GCr15軸承鋼高溫變形后控冷工藝的研究

趙憲明，孫艷坤，吳 迪

(東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng)110004，E-mail:zhaoxm@ral.neu.edu.cn)

GCr15軸承鋼高溫變形后控冷工藝的研究

趙憲明，孫艷坤，吳 迪

(東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng)110004，E-mail:zhaoxm@ral.neu.edu.cn)

軸承鋼棒材軋后溫度較高導(dǎo)致的網(wǎng)狀碳化物析出嚴(yán)重影響我國(guó)高質(zhì)量軸承鋼生產(chǎn).在熱模擬試驗(yàn)機(jī)上對(duì)GCr15軸承鋼進(jìn)行了試驗(yàn)研究，分析了不同控冷工藝參數(shù)對(duì)GCr15軸承鋼二次碳化物的析出和珠光體轉(zhuǎn)變的影響.研究表明，GCr15軸承鋼經(jīng)980℃高溫變形后快速冷卻，隨著冷卻速度的增加，晶界處二次碳化物由半網(wǎng)狀分布、短棒狀分布到最后彌散析出，珠光體球團(tuán)直徑和片層間距減小，并有退化珠光體生成.軸承鋼中退化珠光體組織的出現(xiàn)，是由于其熱變形后快速冷卻，抑制了先共析碳化物在冷卻過(guò)程中的過(guò)早析出造成的.較合理的冷卻工藝是GCr15軸承鋼高溫變形后快速冷卻到700℃，再以3℃/s的冷卻速度進(jìn)行冷卻.

GCr15軸承鋼;熱模擬;高溫變形;控制冷卻;二次碳化物

軸承在機(jī)械產(chǎn)品和工程結(jié)構(gòu)中應(yīng)用十分廣泛，軸承鋼組織中碳化物的尺寸、形態(tài)和分布直接影響其接觸疲勞強(qiáng)度和力學(xué)性能.GCr15軸承鋼在軋后奧氏體狀態(tài)下的冷卻過(guò)程中，有二次碳化物析出，并在奧氏體晶界形成網(wǎng)狀碳化物.如何降低網(wǎng)狀碳化物級(jí)別，是熱軋軸承鋼急需解決的重大問(wèn)題之一［1］.

鋼材熱變形后通過(guò)控制冷卻可以改善其組織性能，細(xì)化奧氏體晶粒，抑制或延遲碳化物在冷卻過(guò)程中的過(guò)早析出［2］.近年來(lái)，在軸承鋼生產(chǎn)領(lǐng)域，運(yùn)用控軋控冷工藝解決網(wǎng)狀碳化物嚴(yán)重析出問(wèn)題已經(jīng)開展了大量的工作，并取得一定的成果.軸承鋼的軋后超快速冷卻能夠使碳化物微細(xì)、彌散析出［3］.GCr15滾動(dòng)軸承鋼原始組織中碳化物的彌散均勻分布，直接提高其使用壽命 .

本文以建立的CCT曲線為依據(jù)，對(duì)軸承鋼熱變形后不同冷卻工藝進(jìn)行模擬，分析了高溫變形后冷卻速度對(duì)軸承鋼組織的影響，以期抑制軸承鋼網(wǎng)狀碳化物的析出，得到細(xì)小片層狀珠光體組織.

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料與設(shè)備

試驗(yàn)所用材料為由GCr15軸承鋼棒材經(jīng)過(guò)線切割制成Φ8 mm×15 mm圓棒，化學(xué)成分如表1所示.試驗(yàn)鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線的測(cè)定和高溫變形后快速冷卻工藝模擬分別在Gleeble1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)和東北大學(xué)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室自主研發(fā)的MMS-300多功能熱力模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣兩端涂抹石墨粉以減少端部摩擦所造成的鼓肚效應(yīng).

表1 試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

熱模擬試驗(yàn)后將試樣沿橫向在靠近熱電偶焊點(diǎn)處剖開，磨拋后采用4%硝酸酒精溶液腐蝕制成金相試樣，組織觀察在LEICA DMIRM多功能金相顯微鏡和FEI-Quanta 600掃描電鏡上進(jìn)行.對(duì)高溫變形后不同冷速下的試樣在1/2半徑處進(jìn)行布氏硬度試驗(yàn).為了準(zhǔn)確分析采用不同冷卻速度對(duì)二次碳化物析出的影響，對(duì)熱變形后不同冷卻速度連續(xù)冷卻到室溫的試樣進(jìn)行淬-回火試驗(yàn)，經(jīng)4%硝酸酒精溶液深腐蝕，挑選網(wǎng)狀碳化物最嚴(yán)重區(qū)域，按照GB/T18254-2002進(jìn)行網(wǎng)狀評(píng)級(jí).

1.2 CCT曲線測(cè)定與工藝模擬

首先對(duì)GCr15鋼進(jìn)行CCT曲線的測(cè)定.將試樣以10℃/s加熱至奧氏體化溫度1100℃，保溫300 s后以10℃/s冷卻至不同的變形溫度，進(jìn)行不同變形量單道次壓縮變形，然后分別以不同連續(xù)冷卻速度 0.5、1、2、3、4、5、8、10、20、40、200℃/s冷卻至室溫.其中，變形溫度(θ)和變形量(ε)分別為980℃和40%，變形速率為5/s，試驗(yàn)工藝如圖1(a)所示.然后對(duì)其高溫變形后快速冷卻工藝進(jìn)行模擬試驗(yàn).將試樣以10℃/s加熱到1100℃，保溫300 s后以10℃/s冷卻至980℃，在980℃進(jìn)行變形量為 40%的壓縮變形，再以10℃/s的冷卻速度冷卻到700℃后，分別以不同冷卻速度連續(xù)冷卻到室溫.具體試驗(yàn)工藝見圖1(b).

2 試驗(yàn)結(jié)果分析與討論

2.1 高溫變形條件下的CCT曲線

圖2(a)為GCr15軸承鋼980℃在40%變形條件下的CCT曲線.其中A、C、P分別代表奧氏體、碳化物和珠光體.對(duì)其高溫變形后分別以1、3、5℃/s的冷卻速度冷卻室溫，其冷卻路徑示意圖見圖2(b)中的粗線箭頭.

圖1 測(cè)定CCT曲線(a)與高溫終軋后快速冷卻(b)工藝圖

2.2 顯微組織

GCr15軸承鋼高溫變形后以10℃/s冷卻到700℃，再分別以1、3、5℃/s冷卻速度(v)冷卻至室溫的金相組織如圖3所示.

圖3中，GCr15軸承鋼高溫變形后以10℃/s冷卻到700℃，在接下來(lái)的冷卻過(guò)程中，隨著冷卻速度的增加，晶界處二次碳化物析出減少.冷卻速度為1℃/s時(shí)，呈網(wǎng)狀連接的二次碳化物在晶界處仍隱約可見(圖3(a));冷卻速度增加到3℃/s時(shí)，晶界處仍有少量白色二次碳化物析出，但晶界處二次碳化物為短棒狀，且網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)已極大的減輕(圖3(b));冷卻速度達(dá)到5℃/s時(shí)由于冷卻速度較快，在珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)域停留時(shí)間過(guò)短，殘余奧氏體沒(méi)有完全發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變，室溫組織如圖3(c)所示，其中灰黑色基體組織為珠光體，灰白色塊狀組織為淬火馬氏體和殘留奧氏體組織，晶界處沒(méi)有發(fā)現(xiàn)白色網(wǎng)狀二次碳化物析出.

圖2 試驗(yàn)鋼CCT曲線

圖4為以不同冷卻速度冷卻到室溫后對(duì)應(yīng)的掃描電鏡照片.圖4中，GCr15鋼高溫變形后冷卻速度為1℃/s時(shí)，掃描電鏡下可以看到晶界處呈較為明顯的網(wǎng)狀分布的二次碳化物，而且，由于冷卻速度相對(duì)較慢，珠光體球團(tuán)直徑和組織片層間距相對(duì)較大(圖4(a));冷卻速度為3℃/s時(shí)，不僅網(wǎng)狀二次碳化物分布不再明顯，而且，珠光體球團(tuán)直徑和片層間距相對(duì)減小(圖4(b));冷卻速度為5℃/s時(shí)，組織中已看不到網(wǎng)狀二次碳化物，得到馬氏體和珠光體的混晶組織(圖4(c)).

將上述的GCr15鋼試樣淬火-回火，其金相組織如圖5所示.從圖5可以看到，試驗(yàn)鋼經(jīng)淬-回火后深腐蝕，其組織為黑色回火馬氏體及其上分布的白色二次碳化物.隨著冷卻速度變化，其基體上分布的白色碳化物數(shù)量和形狀也發(fā)生變化.冷卻速度1，3，5℃/s所對(duì)應(yīng)的二次碳化物網(wǎng)狀級(jí)別依次為4，2～3，1～2.熱變形后以1℃/s連續(xù)冷卻到室溫，二次碳化物呈現(xiàn)不完整的網(wǎng)狀分布，網(wǎng)狀級(jí)別為4級(jí);冷卻速度為3℃/s時(shí)，由于冷卻速度增加，二次碳化物析出量減少，網(wǎng)狀趨勢(shì)大大減弱，組織中二次碳化物已大部分呈斷續(xù)的短棒狀甚至點(diǎn)狀，少部分由網(wǎng)狀變?yōu)闂l狀分布，評(píng)定級(jí)別應(yīng)在2～3;冷卻速度進(jìn)一步增大達(dá)到5℃/s時(shí)，二次碳化物雖未完全彌散分布，但至多呈現(xiàn)點(diǎn)條狀分布，完全看不到網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，網(wǎng)狀級(jí)別在1～2級(jí)，達(dá)到標(biāo)準(zhǔn).

圖3 不同冷卻速度冷卻到室溫的金相組織

圖4 不同冷卻速度冷卻到室溫的掃描電鏡組織

硬度測(cè)試表明，GCr15軸承鋼980℃高溫變形后分別以1℃/s冷卻速度冷卻，其布氏硬度最低，平均為HB354;以3℃/s冷卻，其布氏硬度明顯升高，平均為HB360;而以5℃/s冷卻時(shí)，其布氏硬度最高，平均值達(dá)HB373.這是由于試樣中晶界處二次碳化物隨連續(xù)冷卻速度增加依次從半網(wǎng)狀、短棒狀到彌散分布演化的結(jié)果.

圖5 不同冷卻速度冷卻到室溫再淬-回火后深腐蝕組織

2.3 高溫變形后控制冷卻對(duì)最終組織的影響

GCr15軸承鋼屬于過(guò)共析鋼，由于碳含量較高，自?shī)W氏體區(qū)連續(xù)冷卻過(guò)程中，隨著溫度降低，將導(dǎo)致碳從過(guò)飽和奧氏體中析出，形成富鉻的碳化物，即首先從奧氏體中析出先共析二次碳化物.通常，這種二次碳化物會(huì)優(yōu)先在晶界上以仿晶界型網(wǎng)狀形式排列形核長(zhǎng)大［5］.二次碳化物的析出主要取決于冷卻速度，其析出的數(shù)量不僅與碳在奧氏體中的過(guò)飽和度有關(guān)，而且與碳化物形成元素在奧氏體中的擴(kuò)散條件有關(guān).軸承鋼中C、Cr等元素的擴(kuò)散受溫度影響很大.這些元素沿奧氏體晶界的擴(kuò)散速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于晶內(nèi)擴(kuò)散速度(相差102～103倍)，這也是二次碳化物多沿晶界析出，從而形成斷續(xù)或者連續(xù)的網(wǎng)絡(luò)狀組織的原因.

通過(guò)對(duì)CCT曲線分析可知，GCr15鋼在熱變形后的連續(xù)冷卻過(guò)程中，二次碳化物析出主要溫度區(qū)域?yàn)?50～700℃，珠光體轉(zhuǎn)變主要溫度區(qū)域?yàn)?50～500℃(圖2).GCr15軸承鋼在連續(xù)冷卻過(guò)程中，當(dāng)冷卻速度緩慢時(shí)，由于晶界處缺陷多，C、Cr等碳化物形成元素在緩慢冷卻過(guò)程中首先擴(kuò)散到晶界處，在晶界處聚集長(zhǎng)大、并置換鐵形成Cr的合金碳化物，這些合金碳化物大量析出并連接成骨骼狀緊密網(wǎng)狀組織，形成網(wǎng)狀碳化物.隨著冷卻速度增加，雖然仍然有C、Cr元素會(huì)向晶界處擴(kuò)散并在晶界處聚集長(zhǎng)大，但由于冷卻速度增大，在二次碳化物析出區(qū)停留時(shí)間減小，C、Cr在高溫區(qū)擴(kuò)散時(shí)間減少，因此，晶界處析出的二次碳化物數(shù)量減少.試驗(yàn)鋼高溫變形后快速冷卻至700℃以下，冷卻速度足以快速通過(guò)二次碳化物析出溫度區(qū)，然后減慢冷卻，將使過(guò)冷奧氏體在珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)域完全發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變.

軸承鋼晶界處二次碳化物隨連續(xù)冷卻速度增加而發(fā)生的形態(tài)變化，根據(jù)第二相強(qiáng)化理論，位錯(cuò)線以?shī)W羅萬(wàn)模型繞過(guò)鋼中的這種二次碳化物(第二相)質(zhì)點(diǎn)，顯然，隨著相鄰質(zhì)點(diǎn)的間距減小，位錯(cuò)線的運(yùn)動(dòng)阻力增加，即質(zhì)點(diǎn)的數(shù)量越多、越彌散，軸承鋼的強(qiáng)度和硬度越高.當(dāng)GCr15軸承鋼試樣以5℃/s冷卻時(shí)，晶界處二次碳化物分布相對(duì)最為彌散(圖5(c))，強(qiáng)度最高.由于硬度值是表征材料強(qiáng)度和韌性等一系列不同物理量組合的一種綜合性能指標(biāo)，因此，表現(xiàn)出了隨冷卻速度增加，試樣中布氏硬度平均值增高的變化趨勢(shì).

通常，過(guò)共析鋼在發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變前，會(huì)有先共析滲碳體的析出，即發(fā)生先共析轉(zhuǎn)變.平衡狀態(tài)下先共析碳化物的析出溫度和成分范圍表明，當(dāng)過(guò)飽和奧氏體快速冷卻到相變點(diǎn)以下的區(qū)域時(shí)，則會(huì)因同時(shí)對(duì)鐵素體和滲碳體過(guò)飽和而直接進(jìn)行珠光體轉(zhuǎn)變［6］.

GCr15軸承鋼高溫變形后快速冷卻至700℃以下，抑制了先共析碳化物的析出.由700℃至室溫，以1℃/s冷卻速度冷卻，由于冷速相對(duì)較慢，鋼在700℃以下相對(duì)較高的溫度停留時(shí)間較長(zhǎng)，發(fā)生先共析碳化物的析出，并在緩慢冷卻過(guò)程中沿晶界處聚集長(zhǎng)大并連接成網(wǎng)狀形成網(wǎng)狀碳化物，剩余奧氏體中含碳量則不斷降低到共析點(diǎn)時(shí)才發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變.由于碳化物在700℃以上的高溫尚來(lái)不及析出，因此，碳化物網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)并不十分明顯.以3℃/s冷卻時(shí)，由于冷速相對(duì)加快，過(guò)冷奧氏體在先共析碳化物析出區(qū)停留時(shí)間減少，雖然不能完全抑制先共析碳化物的網(wǎng)狀析出，但先共析碳化物析出量明顯減少，碳化物網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)極大的減弱.以5℃/s冷卻，由于冷速很快，陰影區(qū)濃度差值變大，則珠光體轉(zhuǎn)變前先共析碳化物的析出及聚集長(zhǎng)大非常困難，網(wǎng)狀碳化物的析出被完全消除，GCr15鋼由700℃被過(guò)冷到陰影區(qū)將同時(shí)析出鐵素體和滲碳體，形成偽珠光體組織，達(dá)到了抑制網(wǎng)狀碳化物析出的目的.上述網(wǎng)狀碳化物析出的原理可以通過(guò)圖2中的CCT曲線，在不同冷卻速度條件下各相的析出過(guò)程得到合理的解釋.

GCr15軸承鋼在980℃經(jīng)40%的壓縮變形，變形過(guò)程中所消耗的功，部分以形變儲(chǔ)能形式存在，造成晶體點(diǎn)陣畸變和位錯(cuò)密度的增高，有利于C和Fe原子的晶體點(diǎn)陣重構(gòu)，變形使能量升高，相變驅(qū)動(dòng)力增大.同時(shí)，GCr15鋼在700℃冷卻速度加快，過(guò)冷度增大，亦使珠光體的相變驅(qū)動(dòng)力增大.所以，珠光體的形核率增大.此外，變形在奧氏體中形成變形帶，變形帶可以起到分割?yuàn)W氏體晶粒的作用，即奧氏體晶粒內(nèi)部產(chǎn)生的變形帶可以將奧氏體晶粒分割成幾個(gè)小區(qū)域，因而增加了珠光體晶核的形核部位［7-8］.變形對(duì)相變的加速作用還由于奧氏體晶界會(huì)發(fā)生應(yīng)變集中，從而提高了晶界上珠光體晶核的形核率.因此，奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)珠光體晶核不僅可以在原奧氏體晶界上生成，而且可以在奧氏體晶粒內(nèi)部生成，單位體積內(nèi)晶界面積增大，達(dá)到了細(xì)化晶粒的目的，珠光體團(tuán)尺寸變小.

鋼在700℃以不同冷卻速度冷卻，冷卻速度增大，較低溫度發(fā)生鐵素體和滲碳體同時(shí)析出的偽共析反應(yīng).由于較大冷速使轉(zhuǎn)變溫度降低，碳原子擴(kuò)散能力減小，不易進(jìn)行較大距離遷移，滲碳體片和鐵素體片逐漸變薄縮短.由于其長(zhǎng)大速度減慢，珠光體團(tuán)的輪廓也由塊狀逐漸變成扇形、團(tuán)絮狀等，珠光體球團(tuán)直徑和片層間距都更加細(xì)小，部分滲碳體片斷開，呈短棒狀或顆粒狀.出現(xiàn)較為理想的退化珠光體組織.當(dāng)然，冷卻速度過(guò)大，雖然消除了網(wǎng)狀碳化物，但在得到退化珠光體組織的同時(shí)，組織中同時(shí)也出現(xiàn)了馬氏體，馬氏體在使鋼強(qiáng)化的同時(shí)損失了塑性，這是需要避免的.因此，GCr15軸承鋼在700℃冷卻時(shí)，應(yīng)當(dāng)嚴(yán)格控制其終冷溫度，其冷卻速度亦不易過(guò)大.高溫變形后經(jīng)過(guò)以3℃/s的較快冷卻速度冷卻，能夠減小珠光體球團(tuán)直徑和珠光體片層間距，并基本消除網(wǎng)狀碳化物，獲得退化珠光體組織，因此，以3℃/s的冷卻速度冷卻應(yīng)相對(duì)較為合適.

GCr15軸承鋼產(chǎn)品中存在大量碳化物.該鋼高溫變形后以10℃/s冷卻到700℃以下，再以3℃/s冷卻速度冷卻，抑制了晶界處網(wǎng)狀碳化物析出，熱軋軸承鋼基本能夠得到細(xì)小的片層珠光體組織.

3 結(jié)論

1)GCr15軸承鋼采用高溫變形后以10℃/s冷卻度速冷卻至700℃以下，冷卻速度足以快速通過(guò)二次碳化物析出溫度區(qū)，能夠有效地改善其組織形態(tài)，模擬試驗(yàn)取得了良好效果.

2)GCr15軸承鋼高溫變形后快速冷卻到700℃，再分別以不同冷卻速度冷卻.冷速較慢時(shí)，組織中仍含有網(wǎng)狀碳化物;冷速過(guò)快，組織中淬火馬氏體出現(xiàn);當(dāng)以3℃/s冷卻速度冷卻時(shí)，二次碳化物呈網(wǎng)狀分布不再明顯，而且，珠光體球團(tuán)直徑和組織片層間距相對(duì)減小，獲得退化珠光體組織.因此，以3℃/s的冷卻速度冷卻相對(duì)較為合理.

3)GCr15軸承鋼中退化珠光體組織的出現(xiàn)，是由于其熱變形后控制冷卻，抑制了先共析碳化物在冷卻過(guò)程中的過(guò)早析出，使其最終在基體組織中彌散析出，碳原子擴(kuò)散能力低，無(wú)法進(jìn)行較大距離遷移造成的.

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Controlled cooling of GCr15 bearing steel after high temperature deformation

ZHAO Xian-ming，SUN Yan-kun，WU Di
(State Key Laboratory of Rolling＆Automation，Northeastern University，Shenyang 110004，China，E-mail:zhaoxm@ral.neu.edu.cn)

Thermal simulation was conducted by thermo-mechanical simulators on GCr15 bearing steel.The mechanism for different cooling processes on the precipitation of proeutectoid secondary carbide and the transformation of pearlite was analyzed.The results show that the secondary carbide converts from half network，rodshaped distribution to dispersive precipitation，the diameter of pearlite nodule and the pearlitic lamellar spacing decrease，the degenerated pearlite appears along with the increase of cooling rates for GCr15 bearing steel after high temperature deformation at 980℃.The optimal process is the cooling rate of 3℃/s for GCr15 bearing steel，and then the rapid cooling to 700℃ after high temperature deformation.The appearance of degenerated pearlite is due to the controlled cooling after hot deformation and therefore suppressing the proeutectoid carbide precipitation during cooling.

GCr15 bearing steel;thermal simulation;high temperature deformation;controlled cooling;secondary carbide

TG333.7文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼:A文章編號(hào):1005-0299(2010)02-0216-05

2009-10-21.

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50334010).

趙憲明(1965-)，男，博士，教授;

吳 迪(1952-)，男，教授，博士生導(dǎo)師.

(編輯 呂雪梅)