高碳铬轴承钢的热处理

高碳铬轴承钢的热处理1、高碳铬轴承钢的球化退火是为了获得铁素体基体上均匀分布着细、小、匀、圆的碳化物颗粒的组织，为以后的冷加工及最终的淬回火作组织准备。

传统的球化退火工艺是在略高于Ac1的温度（如GCr15为780~810℃）保温后随炉缓慢冷却（25℃/h）至650℃以下出炉空冷。

该工艺热处理时间长（20h以上），且退火后碳化物的颗粒不均匀，影响以后的冷加工及最终的淬回火组织和性能。

之后，根据过冷奥氏体的转变特点，开发等温球化退火工艺：在加热后快冷至Ar1以下某一温度范围内（690~720℃）进行等温，在等温过程中完成奥氏体向铁素体和碳化物的转变，转变完成后可直接出炉空冷。

该工艺的优点是节省热处理时间（整个工艺约12~18h），处理后的组织中碳化物细小均匀。

另一种节省时间的工艺是重复球化退火：第一次加热到810℃后冷却至650℃，再加热到790℃后冷却到650℃出炉空冷。

该工艺虽可节省一定的时间，但工艺操作较繁。

2、常规马氏体淬回火的组织与性能近20年来，常规的高碳铬轴承钢的马氏体淬回火工艺的发展主要分两个方面：一方面是开展淬回火工艺参数对组织和性能的影响，如淬回火过程中的组织转变、残余奥氏体的分解、淬回火后的韧性与疲劳性能等；另一方面是淬回火的工艺性能，如淬火条件对尺寸和变形的影响、尺寸稳定性等。

常规马氏体淬火后的组织为马氏体、残余奥氏体和未溶（残留）碳化物组成。

其中，马氏体的组织形态又可分为两类：在金相显微镜下（放大倍数一般低于1000倍），马氏体可分为板条状马氏体和片状马氏体两类典型组织，一般淬火后为板条和片状马氏体的混合组织，或称介于二者之间的中间形态—枣核状马氏体（轴承行业上所谓的隐晶马氏体、结晶马氏体）；在高倍电镜下，其亚结构可分为位错缠结和孪晶。

其具体的组织形态主要取决于基体的碳含量，奥氏体温度越高，原始组织越不稳定，则奥氏体基体的碳含量越高，淬后组织中残余奥氏体越多，片状马氏体越多，尺寸越大，亚结构中孪晶的比例越大，且易形成淬火显微裂纹。

一般，基体碳含量低于0.3%时，马氏体主要是位错亚结构为主的板条马氏体；基体碳含量高于0.6%时，马氏体是位错和孪晶混合亚结构的片状马氏体；基体碳含量为0.75%时，出现带有明显中脊面的大片状马氏体，且片状马氏体生长时相互撞击处带有显微裂纹[8]。

与此同时，随奥氏体化温度的提高，淬后硬度提高，韧性下降，但奥氏体化温度过高则因淬后残余奥氏体过多而导致硬度下降。

常规马氏体淬火后的组织中残余奥氏体的含量一般为6~15%，残余奥氏体为软的亚稳定相，在一定的条件下（如回火、自然时效或零件的使用过程中），其失稳发生分解为马氏体或贝氏体。

分解带来的后果是零件的硬度提高，韧性下降，尺寸发生变化而影响零件的尺寸精度甚至正常工作。

对尺寸精度要求较高的轴承零件，一般希望残余奥氏体越少越好，如淬火后进行补充水冷或深冷处理，采用较高温度的回火等[12~14]。

但残余奥氏体可提高韧性和裂纹扩展抗力，一定的条件下，工件表层的残余奥氏体还可降低接触应力集中，提高轴承的接触疲劳寿命，这种情况下在工艺和材料的成分上采取一定的措施来保留一定量的残余奥氏体并提高其稳定性，如加入奥氏体稳定化元素Si、Mn,进行稳定化处理等。

3、常规马氏体淬回火工艺常规高碳铬轴承钢马氏体淬回火为：把轴承零件加热到830~860℃保温后，在油中进行淬火，之后进行低温回火。

淬回火后的力学性能除淬前的原始组织、淬火工艺有关外，还很大程度上取决于回火温度及时间。

随回火温度升高和保温时间的延长，硬度下降，强度和韧性提高。

可根据零件的工作要求选择合适的回火工艺：GCr15钢制轴承零件：150~180℃；GCr15SiMn钢制轴承零件：170~190℃。

对有特殊要求的零件或采用较高温度回火以提高轴承的使用温度，或在淬火与回火之间进行-50~-78℃的冷处理以提高轴承的尺寸稳定性，或进行马氏体分级淬火以稳定残余奥氏体获得高的尺寸稳定性和较高的韧性。

不少学者对加热过程中的转变进行了研究，如奥氏体的形成、奥氏体的再结晶、残留碳化物的分布及使用非球化组织作为原始组织等。

G.Lowisch等两次奥氏体化后淬火的轴承钢100Cr6的机械性能进行了研究：首先，进行1050℃奥氏体化并快冷至550℃保温后空冷，得到均匀的细片状珠光体，随后进行850℃二次奥氏体化、淬油，其淬后组织中马氏体及碳化物的尺寸细小、马氏体基体的碳含量及残余奥氏体含量较高，通过较高温度的回火使奥氏体分解，马氏体中析出大量的微细碳化物，降低淬火应力，提高硬度、强韧性和轴承的承载能力。

在接触应力的作用下，其性能如何，需进行进一步的研究，但可推测：其接触疲劳性能应优于常规淬火。

酒井久裕等对循环热处理后的SUJ2轴承钢的显微组织及机械性能进行了研究：先加热到1000℃保温0.5h使球状碳化物固溶，然后，预冷至850℃淬油。

接着重复1~10次由快速加热到750℃、保温1min后油冷至室温的热循环，最后快速加热到680℃保温5min油冷。

此时组织为超细铁素体加细密的碳化物（铁素体晶粒度小于2μm、碳化物小于0.2μm），在710℃下出现超塑性（断裂延伸率可到500%），可利用材料的这一特性进行轴承零件的温加工成型。

最后，加热到800℃保温淬油并进行160℃回火。

经这种处理后，接触疲劳寿命L10比常规处理大幅度提高，其失效形式由常规处理的早期失效型变为磨损失效型。

轴承钢经820℃奥氏体化后在250℃进行短时分级等温空冷，接着进行180℃回火，可使淬后的马氏体中碳浓度分布更为均匀，冲击韧性比常规淬回火提高一倍。

因此，В.В.БЁЛОЗЕРОВ等提出把马氏体的碳浓度均匀程度可作为热处理零件的补充质量标准。

4、马氏体淬回火的变形及尺寸稳定性马氏体淬回火过程中，由于零件各个部位的冷却不均匀，不可避免地出现热应力和组织应力而导致零件的变形。

淬回火后零件的变形（包括尺寸变化和形状变化）受很多因素影响，是一个相当复杂的问题。

如零件的形状与尺寸、原始组织的均匀性、淬火前的粗加工状态（车削时进刀量的大小、机加工的残余应力等）、淬火时的加热速度与温度、工件的摆放方式、入油方式、淬火介质的特性与循环方式、介质的温度等均影响零件的变形。

国内外对此进行了大量的研究，提出不少控制变形的措施，如采用旋转淬火、压模淬火、控制零件的入油方式等。

Beck等人的研究表明：由蒸气膜阶段向沸腾期的转变温度过高时，大的冷速而产生大的热应力使低屈服点的奥氏体发生变形而导致零件的畸变。

Lübben等人认为变形是单个零件或零件之间浸油不均匀造成，尤其是采用新油是更易出现这种情形。

Tensi 等人认为：在Ms点的冷却速度对变形起决定性作用，在Ms点及以下温度采用低的冷速可减少变形。

Volkmuth等人[13]系统研究了淬火介质（包括油及盐浴）对圆锥滚子轴承内外圈的淬火变形。

结果表明：由于冷却方式不同，套圈的直径将有不同程度的“增大”，且随介质温度的提高，套圈大小端的直径增大程度趋于一致，即“喇叭”状变形减小，同时，套圈的椭圆变形（单一径向平面内的直径变动量Vdp、VDp）减小；内圈因刚度较大，其变形小于外圈。

马氏体淬回火后零件的尺寸稳定性主要受三种不同转变的影响：碳从马氏体晶格中迁移形成ε-碳化物、残余奥氏体分解和形成Fe3C，三种转变相互叠加。

50~120℃之间，由于ε-碳化物的沉淀析出，引起零件的体积缩小，一般零件在150℃回火后已完成这一转变，其对零件以后使用过程中的尺寸稳定性的影响可以忽略；100~250℃之间，残余奥氏体分解，转变为马氏体或贝氏体，将伴随着体积涨大；200℃以上，ε-碳化物向渗碳体转化，导致体积缩小。

研究也表明：残余奥氏体在外载作用下或较低的温度下（甚至在室温下）也可发生分解，导致零件尺寸变化。

因此，在实际使用中，所有的轴承零件的回火温度应高于使用温度50℃，对尺寸稳定性要求较高的零件要尽量降低残余奥氏体的含量，并采用较高的回火温度。

5、贝氏体淬火的组织与力学性能高碳铬轴承钢经下贝氏体淬火后，其组织由下贝氏体、马氏体和残余碳化物组成。

其中贝氏体为不规则相交的条片，条片为碳过饱和的α结构，其上分布着与片的长轴成55~60°的粒状或短杆状的碳化物，空间形态为凸透镜状，亚结构为位错缠结，未发现有孪晶亚结构。

贝氏体的数量及形态因工艺条件不同而各异。

随淬火温度的升高，贝氏体条变长；等温温度升高，贝氏体条变宽，碳化物颗粒变大，且贝氏体条之间的相交的角度变小，逐趋向于平行排列，形成类似与上贝氏体的结构；贝氏体转变是一个与等温转变时间有关的过程，等温淬火后的贝氏体量随等温时间的延长而增加。

高碳铬轴承钢下贝氏体组织能提高钢的比例极限、屈服强度、抗弯强度和断面收缩率，与淬回火马氏体组织相比，具有更高的冲击韧性、断裂韧性及尺寸稳定性，表面应力状态为压应力.高的门坎值ΔKth和低的裂纹扩展速度da/dN则代表贝氏体组织不易萌生裂纹，已有的裂纹或新萌生的裂纹也不易扩展。

一般认为,全贝氏体或马/贝复合组织的耐磨性和接触疲劳性能低于淬火低温回火马氏体，与相近温度回火的马氏体组织的耐磨性和接触疲劳性能相近或略高。

但润滑不良条件下(如煤浆或水这类介质)，全BL组织呈现出明显的优越性，具有比低温回火的M组织还要高的接触疲劳寿命，如水润滑时全BL组织的L10=168h，回火M组织的L10=52h。

6、生产应用BL组织的突出特点是冲击韧性、断裂韧性、耐磨性、尺寸稳定性好，表面残余应力为压应力。

因此适用于装配过盈量大、服役条件差的轴承，如承受大冲击负荷的铁路、轧机、起重机等轴承，润滑条件不良的矿山运输机械或矿山装卸系统、煤矿用轴承等。

高碳铬轴承钢BL等温淬火工艺已在铁路、轧机轴承上得到成功应用，取得了较好效果。

(1)扩大了GCr15钢应用范围，一般地GCr15钢M淬火时套圈有效壁厚在12mm以下，但BL 淬火时由于硝盐冷却能力强，若采用搅拌、串动、加水等措施，套圈有效壁厚可扩大至28mm 左右。

(2)硬度稳定、均匀性好由于BL转变是一个缓慢过程，一般GCr15钢需4h，GCr18Mo钢需5h，套圈在硝盐中长时间等温，表面心部组织转变几乎同时进行，因此硬度稳定、均匀性好，一般GCr15钢BL淬火后硬度在59～61HRC,均匀性≤1HRC，不象M淬火时套圈壁厚稍大一些就出现硬度低、软点、均匀性差等问题。

(3)减少淬火、磨削裂纹在铁路、轧机轴承生产中，由于套圈尺寸大、重量重，油淬火时M组织脆性大，为使淬火后获得高硬度常采取强冷却措施，结果导致淬火微裂纹；由于M淬火后表面为拉应力，在磨加工时磨削应力的叠加使整体应力水平提高，易形成磨削裂纹，造成批量废品。

而BL淬火时，由于BL组织比M组织韧性好得多，同时表面形成高达-400～-500MPa的压应力，极大地减小了淬火裂纹倾向；在磨加工时表面压应力抵消了部分磨削应力，使整体应力水平下降，大大减少了磨削裂纹。