当前位置：首页 » 国检检测新闻中心 » 检测百科 » 分享：GCr15钢轴承套圈表面脱碳层形成机理

分享：GCr15钢轴承套圈表面脱碳层形成机理

来源：国检检测查看手机网址

扫一扫!

扫一扫!

浏览：- 发布日期：2023-01-09 09:51:34【大中小】

摘要:根据相图热学平衡原理和不同气氛碳势的影响,提出了 GCr15钢轴承套圈表面脱碳层的形成过程和形成机理。结果表明:炉内气氛碳势等于或大于GCr15钢二相区平衡奥氏体碳含量时,获得正常显微组织;随碳势降低,套圈表面先出现半脱碳层,显微组织变化表现为渗碳体数量减少、铁素体(叠加原始铁素体)增加及团块片状珠光体生成;碳势继续降低后,套圈由外到里生成全脱碳层+半脱碳层。

关键词:GCr15钢;相图;轴承套圈;球化退火;脱碳;碳势

中图分类号:TG156.26 文献标志码:A 文章编号:1001-4012(2021)10-0006-06

球化退火是使珠光体中片状渗碳体球化而进行的一种热处理,球化退火后的显微组织是铁素体基体上均匀分布球状渗碳体颗粒,渗碳体形态细小、均匀且完全球化。工模具钢等采用球化退火工艺来改善其加工性能,目的是降低硬度改善切削加工性能。球化退火处理还可以作为淬火处理前的预处理,以减少加热冷却时的材料变形,降低开裂倾向及过热敏感性等。球化退火后钢中常见的缺陷有脱碳、球化不完全(如局部会出现片状珠光体)、碳化物颗粒粒径不均匀、存在圆度差等。

轴承套圈在球化退火后最常见的缺陷是脱碳, 脱碳层深一旦超出公差许可范围,会影响零件的服役性能。脱碳使得材料表层与心部的显微组织和线膨胀系数不同,淬火时发生的相变体积变化更大而增大内应力,伴随其表层强度下降使淬火零件变形甚至淬裂;表层不能转变成淬火马氏体或马氏体转变不完全,使其硬度降低或生成淬火软点,使用时降低轴承零件耐磨性,易发生早期接触疲劳损坏。

轴承套圈发生脱碳时表面含碳量低于规定值甚至为零。轴承套圈在脱碳气氛中加热或在高温下停留时间过长,碳元素逸出表面发生氧化,发生全脱碳或部分脱碳。全脱碳时有较厚的表层铁素体,部分脱碳时除了生成较薄铁素体层外还伴有碳化物含量减少、局部生成团块片状珠光体,即球化不完全。

国内高碳铬轴承钢系列包括 GCr15、 GCr15SiMn、GCr9、GCr9SiMn、GCr6等牌号钢种, 其中使用最广泛的是GCr15钢,产量达轴承钢总产量的80%左右。GCr15钢也是笔者公司生产轴承套圈的主要钢种。轴承套圈的脱碳缺陷一直是笔者公司质量控制的核心问题[1]。

笔者针对高碳铬轴承钢(以 GCr15钢为代表) 球化退火后脱碳组织的生成和形貌问题探讨了脱碳的产生机理。为了叙述方便,以含碳量1.0%(质量分数,下同)的铁碳合金(碳含量与T10A钢相似)为例讨论球化退火的脱碳现象,然后扩展推广说明 GCr15钢的脱碳。

1 高温热成形形成的脱碳现象

在讨论球化退火脱碳前,必须对原始材料表面的脱碳现象作一说明。商用高碳铬轴承钢属于优质工模具钢,根据棒材交货状态,对其脱碳层深有严格技术要求,一般为0.01×直径(mm),大直径棒材则协议确定。笔者公司进货棒材的热处理状态为大气环境高温轧制+退火,表面存在脱碳缺陷,除了特殊交货状态(如外表面车削),表面脱碳缺陷总是存在的。但是原材料棒材表面往往不是轴承工作条件最恶劣的的滚道部位[2]。

笔者公司所生产的轴承套圈毛坯产品采用高速锻进行镦锻成形,即棒料在1050~1100℃下中频加热后热剪镦锻成形,毛坯在大气环境中经历高温加热、停留和冷却过程而产生表面脱碳缺陷。图1 为笔者公司轴承套圈的原材料及锻坯的表面脱碳层微观形貌。

2 Fe-Cr-C三元相图中1.6%Cr垂直截面和 Fe-C二元相图比较

Fe-Cr-C三元相图中1.6% Cr垂直截面描述了 GCr15高碳铬轴承钢在标准大气压状态下成分、温度与平衡相间的关系[3]。因为三元相图垂直截面不适用杠杆定律,而GCr15钢基本化学成分与T10A钢类似,因此笔者采用Fe-C二元相图类比描述 GCr15钢球化相变及脱碳缺陷形成机理。

比较图2和图3,Fe-Cr-C三元相图中1.6%Cr 垂直截面与Fe-C二元相图最大差异为727℃共析转变水平线展开为三相α+γ+(Fe,Cr)3C共存温度区,其余各区域相组成基本不变。再考察其 ES 线(碳在奥氏体中的固溶线)(E 点:wC =1.50%, 1140℃;S点:wC=0.65%,730℃),对照Fe-C相图ES线(E点:wC=2.11%,1143 ℃;S点:wC= 0.77%,727℃),可见前者向左略有移动,奥氏体区缩小。所以,Fe-C-1.6Cr垂直变温截面图和铁碳相图很相似,用Fe-C二元相图说明 GCr15钢轴承套圈表面球化退火处理脱碳机理,具有适用性[4]。

除了前述三元相图变温截面不能使用杠杆定律进行分析的困难外,还存在以下可行性理由:除铬元素外,二者其他主要元素含量相同,如表1所示;GCr15钢和T10A钢临界温度基本接近,如表2所示。

3 T10A钢正常球化退火

图4a)为铁碳相图,图4b)是考察工件表层深度为λ时碳元素的分布状态。正常球化退火时,把 T10A钢加热到 KP 直线表示的温度(~790℃) (wC=1.0%,记作O),进入奥氏体+渗碳体二相区保温适当时间缓冷至650℃出炉。奥氏体与渗碳体相邻界面平衡浓度根据相图可知为L 点。

正常球化处理时炉内气氛碳势θ保持与L 点含碳量相同或略高,工件和炉气之间不发生碳元素扩散,工件中奥氏体平均含碳量始终维持与L 点相同。渗碳体球化碳元素扩散驱动力仅仅为片状渗碳体各部位曲率不同而产生的表面张力差,渗碳体曲率大的部位表面发生收缩,曲率小的部位表面扩张, 使得片状渗碳体发生断裂、渗碳体尖端部位和小颗粒渗碳体溶入奥氏体中,沿表面张力场的方向扩散, 沉积到渗碳体小曲率表面,最终实现渗碳体球化[4-5]。GCr15钢正常球化退火后的显微组织如图5所示,可见表层下脱碳层深度与高温成形操作时的残留脱碳层相当,通常可经后续车削切除,其余截面部分的显微组织中渗碳体颗粒大小均一、分布均匀,为正常的球化退火组织。

4 气氛碳势处于单相奥氏体时 T10A钢的球化退火

图6为气氛碳势处于单相奥氏体区球化退火时 T10钢的碳元素分布状态。当炉内气氛碳势θ处于 LM 之间的单相奥氏体区,低于正常碳势时,由图6 可见,工件表面含碳量很快由L 值降低到θ值。但是按热力学平衡要求奥氏体与渗碳体相邻界面层的碳元素含量须维持在L 值,表层中形成碳元素含量梯度,驱使碳元素扩散,其驱动力远大于因渗碳体表面曲率不同产生的张力,表层中碳元素扩散和逸出过程成为主导。为了维持该球化退火温度下表面含碳量θ、L 点含碳量和渗碳体含碳量K 点的热力学平衡状态,最终结果是使表层λ 厚度的体积内渗碳体因持续提供碳原子而逐步收缩以至消失,随后奥氏体含碳量继续下降趋向θ值,最终使λ 厚度体积总含碳量下降到θ值。

由图6还可知,如果碳势θ值大于共析成分, 球化处理后会显示表层λ厚度体积内,脱碳层呈现稀球化渗碳体形貌,如图7a)所示;如果θ值小于共析成分,冷却后表层λ厚度的体积内会析出散布块状铁素体加稀碳化物球化区,过渡到内部正常状态的球化组织。前者是因为球化冷却时, 基体奥氏体含碳量沿Arcm 线下降及共析转变的同时,析出的碳元素以残存渗碳体为核心使渗碳体长大,但是渗碳体数量减少。后者是因为冷却时, 基体奥氏体含碳量沿Ar3 线下降时析出铁素体,达到共析成分后碳元素依附球化渗碳体析出生成稀碳化物球化区,若局部残存渗碳体数量不足以构成长大核心,则发生共析转变生成片状珠光体团块,如图7b)所示。

5 气氛碳势处于奥氏体/铁素体二相区时 T10A钢的球化退火

图8为气氛碳势处于奥氏体/铁素体二相区球化退火时 T10A 钢碳元素分布状态。由图8可知, 当炉气碳势θ处于MN 之间时,表层λ厚度体积内的奥氏体、铁素体和残余渗碳体按系统热力学平衡要求(在球化温度790℃的碳含量分别由 M、N、K 表征),与炉气碳势θ之间形成扩散竞生,因碳元素扩散逸出,经历渗碳体溶解、奥氏体含量逐步降低至消失、最后生成铁素体全脱碳层。表层的碳元素扩散途径:①奥氏体/渗碳体界面的含量L 值向工件表面扩散,使渗碳体逐步溶解;②奥氏体中碳元素向工件表面扩散逸出,最终降低到M 点后转变为含碳量N 的铁素体;③虽然表面含量θ大于铁素体平衡碳含量N,但是在球化温度下表面碳原子进入铁晶格的势垒远远大于其逸出势垒,不可能发生渗碳效果。生成的显微组织与上节比较,因为在高温下即有铁素体析出,表层λ厚度的体积内脱碳层体积更深,由表及里分别为铁素体、稀渗碳体和(或)局部片状珠光体团块,如图9所示。

6 无保护气氛下T10A钢的球化退火

图10为无保护气氛下 T10A 钢球化退火时的碳元素分布状态。当炉气碳势θ=0时,即在 KP温度下工件敞开在大气环境里球化,表层λ 厚度体积的碳元素扩散过程为:①奥氏体/渗碳体界面的含量 L 值高,碳元素向工件表面扩散,使渗碳体逐步溶解收缩以至消失;②奥氏体中碳元素向工件表面扩散逸出,最终降低到 M 点后转变为含碳量N 的铁素体, 奥氏体消失;③含碳量N 的铁素体中碳元素向工件表面扩散逸出,含碳量降低到0(P 点),整个工件表层λ厚度的体积内全转变为纯铁,如图11所示。实践中当炉子严重漏气时才会出现类似情况,工件有严重的全脱碳层,层深超标,通常是报废产品。