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，杨 贞，王克成

(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)

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0.5 h预热，升温至950 ℃，以C2H2为介质进行渗碳，时间为12 h，再进行675 ℃保温3 h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0.5 h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7，21 h，再进行225 ℃保温1 h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3 mm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9.8 N，保载时间为10 s，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12 kN和76 kN，转速为980 r·min-1，润滑介质为VG46型润滑油，接触面半宽为0.205 mm。记录接触疲劳过程中的振动曲线[8]，当振动值大于29.4 m·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。

图1 接触疲劳试样形状和尺寸Fig.1 Shape and dimensions of contact fatigue sample

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7 h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21 h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7，21 h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%。

图2 等温淬火不同时间后试验钢表层显微组织Fig.2 Surface microstructure of test steel after austempering for different times

由图3可以看出：当等温淬火时间为7 h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21 h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。

图3 等温淬火不同时间后试验钢表层SEM形貌Fig.3 Surface SEM morphology of test steel after austempering for different times

由图4可以看出：当等温淬火时间为7 h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21 h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7 h时试验钢中的贝氏体板条宽度大部分小于0.1 μm，平均宽度约为94 nm，而等温淬火21 h时宽度小于0.1 μm的贝氏体板条明显更少，平均宽度约为98 nm，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。

图4 等温淬火不同时间后试验钢的TEM形貌Fig.4 TEM morphology of test steel after austempering for different times

2.2 物相组成

由图5可知，等温淬火7 h和21 h后，试验钢表面物相都主要为α-Fe和γ-Fe，等温淬火7 h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7 h和21 h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%。

图5 等温淬火不同时间后试验钢表面XRD谱Fig.5 XRD patterns on surface of test steel after austempering for different times

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7 h和21 h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7 h试验钢的显微硬度相对较大；在距表面4 mm范围内，两种等温淬火时间下试验钢的显微硬度都在480 HV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21 h试验钢相比，等温淬火7 h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。

图6 等温淬火不同时间后试验钢表层硬度分布Fig.6 Surface hardness distribution of test steel after austempering for different times

2.4 接触疲劳性能

由图7可以看出，等温淬火7 h和21 h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7 h试验钢具有相对更长的疲劳寿命。这主要是因为等温淬火7 h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21 h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7 h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]。

图7 等温淬火不同时间试验钢在接触疲劳过程中的振动曲线Fig.7 Vibration curves during contact fatigue of test steel after austempering for different times

由图8可以看出：在接触疲劳载荷作用下，等温淬火7 h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9 μm。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21 h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18 μm)，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7 h和21 h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7 h试验钢中的裂纹扩展和剥落发生在浅表层，等温淬火21 h试验钢的剥落坑相对较深，这与等温淬火7 h试验钢具有相对较好的抵抗接触疲劳的能力相吻合。

图8 等温淬火7 h试验钢在不同循环次数下的接触疲劳表面形貌Fig.8 Contact fatigue surface morphology of test steel after austempering for 7 h under different number of cycles

3 结 论

(1) 等温淬火7 h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21 h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7 h和21 h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94，98 nm。

(2) 随着距表面距离的增加，等温淬火7 h和21 h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7 h试验钢的硬度相对较大。

(3) 等温淬火7 h和21 h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7 h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。