GCr15軸承鋼熱處理過程中碳化物的析出與演變行為

馬 超，羅海文

(北京科技大學(xué) 冶金與生態(tài)工程學(xué)院，北京 100083)

GCr15軸承鋼熱處理過程中碳化物的析出與演變行為

馬 超，羅海文

(北京科技大學(xué) 冶金與生態(tài)工程學(xué)院，北京 100083)

采用定量金相的方法研究GCr15軸承鋼在球化退火、奧氏體化淬火、低溫回火等不同熱處理工序后其碳化物的演變行為，通過ThermoCalc軟件進(jìn)行數(shù)值模擬計(jì)算分析碳化物尺寸和成分對其在奧氏體化時固溶動力學(xué)的影響。結(jié)果表明：球化退火處理后形成的碳化物粒子尺寸呈多峰分布，奧氏體化和回火后的碳化物粒子尺寸分布為單峰分布，奧氏體化后碳化物中Cr含量略有增加； Cr含量高的碳化物粒子具有較大尺寸；球化退火形成的碳化物在奧氏體化時大量固溶形成了富碳奧氏體，淬火后轉(zhuǎn)變?yōu)楦咛捡R氏體并導(dǎo)致高硬度；奧氏體化時碳化物固溶發(fā)生Cr的配分導(dǎo)致碳化物中Cr含量增加；直徑200nm的碳化物即使其Cr含量接近基體成分，也不能在奧氏體化熱處理時完全固溶，未溶的碳化物顆粒將影響后續(xù)回火過程的碳化物析出。

碳化物；熱處理；固溶；熱力學(xué)；動力學(xué)計(jì)算

GCr15軸承鋼是一種高碳鉻軸承鋼，主要用于制作滾動軸承的零件，如滾珠、軸承套圈等。軸承在工作時承受著極大的壓力與摩擦力，所以要求軸承鋼具有高而均勻的硬度與耐磨性。研究表明[1,2]軸承鋼組織中的碳化物均勻性對鋼的性能有顯著影響，并且在生產(chǎn)工藝過程中存在明顯的遺傳性，因此研究碳化物遺傳性對軸承鋼性能的提高具有重要的意義[3]。鋼鐵材料的組織遺傳現(xiàn)象通常是指原始的非平衡組織經(jīng)過升溫處理后所得到的奧氏體在一定程度上與原始組織的晶粒尺寸、化學(xué)成分存在繼承或恢復(fù)的特性[4]。一般來說，只有非平衡組織在固溶升溫過程中才有組織遺傳現(xiàn)象，有研究表明原始組織為粒狀碳化物時依然有組織遺傳現(xiàn)象，并且遺傳現(xiàn)象存在于淬火與低溫回火等熱處理過程中[5，6]。本工作通過統(tǒng)計(jì)碳化物的尺寸、分布以及鉻元素含量，研究了GCr15軸承鋼在球化退火、奧氏體化淬火、低溫回火等熱處理工藝過程中碳化物的演變與繼承。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為超低氧GCr15軸承鋼，主要成分如表1所示，其中總氧含量在4×10-6～6×10-6之間，是超潔凈軸承鋼。分別選取經(jīng)由3種不同冶煉、軋制工藝生產(chǎn)的φ60mm×30mm的熱軋棒材，編號為1#，2#，3#先后進(jìn)行球化退火、奧氏體化淬火、低溫回火等常規(guī)熱處理。球化退火時將棒材由室溫加熱至806℃，保溫3h后以 15℃/h 的速率降溫至745℃，隨后以5℃/h的速率降溫至680℃后空冷，從1#，2#，3#棒材芯部各取1個10mm×10mm×2mm的小樣品進(jìn)行組織觀察，并標(biāo)號為S1，S2，S3。然后將1#，2#，3#試樣用箱式馬弗爐加熱至860℃，保溫20min后60℃油淬10min+0℃水淬10min，再各取同樣尺寸的樣品進(jìn)行觀察并記為A1，A2，A3；最后將淬火試樣放入低溫烘箱中加熱至170℃保溫240min，取同樣尺寸的樣品進(jìn)行觀察并記為T1，T2，T3。將所取樣品研磨拋光，用4%硝酸酒精溶液浸蝕，制成掃描電鏡試樣，使用FE SEM型冷場發(fā)射掃描電鏡觀察顯微組織并得到組織圖像，同時采用EDS能譜儀檢測樣品中不同尺寸碳化物的Cr元素含量。使用Image Pro Plus6.0顯微照片處理軟件統(tǒng)計(jì)各樣品中碳化物的數(shù)量、尺寸、面積分?jǐn)?shù)等信息。利用TH300型洛氏硬度儀測定各熱處理工序后的硬度變化。

表1 軸承鋼試樣成分

2 結(jié)果與分析

2.1 不同熱處理工序后軸承鋼的顯微組織演變

實(shí)驗(yàn)用軸承鋼的初始組織為熱軋態(tài)的片層狀珠光體組織，而采用球化退火熱處理的目的是將珠光體片層中的滲碳體經(jīng)過離異相變轉(zhuǎn)變?yōu)榱?，以降低硬度便于加工。球化退火后的碳化物如圖1所示，已無明顯的棒狀或片層狀碳化物，達(dá)到了預(yù)期效果。通過ThermoCalc熱力學(xué)軟件和數(shù)據(jù)庫TCFe8可以計(jì)算實(shí)驗(yàn)用GCr15軸承鋼的鐵碳相圖，如圖2所示。GCr15鋼中碳含量約為1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，則860℃平衡狀態(tài)時只有鐵素體與滲碳體兩相，因而推測圖1中的碳化物應(yīng)該是滲碳體。GCr15(國外牌號10046)軸承鋼獲得了廣泛應(yīng)用，其球化退火工藝中碳化物的演變也被大量地研究。如劍橋大學(xué)著名學(xué)者Bhadeshia認(rèn)為軸承鋼的球化退火工藝只是將初始熱軋態(tài)的片層狀滲碳體轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽巛^大、尺寸差異也較大的球狀滲碳體顆粒[7]，但也有部分研究指出原片層狀滲碳體在高溫退火時可轉(zhuǎn)變?yōu)镸23C6[8]或者800℃以上溫度保溫時可能轉(zhuǎn)變?yōu)槊芘帕叫吞蓟颩7C3[9]。本工作所研究的是所有碳化物顆粒的演變行為，因此不再區(qū)分具體碳化物類型而統(tǒng)稱為碳化物。球化退火后試樣經(jīng)860℃保溫20min的奧氏體化處理后，碳化物如圖3所示，粒狀碳化物數(shù)量明顯減少，這是因?yàn)樵诟邷叵妈F素體基體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體后，大量碳化物開始溶于奧氏體中[10]，觀察到的是那些未溶殘留的粒狀碳化物，奧氏體化后淬火，基體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，但通常會有少量殘余奧氏體，因此淬火后的組織為馬氏體基體+粒狀碳化物+殘余奧氏體，淬火后產(chǎn)生的馬氏體和殘余奧氏體均為亞穩(wěn)定相[11]，會緩慢地向穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)變[12,13]，引起零件尺寸的變化，所以要進(jìn)行低溫回火處理消除淬火時產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力并得到穩(wěn)定態(tài)組織[14]，低溫回火可使馬氏體分解，其中過飽和固溶碳原子再次以碳化物形式析出，因此回火后的組織為回火馬氏體+少量粒狀碳化物，如圖4所示，可以看出馬氏體板條更為清晰且碳化物尺寸略有增大。

圖1 3種鋼試樣在球化退火后的碳化物形貌(a)S1;(b)S2;(c)S3Fig.1 Carbide morphologies in the three steels after spheroidization annealing(a)S1;(b)S2;(c)S3

圖2 GCr15軸承鋼的鐵碳相圖Fig.2 Fe-C phase diagram for the GCr15 bearing steel

圖3 3種鋼試樣在奧氏體化淬火后的碳化物形貌(a)A1；(b)A2；(c)A3Fig.3 Carbide morphologies in the three steels after austenitization and quenching(a)A1；(b)A2；(c)A3

圖4 3種鋼試樣在低溫回火后的碳化物形貌(a)T1；(b)T2；(c)T3Fig.4 Carbide morphologies in the three steels after tempering at low temperatures(a)T1；(b)T2；(c)T3

圖5 不同熱處理后所形成碳化物顆粒的尺寸分布圖(a)1#；(b)2#；(c)3#Fig.5 Size distributions of carbide particles formed after different heat treatments(a)1#；(b)2#；(c)3#

2.2 碳化物的成分與尺寸統(tǒng)計(jì)

對球化退火、奧氏體化淬火和回火后不同階段的碳化物進(jìn)行了定量統(tǒng)計(jì)分析，其結(jié)果如圖5所示。試樣S1～S3，A1～A3，T1～T3中粒狀碳化物尺寸多小于1μm，其中球化退火試樣S1～S3中的粒狀碳化物尺寸為多峰分布，尺寸小于0.2μm的細(xì)小碳化物、在0.6～0.8μm之間的碳化物以及大于0.8μm的碳化物粒子的數(shù)量相近；奧氏體化后，相對細(xì)小和相對粗大的碳化物的面積分?jǐn)?shù)都減小，碳化物粒子尺寸呈單峰分布，其中尺寸在0.2～0.4μm之間的碳化物的數(shù)量最多，近似正態(tài)分布特征；在低溫回火后，這一分布特征依然基本保留，但同時小于0.2μm的細(xì)小碳化物面積分?jǐn)?shù)略有上升。

利用圖像處理軟件進(jìn)行的定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果如表2所示，這3種鋼呈現(xiàn)出共同的規(guī)律。球化退火態(tài)下的碳化物數(shù)量最多，其平均尺寸也最大，由于此時的碳化物尺寸分布區(qū)間寬，因此平均尺寸的統(tǒng)計(jì)結(jié)果分散度較大，體現(xiàn)在統(tǒng)計(jì)結(jié)果的標(biāo)準(zhǔn)方差也最大；而奧氏體化后，碳化物面積分?jǐn)?shù)顯著降低，意味著大量碳化物固溶并導(dǎo)致了平均尺寸減小，同時尺寸的分散度也降低，這與圖5的結(jié)果是一致的，即經(jīng)過奧氏體化處理之后，碳化物的均勻性得到提高；回火后，碳化物的數(shù)量變化并不明顯(面積分?jǐn)?shù)增幅不大)，但其平均尺寸略有上升。圖6所給出的不同熱處理工序后鋼的硬度變化與熱處理過程中的碳化物析出演變、碳的固溶和形成的組織等密切相關(guān)。球化退火后的基體為鐵素體和球化的碳化物，鋼中的碳幾乎全部以碳化物析出[15]，且多數(shù)碳在尺寸較大的碳化物中，因此這時硬度最低(洛氏硬度平均為35.7HRC)，具有良好的切削性能；奧氏體化時大量碳化物固溶導(dǎo)致碳固溶進(jìn)入奧氏體中，淬火后形成高碳馬氏體組織，基體組織為高碳馬氏體和未溶的粒狀碳化物[16]，因而硬度大幅度提高(超過60HRC)，達(dá)到服役要求值；低溫回火時在馬氏體基體中析出少量碳化物，彌散析出強(qiáng)化彌補(bǔ)了碳從馬氏體中析出導(dǎo)致的弱化，因此最終硬度幾乎沒有變化。當(dāng)統(tǒng)計(jì)各熱處理工序中所觀察到的碳化物粒子的尺寸與成分時，如圖7所示，發(fā)現(xiàn)碳化物粒子的尺寸與Cr含量存在著明顯的相關(guān)性，即尺寸越大的碳化物其Cr含量也越高，同時奧氏體化后形成的碳化物粒子其Cr含量要明顯高于球化退火后形成的。

表2 不同熱處理后形成碳化物的定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果

圖6 不同熱處理工序后軸承鋼的硬度Fig.6 Hardness of bearing steel after different heat treatments

圖7 軸承鋼中碳化物尺寸與Cr含量之間的關(guān)系Fig.7 Relationship between size and Cr content of carbide particles

2.3 ThermoCalc數(shù)值模擬結(jié)果

為了理解圖7中碳化物粒子Cr含量與尺寸的相關(guān)性，通過ThermoCalc熱力學(xué)軟件和TCFe8數(shù)據(jù)庫計(jì)算了軸承鋼中各相及各相中的Cr含量隨著溫度的變化，如圖8所示。由此計(jì)算結(jié)果可以看出，在860℃奧氏體化時，其平衡狀態(tài)下依然有碳化物存在，即此溫度處于奧氏體與碳化物的兩相區(qū)，因此奧氏體不可能固溶掉所有的碳化物，這與圖3中A1～A3所示的組織是一致的。而在球化退火時，由圖8可知，在740℃時鐵素體和碳化物大量消失并開始轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，此時碳化物中的平衡Cr含量約為9%，當(dāng)溫度升高至760℃時，平衡Cr含量增加到13%，同時在430℃以下時碳化物Cr含量隨著溫度降低而下降；因此，球化退火時加熱至806℃保溫、緩冷至745℃、更緩慢冷卻至680℃、最后空冷的各階段都會析出碳化物，在430～740℃區(qū)間析出時其Cr含量區(qū)別不大，而在此溫度區(qū)間以外析出，碳化物析出溫度越低其Cr含量也越低，由此導(dǎo)致了所測的碳化物中Cr含量不同。另外，高溫固溶時，由于溫度高、時間長，Cr元素的擴(kuò)散速率加快，碳化物顆粒長得也快因而尺寸大，碳化物中的Cr含量更接近平衡態(tài)因而較高；而溫度低時，Cr的擴(kuò)散速率大幅減慢，碳化物生長緩慢因而尺寸小，遠(yuǎn)離平衡Cr含量，因此低溫析出的碳化物尺寸小且Cr含量低，這最終導(dǎo)致了圖7所示的大尺寸碳化物對應(yīng)的Cr含量較高。

圖8 軸承鋼中各相平衡分?jǐn)?shù)與各相中平衡Cr含量與溫度的關(guān)系Fig.8 Dependence of equilibrium fraction and Cr content of a phase in bearing steel on temperature

在球化退火過程中所形成的不同尺寸與不同Cr含量的碳化物，在860℃保溫奧氏體化時會大量固溶。實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)尺寸小于0.2μm的碳化物與尺寸大于0.8μm的碳化物的相對百分比都減小，而尺寸介于0.2～0.6μm之間的碳化物數(shù)量增加?？梢酝茰y860℃保溫20min的奧氏體化時，碳化物大量溶解但還尚未達(dá)到平衡態(tài)的過程，因此這時碳化物的固溶不符合Ostwald固溶規(guī)律[17](大粒子增大、小粒子溶解)，而是所有的碳化物顆粒由于溫度的升高在熱力學(xué)驅(qū)動下都在固溶，一方面大尺寸的粒子由于固溶而使得尺寸減?。涣硪环矫鏀?shù)量眾多的小尺寸碳化物粒子固溶速率相對較快，會首先消失，這才導(dǎo)致了圖5所示的奧氏體化后中間尺寸碳化物粒子數(shù)量相對增多的情況。在低溫回火時，碳化物又會重新析出，一方面是在馬氏體內(nèi)或者馬氏體板條界上細(xì)小彌散析出ε碳化物[18]，另一方面在奧氏體化未溶的、粗大的碳化物粒子上析出，這又導(dǎo)致了在低溫回火后細(xì)小和粗大尺寸的碳化物面積分?jǐn)?shù)略有上升，如圖5所示。

在上述分析中一個重要的假設(shè)就是小尺寸碳化物(直徑處于0～0.2μm區(qū)間)在奧氏體化時會首先完全固溶，因?yàn)槌叽缧⌒枰耆倘艿臅r間短，同時小尺寸碳化物的Cr含量也較低(如圖7所示)會導(dǎo)致固溶速率加快。這需要建立碳化物的固溶動力學(xué)模型，對碳化物尺寸和成分的影響進(jìn)行定量計(jì)算。通過DICTRA動力學(xué)計(jì)算軟件和動力學(xué)數(shù)據(jù)庫MOBFe3，建立了軸承鋼中碳化物在奧氏體中固溶動力學(xué)的計(jì)算模擬模型，計(jì)算了不同尺寸與不同Cr含量碳化物顆粒在奧氏體中的固溶動力學(xué)特征，如圖9所示。模擬計(jì)算所采用的碳化物、奧氏體尺寸和成分必須能夠代表或者覆蓋實(shí)測的數(shù)據(jù)范圍，因此計(jì)算所采取的球狀碳化物的直徑為0.1～1.0μm,Cr含量為1.7%～7%，它們被直徑50μm的奧氏體(碳含量0.92%，Cr含量1.5%)晶粒所包圍，計(jì)算了在860℃時碳化物在奧氏體中的溶解動力學(xué)過程。計(jì)算發(fā)現(xiàn)上述范圍尺寸和Cr含量的碳化物在860℃保溫時均開始固溶，但尺寸越大的碳化物顆粒完全固溶所需的時間明顯延長，而碳化物溶解的速率則主要由碳化物的Cr含量決定，Cr含量越低其溶解得越快，如圖9所示860℃保溫20min時，半徑為0.6μm，Cr含量為3%和7%的碳化物分別溶解到0.54μm和0.58μm，只固溶了不到10%；半徑為0.4μm，Cr含量為3%和7%的碳化物分別溶解到0.33μm和0.35μm，固溶了約15%，因此尺寸小的固溶快；而半徑0.1μm，Cr含量為1.7%的碳化物溶解到60nm左右，固溶了約40%。綜合來說，尺寸大、Cr含量高的碳化物完全固溶時間要遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過小尺寸、低Cr含量的碳化物，其相對固溶速率也較慢。但是，同時發(fā)現(xiàn)即使半徑為0.1μm，Cr含量為1.7%的球狀碳化物(圖7實(shí)驗(yàn)所觀測到的最小尺寸碳化物、最小Cr含量)，雖然其相對固溶速率較快，但在奧氏體化時其實(shí)也不能完全固溶。在球化退火后，直徑0.6μm以上和0.2μm以下的碳化物顆粒數(shù)量均相對較多；但是奧氏體化后，大尺寸碳化物由于固溶尺寸降低到0.4μm以內(nèi)，因此奧氏體化后0.2～0.4μm尺寸范圍的碳化物相對比例增加。

圖9 860℃時不同尺寸和Cr含量的碳化物在奧氏體中的固溶曲線Fig.9 Dissolution kinetics curves of a cementite in austenite at 860℃

碳化物固溶時，Cr會在奧氏體和碳化物兩相之間配分，這同樣可以用DICTRA動力學(xué)軟件進(jìn)行計(jì)算，計(jì)算結(jié)果如圖10所示。其中圖10(a)計(jì)算的是半徑0.4μm， Cr含量3%的碳化物在直徑50μm的奧氏體(碳含量0.92%，Cr含量1.5%)晶粒中的固溶過程，計(jì)算結(jié)果表明在保溫20min時，碳化物與奧氏體晶粒的相界面由于固溶向碳化物一側(cè)遷移了不到0.1μm，在相界面遷移的過程中，奧氏體中的Cr向尺寸不斷縮小的碳化物中擴(kuò)散和富集，導(dǎo)致在鄰近相界面的碳化物一側(cè)中的Cr濃度相當(dāng)高且出現(xiàn)了明顯的Cr濃度梯度，而在鄰近界面的奧氏體側(cè)的Cr含量要低于遠(yuǎn)離界面處的Cr含量，因此，遠(yuǎn)處的Cr會向界面處擴(kuò)散并被配分至碳化物中，固溶過程會導(dǎo)致碳化物中的Cr進(jìn)一步富集而使Cr含量升高，這也解釋了圖7所示的實(shí)驗(yàn)結(jié)果中奧氏體化后碳化物中Cr含量的增加。另外，為了進(jìn)一步研究小尺寸碳化物是否可以在奧氏體化時完全固溶，利用軟件計(jì)算了直徑200nm，Cr含量1.7%的碳化物在直徑50μm的奧氏體(碳含量0.92%，Cr含量1.5%)晶粒中的固溶過程，如圖10(b)所示。計(jì)算所選擇的是圖7實(shí)驗(yàn)結(jié)果中尺寸最小、Cr含量最低的碳化物，如果該碳化物不能完全固溶，那么圖7所示的尺寸更大、Cr含量更高的碳化物也不能完全固溶于奧氏體晶粒中。圖10(b)的計(jì)算結(jié)果表明，在保溫20min時碳化物的半徑縮小了約20nm，在保溫3000s時碳化物的半徑溶解到最小值，而保溫時間延長至10000s時，碳化物不再繼續(xù)溶解，相界面開始反向遷移，碳化物開始長大，這主要是因?yàn)樘蓟镏械腃r含量在長時間保溫后達(dá)到熱力學(xué)的平衡值(約12%)時，相鄰?qiáng)W氏體中的Cr含量仍然高于熱力學(xué)平衡值，還要繼續(xù)配分到碳化物中，導(dǎo)致碳化物顆粒長大以容留奧氏體中配分過來的Cr。這意味著軸承鋼中球化退火的碳化物在后續(xù)的奧氏體化熱處理中是不能完全固溶的，只能發(fā)生部分固溶導(dǎo)致碳化物顆粒尺寸減小，大約在100～200nm，這與圖7所示的實(shí)驗(yàn)檢測結(jié)果基本吻合。

圖10 860℃保溫不同時間后Cr元素在相界面附近的分布(a)直徑0.8μm，初始Cr含量為3%；(b)直徑0.2μm，初始Cr含量為1.7% Fig.10 Distribution of Cr element near the interface after insulation for different time at 860℃(a)diameter of 0.8μm with initial Cr content 3%；(b)diameter of 0.2μm with initial Cr content 1.7%

3 結(jié)論

(1)GCr15軸承鋼球化退火后形成了不同尺寸與不同Cr含量的粒狀碳化物，呈多峰狀尺寸分布；奧氏體化時發(fā)生固溶，導(dǎo)致碳化物大量固溶形成富碳奧氏體，淬火后得到高硬度；低溫回火時發(fā)生部分碳化物析出，尺寸不均勻性略有增加，但硬度并沒有顯著下降；Cr含量高的碳化物粒子具有較大尺寸。

(2)球化退火后形成的碳化物，即使其尺寸縮小至200nm，Cr含量接近基體成分，也不能在奧氏體化時完全固溶，奧氏體化工藝僅僅是大幅度減小了碳化物顆粒的尺寸，使得剩余碳化物中的Cr含量進(jìn)一步提高；而剩余碳化物可影響后續(xù)過程中碳化物的析出。

[1] 王奇, 李曉源, 時捷, 等. 等溫球化退火溫度對高碳鋼組織的影響[J]. 金屬熱處理, 2016, 41(11): 88-92.

WANG Q, LI X Y, SHI J, et al. Effect of isothermal spheroidizing annealing temperature on microstructure of high carbon steel[J]. Heat Treatment of Metals, 2016, 41(11): 88-92.

[2] 余斌, 李曉源, 時捷,等. 等溫球化退火對某高碳鋼中碳化物的影響[J]. 金屬熱處理, 2016,41(1):91-93.

YU B, LI X Y, SHI J, et al. Effect of isothermal spheroidizing annealing on carbide in high carbon steel[J]. Heat Treatment of Metals, 2016,41(1): 91-93.

[3] 黃超, 張丹, 王威,等. 加熱溫度和保溫時間對軸承鋼GCr15SiMn碳化物的影響[J].材料熱處理學(xué)報(bào), 2015, 36(4):156-161.

HUANG C, ZHANG D, WANG W, et al. Effect of heating temperature and holding time on carbide of GCr15SiMn bearing steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2015, 36(4): 156-161.

[4] 宋雯雯, 閔永安, 吳曉春. H13鋼中的碳化物分析及其演變規(guī)律研究[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2009, 30(5): 122-126.

SONG W W, MIN Y A, WU X C. Study on carbides and their evolution in H13 hot work steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2009, 30(5):122-126.

[5] 張朝磊, 劉翔, 張丹, 等. GCr15球化珠光體組織在熱處理過程中碳化物的遺傳性[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2014, 35(增刊1): 45-48.

ZHANG C L, LIU X, ZHANG D, et al. Carbide inheritance of pearlite spheroidization during heat treatment process in GCr15 steel [J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2014, 35(Suppl 1): 45-48.

[6] 柴澤, 巴發(fā)海. GCr15軸承鋼中碳化物的定量分析[J]. 機(jī)械工程材料, 2015, 39(1): 42-45.

CHAI Z, BA F H. Quantitative analysis for carbide content in GCr15 bearing steel[J]. Materials for Mechanical Engineering, 2015, 39(1): 42-45.

[7] BHADESHIA H K D H. Steels for bearings [J]. Progress in Materials Science, 2012, 57(2): 268-435.

[8] YAMAMOTO A, INOUE K, TSUBAKINO H. Analysis of spherical carbides formed in chromium added hypereutectoid bearing steels[J]. Materials Science Forum, 2007, 539-543: 4866-4871.

[9] 馬寶國, 楊洪波, 朱伏先, 等. GCr15軸承鋼中滲碳體的奧氏體化行為研究[J].熱加工工藝, 2009, 38(20):5-7.

MA B G, YANG H B, ZHU F X, et al. Study on austenitizing behaviors of cementite in GCr15 bearing steel[J]. Hot Working Technology, 2009, 38(20): 5-7.

[10] 楊洪波, 王快社, 王慶娟, 等. GCr15軸承鋼滲碳體球化的長大機(jī)制[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2012, 33(8): 79-83.

YANG H B, WANG K S, WANG Q J, et al. Nano-scale carbide precipitation in GCr15 bearing steel during heat treatment[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2012, 33(8): 79-83.

[11] 李輝, 米振莉, 武會賓,等. GCr15軸承鋼熱處理中納米級碳化物的析出[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào), 2014, 35(增刊1): 34-38.

LI H, MI Z L, WU H B, et al. Precipitation of nanometer carbide in heat treatment of GCr15 bearing steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2014, 35(Suppl 1): 34-38.

[12] 孫艷坤. GCr15鋼棒材熱變形后冷卻工藝對顯微組織的影響[J]. 金屬熱處理, 2011, 36(12):9-11.

SUN Y K. Effect of cooling process after hot deformation on microstructure of GCr15 steel bar[J]. Heat Treatment of Metals, 2011, 36(12): 9-11.

[13] 許磊, 陳瑜, 韓彥光, 等. GCr15軸承鋼球化退火研究現(xiàn)狀[J]. 熱加工工藝, 2013, 42(14): 11-14.

XU L, CHEN Y, HAN Y G, et al. Research on spheroidization of GCr15 bearing steel[J]. Hot Working Technology, 2013, 42(14):11-14.

[14] 郭林, 霍向東, 董峰. 奧氏體化時間對GCr15軸承鋼球化組織的影響[J]. 鋼鐵釩鈦, 2013, 34(1): 99-103.

GUO L,HUO X D,DONG F. Effect of austenitizing time on spheroidized microstructure of bearing steel GCr15[J]. Iron Steel Vanadium Titanium, 2013, 34(1): 99-103.

[15] ZHANG C, ZHOU L, LIU Y. Heredity in the microstructure and mechanical properties of hot-rolled spring steel wire 60Si2MnA during heat treatment process[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2013, 29(1): 82-88.

[16] XU L, XING J, WEI S, et al. Investigation on wear behaviors of high-vanadium high-speed steel compared with high-chromium cast iron under rolling contact condition[J]. Materials Science and Engineering:A, 2006, 434(1-2): 63-70.

[17] HWANG K C, LEE S, HUI C L. Effects of alloying elements on microstructure and fracture properties of cast high speed steel rolls: Part II. Fracture behavior[J]. Materials Science and Engineering:A, 1998, 254(1-2): 296-304.

[18] REED R C, ROOT J H. Determination of the temperature dependence of the lattice parameters of cementite by neutron diffraction[J].Scripta Materialia, 1997, 38(1): 95-99.

(本文責(zé)編：寇鳳梅)

Precipitation and Evolution Behavior of Carbide During Heat Treatments of GCr15 Bearing Steel

MA Chao,LUO Hai-wen

(School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China)

The evolution behavior of carbides in GCr15 bearing steels after spheroidization annealing, austenitization quenching and low temperature tempering was investigated by the method of quantitative metallography. Numerical simulations on the dissolution kinetics of carbide size and composition during austenitization were performed by ThermoCalc software. The results indicate that the carbide particles formed after spheroidization annealing have a multimodal distribution whilst their size distribution changes to have a single peak after austenitization and tempering, and Cr content increases slightly after austenitization; the carbide particles appear to have larger size with higher Cr content; C rich austenite is formed during austenitization through solid solution by carbides after spheroidization annealing, and then high carbon martensite is formed after quenching and results in the high hardness; Cr atoms can partition from austenite to carbide during the dissolution of carbide, lead to the increasing Cr content of rest carbide particles; the numerical simulations indicate that the carbide particles with the diameter of 200nm cannot completely be dissolved during austenitization even if its Cr content is close to the nominal Cr content of steel, and the undissolved ones may affect the precipitation of carbides during the subsequent tempering.

carbide;heat treatment;dissolution;thermodynamics；kinetic calculation

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.001092

TG142.1

A

1001-4381(2017)06-0097-07

國家國際科技合作專項(xiàng)項(xiàng)目(2015DFG51950)；“十三五”國家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃項(xiàng)目(2016YFB0300102)

2016-09-12;

2017-03-13

羅海文(1972-)，男，博士，教授，現(xiàn)從事先進(jìn)鋼鐵材料研發(fā)，聯(lián)系地址：北京市海淀區(qū)學(xué)院路30號北京科技大學(xué)冶金與生態(tài)工程學(xué)院(100083)，E-mail:luohaiwen@ustb.edu.cn