工艺技术_铬轴承钢及其热处理工艺技术

第八章铬轴承钢及其热处理第一节铬轴承钢一 对铬轴承钢要求1 高的接触疲劳强度2 高的耐磨性3 高的弹性极限4 高的硬度5 一定的韧性6 良好的尺寸稳定性7 良好的工艺性能二 铬轴承钢的生产过程以及品种规格 略 三 铬轴承钢的化学成分及其适用范围 略 四 合金元素在轴承钢中的作用 略 五 铬轴承钢的性能 略 六 铬轴承钢的材料缺陷 略 第二节铬轴承钢热处理基础一 Fe Cr C三元合金状态图态铬抽承钢 是在含碳为1 的碳钢 过共析 中加入1 5 左右的铬 此外 GCr15SIMo钢中还有合金元素硅和锰 它们对子Fe Fe3C状态图必将产生影响 Fe Cr C三元合金状态图是立休图 研究比较复杂 为此 以铬的浓度保持恒定 取成分接近GCr15钢的垂直截面 简化为二元状态图的形式 为了便于讨论 把这个垂直截面的某些特性点 也用Fe Fe3CF状态图中类似点的同样字母来表示 其差别在于 1 由于铬的加入 降低了碳在奥氏休中的溶解度 因此 共析点 S点 的含碳量降低到0 65 而碳的最大溶解度降低到1 5 E点 2 由于铬的加入 共析转变温度有所提高 且共析转变温度是在一定范围内进行的 A1 735 A1 765 珠光休 碳化物 奥氏体的三相平衡 其相成分不在一个垂直截面内变化 而是在立休图上沿两曲面交线变化 故垂直截面不能表示平衡相成分 也不能用杠杆定律求得各相的相对量 3 由于铬的加入 GS线降低 Es线左移 故区缩小 固相线JE降低 使加热时出现过烧的温度较碳钢低 二 铬轴承在加热时的组织转变1 奥氏体的形成Gcr型铬轴承承钢在实际加热条下 提高了珠光体向奥氏体转变的开始温度 并且温度范围随等温转变的保温时间或连续加热速度而变化 2 碳化物的溶解 GCr15钢中的碳化物质点在奥氏体中溶解时 当碳化物的质点大小不同时 溶解的线速度是相同的 在溶解过程中 未熔碳化物相中的铬与含量相同的退火钢中的碳化物相中的铬无明显区别 与奥氏体温度无关 3 奥氏体的均匀化在实际加热情况下 由于加热速度较快 碳化物相的溶解速度和在奥氏体中碳的扩散的影响使奥氏体中的碳产生明显的不均匀性 为此 要使奥氏体成分均匀 就必须加热到更高的温度和保证充足的保温时间 4 奥氏体晶粒的长大加热温度在未溶碳化物相区晶粒长大较慢 而在高温单奥氏体相区晶粒长大较快 因为在高温区内碳化物质点对晶界迁移的阻碍作用消失 三 铬轴承钢冷却时的组织转变1 无限缓慢冷却时的组织转变当铬轴承钢从加热至均匀奥氏体状态冷如到Acm时 从富集碳和铬的奥氏体晶界处开始析出二次碳化物并沿晶界分布 呈网伏 冷至A1 时 发生共析转变 随着温度的不断下降 奥氏体不断向珠光体转变 奥氏体数量不断减少 珠光体数量不断增加 当温度达A1 时 奥氏体全部转化为珠光体 值得注意的是 在温度A1 A1 范围内的某一温度停留都对应着一定量的奥氏体和珠光体 但具相对数量不能用杠杆定律来求得 2 过冷奥氏体的等温转变 1 等温转变铬轴承钢过冷奥氏体等温转变曲线 从图中可以看出 等温转变图分为珠光体区和贝氏体区 过冷奥氏体向珠光体转如600 稳定性最小 GCr15钢过冷奥氏休向贝氏体转变分别在450 400 稳定性最小 两类转变的最小稳定性时间大约相同 约10秒 而GCr15SIMn钢 贝氏体的最小稳定时间大约在5分左右 2 影响过冷奥氏体等温转变曲线的因素 碳的影响对珠光体转变区来说 亚共析钢随钢中含碳量的增加 而奥氏体更稳定 共析钢随钢中含碳量的增加 而奥氏体稳定性减小 对贝氏体转变区来说 不论何种钢都随含碳量的增加而大大增加其稳定性 一般认为铬轴承钢过冷奥氏体的稳定性随奥氏体中碳浓度的增加而增大 合金元絮的影响铬 锰和硅都是增大过冷奥氏体的稳定性元素 使C曲线右移 铬是形成碳化物的元素 它还将使C曲线珠光体转变区稳定性最小温度提高到650 值得提醒的是 过冷奥氏体在向珠光体和贝氏体转变前 先析出碳化物 图8 9虚线部分 甚至在淬火过程中 也不能防止过剩碳化物的析出 原始组织的影响珠光体中原始碳化物颗粒越细小 分布越均匀 那么加热时就越易溶解 奥氏体中合金成分均匀化程度提高 奥氏体稳定性增加 3 等混转变产物过冷奥氏体按其等温转变温度的不同 其转变产物分有三种组织类型 在350 以下进行等温 转变产物为具有针状的下贝氏体 在400 500 进行等温转变 产物为具有羽毛状的上贝氏体 等温转变温度高于520 时 GCr15钢只发生珠光休类型的转变 3 过冷奥氏体连续冷却时的组织转变钢在热处理操作中 其实际冷却过程往往是在连续冷却条件下进行的 连续冷却也可以理解为是由无数个极短时间等温转变的累积 1 连续冷却转变曲线连续冷却时 奥氏体开始向珠光体 贝氏体的转变 转变温度和时间较等温转变更低 更长 GCr15钢过冷奥氏休向珠光体转变温度由600 降至530 左右时 转变时间也相应延长 GCr15SIMn钢在正常奥氏体化温度下 由于合金元素的加入 使贝氏体转变更趋稳定 故GCr15SIMn钢在连续冷却时 其转变产物只有珠光体转变 而无贝氏体转变 GCr15钢860 奥氏体化后快冷时的转变产物是珠光体和贝氏体的混合组织 当奥氏体化温度提高到1050 后 连续冷却不发生贝氏体转变 2 连续冷却时的珠光体和贝氏体转变GCr15钢连续冷却过程是由高温移向低温 故其转变产物是不均匀的 不同冷却速度下连续冷却转变产物的数量 性能不同 曲线 转变产物为100 的珠光体 曲线 通过珠光休区得到一部分珠光体 较细 随着冷却的继续 过冷奥氏体在贝氏休区得到一部分贝氏体 在Ms点以下又获得一部分马氏体 为此 曲线 得到的组织是珠光休 贝氏体 马氏体和残余奥氏体 曲线 的冷速超过珠光休转变区 与贝氏体转变区相切 并冷至Ms点以下 故称临界冷却速度 其最终获得的组织为马氏体和残余奥氏休 曲线 冷却速度大于临界冷却速度 奥氏体过冷到Ms点以下 获得马氏体组织和少量残余奥氏体 但马氏体数量较 多然而 由于冷却速度的增大 产生的内应力增加 3 连续冷却时的马氏体转变铬轴承钢过冷奥氏体向马氏体转变 实质上是一种无扩散型转变 其转变程度主要取决于冷却时的温度 但在长时间 100 150小时 保温时 也同样可以看到等温转变 但是 等温转变速度比较缓慢 且随着温度的降低而降低 随着转变的发展而减小 转变停止与温度无关 最终未转变的奥氏体基本相同 影响马氏体转变曲线的因素马氏体转变的起始温度Ms和转变终止温度MZ的位置 首先决定于淬火前奥氏体中碳和合金元素的含量 而这些含量又与钢中的成分及加热时碳化物的溶解量有关 增加奥氏体中碳 铬和锰的含量 使马氏体开始转变温度 Ms点 降低 并使整个马氏体曲线 Ms Mf 降低 也就是说过冷奥氏体在Ms点以下任何温度的转变量减少 即将奥氏体化温度从860 提高到980 使Ms点从200 降低到110 但是 再进一步提高奥氏体 化温度 由于奥氏体成分不变 所以 对马氏体转变过程不再产生影响 影响残余奥氏体量的因素在冷却到室温或更低温度以后 残余奥氏体量取决于奥氏体化温度 GCr15和GCr15SIMn钢在不同奥氏体化温度经冷却 深冷后 延长奥氏体化时间 实质上与提高奥氏体化温度一样 使残余奥氏体数量增加 原始组织中碳化物相的弥散程度 同样也影响残余奥氏体的量 珠光体中碳化物弥散度越高 淬火加热时所得到的奥氏体含有较多的合金元素 使淬火后残余奥氏体含量增加 除上述因素外 不同冷却能力的淬火介质和零件横截面的大小 同样会影响残余奥氏体含量 奥氏体的稳定化效应把奥氏体过冷至Ms点温度以下连续冷却 随温度的不断下降 马氏体转变连续发生 马氏休数量不断增加 如果在马氏体区冷却过程中 在某一温度T停止冷却 然后再继续冷却 那末 马氏体转变将在比T更低的T1温度下重新进行 如果在温度T不是停止冷却 而是进行加温 使温度从T升至T1 那末 在随后的冷却过程中 马氏体转变将在比T1还低的温度下重新进行 用T T1的温度差或将冷却之后所得的奥氏体量差 作为衡量奥氏体稳定化效应的程度 因此 在Ms点以下任一温度下增长停留时间 则稳定化程度越大 如果在Ms温度以下缓慢的连续冷却 可以看作是许多小的温度梯级的叠加 这种冷却同样使奥氏体稳定化 同样 增大淬火零件的横截面 也会使奥氏体稳定化 大型零件从淬火介质温度取出 空冷至室温时 同样大大增加残余奥氏体的含量 奥氏体稳定化的作用 不仅当冷却到室温 在冷却到更低温度时 都能使残余奥氏体量增加 4 马氏体转变时的瞬间应力和残余应力零件冷却过程中 无论在奥氏体区还是在贝氏体转变温度下 由于各个部位的比容不同而发生变化 就会产生瞬时应力 残余应力是由于在瞬时应力作用下 奥氏体达到其屈服极限以及由于马氏体转变过程中所产生的塑性变形的结果 另外 由于加热时表面层脱碳等所引起金属表面层化学成分的变化 从而使比容和马氏体转变温度发生变化的结果 下图所示GCr15钢制套圈在油中冷却 由于温度梯度产生的戎余应力分布情况 外表面 内表面为拉应为 心部是压应力 残余应力的增加与零件的厚度成正比 水淬比油淬的残余应力大2 4倍 下图所示为淬透的Gcr15siMn钢应力分布情况 表层为拉应力 中心是压应力 如果采用等温淬火获得下贝氏体 那么 GCr15钢中的残余应力符号与普通淬火后的应力符号相反 由于表面层成分变化引起的残余应力只涉及截面成分发生变化的相当小的一部分 并且在此区域内与温度梯度引起的应力相叠如 下图示出了脱碳程度不同和局部渗碳的GCr15钢试样中的残余应力分布情祝 表面附近根据含碳量的不同 表面应力在 300 100兆帕之间变化 最大拉应力相应为无保护气氛或低碳气氛加热的情况 两高碳气氛在表面上没有产生应力或在表面产生压应力 四 铬轴承钢回火时的组织转变及其应力变化1 铬轴承钢回火时的组织转变GCr15钢的回火膨涨曲线与碳钢及大多数低合金钢曲线相似 交替地出现收缩 膨胀 再收缩三个阶段 回火第一阶段的膨胀效应 收缩 随淬火对奥氏体化温度的升高而降低 随淬火冷却速度的增大而变得明显 回火第二阶段的长度随残余奥氏体的增加而增大 1 马氏体的分解和碳化物的集聚对于GCr15钢来说 在实际生产的淬火冷却速度下回火第一阶段 马氏体的分解 早在淬火过程中 奥氏体向马氏体的转变 就已开始 马氏体的开始转变温度越高 分解程度越大 淬火冷却速度越慢 分解程度越大 此分解有双向机理 固熔体中几乎不含碳的立方马氏体和含碳量不变 与贝氏体相同或者稍有减少 的正方马氏体 立方马氏体的数量随冷却速度的增加而减少 随奥氏体化温度的提高 Ms点的降低而减少 水淬后立方马氏体数量较油淬少 且水淬后其奥氏体固溶体的碳浓度约降低0 25 油淬后其奥氏体固溶体的碳浓度约降低0 4 所以GCr15钢水淬后的硬度要比油淬后硬度要略低 淬火钢在室温下存放 立方马氏体的数量随存放时间的延长其数量略有增加 而正方马氏体的数量基本保持不变或者略有减少 2 残余奥氏体的转变残余奥氏体的转变 使钢的体积胀大 残余奥氏体开始分解温度是指能明确看出体积变化的转折点 GCr15钢为180 GCr15siMn钢为200 左右 GCr15钢回火时残佘奥氏体的转变温度随回火时间的延长而降低 如果回火数小时 则奥氏体在240 250 温度下完全分解 若回火100小时 则在190 温度下完全分解 在延长回火时间的同时 相应地降低回火温度 可获得比较高的硬度 铬轴承钢中的残余奥氏休在250 270 基本可以完全转变 GCr15钢回火时残余奥氏体转变产物的比容 比相同温度下回火的马氏体要小 并且硬度也低 这种转变产物是贝氏体 而且奥氏体的分解不经马氏体阶段 如果GCr15钢在回火时施加恒定强磁场 可加速残余奥氏体分解 与马氏体转变区连续冷却时与分级保温相比 回火是使奥氏体稳定化的一种更有效方法 对于GCr15和Gcr15siMn钢 随着回火前冷却温度的提高 残余奥氏体量平缓地增加 当达到一定的冷却温度 该温度决定于淬火温度和回火温度 时 奥氏体含量增加得较缓慢或不再增加 甚至下降 在后一种清况下氏体曲线上出现最高值 与等温冷却相似 这个转折温度或最高温度相当于M s点降勤室2 铬轴承钢回火时