分享：等温淬火时间对铁道机车用SAE8620轴承钢接触 疲劳性能的影响

张文凯1,杨 贞1,王克成2

(1.包头铁道职业技术学院机车车辆系,包头 014060;2.吉林大学材料科学与工程学院,长春 130012)

摘 要:将表面渗碳处理的SAE8620轴承钢在855℃奥氏体化后,在225℃盐浴中进行等温淬 火处理,再在225 ℃下进行回火处理,研究了等温淬火时间(7,21h)对试验钢显微组织、物相组成、 硬度和接触疲劳性能的影响。结果表明:等温淬火7h时试验钢表层组织为贝氏体铁素体、残余奥 氏体、马氏体和碳化物,等温淬火21h后表层组织中的马氏体消失,贝氏体板条平均宽度增加,针 状贝氏体铁素体含量增加,残余奥氏体含量减少;与等温淬火21h相比等温淬火7h试验钢的表 层硬度更大,接触疲劳寿命也更长,这主要与其表层残余奥氏体含量更高、贝氏体板条平均宽度更 小、表层硬度更大,可以更好地抵抗塑性变形有关。 

关键词:等温淬火;轴承钢;显微组织;接触疲劳寿命;表面形貌 

中图分类号:TG142.1 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2022)07-0051-06

0 引 言 

在国民经济快速发展和铁路装备强劲需求拉动 下,铁路机车上的传动系统轴承、牵引电动机轴承、 轴箱轴承等关键零部件的需求量越来越多,质量要 求也越来越高。在“引进先进技术,联合设计生产” 的发展战略思想[1]指引下,机车轴承钢已经基本实 现国产化。国产轴承钢的夹杂物、氧含量和成分偏 析等控制技术水平不断得到提高,但是在材料热处 理工艺与最终成品使用寿命等方面与国外先进轴承 钢相比仍然有一定差距[2]。在铁路运行整体速度提 升、应用环境更加复杂的背景下,机车轴承钢需要具备更高的综合性能以提升轴承在长期点/线接触应 力作用下抵抗疲劳损伤的能力[3]。对机车轴承钢进 行表面渗碳处理可以在不改变基体性能的前提下提 升轴承钢的硬度、耐磨等表面性能,但是渗碳轴承钢 在等温淬火等热处理过程中存在系列组织转变(贝 氏体、马氏体、残余奥氏体和碳化物等)。已有的试 验结果表明轴承钢中适量的残余奥氏体有助于吸收 塑性变形能,但是残余奥氏体含量过高会造成轴承 钢组织和尺寸稳定性变差,且组织中的碳化物、贝氏 体等的 存 在 会 对 轴 承 钢 的 疲 劳 寿 命 造 成 一 定 影 响[4-6]。目前,轴承钢在等温淬火过程中的组织演变 及其对接触疲劳性能的影响研究报道较少,具体作 用机理 仍 不 清 楚[7]。 因 此,作 者 以 铁 道 机 车 用 SAE8620轴承钢为研究对象,分析了等温淬火时间 对该轴承钢显微组织、硬度和接触疲劳性能的影响, 拟为通过热处理工艺调控显微组织并提升其接触疲 劳性能提供参考。 

1 试样制备与试验方法

1.1 试样制备

试验材料为中信泰富特钢集团股份有限公司提 供的铁道机车用 SAE8620轴承钢。采用电感耦合 等离子发射光谱法测得试验钢的化学成分(质量分 数)为 0.23%C,0.35% Mn,1.28%Si,2.12%Ni, 1.54%Cr,0.29% Mo,0.03%Al,余 Fe。在 WZST- 45型真空热处理渗碳炉中对试验钢进行表面渗碳 处理:在725 ℃保温0.5h预热,升温至950 ℃,以 C2H2 为介质进行渗碳,时间为12h,再进行675 ℃ 保温3h退火处理。渗碳处理后试验钢表面碳质量 分数约为0.76%。

将渗碳处理的试验钢在热处理炉中进行855℃ 保温0.5h奥氏体化处理,然后在225 ℃盐浴(质量 比1∶1的亚硝酸钠和硝酸钾)中进行等温淬火处理, 时间分别为7,21h,再进行225 ℃保温1h的回火 处理,随炉冷却至室温。

1.2 试验方法 

在试验钢上线切割出块状金相试样,经打磨、抛 光,用体积分数3.5%硝酸酒精溶液浸蚀至表面发 灰后,在 莱 卡 DVM6 型 光 学 显 微 镜 (OM)和 SU- 5000型扫描电镜(SEM)上观察显微组织。采用连 续扫 描 方 式 在 D8 ADVANCE 型 X 射 线 衍 射 仪 (XRD)上进行物相分析,并用附带软件计算残余奥 氏体含量(质量分数)。在试验钢上切割取样,经手工 预磨、冲压成直径3mm 的薄片并进行离子减薄后, 在JEOL-2010型透射电镜(TEM)上观察微观结构。 在 HV-1000型数显维氏硬度计上进行硬度测试,载 荷为9.8N,保载时间为10s,测3点取平均值。 

采用线切割方法将试验钢加工成如图1所示的 接触疲劳试样,在 XJP-20000型线接触疲劳试验机 上进行疲劳试验。试验时轴向和纵向载荷分别为 12kN 和76kN,转速为980r·min-1,润滑介质为 VG46型润滑油,接触面半宽为0.205mm。记录接 触疲 劳 过 程 中 的 振 动 曲 线[8],当 振 动 值 大 于 29.4m·s-2时停止试验。使用 SU-5000 型 扫 描 电 镜 观 察 试 验 钢 接 触 疲 劳 表 面 形 貌,用 附 带 的 DeepMeasure软件测试剥落坑深度。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织 

由图2可以看出:当等温淬火时间为7h时,试 验钢表层可见杂乱分布的黑色针状贝氏体铁素体 (BF)、白色块状残余奥氏体(RA)和灰色针状马氏 体束(M);等温淬火时间延长至21h时,试验钢表 层可见更加密集的黑色针状贝氏体铁素体,残余奥 氏体含量有所减少,马氏体基本消失。20个视场的 统计[9]分析结果表明,225 ℃等温淬火7,21h后试 验钢中 针 状 贝 氏 体 铁 素 体 的 体 积 分 数 分 别 约 为 56.2%,69.8%。

由图3可以看出:当等温淬火时间为7h时,试 验钢表层中除贝氏体铁素体、残余奥氏体和少量马 氏体外,还有细小的白色未熔碳化物(C)颗粒;等温 淬火21h后,试验钢表层除了存在含量更高的贝氏 体铁素体外,弥散分布的白色碳化物颗粒尺寸略微 增大。

由图4可以看出:当等温淬火时间为7h时,试 验 钢中可见针状贝氏体铁素体、薄膜状残余奥氏体(F-RA)、不规则块状残余奥氏体(B-RA)、马氏体和类 球形未溶碳化物,薄膜状残余奥氏体主要分布在贝氏 体铁素体的板条束之间,而块状残余奥氏体主要分布 在贝氏体束之间;等温淬火21h后,试验钢中主要有贝 氏体铁素体、薄膜状残余奥氏体和碳化物,块状残余奥 氏体基本消失;等温淬火7h时试验钢中的贝氏体板 条宽度大部分小于0.1μm,平均宽度约为94nm,而 等温淬火21h时宽度小于0.1μm 的贝氏体板条明显 更少,平均宽度约为98nm,可见延长等温淬火时间 会在一定程度上增加贝氏体板条平均宽度。 

2.2 物相组成 

由图5可知,等温淬火7h和21h后,试验钢表面物相都主要为嶗-Fe和γ-Fe,等温淬火7h时γ-Fe的衍 射峰更强。根据 X 射线衍射强度计算分析[10]可知, 225℃等温淬火7h和21h后,试验钢中残余奥氏体 (γ-Fe)的质量分数分别为22.5%和18.0%。 

2.3 硬度分布 

由图6可知:随着距表面距离的增加,等温淬火 7h和21h试验钢的显微硬度都呈现逐渐减小的趋 势,但是在相同距离下,等温淬火7h试验钢的显微 硬度相对较大;在距表面4mm 范围内,两种等温淬 火时间下试验钢的显微硬度都在480HV 以上(亚 表层硬度约为620 HV)。渗碳试验钢表层硬度会 随着距表面距离的增加而逐渐降低。与等温淬火21h试验钢相比,等温淬火7h试验钢中存在硬度 相对较高的马氏体[11],因此其显微硬度相对更大。 

2.4 接触疲劳性能

由图7可以看出,等温淬火7h和21h后试验 钢的接触疲劳寿命分别为6.13×107,2.79×107 周 次,等温淬火7h试验钢具有相对更长的疲劳寿命。 这主要是因为等温淬火7h后试验钢表层组织为贝 氏体铁素体、薄膜状和不规则块状残余奥氏体、碳化 物和马氏体,这种组织使得试验钢在具有较高硬度 的同时具有较强的抵抗塑性变形能力[12];而等温淬 火21h后试验钢表层组织为贝氏体铁素体、薄膜状 残余奥氏体和碳化物,不规则块状残余奥氏体和马 氏体消失,相应地抵抗塑性变形能力较弱[13],接触 疲劳寿命相对较短。等温淬火7h试验钢表层的残 余奥氏体含量更高,贝氏体板条平均宽度更小,表面 相同深度位置处硬度更大,可以更好地抵抗塑性变 形而提高滚动接触疲劳寿命[14]。

由图8可以看出:在接触疲劳载荷作用下,等温 淬火7h试验钢表面由于碾压和磨损而出现了与滚 动方向垂直的横向裂纹,当接触疲劳2.03×107 周 次时在裂纹附近还出现了平行于裂纹分布的棘轮状塑性变形痕迹;当接触疲劳5.26×107 周次时,裂纹 在周期性循环接触应力作用下发生扩展,并在局部 应力集中处产生轻微剥落;当试验钢发生疲劳失效 后(6.13×107 周次),大面积剥落仅在表面变形层中 产生,剥落坑深度约为9μm。试验钢表层在接触疲 劳应力作用下会发生残余奥氏体向马氏体的转变, 使得其表层硬度升高的同时也改善了表面应力分 布,导致裂纹难以进一步向纵深扩展而仅在表层扩 展直至材料剥落[15-16]。

由图9可以看出:接触疲劳0.45×107 周次时, 等温淬火21h试验钢表面出现了尺寸不等的麻点 和局部剥落坑;接触疲劳0.83×107 周次时,试验钢 表面出现了两端发生弯折的微裂纹,裂纹扩展方向 并没有垂直于滚动方向,这应是由于在碾压和磨损 过程中,部分润滑油进入到裂纹中使得裂纹向两边 扩展,并在剪切力作用下发生裂纹偏转所致[17];当 试验钢发生疲劳失效时(2.79×107 周次),剥落坑较 深(深度约18μm),并且裂纹附近存在棘轮状塑性 变形痕迹。 

对比图8和图9可知:等温淬火7h和21h的 试验钢在接触疲劳过程中都会萌生微裂纹,且随着 循环次数增加,裂纹发生扩展,裂纹附近形成棘轮状 塑性变形痕迹,并且表面出现局部剥落现象;等温淬 火7h试验钢中的裂纹扩展和剥落发生在浅表层, 等温淬火21h试验钢的剥落坑相对较深,这与等温 淬火7h试验钢具有相对较好的抵抗接触疲劳的能 力相吻合。

3 结 论 

(1)等温淬火7h时试验钢表层组织为贝氏体 铁素体、薄膜状残余奥氏体、不规则块状残余奥氏 体、马氏体和碳化物,等温淬火21h时试验钢表层组织为贝氏体铁素体、薄膜状残余奥氏体和碳化物, 马氏体和不规则块状残余奥氏体基本消失;等温淬 火7h和21h时试验钢表层组织中针状贝氏体铁 素体体积分数分别约为56.2%,69.8%,残余奥氏体 质量分数分别为22.5%,18.0%,贝氏体板条平均宽 度分别约为94,98nm。

(2)随着距表面距离的增加,等温淬火7h和 21h试验钢的显微硬度都呈现逐渐减小的趋势,在 相同距离下,等温淬火7h试验钢的硬度相对较大。

(3)等温淬火7h和21h后试验钢的接触疲劳 寿命分别为6.13×107,2.79×107 周次,等温淬火 7h后试验钢具有相对更长的疲劳寿命,这与其表 层残余奥氏体含量更高、贝氏体板条平均宽度更小、 表层硬度更大等有关;表面接触疲劳形貌观察结果 与接触疲劳性能测试结果相吻合。

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