32Cr3MoVE轴承钢渗氮层组织与旋转弯曲疲劳性能
发布时间：2021-08-04 04:37
采用旋转弯曲加载方式测试了32Cr3MoVE渗氮轴承钢的疲劳性能,通过扫描电镜、X射线衍射、显微硬度计及X射线应力仪分析了渗氮层的组织特征和残余应力分布以及疲劳断裂的原因。结果表明:渗氮层析出的γ′-Fe4N、CrN、Fe3N等氮化物提高了试验钢的表面硬度,并形成了先增大后减小的残余压应力分布,在距表面300μm处残余压应力高达610 MPa,显著减小了试样次表面承受的循环拉应力,使得疲劳裂纹萌生起源于近表面以及距试样表面600～700μm较远的区域;渗氮处理显著提高了试验钢的疲劳性能,中值疲劳强度达到974 MPa。疲劳裂纹萌生于表面化合物层和内部非金属夹杂物,各占41.2%和58.8%;裂纹沿着化合物层、扩散层及基体依次扩展,最后在试样基体瞬断。扩散层部分呈现沿晶断裂和准解理断裂混合断裂形式,渗氮层和基体交界处呈现一段光滑过渡区。
【文章来源】：材料热处理学报. 2020,41(06)北大核心CSCD
【文章页数】：8 页
【部分图文】：
断口夹杂物形成的“鱼眼”
图6 断口夹杂物形成的“鱼眼”32Cr3MoVE渗氮轴承钢疲劳疲劳裂纹萌生后会先沿着渗氮层快速扩展,断裂的渗氮层都会呈现出两个具有不同形貌的区域,如图8(a)所示。由于扩散层中含有较多的硬脆氮化物,导致裂纹扩展速度快,在扩散层靠近基体附近区域,钢的硬度下降,氮化物数量减少,主要组织为VC碳化物与索氏体基体,韧性较好,裂纹在此处向内部扩展速度变慢。所以在观察到内部基体典型准解理断裂形貌之前,会有一个平滑的过渡区延伸到扩散层的末端,这条平滑的过渡带宽约70 μm。在距表面化合物层为200～300 μm的扩散层呈颗粒状,为沿晶断裂和准解理断裂混合断裂;扩散层中合金元素和氮原子在部分原奥氏体晶界偏聚形成脉状组织,使得疲劳裂纹优先沿着晶界形核扩展,图8(b)为其局部放大图,可清晰看见断口部分沿晶断裂形貌。
32Cr3MoVE轴承钢经过离子渗氮形成的渗氮层分为化合物层(又称白层)、扩散层以及在靠近基体的一侧有一过渡层,如图1(a)所示。扩散层中存在不连续分布的脉状组织,脉状组织与渗氮层表面平行,有时也会呈网状。渗氮层的表面形成了0～12 μm厚的化合物层,它是由铁和氮组成的金属间化合物,如图1(b)所示。图1(c)为渗氮后过渡层的SEM形貌图,其脉状组织较扩散层细小,越靠近心部脉状组织逐渐减少并消失。渗氮层析出相XRD衍射图谱如图1(d)所示,渗氮层的主要化合物有γ′-Fe4N、CrN以及Fe3N,提高了试验钢的硬度但导致其韧性降低。在渗氮过程中渗氮层及基体中析出微米级细小的VC强化相,一方面“钉扎”在奥氏体晶界,抑制晶粒长大;另一方面细小VC碳化物在具有较高韧性索氏体基体中均匀分布,VC碳化物具有弥散强化的作用,提高钢的强度的同时保持基体较高的韧性。根据GB/T 11354—2005《钢铁零件渗氮层深度测定和金相组织检验》采用硬度法测得渗氮层硬度分布如图2(a)所示,从试样表面测至比基体维氏硬度值高50 HV的区域为渗氮层,渗氮层包括化合物层和扩散层,测得其厚度约为390 μm,其中化合物层厚度约12 μm,扩散层厚度约378 μm;维氏硬度从比基体高50 HV降低到基体硬度区域为过渡层,测得过渡层厚度约为110 μm。渗层的残余应力分布情况如图2(b)所示,由图可知,从渗层表面到内部压应力呈现先增加后减少趋势。渗氮过程中氮元素与合金元素形成的氮化物以及碳氮化合物溶于α-Fe中会引起内部结构变化,使渗氮层形成残余压应力,渗层深度增加氮化物析出相减少,体积膨胀程度减小,压应力逐渐升高;当深度超过300 μm,析出相数量明显降低,因此在300 μm处压应力达到最大值为610 MPa,渗层深度继续增加析出相数量继续减小,导致体积变化作用减弱,压应力逐渐降低;当深度达到甚至超过500 μm,压应力与拉应力趋于平衡。在长时间的渗氮处理过程中,由于不连续的析出以及氮的偏析和扩散,使得表面残余应力得以部分缓解,导致表面残余压应力降低,最外层压应力只有28 MPa。
【参考文献】：
期刊论文
[1]0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的高周疲劳性能研究[J]. 李林涛,任耘,杨卯生. 热加工工艺. 2017(16)
[2]氮化势对低碳钢气体渗氮化合物层组织结构和性能的影响[J]. 王津,洪悦,陈兴岩,伍翠兰. 材料热处理学报. 2016(08)
[3]离子氮化技术的研究进展[J]. 李杨,王亮. 材料导报. 2014(13)
[4]渗碳轴承钢的显微组织和疲劳性能分析[J]. 李丹,杨卯生,曹建春,周晓龙,贾钰泽. 材料热处理学报. 2014(06)
[5]离子渗氮AISI 420马氏体不锈钢耐蚀行为研究[J]. 奚运涛,刘道新,韩栋,韩增福. 材料热处理学报. 2007(05)
[6]表面处理对40CrNiMo钢超声疲劳寿命的影响[J]. 邵红红,陈光,陈康敏. 材料热处理学报. 2006(04)
[7]表面形变处理对32Cr3MoVA钢渗氮层组织和性能的影响[J]. 高玉魁. 材料热处理学报. 2005(01)
本文编号：3321017
【文章来源】：材料热处理学报. 2020,41(06)北大核心CSCD
【文章页数】：8 页
【部分图文】：
断口夹杂物形成的“鱼眼”
图6 断口夹杂物形成的“鱼眼”32Cr3MoVE渗氮轴承钢疲劳疲劳裂纹萌生后会先沿着渗氮层快速扩展,断裂的渗氮层都会呈现出两个具有不同形貌的区域,如图8(a)所示。由于扩散层中含有较多的硬脆氮化物,导致裂纹扩展速度快,在扩散层靠近基体附近区域,钢的硬度下降,氮化物数量减少,主要组织为VC碳化物与索氏体基体,韧性较好,裂纹在此处向内部扩展速度变慢。所以在观察到内部基体典型准解理断裂形貌之前,会有一个平滑的过渡区延伸到扩散层的末端,这条平滑的过渡带宽约70 μm。在距表面化合物层为200～300 μm的扩散层呈颗粒状,为沿晶断裂和准解理断裂混合断裂;扩散层中合金元素和氮原子在部分原奥氏体晶界偏聚形成脉状组织,使得疲劳裂纹优先沿着晶界形核扩展,图8(b)为其局部放大图,可清晰看见断口部分沿晶断裂形貌。
32Cr3MoVE轴承钢经过离子渗氮形成的渗氮层分为化合物层(又称白层)、扩散层以及在靠近基体的一侧有一过渡层,如图1(a)所示。扩散层中存在不连续分布的脉状组织,脉状组织与渗氮层表面平行,有时也会呈网状。渗氮层的表面形成了0～12 μm厚的化合物层,它是由铁和氮组成的金属间化合物,如图1(b)所示。图1(c)为渗氮后过渡层的SEM形貌图,其脉状组织较扩散层细小,越靠近心部脉状组织逐渐减少并消失。渗氮层析出相XRD衍射图谱如图1(d)所示,渗氮层的主要化合物有γ′-Fe4N、CrN以及Fe3N,提高了试验钢的硬度但导致其韧性降低。在渗氮过程中渗氮层及基体中析出微米级细小的VC强化相,一方面“钉扎”在奥氏体晶界,抑制晶粒长大;另一方面细小VC碳化物在具有较高韧性索氏体基体中均匀分布,VC碳化物具有弥散强化的作用,提高钢的强度的同时保持基体较高的韧性。根据GB/T 11354—2005《钢铁零件渗氮层深度测定和金相组织检验》采用硬度法测得渗氮层硬度分布如图2(a)所示,从试样表面测至比基体维氏硬度值高50 HV的区域为渗氮层,渗氮层包括化合物层和扩散层,测得其厚度约为390 μm,其中化合物层厚度约12 μm,扩散层厚度约378 μm;维氏硬度从比基体高50 HV降低到基体硬度区域为过渡层,测得过渡层厚度约为110 μm。渗层的残余应力分布情况如图2(b)所示,由图可知,从渗层表面到内部压应力呈现先增加后减少趋势。渗氮过程中氮元素与合金元素形成的氮化物以及碳氮化合物溶于α-Fe中会引起内部结构变化,使渗氮层形成残余压应力,渗层深度增加氮化物析出相减少,体积膨胀程度减小,压应力逐渐升高;当深度超过300 μm,析出相数量明显降低,因此在300 μm处压应力达到最大值为610 MPa,渗层深度继续增加析出相数量继续减小,导致体积变化作用减弱,压应力逐渐降低;当深度达到甚至超过500 μm,压应力与拉应力趋于平衡。在长时间的渗氮处理过程中,由于不连续的析出以及氮的偏析和扩散,使得表面残余应力得以部分缓解,导致表面残余压应力降低,最外层压应力只有28 MPa。
【参考文献】：
期刊论文
[1]0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的高周疲劳性能研究[J]. 李林涛,任耘,杨卯生. 热加工工艺. 2017(16)
[2]氮化势对低碳钢气体渗氮化合物层组织结构和性能的影响[J]. 王津,洪悦,陈兴岩,伍翠兰. 材料热处理学报. 2016(08)
[3]离子氮化技术的研究进展[J]. 李杨,王亮. 材料导报. 2014(13)
[4]渗碳轴承钢的显微组织和疲劳性能分析[J]. 李丹,杨卯生,曹建春,周晓龙,贾钰泽. 材料热处理学报. 2014(06)
[5]离子渗氮AISI 420马氏体不锈钢耐蚀行为研究[J]. 奚运涛,刘道新,韩栋,韩增福. 材料热处理学报. 2007(05)
[6]表面处理对40CrNiMo钢超声疲劳寿命的影响[J]. 邵红红,陈光,陈康敏. 材料热处理学报. 2006(04)
[7]表面形变处理对32Cr3MoVA钢渗氮层组织和性能的影响[J]. 高玉魁. 材料热处理学报. 2005(01)
本文编号：3321017
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