轴承钢中的碳化物溶解外文翻译资料

 2023-02-26 21:31:21

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轴承钢中的碳化物溶解

J. H. Kang

斯凯孚大学

摘要：

本文研究了在各种轴承钢中导致析出物溶解的条件，使用了计算热力学和动力学来确定导致碳化物不稳定性和碳化物进一步溶解的微观结构效应，发现存在引起溶解的驱动力的特征阈值，并且碳从渗碳体向位错应变场的迁移可以起主要作用。不完全和与远离平衡体积分数的碳化物微观结构比与其相反的部分更稳定。这里提供了对吞噬白色蚀刻带和区域的透镜状状碳化物的解释，讨论了在铁素体和碳化物界面附近的位错发展和迁移如何控制碳化物溶解。

亮点：

  1. 研究了成分和驱动力对碳化物溶解动力的影响。
  2. 对碳化物的溶解动力的微观关系进行了研究。
  3. 远离平衡的碳化物体积分数更稳定。
  4. 解释了透镜状碳化物的形成。

关键词：

碳化物溶解；渗碳体分解；轴承钢；滚动接触疲劳；严重的塑性变形；

1. 介绍

微观结构是决定材料强度和耐久性的最重要因素之一[1]。在单相合金中，微结构细化可提高强度，通常遵循Hall-Petch关系[2,3]。如果引入第二相颗粒，它们的性质，分数，大小，分布和形态在强化中起着重要作用[4]。

合金强化的有效方法是细化组织，这可以通过剧烈的塑性变形来实现。例如，通过控制位错晶胞的尺寸可以提高冷拔珠光体丝的屈服强度，而在拉拔过程中，其随应变的增加而降低[5]。在此过程中，不仅造成了渗碳体薄片的变形，而且造成了其溶解[6-15]。溶解导致渗碳体含量减少，从而影响机械性能。这种现象不仅限于冷拔，而且还扩展到其他严重的塑性变形过程，例如：球磨，高压扭转，冷轧和落球试验[16-21]。

在高强度和超高强度钢中，据信在极端操作条件下的使用过程中会产生微观组织。 在非常大的接触压力（大约1.5–3GPa[22,23]）下，用于铁路和轴承应用的组件会经历滚动接触疲劳，这有助于微观结构的改变，包括碳化物的溶解[24,33]。由于显微组织在运行过程中会退化，因此机械性能的下降可能会导致失效，据报道碳化物的稳定性会严重影响轴承的性能[34]。

在这项研究中，研究了在各种轴承钢成分和微观结构中滚动接触疲劳过程中发生的碳化物溶解。淬硬的马氏体和贝氏体轴承钢在150–250°C的温度下回火，导致形成ε-，eta;-碳化物和渗碳体[35-37]。ε和eta;碳化物是过渡碳化物，据信在长时间回火后渗碳体形成之前会生长并消失。回火碳化物的尺寸在几十纳米的范围内。颗粒通常呈拉长形式，存在于晶界或马氏体板或贝氏体滑轮内部[38]。除了回火碳化物，也可能存在残留的碳化物。它们是早期珠光体微结构的残余物，在球化过程中呈球形。在随后的不完全溶解过程之后，一些碳化物保留在奥氏体 渗碳体相场中，并在整个淬火和回火过程中保留。残余碳化物的性质是渗碳体，其大小范围从几百纳米到约一微米[39]。在重负载下运行期间，轴承钢会发生一些微结构变化，其中之一是位错积累，特别是在表面之下的严重变形区域中[28]。累积的位错剪切碳化物颗粒，然后通过溶解减小其尺寸。在白色蚀刻区域（蝴蝶）和白色蚀刻带（没有碳化物）内部可以清楚地观察到这种溶解。同样，有趣的是看到细长的（柱状）碳化物围绕着这些微观结构不同的区域[26,31,32]。这项研究的目的是对这些现象提出一种解释，并通过适当选择的计算方法探讨导致这些现象的条件。

2. 模拟

2.1 模式

在这项研究中使用了MatCalc 5.44(1.012版)以及热力学数据库(mc_fe.tdb)1.009版和扩散数据库(mc_fe.ddb)0.006版[40,41]。该程序在降水动力学计算中是众所周知的[42,43,44]。它采用经典的成核理论[45]来计算成核速率，并采用Svobada–Fischer–Fratzl–Kozeschnik(SFFK)生长模型[40]来获得生长动力学。可以在整体、晶界、位错和晶界的边缘和角中选择成核位置。如MatCalc所建议的，最小核半径设置为0.35 nm，位错和晶界的扩散增强设置为晶界处的和位错处的[46]。

使用MatCalc时需要考虑多个方面。该程序没有为各个成核位置使用不同的活化能，而是改变了它们的多样性。此外，由于没有过渡碳化物的热力学数据库，因此在整个计算中都假定渗碳体存在，并且过渡碳化物的影响是通过形状因数和失配应变而引入的，而形状因数和失配应变随碳化物的尺寸而变化。线性失配参数()被视为碳化物颗粒平均半径()的函数 [35]. 形状因子(shape factor)已调整为渐近逼近大碳化物的极限。。

其中以nm表示并绘制在图1中。当asymp;5nm时，形状因子稳定在7，这与实验观察一致，即长宽比在160°C的长期回火下会饱和[35]。此外，尽管可以通过广义最近邻断裂键(GNNBB)模型计算界面能[47]，但与文献中报道的值相比，铁素体/胶凝体界面能的结果值仍然较低（表1）。这可能是因为在GNNBB模型中，在界面上没有组成差异效应的情况下，界面能变化消失了。如此低的值预示着非常早的碳化物和溶解的延迟。因此，通过将实验降水动力学与先前工作中的模拟结果进行比较[35]，界面能近似为0.391J/m2，这更接近于文献报道的值（表1）。同时，影响成核动力学的其他因素（例如扩散增强因子，成核速率的指数前因子和孵育时间常数）在所有计算中保持一致。因此据信具有调整后的界面能的溶解模拟为不同的碳化物和溶解条件提供了预期的趋势。

图1.研究中使用的形状因子(虚线)。标记显示实验值。

表1.文献中报道的并通过广义最近邻断裂键合(GNNBB)模型获得的铁素体/渗碳体界面能值。即使在此仅提及碳含量，也要考虑到每个工件的全部成分数据和温度，通过GNNBB模型计算得出的值。

铁素体/渗碳体界面能（J m-2）

温度（°C）

合金中C含量（重量％）

参考

通过GNNBB模型

0.248–0.417

630–690

0.33

[48]

0.214–0.218

0.520 plusmn; 0.130

700

0.15

[49]

0.183

0.56

588

0.34和0.68

[50]

0.193–0.199

0.700 plusmn; 0.300

727

0.80和0.81

[51]

0.189–0.191

sim;0.73–1.10

645–710

0.80

[52]

0.173–0.180

sim;0.85–1.36

550–720

0.78,0.93,和0.61

[53](使用[54]，[55]中的珠光体增长率数据)

0.167–0.284

2.2 程序

图2给出了一个流程图，显示了所执行的计算摘要。第一个处理旨在获得初始碳化物分布的碳化物，这成为溶解开始的边界条件。进行碳化物计算，以达到碳化物体积分数的两个值。

f=0.05、0.10和五个平均半径=5、10、20、50、100nm的值。如图2的模拟I框所示，通过迭代界面能()和碳化物时间(t)对碳化物的分数和大小进行数值控制。

满足

不满足

开始

输入合金成分

检查f和

模拟1

输入△G

结束

图2.研究中两个模拟的流程图。

其中：基质/碳化物界面能，t：碳化物模拟时间，f：碳化物体积分数，

：颗粒平均半径，Delta;G：驱动力，：颗粒最大半径，N：颗粒数密度。

在超平衡下模拟成核，位错在160°C下具有500类成核位点。假定位错密度为1015，这是马氏体微观结构的典型特征[56]，导致4.40times;1024形核位点[43]。表2中列出了考虑的合金成分。由于实验研究表明，回火前存在约4％（体积）渗碳体[38]，因此通过热力学计算确定了达到4％（体积）渗碳体达到奥氏体的温度。奥氏体组成被认为是碳化物的基质（铁素体）浓度（表3）。

表2.所考虑轴承钢的合金成分。Sigma;是每种合金的总溶质含量。

表3.用于溶解动力学计算的基质组成。Sigma;是每种合金的总溶质含量。

模拟的第二部分是碳化物溶解，这需要相对于基体增加碳化物的吉布斯自由能（图3）。 额外的能量增加可以被认为是溶解的驱动力（Delta;G）。为了评估合金组成，碳化物的大小和体积分数对溶解动力学的影响，使用Delta;G=15kJ/mol；高于此值的驱动力会加速溶解。对于驱动力的影响，向渗碳体的吉布斯自由能添加了五个值（Delta;G=11、12、13、14和15kJ/mol），初始析出物分布为f=0.10和=10nm。溶解温度设置为50°C，因为它与典型的轴承工作温度相对应[57]。

图3.关于碳浓度（）的吉布斯自由能（G）示意图。和分别是基质和碳化物的吉布斯自由能。是添加溶解力后的碳化物的吉布斯自由能。是碳化物中的碳浓度，和是溶解之前和溶解之后基质中的碳浓度。

3. 结果

3.1 模拟I—初始碳化物分布

通过模拟碳化物获得了总共四十个初始碳化物分布。如上一节所述，界面能（）进行了迭代，并且在所需的f和值处停止了碳化物。较大的会由于较大的碳化物能垒而抑制碳化物。换句话说，增加会导致增加碳化物分数和延迟达到给定分数的更大粒度。发现碳化物动力学，碳化物分数和大小对值非常敏感。因此，可以通过稍微改变来获得所需的f和条件。通过试验和误差获得了100Cr6的相应和时间（t）值，并在表4中给出。对于其他钢种，相对于100Cr6的和t之比如图4所示。达到一定的析出物尺寸和分数要高于其他合金等级的100Cr6。除了100CrMnMoSi8-4-6所需的值比其他值低之外，其他情况下相应的都相似，这可能是因为Si含量高，有效地使碳化物不稳定[58,59,60]。无法获得确切的相分数和碳化物半径值；但是，每种情况的差异均不超过体积分数的1.8％和平均半径的2.2％。

表4.当碳化物分数(f)为0.05和0.10时，对于不同的平均半径(，界面能和碳化物时间(，t)。界面能和时间的单位分别为和s。

图4.(a和b)所有钢种相对于100Cr6钢的界面能和(c和d)析出时间比，(a和c)对于f=0.05，(b和d)对于f=0.10。

图5.显示了考虑的碳化物半径和体积分数的各种初始碳化物大小分布的概况。从这个角度来看，如果碳化物半径(r)的分布远离r/，则认为其偏离平均值。1.由于所有合金的f和都显示出相似的分布，因此图5仅显示了100Cr6的曲线。对于给定的碳化物体积分数，⩾20nm的分布趋势趋于收敛(图5b)。这些碳化物分布集中在0.74⩽r/⩽1.14之间。随着碳化物的粒径或体积分数变大，方差减小。⩽10nm的碳化物显示出更大的散射（图5a）。 这可能是由于低半径的碳化物分布不佳所致，在这种情况下，成核作用仍会产生新的碳化物，直至碳化物后期，增加了可用粒径的范围。

图5.(a)⩽10nm和(b)⩾20nm在100Cr6中的碳化物分布。条件以（f,）配对的形式给出。

利用析出物的分布作为初始边界条件，研究了四个因素对析出物溶解的影响：合金成分，析出物尺寸，析出物分数以及溶解的驱动力。计算的初始碳化物分布如图6所示。

图6.碳化物尺寸分布，用于研究以下各项的影响：（a）成分和驱动力，（b）初始平均半径，和（c）碳化物体积分数。

3.2 模拟II—溶解动力学

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