Abstract ：

滚动轴承是机械设备上的重要基础部件之一， 其寿命和可靠性决定着主机的性能。 目前国内高端轴承如高铁、精密机床、风电等设备所使用的轴承仍然依赖进口。高碳 铬轴承钢是制作滚动轴承的主要材料。为获取长寿命轴承，除了降低轴承钢中的氧含 量和夹杂物数量，开发新型轴承钢种也是方向之一。超高碳钢（UHCS）是指 C 含量 在 1.0~2.1%的碳钢或低合金钢，在结构材料领域具有广阔的应用前景，其在高温下具 有优良的超塑性，而在室温下具有优良的力学性能。然而，UHCS 作为轴承钢使用的 研究目前还没有报道。滚动接触疲劳（RCF）性能是衡量轴承材料质量的最重要的指 标， 本实验系统研究了 UHCS 在不同组织状态下的 RCF 性能， 为 UHCS 在轴承领域的 应用打下了坚实的基础。 由于 UHCS 的 C 含量较高， 因此， 探索如何抑制网状碳化物析出的工艺至关重要。 本研究采用在奥氏体单相区和奥氏体+碳化物两相区连续形变并结合控制冷却的方式， 使奥氏体发生伪共析转变，从而抑制了网状碳化物的产生。探索了锻造和轧制组织的 球化工艺，当 UHCS 在 800 ℃保温 9 h 后炉冷至 650 ℃出炉空冷，能够获得碳化物均 匀分布、硬度适中的球化组织。 UHCS 在 840~860 ℃淬火时，随着奥氏体化后温度升高，溶解的 C 增多，残余奥 氏体数量增加，碳化物数量减少。回火温度（160~240 ℃）对 UHCS 马氏体析出相影 响很大。TEM 分析表明，160 ℃回火时，马氏体片中有 χ-和 θ-碳化物析出；200 ℃回 火时，则为 ε-、χ-和 θ-三种碳化物共存，但其形态已由弥散分布变成了蠕虫状，并与 马氏体片长轴呈一定的角度； 240 ℃回火时， 蠕虫状碳化物继续长大， 且已基本上为 θ-碳化物。传统高碳马氏体在 250 ℃以上回火时才会析出 θ-碳化物，而 UHCS 中马氏体 在 160 ℃回火即有 θ-碳化物析出。此外，UHCS 在 360 ℃回火 2 h 后的硬度仍大于 60 HRC，说明 UHCS 具有良好的抗回火软化能力。 对比 UHCS、GCr15 和 SKF3 的组织发现，由于 UHCS 中的未溶碳化物更多，有 效地抑制了奥氏体晶粒的长大，其平均尺寸仅 6.91 μm，而 GCr15 和 SKF3 则分别为 13.52 μm 和 11.41 μm。细化的奥氏体晶粒会产生更多的马氏体形核点，因此，UHCS 马氏体片厚度约为 0.14 μm，而 GCr15 和 SKF3 分别为 0.35 和 0.32 μm。 RCF 实验表明，UHCS 在 840、850 和 860 ℃淬火 160 ℃条件下的 RCF 寿命变化不大，其 L10 寿命分别为 0.48×10 7 、0.68×10 7 、0.33×10 7 。这是因为 UHCS 在这三个温 度奥氏体化处理后的组织和力学性能接近。 而 UHCS 在 850 ℃奥氏体化， 200 和 240 ℃ 回火组织的 L10 寿命分别为 1.60×10 7 、0.88×10 7 ，是 160 ℃回火组织的 2.35 和 1.29 倍。 传统 GCr15 轴承钢在 850 ℃淬火 160 ℃回火 2 h 条件下的 L10 寿命为 0.32×10 7 ，而进 口 SKF3 轴承钢在 845 ℃淬火 175 ℃回火 2 h 条件下的 L10 寿命为 0.37×10 7 。因此， UHCS 具有比 GCr15 和 SKF3 更长的 RCF 寿命， 其原因有两个： 一是 UHCS 的硬度高， 二是 UHCS 中马氏体晶粒尺寸更细小。 首次发现 UHCS 的等温组织为超级贝氏体， 该组织是由纳米级贝氏体铁素体 （BF） 和残余奥氏体薄膜交替组成的层状结构。超级贝氏体组织赋予了 UHCS 优异的综合力 学性能。UHCS 在 950 ℃奥氏体化，270 ℃等温 8 h 后的抗拉强度为 1990 MPa，延伸 率达 6.0%。 传统全超级贝氏体组织的硬度一般低于 58 HRC，而轴承硬度要求在 60~64 HRC， 因此，通过短时等温+淬火得到了超级贝氏体+马氏体的复相组织。UHCS 经 880 ℃奥 氏体化，于 270 ℃等温 15、30 和 45 min 后油淬并在 160 ℃回火 2 h 后的硬度分别为 63.8、63.5 和 57.0 HRC。RCF 实验表明，等温时间 15 min 复相组织的 L10 寿命为 0.42×10 7 ，与全马氏体组织（850 ℃淬火，160 ℃回火）的 0.68×10 7 接近，这是因为复 相组织中超级贝氏体体积分数只有 2 vol.%； 等温 30 min 组织 L10 寿命骤增至 2.23×10 7 ， 此时组织中有 21 vol.%的超级贝氏体；等温 45 min 组织中有 49 vol.%超级贝氏体量， 然而 L10 寿命却降至 1.52×10 7 时，这是因为此时复相组织的硬度只有 57 HRC。因此， 超级贝氏体可以有效地提高 UHCS 的 RCF 寿命， 原因是其能够抑制裂纹的萌生和扩展。 不同组织状态下 UHCS 的 RCF 失效机制为表面或亚表面诱发裂纹萌生并在切应力 下扩展，最终在轨道表面形成麻坑。表面诱发裂纹形核位置为磨削产生的犁沟，亚表 面裂纹的形核位置为非金属夹杂物或者大颗粒碳化物，这些位置都会引起应力集中。 特别地， 对于马氏体+超级贝氏体复相组织， 亚表面裂纹的形核位置除了表面缺陷和亚 表面非金属夹杂物，在超级贝氏体的相界处也容易形成微小孔洞，这些微小孔洞联合 形成小裂纹。这种特别的裂纹形核机制也可能是超级贝氏体能够提高 RCF 寿命的原因 之一。

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超高碳钢 超级贝氏体 滚动接触疲劳 轴承钢

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摘要 Cr12MoV材料具有高的淬透性、硬度高、耐磨性好、热处理变形小等优点，在模具行业受到青睐，但是该材料具有脆性大、韧性低致命的缺点，在工程应用中很容易过早断裂失效。本论文针对一滚丝轮生产厂家产品使用寿命低的问题，在对其Cr12MoV滚丝轮失效分析的基础上，通过改变热处理工艺来改善材料组织，从而提高材料韧性和使用寿命。 本文以厂家使用的两种Cr12MoV材料(以下分别称为C和D材料)作为研究对象，根据淬火温度、淬油温度、回火温度和回火次数等工艺参数作为变量，设计了16套热处理工艺。测试材料的硬度及冲击韧性；选用光学显微镜(LM)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)研究不同热处理工艺条件下材料的组织、结构和断裂方式。获得以下主要研究结果： 材料硬度值介于60~64 HRC之间，冲击韧性值介于8~14 J&#8226cm-2之间，结果表明设计的热处理工艺很好地改善了材料的使用性能。其中C材料的最佳热处理工艺：1130 ℃固溶+790 ℃回火预处理工艺，1000 ℃淬火、70 ℃淬油、180 ℃回火的最终热处理工艺。D材料的最佳热处理工艺：1130 ℃固溶+790 ℃回火预处理工艺，1020 ℃淬火、70 ℃淬油、160 ℃回火的最终热处理工艺。 相对普通球化工艺，高温固溶能够显著改善组织中碳化物的形态、大小和在基体中的分布，这是材料性能提高的关键。 Cr12MoV材料淬火组织马氏体形态既有板条马氏体，也有片状马氏体，马氏体之间存在残余奥氏体，残余奥氏体形态为薄膜状和块状。随着淬火温度和淬油温度的增加，残余奥氏体所占的体积百分数逐渐增加。随着淬火温度的增加，板条马氏体在组织中所占的比例在下降，使材料的塑性、韧性降低，材料的微观断口为准解理和少量韧窝的的混合断裂特征，断裂方式为脆性断裂。 C和D材料相比，C材料的冲击韧性、组织都比D材料优异。C材料板条马氏体数量较多，并且C材料韧窝的形态和数量都优于D材料，表明C材料相对D材料更适于制造滚丝轮。

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Cr12MoV 滚丝轮 热处理工艺

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超高碳钢是一种新型的钢铁材料，含碳量在1~2.1%C之间。研究表明超高碳钢在中温下具有超塑性，室温下具有高的硬度和强度，在钢丝、刀具、钢轨等方面具有潜在的应用价值。本文对超高碳钢的摩擦磨损和滚动接触疲劳性能进行了研究，为超高碳钢作为轴承材料的应用进行了有意义的探索。 通过真空熔炼制备了含碳量为1.41%C的超高碳钢，进行了两种球化工艺退火：800℃加热保温9h球化退火（UHCS-1.41C-1）和离异共析处理（UHCS-1.41C-2），均获得了铁素体基体上均匀分布着球状碳化物的组织。将退火态的UHCS-1.41C和GCr15进行845℃淬火和160℃回火处理，均获得了回火马氏体、细小碳化物加少量残余奥氏体的组织，UHCS-1.41C的组织更为细小。经TEM观察得知，组织中都既有孪晶马氏体，又有板条马氏体。在此基础上进行了进行摩擦磨损和接触疲劳性能的测试研究。 结果表明：UHCS-1.41C-1和UHCS-1.41C-2比GCr15具有更优良的耐磨损性能，如在300N的载荷下经过10h的磨损，GCr15的失重为286mg，而UHCS-1.41C-1和UHCS-1.41C-2的失重分别为226mg、245mg。UHCS-1.41C在高载荷下具有比GCr15更强的加工硬化能力。UHCS-1.41C-2和GCr15残余奥氏体的含量均随载荷的升高而降低；摩擦系数都随载荷的升高呈现出降低的趋势。同时在销盘式试验过程中还发现UHCS-1.41C-2 和GCr15由于接触点的瞬时温度较高而发生了自回火，且GCr15的自回火更为严重。 UHCS-1.41C-2的接触疲劳寿命与GCr15差别不大，UHCS-1.41C-1的接触疲劳寿命要明显高于GCr15 和UHCS-1.41C-2，例如在4400MPa加载条件下，GCr15的中值寿命L50为3.3958×106，UHCS-1.41C-2的为3.8924×106，而UHCS-1.41C-1的为1.0286×107，这可能与它们的组织中碳化物的尺寸、数量等有关。通过对GCr15 和UHCS-1.41C-1及UHCS-1.41C-2麻点的SEM观察得知，它们的麻点的裂纹扩展区均有层次明显的台阶，台阶的连接处均有类似撕裂的痕迹。

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超高碳钢 接触疲劳 摩擦磨损

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近十多年来,我国球墨铸铁件的产量增长很快.除了为数不多的企业已成功采用转包处理、喂丝处理等先进球化工艺外,绝大多数企业仍然在采用普通冲入法进行球化处理.这种处理工艺自1965年以来已深人人心,在球墨铸铁生产中立下了"汗马功劳".

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采用淬火+高温回火热处理对碳的质量分数为1.41%超高碳钢进行球化处理,研究碳化物超细化的机理,确定最佳的球化工艺参数.结果表明:在850～1 100℃范围内淬火时,随着温度的上升,碳化物不断溶入奥氏体,使粗大碳化物颗粒变小,回火后不仅从针状马氏体中析出均匀细小的碳化物,同时在残余奥氏体中也析出大量均匀细小的碳化物,碳化物数量增加.钢中含有抑制碳化物长大的Al和Cr元素,在550～750℃高温回火时,温度越高球化效果越好,即使在1 100℃淬火+750 ℃回火后碳化物颗粒尺寸仍然保持在0.1～0.3 μm.

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超高碳钢 超细化 淬火+高温回火 碳化物

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超高碳钢是一种新兴的钢铁材料，由于其含碳量高（1~2.1wt%），采用传统热处理难以消除组织中的大量先共析网状碳化物，导致其脆性大，长期以来很少有工程应用。近年来国内外已有一些试验研究，可望在基础相变和工程应用方面有所突破。本试验通过添加少量AI、Cr等合金元素，对含碳分别为1.37wt%、1.58wt%、1.41wt%的三种超高碳钢采用真空熔炼炉制备，并将铸锭锻造成试验棒料，结合相图及相变温度设计球化热处理工艺，最后进行二次热处理，并进行综合力学性能试验，为超高碳钢的应用奠定基础。对合金化超高碳钢进行锻造预处理后网状碳化物消除且晶粒细化。进而采用基于离异共析的球化退火、淬火+高温回火两种球化工艺对组织进行处理，并获得了超细铁素体基体上均匀分布着球状碳化物的组织。非碳化物形成元素AI、Si阻碍碳化物长大，抑制碳向晶界处大量扩散，阻碍晶界偏析。试验研究表明：球化超高碳钢具有优异的室温拉伸性能，强度高，塑性尤为突出，并呈现出明显的屈服现象，拉伸断口形貌基本为韧窝。进一步研究表明，碳化物的分布、颗粒大小、间距等因素对球化超高碳钢的强度及塑性有重要影响。断裂韧性机制是空洞生核控制机制，材料中的个别大颗粒碳化物、大块夹杂是主要的裂纹源。经过860℃淬火、650℃回火的超高碳钢具有很高的疲劳极限，拉拉疲劳极限为803MPa。通过调整热处理工艺，可以在很宽的范围内调整强塑性组合。超高碳钢经离异共析球化后进行二次正火处理，珠光体片间距随正火温度升高而减小，屈服强度、抗拉强度随之升高，塑性、韧性随之降低。屈服强度900-1050MPa、抗拉强度1300-1600MPa、延伸率11%以上，断裂韧性（K1c）在27-41 Mpa&#61655m1/2之间。综合性能优于目前广泛使用的非调质钢，可用于高强度钢丝、钢板、钢轨等生产领域。

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超高碳钢超细晶粒微观组织力学性能

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超高碳钢是指含碳量比高碳钢更高的钢。采用传统方法制备出的超高碳钢具有极高的脆性 ,因此其工业化应用在过去一直很少。现在，国内外一些科研人员对其制备与热处理工艺进行研究，使其获得理想的组织结构和优异的力学性能，有望替代部分中高碳钢制作工模具、钢丝、结构件等，极具工业化应用前景。本文通过添加少量Al、Cr等合金元素，对含碳量分别为1.31wt%、1.41wt%、1.58wt%的超高碳钢采用锻造或轧制的制备工艺进行预处理，然后进行球化处理，最后进行二次热处理。在此基础上进行力学性能试验，测其拉伸性能、疲劳性能、断裂韧度等等，为超高碳钢的应用奠定基础。对合金化超高碳钢进行锻造和轧制预处理后网状碳化物消除且晶粒细化。进而采用离异共析和淬火+高温回火两种球化工艺对组织进行球化处理，获得了超细铁素体基体上弥散分布着球状碳化物的组织。然后采用正火和淬火+回火的工艺进行二次热处理，获得超细的基体晶粒和碳化物。力学试验表明，1.58%C超高碳钢进行球化后再经过正火处理，具有优异的综合力学性能：&#61555s=980MPa, &#61555b=1470MPa, &#61540=9.1%，&#615550.1=745MPa, KIC=31.75MPa&#8226m1/2, ΔKth=7.45MPa&#8226m1/2. 基于这种优良的力学性能，超高碳钢有望替代中碳合金调质结构钢。1.41%C超高碳钢经过球化处理后，在830~9500C进行淬火处理。显微组织中存在大量板条马氏体，组织亚结构中存在大量位错和孪晶。初步分析认为，超高碳钢经超细球化预处理后再次加热时，由于未溶碳化物有效的抑制了奥氏体颗粒的长大，奥氏体晶粒变得很细小。随着晶粒尺寸的减小，孪晶切应力比滑移切应力升高地快，导致滑移成为变形的主要机制，位错大量增加。

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超高碳钢 力学性能 球化工艺 微观组织 位错亚结构

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根据碳浓度不均匀奥氏体的离异共析转变机制,对1.6%C(质量分数,下同)锻造超高碳钢进行不同工艺的球化处理,并对具有不同球化组织的试样进行性能试验.观察分析表明,锻造后组织形态为片状珠光体及其域界分布球状碳化物;经球化工艺处理后得到铁素体基体上弥散分布碳化物的组织,且原珠光体域界上碳化物尺寸比珠光体域内的大;拉伸试验表明,1.6%C超高碳钢经球化处理后塑性明显改善,具有良好的综合力学性能.碳化物的分布、颗粒大小、间距等因素对1.6%C超高碳钢的强度有重要影响.

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超高碳钢 离异共析 力学性能 球化工艺 碳化物

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对一种碳含量为1.6%的超高碳钢的组织和综合力学性能进行了研究.结果表明:采用离异共析转变的球化工艺以及随后的正火处理,获得了超细珠光体和颗粒状碳化物的组织.其强度和塑性都有很大提高,并有较高的疲劳强度,屈服强度和抗拉强度分别为980 MPa和1 470 MPa,比40CrNiMo钢的强度提高很多,塑性与其相当,是一种优良的结构钢材料.

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超高碳钢 抗拉强度 疲劳强度 屈服强度

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研究了热处理工艺对碳含量为1.6%超高碳钢组织和力学性能的影响.结果表明:采用离异共析转变工艺可使锻造组织中的碳化物得到球化,获得铁素体基体上弥散分布球状碳化物颗粒的组织;在随后进行的第二次热处理中,采用正火和淬火+回火工艺,可使超高碳钢获得良好的综合力学性能,其屈服强度和抗拉强度都比40CrNiMo钢调质态提高很多,而塑性与 40CrNiMo钢相当.

Keyword ：

超高碳钢 离异共析转变 球化工艺

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