航空軸承鋼的發(fā)展及熱處理技術(shù)（二）

隨著航空航天技術(shù)的發(fā)展，軸承鋼的種類和承溫能力逐漸提高。我國航空航天軸承的熱處理技術(shù)一直處于發(fā)展階段，但與國外軸承鋼的熱處理技術(shù)相比仍有一定的上升空間。總結(jié)國內(nèi)外航空航天軸承鋼及熱處理技術(shù)的發(fā)展，主要論述了GCr15、8Cr4Mo4V、G13Cr4Mo4Ni4V等軸承鋼的熱處理技術(shù)，介紹了GCrl5軸承鋼的馬氏體等溫淬火、貝氏體等溫淬火、馬氏體+貝氏體混合等溫淬火組織，詳細(xì)介紹了國外M50軸承鋼的熱處理工藝方法、工藝參數(shù)及獲得的熱處理組織。

高溫保溫時(shí)間是M50軸承鋼熱處理中的關(guān)鍵環(huán)節(jié)，預(yù)熱后，零件在1105~1120℃之間奧氏體化3~10min。奧氏體化的最佳時(shí)間取決于零件的截面積及裝載量，可以通過試驗(yàn)確定，時(shí)間間隔按照0.5min逐漸增加，以檢測(cè)獲得的晶粒尺寸和硬度。淬火后的樣品晶粒度比較容易測(cè)量，硬度應(yīng)該在回火后測(cè)量。理想情況下，保溫時(shí)間應(yīng)該盡可能短，能夠滿足硬度要求條件即可，以減小晶粒的尺寸。奧氏體化后，零件淬入540~595℃的熔融鹽浴中5~10min，該保溫工序降低內(nèi)應(yīng)力及減小零件心部和表面溫差的作用優(yōu)于空冷和后續(xù)的等溫淬火。然后進(jìn)行淬火處理，淬入175~190℃的等溫鹽浴中5~ 15min。該工序有利于降低心部和表面的溫差，有利于減少奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變過程中形成的殘余應(yīng)力，預(yù)防發(fā)生變形或者萌生裂紋。接下來的馬氏體轉(zhuǎn)變，零件可采用空冷方式冷卻至室溫，不能直接采用水洗、回火或者深冷處理。如果采用氣冷裝置或者設(shè)施，應(yīng)該使零件在30~ 60min內(nèi)從175~ 190℃勻速冷卻到室溫?？s短冷卻時(shí)間，可能導(dǎo)致生成更高的殘余應(yīng)力，同時(shí)導(dǎo)致形變和裂紋萌生的傾向性提高。

M50軸承鋼需要進(jìn)行多次回火以提供最大硬度，并保持尺寸穩(wěn)定性。零件應(yīng)該進(jìn)行3次或3次以上回火，回火溫度在540~ 550℃之間，時(shí)間為2~4h，每次回火都要冷卻到40℃以下。在第1次回火前或第1次回火后，進(jìn)行深冷處理有利于殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變。M50軸承鋼常用的冷處理溫度為-70~-85℃，時(shí)間為2~4h，回火前進(jìn)行深冷處理對(duì)軸承鋼的作用最大。然而，未經(jīng)過等溫處理的零件、容易產(chǎn)生裂紋的零件，不需要進(jìn)行冷處理。當(dāng)零件在回火前進(jìn)行冷處理時(shí)，淬火和回火之間的時(shí)間間隔不能超過5h。如果超過5h，之前的應(yīng)力會(huì)釋放，降低了冷處理的有效性。當(dāng)設(shè)備、時(shí)間或零件不具備在回火前進(jìn)行冷處理的條件時(shí)，零件應(yīng)該在第1次回火和第2次回火之間進(jìn)行冷處理。根據(jù)國外軸承鋼的熱處理要求，制定出M50鋼的典型熱處理工藝曲線如圖4所示。

采用這種熱處理工藝獲得的M50軸承鋼的微觀組織如圖5所示。淬火后鋼中的組織主要為馬氏體+貝氏體，經(jīng)回火處理后得到回火馬氏體+下貝氏體，回火后已經(jīng)看不到馬氏體的基本特征，總體表現(xiàn)為回火索氏體組織，并分布有少量竹葉片狀貝氏體組織。

8Cr4Mo4V軸承鋼可以通過等溫淬火獲得貝氏體+馬氏體組織，等溫淬火后貝氏體含量比國外熱處理工藝獲得的貝氏體含量稍高。8Cr4Mo4V軸承鋼中貝氏體形貌與固溶加熱溫度之間存在明顯關(guān)系，分別加熱至1050℃、1065℃、1080℃、1095℃和1110℃，保溫1h后淬入260℃鹽浴爐中等溫處理8h，然后進(jìn)行3次550℃×2.5h回火，獲得的貝氏體組織如圖6所示。當(dāng)固溶溫度較低為1050℃和1065℃時(shí)，獲得的貝氏體細(xì)小；而等溫淬火溫度較高為1095℃和1110℃時(shí),獲得的貝氏體尺寸較大。

軸承套圈國內(nèi)現(xiàn)有主流熱處理工藝為真空淬火+回火，采用的真空氣淬熱處理工藝見圖7。采用真空氣淬熱處理工藝對(duì)8Cr4Mo4V鋼制軸承零件進(jìn)行熱處理后，硬度、組織均可達(dá)到技術(shù)要求，表面質(zhì)量?jī)?yōu)良，可省去酸洗、清理等工序，節(jié)省部分磨削時(shí)間，經(jīng)濟(jì)效益顯著，同時(shí)可以提高軸承的使用壽命，但真空熱處理仍然存在一定的缺點(diǎn)和不足，有待進(jìn)一步改進(jìn)。

滲碳通常用作G13Cr4Mo4Ni4V鋼的表面硬化，其他表面熱化學(xué)處理，包括氣體等離子滲氮、稀土摻雜和離子注入等也被應(yīng)用于該鋼種。國外M50NiL軸承鋼的熱處理工藝曲線如圖8所示，滲碳后從表面到心部的成分和微觀結(jié)構(gòu)各不相同，碳濃度變化會(huì)導(dǎo)致沿著硬化層深度方向出現(xiàn)多種不同的微觀結(jié)構(gòu)。

M50NiL軸承鋼熱處理后層狀組織分布明顯，如圖9所示。硬化層的顯微組織由針狀回火馬氏體、少量殘余奧氏體和球碳化物組成。圖9 (b)表明，硬化層的顯微組織由針狀回火馬氏體、少量殘余奧氏體和球狀碳化物組成。從圖9(c)可以看出，過渡層的主要組織為針狀回火馬氏體，夾雜少量碳化物。心部組織與表面不同，主要的顯微組織是鐵素體基體及厚板條回火馬氏體，如圖9(d)所示。

等離子滲碳是一種等離子輔助表面熱處理工藝，它可以促進(jìn)碳在鋼表面的擴(kuò)散，形成碳化物，可以提高軸承鋼表面的強(qiáng)度和耐磨性。M50NiL軸承鋼經(jīng)過等離子滲碳表面處理以后，表面硬度大、心部韌性好，滿足飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)部件在惡劣環(huán)境中的使用要求。等離子滲碳處理后，將M50NiL軸承鋼在1050℃下固溶處理1h，進(jìn)行氣體淬火。部分研究表明等離子滲碳過程中的擴(kuò)散動(dòng)力學(xué)的臨界溫度450~500℃之間。因此，將試樣分別在440℃、450℃、500℃、550℃下處理4h、8h及12h后，試樣隨爐冷卻到室溫的微觀組織形貌見圖10，可以看出滲碳溫度越高滲碳層越厚，表面層微觀結(jié)構(gòu)越均勻。滲碳溫度在400~450℃之間時(shí)表面層結(jié)構(gòu)為滲碳體，當(dāng)溫度處在500~550℃之間時(shí)表面層結(jié)構(gòu)為馬氏體。與未經(jīng)過等離子滲碳處理的軸承鋼試樣相比，經(jīng)過等離子滲碳處理的軸承鋼試樣表面硬度更高。在400℃和450℃下熱處理后的軸承鋼試樣硬度和彈性模量高于500℃和550℃熱處理后的軸承鋼試樣硬度和彈性模量，這是因?yàn)樾纬闪溯^硬的Fe₃C相。

CSS- 42L合金元素含量較高，經(jīng)過淬、回火后一般會(huì)存在一定含量的殘余奧氏體，殘余奧氏體會(huì)降低材料強(qiáng)度且在服役過程中可能呈現(xiàn)不穩(wěn)定狀態(tài)。若在一定的應(yīng)力條件下誘發(fā)形變或降溫過程中轉(zhuǎn)變成馬氏體組織，則會(huì)導(dǎo)致零件尺寸在使用過程中發(fā)生變化，影響零件的正常使用甚至失效。

軸研所公眾號(hào)           軸承雜志社公眾號(hào)