一种具有纳米尺度贝氏体的改性高C-Cr轴承钢的微观组织和力学性能外文翻译资料

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一种具有纳米尺度贝氏体的改性高C-Cr轴承钢的微观组织和力学性能

Microstructures and mechanical properties of a modified high-C–Cr bearing steel with nano-scaled bainite

J. Zhao ^a , T.S. Wang ^a, B. Lv ^b , F.C. Zhang ^a

a燕山大学冶金材料科学与技术国家重点实验室，秦皇岛066004
b燕山大学环境与化学工程学院，秦皇岛066004

文章信息

文章历史：
2014年10月15日收到
2014年12月23日收到修订的形式
2014年12月24日接受
2015年1月12日在线发布

关键词：
轴承钢
等温淬火
纳米贝氏体
机械性能

文章摘要：

一种新型贝氏体轴承钢的微观组织和力学性能，在950℃下保持40分钟，随后在200℃下低温奥氏体回火2小时，6小时，12小时和72小时研究。厚度约50plusmn;15nm的纳米贝氏体显微组织通过在200℃下奥氏体回火6小时，12小时和72小时获得贝氏体铁素体板。除了纳米贝氏体铁素体板，在微观结构中还存在少量的残余奥氏体和未溶解的碳化物。在200℃下72小时淬火的样品中残余奥氏体的体积分数为7.2%。最后获得的在200℃下72小时淬火的样品的拉伸强度达到2373MPa，这高于在200℃下回火2小时的样品，其显微组织几乎是完全马氏体。用于淬火72小时和2小时的样品重量损失值分别为0.0100g和0.0273g，淬火72小时的磨损样品的耐磨性比2小时的高大约1.7倍。由于较高的强度和耐磨性的低温贝氏体，这种低温等温淬火可能是制造轴承的潜在技术。

2015 Elsevier B.V.保留所有权利。

1. 介绍

传统的GCr15（100Cr6）钢通过淬火和低温回火被广泛使用于球轴承 ^[1]。然而，在轴承钢的组织相变过程中表面产生不利的残余拉应力。此外，使用过程中残余奥氏体分解引起轴承的尺寸变化^[2]。众所周知，通过等温淬火在机械部件的表面中获得贝氏体组织可以得到合适的力学性能和有利的残余压应力。另外，服役过程中由于残余奥氏体相变引起的轴承尺寸变化可以大大减少^[3]。

据报道，高碳高硅钢能够在低至T / Tmle;0.25的均匀温度下通过等温相变获得的纳米贝氏体具有超过2.3GPa的抗拉强度和大约30MPa m ^1/2的韧性，其中T m是绝对熔化温度^[4-6]。优异的机械性能的是由低温相变获得的非常薄贝氏体板条（20-40nm）和板条间细小奥氏体的分布结果^[7]。

Zhang等人^[8,9]报告了通过渗碳和低温等温淬火处理在低碳合金钢的表面层中产生不含碳化物的低温贝氏体，可能用于制造重型齿轮。奥氏体在230℃下等温淬火48小时，表面硬度可以达到620HV。

在本工作中，常规轴承钢通过添加Si和Al来改进性能，在低温等温淬火获得纳米贝氏体组织，并研究其微观组织和机械性能。

1. 实验细节

在本研究中使用的钢的化学成分（wt％）为：Fe-1.15C-1.42Cr-0.65Al- 0.58Si-0.08Mn-0.012P-0.001S。加入Al是为了提高贝氏体相变的驱动力，缩短相变时间。Al和Si都可以阻止等温淬火过程中的渗碳体析出。将钢在真空中熔炼并且将电渣重熔得到圆锥体。将该锭锻造成直径为30mm的圆棒。在Gleeble3500热机械模机上用膨胀法测定马氏体的开始转变温度为160℃。通过线切割从圆棒上切割尺寸为Phi;22mmtimes;100mm的圆柱形样品，在950℃下奥氏体化40分钟，然后在200℃下等温淬火2小时，6小时，12小时和72小时，并空冷却至室温。

在洛氏硬度试验机上测量等温淬火样品的硬度，并且以小于1HRC单位标准的偏差作为每个样品的五次测量的平均值。室温拉伸性能根据国家标准GB228-87在MTS通用材料试验机上使用直径为10mm的圆柱形试样测量。通过使用尺寸为10mmtimes;10mmtimes;55mm的无缺口夏比冲击试样来测定冲击韧性。在MMU-5G的磨损试验机模型上加200N的载荷，以200rpm的旋转速率进行干滑动摩擦，以此来估计等温淬火样品的耐磨性。所得样品的硬度为为64HRC。磨损过程是不连续的，累积时间为2小时。称量磨损重量损失的时间间隔为15min。通过光学显微镜（OM，Axiover200MAT），扫描电子显微镜（SEM，Hitachi-4800），透射电子显微镜（TEM，JEM-2010）和X射线衍射（XRD，RigakuD/max-2500/PC）来检查等温淬火样品的微观组织。样品用0.1mu;m的金刚石研磨膏机械抛光并用3％硝酸乙醇溶液腐蚀后用于OM，SEM和XRD。将TEM样品通过线切割切成0.6mm厚的圆盘，并在防水砂纸上机械研磨至厚度30mu;m，然后在TenuPol-5双射电解抛光装置上使用由7%高氯酸和93%冰醋酸在室温下用40V电压处理。通过XRD测量等温淬火样品中残余奥氏体的体积分数。

1. 结果与讨论

图1显示了在950℃下奥氏体化40分钟，然后在200℃下等温淬火2小时，6小时，12小时和72小时的样品的光学显微照片。可以看出，在200℃下2小时（图1（a））等温淬火的样品中获得马氏体（标记为“M”）的显微组织，针状贝氏体在等温淬火6小时的样品中形成（图1（b））。如图1（a）-（d）所示，当样品在200℃下等温转化2小时，6小时，12小时和72小时时，根据定量金相统计软件统计，针状贝氏体的分数分别为约2.1％，40.8％，60.2％和86.6％ 。

图1.200℃等温淬火2小时，6小时，12小时和72小时样品的光学显微照片

图2显示出了在200℃下回火72小时的样品中贝氏体的典型SEM图像。 显而易见的是，贝氏体由怕packet中相互平行的更细小的板条构成。大量的SEM观察和测量表明，在200℃下2小时，6小时，12小时和72小时等温淬火的样品中未溶解的碳化物的平均体积分数为约6.4％，这满足了轴承的需求。

图2.200℃等温淬火2小时，6小时，12小时和72小时样品的SEM照片

在200℃下等温淬火6小时，12小时和72小时的样品的TEM显微照片如图3所示，获得了板状贝氏体铁素体、膜状残余奥氏体和ε碳化物。明亮的板条是贝氏体铁素体，黑色板条是残余奥氏体。贝氏体板条（t）的平均厚度可以通过测量在与板条长度垂直的方向上的平均截距L_T并且根据L_T=pi;t/ 2进行立体修正来获得。在6小时，12小时和72小时淬火的样品的板状贝氏体铁素体的平均厚度为约50715nm。我们可以将这种微观结构称为纳米贝氏体。一些贝氏体片很薄很长，形成了由奥氏体和贝氏体铁素体的紧密混合物组成的细小结构。由于应力调节的结果，72小时贝氏体转变期间有孪晶产生。

图3.200℃下等温淬火6小时，12小时和72小时的样品的TEM显微照片

图4显示出了在200℃下2小时，6小时，12小时和72小时等温淬火的样品的XRD图谱，表明在样品中存在难以辨认的未溶解碳化物的高强度铁素体/马氏体峰和明显的残留奥氏体峰。使用直接比较法^[10]测定残余奥氏体的体积分数。

图4.200℃下等温淬火6小时，12小时和72小时的样品的XRD图

结果表明，如表1所示，在200℃下等温淬火2小时，6小时，12小时和72小时的样品中残余奥氏体的分数为约22.3％，45.3％，29.5％和7.2％。精确的奥氏体晶格参数（agamma;）用Nelson-Riley的外推法计算。残留奥氏体（Cgamma;）中的碳浓度使用公式Cgamma;=（agamma;le;0.355）/0.0044^[11,12]计算，其中gamma;以nm表示，Cgamma;以质量百分比表示。在72小时淬火的样品的Cgamma;值为1.6％。因此残余奥氏体的Ms可以用经验公式^[13]计算：
Ms = 500-300℃-33Mn-17Ni-22Cr-11Si-11Mo
在淬火72小时的样品中的残余奥氏体（Cgamma;）的Ms为le;111℃较低，但其它的样品都高于室温。这表明淬火72小时样品中的残余奥氏体在室温下是稳定的。

表一 等温淬火样品的微观组织特性和力学性能

f_VA, f_VB, f_VM,和f_VC残余奥氏体、贝氏体铁素体、马氏体和未溶解的碳化物的体积分数

在200℃下2小时，6小时，12小时和72小时等温淬火的样品的拉伸性能和夏氏冲击吸收能量总结在表1中。可以看出，在200℃下等温淬火72小时的样品的极限抗拉强度（UTS）优于在200℃下淬火2小时的样品。 这主要是由于纳米贝氏体的含量较高。Garcia-Mateo和Bhadeshia等人^[14,15]报道了长时间的低温度转变的结果是贝氏体板十分的细小，会使材料非常坚固。

图5显示在200℃下2小时，6小时，12小时和72小时等温淬火的样品的拉伸性能。对于淬火6小时，12小时和72小时的样品，屈服强度、极限抗拉强度和伸长率随着保持时间的增加而增加。在72小时淬火的样品显示出更高的屈服强度、极限拉伸强度和更高的伸长率，这比在2小时内淬火的样品好。

图5. 200℃下等温淬火2小时，6小时，12小时和72小时的样品的屈服强度、极限抗拉伸强度和伸长率

对于等温处理，贝氏体中过量碳进入到临近贝氏体片的未转变残余奥氏体，稳定了奥氏体^[16,17]。对于短时间（2h）等温变换的样品，仅形成少部分贝氏体，大部分残余奥氏体在冷却期间转变为马氏体，因此，由于奥氏体的稳定性不足，在室温下可以保留少量的奥氏体。结果是，在等温淬火2小时形成的样品中马氏体占很大一部分。马氏体具有高强度，伸长率和韧性却降低了^[18]。

随着等温时间的增加（6h和12h），形成更多的贝氏体，更多的碳进入奥氏体。由于碳的富集，残余奥氏体的Ms变得更低，因此导致奥氏体含量增加，但马氏体含量减少。这可以解释随着保持时间的增加，韧性和伸长率的增加以及强度的降低。当保持时间增加至72小时时，不形成马氏体，而是形成细小尺寸的贝氏体铁素体和少量的膜状残余奥氏体，这会导致韧性、伸长率和强度的增大。

通常认为强度主要与极细的贝氏体铁素体有关，延展性主要由残余奥氏体决定^[19]。然而，在这项研究中，夏比冲击吸收能量随着等温淬火时间变长而增加，但是在等温淬火时间从2小时至6小时期间，残余奥氏体的体积分数变高，在从6小时至72小时内体积分数降低。造成这种现象的原因有两个：极细的贝氏体铁素体对延展性有很好的影响，不稳定的残余奥氏体转变成马氏体会使得材料在夏比冲击试验中脆化。

硬度首先降低，然后在等温淬火72小时时贝氏体转变几乎完成，硬度增加到非常高的水平，为61.3HRC。Garcia-Mateo^[6]报道，贝氏体组织在低温（200℃和250℃）下的最终硬度达到非常高的水平，可与高碳贝氏体钢的马氏体显微组织相当，对其解释的原因是，微观组织变得高度细化。Zhang等人^[8]也发现了这种现象。

图6显示了等温淬火样品的典型冲击断裂形貌。在200℃下6小时，12小时和72小时等温淬火的样品的断裂上表现出准解理断裂和微凹的混合。然而，在200℃下淬火2小时的样品中观察到具有河流花样的准解理断裂，表明是脆性断裂。此外，似乎淬火72小时的样品裂缝的深度和直径比在6小时和12小时淬火的样品的深度和直径略微小一些。这与夏比冲击吸收能量的结果一致（表1）。

图6.200℃下等温淬火的典型冲击断口分形图: (a)2h;(b)6h;(c)12h;(d)72h

图7显示出了所有等温淬火样品的磨损时间和重量损失的函数关系。可以看出，磨损早期（＜30分钟）的磨损率（图7中的重量损失曲线的斜率）大于后期阶段的磨损率。早期阶段对应于初始粗糙表面的磨合期;后阶段对应于稳定磨损。当等温淬火时间增加时，平均磨损率降低。在等温淬火12小时和72小时的样品中有相似的平均磨损速率，约为62.5％，淬火6小时和2小时的样品的平均磨损率约为37.0%。因此，12小时和72小时淬火的样品的耐磨性是在6小时和2小时内淬火样品的大约0.6和1.7倍。这表明具有较高硬度的微观组织不意味着其具有较高的耐磨性。Yang等人^[20]认为，原始结构的硬度和滑动磨损阻力之间没有简单的关系。各种微观组织的耐磨性的差异与微观组织的热稳定性、对塑性变形的抵抗性以及对微裂纹的成核和传播的抵抗性密切相关。在本实验中，充分理解的是，通过等温淬火较长时间段获得的微观组织比短时间获得的具有更大的热稳定性。因此，耐磨性随着等温淬火的保持时间增加而增加。

图7. 重量损失与时间（2 h，6h，12h，72h）的函数关系

1. 结论
2. 通过在200℃下等温淬火6小时，12小时和72小时，获得具有50plusmn;15nm厚度的贝氏体铁素体板的纳米贝氏体微观组织。除了纳米贝氏体铁素体，显微组织由少量的残余奥氏体

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