近年來(lái)風(fēng)電工程、高速鐵路迅猛發(fā)展,在這些工程中大量使用各類軸承,對(duì)軸承壽命提出越來(lái)越高的要求。本文以通過(guò)熱處理提高軸承鋼性能為目標(biāo),首先測(cè)定幾種國(guó)產(chǎn)與進(jìn)口軸承鋼試樣的組織和力學(xué)性能,利用XRD測(cè)定試樣的殘余奧氏體含量,利用SEM分析國(guó)內(nèi)外軸承鋼組織的差別。

在此基礎(chǔ)上,設(shè)計(jì)了細(xì)化軸承鋼中的碳化物顆粒的熱處理工藝,并測(cè)定處理后各試樣的組織與性能。通過(guò)不同的熱處理工藝,使軸承鋼中殘余奧氏體量處在不同范圍,測(cè)定處理后試樣的力學(xué)性能,從而得出殘余奧氏體含量對(duì)軸承鋼性能的影響規(guī)律。對(duì)軸承鋼進(jìn)行了貝氏體等溫淬火研究,分析了貝氏體轉(zhuǎn)變規(guī)律以及貝氏體轉(zhuǎn)變量對(duì)軸承性能的影響及貝氏體組織與馬氏體組織的斷裂機(jī)理,并利用XRD測(cè)定馬氏體淬回火與貝氏體等溫淬火處理后試樣的殘余應(yīng)力。

經(jīng)過(guò)研究分析、歸納,得到以下結(jié)論:進(jìn)口軸承中對(duì)軸柱與軸套馬氏體數(shù)量分別控制在不同范圍,與國(guó)產(chǎn)軸承鋼相比,進(jìn)口軸承中馬氏體針、碳化物細(xì)小、分布均勻,殘余奧氏體含量低,有些甚至完全消除殘余奧氏體。進(jìn)口軸承耐磨性能優(yōu)于國(guó)產(chǎn)軸承。GCr15經(jīng)完全奧氏體化后貝氏體等溫淬火和完全奧氏體化后馬氏體等溫淬火再中溫回火預(yù)處理的碳化物細(xì)化效果佳,終處理后的碳化物細(xì)小、均勻、分布彌散,同時(shí)細(xì)化了奧氏體晶粒。但由于熱處理后的殘余奧氏體含量也偏高,碳化物含量降低,以及碳化物不圓整的原因,軸承試樣的綜合力學(xué)性能反而略有下降。預(yù)處理為球化退火的軸承試樣綜合性能最佳。進(jìn)行碳化物細(xì)化處理工藝必須同時(shí)控制好碳化物的圓整度和殘余奧氏體含量。GCr15經(jīng)870℃奧氏體化后淬火160℃鹽浴中等溫20min后空冷,奧氏體產(chǎn)生熱穩(wěn)定化,最終回火后殘余奧氏體量增加至14.2%,等溫時(shí)間延長(zhǎng)至60min,殘余奧氏體含量不再繼續(xù)增加。馬氏體淬火后立即進(jìn)行冷處理能有效消除試樣中的殘余奧氏體,使之降低到5%以下。殘余奧氏體含量過(guò)多,則顯著降低試樣的強(qiáng)度和硬度。并且其對(duì)軸承試樣的沖擊韌性也無(wú)明顯改善。試樣馬氏體等溫60min后,少量殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榈葴伛R氏體,使軸承試樣的耐磨損性能提高了32.1%。軸承試樣經(jīng)冷處理減少其殘余奧氏體量后,試樣強(qiáng)度、韌性有所下降,但硬度、耐磨性能均有提高,耐磨損性能比未經(jīng)冷處理試樣提高了35.7%。GCr15經(jīng)870℃奧氏體化后,于240℃以不同時(shí)間等溫油冷或空冷后得到的組織組成為針狀馬氏體+下貝氏體+殘余奧氏體+殘余碳化物。等溫初期,貝氏體轉(zhuǎn)變較快,下貝氏體隨等溫時(shí)間延長(zhǎng)而長(zhǎng)大,等溫到一定時(shí)間后下貝氏體轉(zhuǎn)變速率下降,貝氏體不再繼續(xù)長(zhǎng)大。貝氏體轉(zhuǎn)變量在45.1%左右時(shí),軸承試樣的綜合性能最佳。耐磨性能比馬氏體淬回火試樣提高了47.5%。GCr15經(jīng)馬氏體淬回火處理,試樣斷裂機(jī)制為微孔聚集型斷裂,而經(jīng)貝氏體等溫淬火處理后,斷裂機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)榻饫頂嗔?。貝氏體轉(zhuǎn)變后試樣表面的殘余壓應(yīng)力高于馬氏體淬回火組織。

(鋼訊)