1 引言
鋼珠的主要失效方式是接觸疲勞剝落，但現(xiàn)行的鋼珠質(zhì)量標準卻只檢查其壓碎負荷的大小和硬度，而對鋼珠的接觸疲勞性能卻未作要求。以自行車鋼珠為例，壓碎負荷國標為15 500N，部優(yōu)為16 700N，硬度為HRC60～65。生產(chǎn)廠家為了達到對壓碎負荷的高標準要求，均按高溫滲碳、降溫淬火工藝(以下稱原工藝)進行生產(chǎn)(圖1)，鋼珠的滲層厚度達到了1.2～1.4mm。如此厚的滲層，雖使壓碎負荷達到了要求，但對鋼珠的接觸疲勞性能影響如何，尚屬未知。另外由于該工藝采用的是高溫滲碳、降溫淬火，不僅生產(chǎn)周期長、生產(chǎn)成本高，而且滲層中還析出了不均勻的網(wǎng)狀碳化物，心部析出鐵素體，不利于接觸疲勞性能的提高。
本文將研究在不降低鋼珠壓碎負荷的前提下，提出新工藝，盡可能提高其疲勞性能，降低成本，增加經(jīng)濟效益。其次將研究盡量采用較低的滲碳溫度，以提高爐罐壽命(因為生產(chǎn)所用的滲碳罐是由鋼板焊接而成，滲碳溫度的變化對其壽命影響很顯著)。
2 研究項目及方法
2.1研究項目
(1)在不同溫度(9000C，9050C，9100C，9200C)對鋼珠滲碳直接淬火，考查其裂紋傾向。
(2)測定滲層厚度——滲碳溫度、滲碳時間的關系。
(3)滲碳溫度及滲碳深度對抗壓碎負荷的影響。
(4)煤油滴量對壓碎負荷的影響。
(5)在優(yōu)選溫度下，滲碳層深度對接觸疲勞性能的影響。
(6)通過上述研究，提出有利于鋼珠質(zhì)量提高、成本降低的新工藝。
2.2試驗材料及試樣
試驗材料為15號鋼，其化學成分為：0.15%C，0.15%Si，0.40%Mn，0.03%S，0.02%P。試樣為該材料加工成型的Ф6鋼珠。
2.3研究方法及設備
(1)滲碳采用RTS-45-12滾筒式氣體滲碳爐。
(2)采用VWPL型萬能試驗機對三個鋼珠進行壓碎試驗，以平均壓碎值為準。
(3)接觸疲勞測定采用KG型疲勞試驗機，加載200kg，轉(zhuǎn)速2200r/min，每次9粒，滾動磨損，以出現(xiàn)針狀麻點為失效標準，行業(yè)檢查1h為合格。 (4)用JXA840掃描電鏡分析斷口。
(5)滲碳層濃度測定采用Y——2型x射線分析儀。
3 驗結果分析
3.1滲碳后直接淬火的鋼珠的裂紋傾向
對不同溫度下滲碳后直接淬火的鋼珠及原工藝未淬火的鋼珠分別進行酸洗，檢查其裂紋情況，結果見表1。
表1不同滲碳溫度對裂紋傾向的影響
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處理條件(0 C)
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900
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905
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910
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915
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920
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930
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原工藝未淬火
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百粒裂紋數(shù)(個)
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7
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7
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8
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6
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6
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5
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7
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可見，裂紋個數(shù)均在5%～8%之間。裂紋形狀、寬度、深度基本一致。這說明裂紋是在軋球過程中產(chǎn)生的，而非淬火產(chǎn)生的，因而采用直接淬火方式應是可行的。
3.2 滲碳溫度及滲碳時間對滲層厚度的影響
對于采用不同溫度(9000C，9050C，9100C，9150C，9200C，9300C)、不同滲碳時間(2.5h，3h，3.5h，4.5h)處理的試樣，測量其滲碳深度，部分結果見表2。
表2滲碳溫度、滲碳時間與滲碳層厚度的關系
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2.5h
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3.5h
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4.5h
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900℃
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0.55mm
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0.75mm
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0.9mm
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930℃
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0.73mm
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0.93mm
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1.1mm
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由此得出結論：在同一溫度曲線，開始滲碳速度(V始)較大，隨時間的增加，滲碳速度(V)下降，滲層隨時間增加而加厚。現(xiàn)對此分析。
眾所周知，在滲碳過程中，滲碳速度受煤油的分解、活性碳原子的吸收及碳原子的擴散三方面的影響。
(1)煤油的分解溫度在8750C左右，在高于9000C的溫度下，它分解比較完全，可能認為不受溫度和時間的影響。
(2)活性碳原子的吸附主要與滲入鋼中的成分和活性碳原子的析出速度有關。所以滲速主要取決于擴散過程。
(3)根據(jù)菲克第一定律，提高滲層表面的濃度梯度是加快滲速的重要途徑。在滲碳的初始階段，化學吸附了大量的活性碳原子，被貧碳表面強裂吸附，因此鋼的滲層主要由滲層最外層的高濃度梯度所形成，產(chǎn)生了很高的碳濃度梯度。所以剛開始滲碳階段，滲速比較大，隨碳原子的滲入，碳濃度梯度逐漸下降，這樣，滲速也就減慢。
(4)在同一滲碳的時間下隨溫度的升高，滲層增厚。這是由于隨溫度的升高，活性碳原子的活性提高，因此擴散速度也提高了。因此，滲層深度隨滲碳時間的增加而增加，隨滲碳溫度的升高而加深，但滲速隨時間的延長而減慢。
3.3 滲碳溫度、滲層厚度對抗壓負荷的影響
對不同滲碳溫度及不同滲碳層深的試樣進行壓碎試驗，測其抗壓碎值，得到以下結論：滲碳溫度下降，碳層變薄，但其抗壓碎值不下降。
出現(xiàn)這種情況的原因是滲碳淬火鋼珠的抗壓碎負荷取決于滲層(厚度及濃度梯度)和心部兩部分的強度。采取較低溫度(9150C)薄層(0.8mm)滲碳直接淬火，一方面表層獲得了較細的馬氏體組織，改善了表層組織，提高了滲層的強韌性；另一方面心部可得到全部高強度的低碳馬氏體組織(HRC45左右)，也有利于壓碎負荷的提高。而原工藝用較高的溫度(9300C)長時間滲碳，隨后隨爐降溫至820℃淬火，這不但明顯粗化了滲層的馬氏體組織，而且在隨爐降溫過程中，表層析出網(wǎng)狀碳化物，使表層組織惡化，硬度降低，脆性增大；在心部析出較多的鐵素體或生成屈氏體，心部組織為粗板條的馬氏體及托氏體，硬度為HRC36左右。綜上所述，采用較低的溫度薄層滲碳，直接淬火，有利于鋼珠抗壓碎負荷的提高。
另外，波譜分析表明，在低溫(9150C)滲碳5h的試樣滲層碳濃度平緩。而原工藝滲層碳濃度過高，雖經(jīng)1.25h擴散，濃度梯度仍不夠平緩。試驗斷口分析也可證明這一點。
新工藝的壓碎斷口是典型的韌性準解理，有撕裂棱和韌離，裂紋沿過渡層發(fā)展，且它的濃度梯度過渡比較平緩，這樣滲碳層和心部基體結合比較緊密。當受外力時，不易出現(xiàn)剝落現(xiàn)象，這就降低了裂紋的擴展能力，使抗壓強度提高。裂紋是沿晶界產(chǎn)生并擴展的，距表面約0.5mm。相反，原工藝的斷口是脆性準解理，斷口裂紋從表層至過渡層，然后沿過渡層擴展，經(jīng)歷沿晶發(fā)展準解理，使抗壓強度降低，裂紋有一部分是沿晶斷裂，另一方面是脆性斷裂，斷裂距離表面約為0.6mm。
3.4 滴量對抗壓碎值的影響
對優(yōu)選的溫度進行變滴量試驗，測其抗壓碎值，得出表3和圖2。該試驗條件為9150C，滲碳5h。可見煤油滴量在6ml/min的抗壓碎值較高。
表3滴量與抗壓碎值的關系
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ml/min
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4
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6
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8
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N
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17800
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18000
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1750
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煤油是一種含碳的有機液體，其中烷烴CnH2n+2占60%～65%，環(huán)烷烴CnH2n占20%～30%，其它烴CnH2n-6占7%～10%。它在高溫下才能裂解(下限8750C)，裂解后的過剩碳較多，易于形成碳黑和結焦。滴量增加，碳勢增加，加快了滲速，提高了滲碳層的厚度，使它的抗壓碎值提高。但這不是說滴量越大越好，當?shù)瘟刻髸r，爐內(nèi)碳勢增加的同時，將產(chǎn)生碳黑，包圍在滲碳鋼珠的周圍，使?jié)B速降低；還由于碳勢增加，造成滲碳和表層的過渡區(qū)產(chǎn)生過大的濃度梯度，裂紋在過渡區(qū)易產(chǎn)生和擴展。由于薄層滲碳時間較短，且在碳勢不平衡的情況下進行，零件表面要求達到共析濃度，所以在剛滲碳時，可適當增加滴量(7ml/min)。當?shù)瘟刻r，碳勢濃度不夠，使?jié)B碳不均勻，造成抗壓碎負荷不穩(wěn)定。
綜上所述，在9150C，5h滲碳情況下，滴量以6ml/min為適宜。
3.5 接觸疲勞強度與滲層深度的關系
這是需要重點分析的。
在9150C下，對不同滲層深度的鋼珠進行疲勞試驗，發(fā)現(xiàn)隨滲層的增加，疲勞壽命提高。到達一定值后，隨之下降。滲層深度為0.8mm(9150C滲碳5h直接淬火)的疲勞強度是原工藝的10倍。經(jīng)分析，鋼珠疲勞強度提高的原因歸納如下。
(1)提高了表面殘余壓應力
鋼珠經(jīng)淺層滲碳直接淬火后獲得了較高的表面殘余壓應力。表面殘余應力是由于心部與滲層的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)楦鞣N組織的順序不同和表面高碳馬氏體的比容不同而形成的。
具體而言，當鋼珠受到一定的壓力后，裂紋垂直于受力方向開裂。如果滲碳層表面有較高的殘余應力，則可與外加載荷產(chǎn)生的使鋼珠開裂的力相抵抗，從而提高抗壓碎值。當滲層過深時會有過量的殘余奧氏體游離碳化物出現(xiàn)，這些產(chǎn)物對殘余壓應力有害。如果滲層表層碳含量過高，存在大量殘余奧氏體及其它異常組織，則滲層表層出現(xiàn)殘余拉應力。滲層馬氏體中碳含量越高，比容越大，滲層壓應力越大。
試驗證明，低碳鋼滲碳層需經(jīng)2.5～3h，表面碳濃度才趨于飽和。當滲層深小于0.65mm時，滲層碳濃度沒有達到飽和，此時馬氏體的比容隨滲層含碳量的增加而增加，殘余壓應力又隨馬氏體比容的增加而增加。當滲層深大于0.65mm時，隨含碳量的增加，表層殘余奧氏體量增加，表層馬氏體轉(zhuǎn)變量相對減少，殘余壓應力降低，且此時滲層深，心部低碳馬氏體量相對減少，表層高碳馬氏體量大大增加，也使表面殘余壓應力降低。原工藝處理的鋼珠接觸疲勞性能不好，即屬后一種情況。
形成機理：滲層與心部相比，存在著化學成分的很大差異，造成滲層中馬氏體MS的變化。在淬火冷卻過程中往往是心部首先轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而表層尚未達到MS點仍處于塑性的過冷奧氏體狀態(tài)，心部轉(zhuǎn)變所造成的體積膨脹引起的應力極易被表層的塑性變形所吸收。當溫度降至表層MS點時，滲層馬氏體轉(zhuǎn)變所引起的體積膨脹受已強化的心部制約，造成表面受壓，心部受拉的狀態(tài)。
(2)細化了滲碳層馬氏體及殘余奧氏體
高碳馬氏體以共格切變方式形成，當它長大到與其它馬氏體片或晶界相遇時會產(chǎn)生沖擊，形成應力場。由于高碳馬氏體很脆，不能通過變形或滑移消除應力，導致微裂紋產(chǎn)生。且隨馬氏體針長度的增加，裂紋的敏感度也增加。熱處理原理認為，表面針狀馬氏體的粗細，將直接影響滲層表面的接觸疲勞壽命。粗針狀馬氏體中的微裂紋是引起接觸疲勞破壞的天然裂紋源。
原工藝生產(chǎn)的鋼珠，不僅滲層馬氏體粗大(6～7級)，且殘留奧氏體也呈粗大狀，分布也不均勻。同時由于降溫，析出非均勻的網(wǎng)狀K，使表層馬氏體轉(zhuǎn)變量相對減少，表面的碳濃度為1.0%左右，這將進一步降低滲層的強韌性。新工藝生產(chǎn)的鋼珠，表層針狀馬氏體較細(5級)，表面濃度0.8%左右，幾乎看不出K存在，少量殘留奧氏體也較均勻分布于細針狀馬氏體基體中，從而使表層的脆性降低，疲勞性能提高。
形成機理：滲碳表面的接觸疲勞壽命與M有關，高碳馬氏體是針片狀，硬而脆，針越粗，越脆，并常伴隨顯微裂紋產(chǎn)生。在外加負荷作用下，它的裂紋迅速擴展。由于殘余奧氏體的存在，使受負荷的表面產(chǎn)生了一定的塑性變形，接觸面的寬度增加，從而相應地降低了接觸面的壓應力，提高了壽命。另一方面，由于塑性變形的作用，誘發(fā)奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，使之產(chǎn)生加工硬化，同樣提高了壽命。還由于在斷裂過程中，裂紋主要是沿馬氏體區(qū)域擴展，很難穿過殘余奧氏體，因此在一定應力作用下，沿馬氏體發(fā)展的裂紋一旦到達馬氏體與殘余奧氏體面，裂紋就會停止發(fā)展。只有在提高外加負荷時，裂紋才會產(chǎn)生分岔，繞過殘余奧氏體繼續(xù)發(fā)展。因為裂紋產(chǎn)生分岔吸收能量，有利于韌性的提高。相反，如果表面存在拉應力，則促進產(chǎn)生因相互滑動引起的切應力，則促進產(chǎn)生因相互滑動引起的切應力。所以，有一定分布于馬氏體周圍的殘余奧氏體能提高材料抵抗裂紋擴展的能力。
新工藝處理的試樣經(jīng)疲勞磨損后，其殘余奧氏體比原試樣明顯減少，形成的馬氏體較細小。因而馬氏體細小且韌性好可強化表面，使之形成壓應力狀態(tài)，有利于提高其疲勞強度。試驗發(fā)現(xiàn)，試樣在發(fā)生疲勞破壞時，仍有部分殘余奧氏體存在，它對韌性仍有利。
原工藝處理的試樣表層殘余奧氏體過量，呈塊狀分布于粗大M針和邊緣，發(fā)生疲勞破壞時，基本上看不出殘余奧氏體量的變化，相變強化效果大大降低，影響了壽命。
(3)有效硬化層的提高有利于疲勞性能的提高
鋼珠發(fā)生交變接觸應力時，其最大應力往往在表層或次表層。疲勞裂紋源一般產(chǎn)生在0.1mm～0.3mm的表層，這點被試驗所證明。所以為了提高疲勞性能，應著重于提高危險層的硬度和強度，而不一定要加厚滲層。由試驗得知：滲層厚小于0.75mm時，比原工藝的硬度提高4～5HRC，從而提高了危險層的強度，進而疲勞性能也提高，疲勞破壞的表面形貌分析也證實了這一點。
接觸疲勞損傷實際上是裂紋萌生和擴展的過程，通過斷口分析可以了解整個斷裂過程。根據(jù)裂紋萌生及剝落的特征，接觸疲勞可分為點蝕和剝落兩類。凡裂紋萌生于表面的呈纖維狀剝落為點蝕，新工藝的鋼珠加負荷運轉(zhuǎn)13.5h后表面麻點屬于此類；裂紋萌生于表面呈片狀剝落的為剝落，原工藝處理的鋼珠加負荷運轉(zhuǎn)1.5h后其表面因強度不足產(chǎn)生大片的深層剝落屬此類。
造成這種情況的原因是原工藝鋼珠的表面硬度低，這是由滲碳層中含有大量殘余奧氏體且呈不規(guī)則分布所導致的。濃度分析表明：該鋼珠表層碳濃度為1.0%左右，滲碳溫度又高，故產(chǎn)生大量殘余奧氏體。在接觸應力作用下，盡管存在誘變馬氏體，但數(shù)量較少，相變強化作用不明顯，在應力作用下，軟的殘余奧氏體與硬的馬氏之間產(chǎn)生相對滑動，使裂紋萌生并擴展至沿晶斷裂，最后出現(xiàn)準解理斷口。原工藝鋼珠經(jīng)歷滑移——沿晶斷裂——準解理，出現(xiàn)疲勞剝落。新工藝鋼珠表層殘余奧氏體誘變馬氏體轉(zhuǎn)變，表層強韌性好，在發(fā)生疲勞破壞時，只出現(xiàn)淺層準解理斷口。
以上試驗表明，殘余奧氏體的強韌作用取決于殘余奧氏體的機械穩(wěn)定性，即一方面要存在一定數(shù)量的殘余奧氏體，另一方面在接觸應力下誘發(fā)馬氏體相變。
總之，提高受應力作用大的表層或次表層的硬度，是提高疲勞壽命的有效途徑，而不是靠提高滲層深度。
用于自行車的鋼珠破壞的主要形式是疲勞破壞，但因疲勞破壞試驗所需的時間較長，故企業(yè)大多采用壓碎負荷來檢測。但兩者之間卻沒有一定的對應關系。從試驗結果來看，新工藝疲勞強度值在滲層厚度等于0.75mm時最大，而抗壓碎值隨滲層的增厚而增加，也即隨滲碳時間的延長而增加，但疲勞強度卻同時降低了。以后輪載重500kg計算可知，鋼珠的負荷不超過2 250N，這就是為什么不選用抗壓碎負荷較高的長時間滲碳方法而采用疲勞強度較高而抗壓碎負荷較低的熱處理方法的原因。
4 鋼珠熱處理新工藝
綜合考察抗壓碎負荷和接觸疲勞強度，根據(jù)上述的試驗分析，從既經(jīng)濟又提高產(chǎn)品性能、質(zhì)量、壽命的原則出發(fā)，確定的熱處理工藝是9150C滲碳5h、直接淬火，見圖3。
5 經(jīng)濟效益分析
(1)鋼珠原工藝生產(chǎn)需7.25h，新工藝為5.67h，縮短了1.58h，生產(chǎn)效率提高了1.58/7.25=21%。
(2)滲碳溫度由9300C降為9150C，且時間縮短，延長了滲碳爐的使用壽命。
(3)時間縮短，滴量降低，減少了煤油和甲醇的用量。
(4)磨損試驗的使用壽命由原來的平均1.5h提高到13.5h，具有明顯的經(jīng)濟、社會效益。
6 結論
(1)鋼珠薄層滲碳新工藝經(jīng)試驗證明比原工藝具有許多優(yōu)越性，對生產(chǎn)是有利的。
(2)新藝改善了鋼珠的組織，心部得到了高強度的全部低碳馬氏體組織，使?jié)B層獲得了強韌性好的細針狀馬氏體，減少了高碳馬氏體造成的脆性及表層的殘余奧氏體含量，使殘余壓應力增加，提高了抵抗表面裂紋的能力，且由于馬氏體的誘發(fā)強化，提高了滲層表面強韌性和疲勞強度，從而以較薄的滲層得取了較高的抗壓碎負荷。
(3)新工藝使鋼珠獲得了良好的金相組織及合理的滲碳層且濃度梯度平緩。采用直接淬火，增加淬火介質(zhì)水的流速，使心部強度提高，增大了對硬化層的支撐作用。良好的滲層性能和心部性能保證了在滲層較薄的情況下疲勞強度有較大提高，同時壓碎負荷降低。
(4)有效硬化層硬度提高，強化了易產(chǎn)生裂紋的危險區(qū)域的強度，有效地提高了疲勞強度。
(5)新工藝使生產(chǎn)周期縮短，生產(chǎn)效率提高，同時降低了物耗，提高了產(chǎn)品質(zhì)量，具有較好的社會、經(jīng)濟效益。
