TEM图像表明超细/纳米级的铁之间平行堆叠薄层奥氏体。插图SAD表明A(铁素体）和B（奥氏体）的形态。

SAD软件分别用明色（宽）和暗色（薄）相应的表示铁素体区和奥氏体区。周边地区具有密集的位错缠结。

超细的纳米级铁素体表明位错运动/滑动在厚度方面受到限制，并且位错增多最终将提高强度水平不完全再结晶和奥氏体化及之后硬化所产生的组织转变应力都会使位错缠结的数量增多。

应该指出的是，通过XRD峰展宽的铁素体晶粒尺寸的测量分析表明，在以上的条件下铁素体层的厚度是50–60 nm。微观结构直接可以证明，在奥贝钢中大量纳米级微量成分的存在是有可能的[12]。

应当指出，目前的钢奥氏体化大多在90度左右，旨在消除尽可能多的碳化物。但是奥氏体化的时间（15分钟）在不断减小以避免完全退火（位错消失），使得奥氏体晶粒更加细小。根据吉布斯–汤姆逊理论细小的奥氏体可以溶解更多的碳，提供更大的驱动力，晶粒小晶界增多为奥氏体化提供更多的形核位点，同时晶界也限制奥氏体的长大速度。此外，在30分钟的有限等温时间内，部分/不完全奥氏体化过程中残留

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