第一、二、三代軸承鋼及其熱處理技術(shù)的研究進(jìn)展(三)

朱祖昌，楊弋濤

(1.上海工程技術(shù)大學(xué)，上海 201620；2.上海大學(xué)，上海 200072)

3 高碳鉻軸承鋼的熱處理技術(shù)進(jìn)展

上面已經(jīng)指出，高碳Cr軸承鋼52100(100Cr6,100C6，GCr15，ЩХ15，SUJ2)是軸承鋼的代表性鋼種，也是第一代軸承鋼的最主要鋼種。其成分常寫成1%C-1.5% Cr的高碳低合金鋼。它能滿足軸承使用中的種種性能要求。同時(shí)在軸承制造過程中能保持穩(wěn)定的生產(chǎn)效率和良好的工藝性能，如鍛造、軋制的熱加工性和車削、磨削等冷加工性，是一種很優(yōu)秀的鋼種。它自研制成功至今已近120年，基本成分沒有變化，其疲勞壽命卻依賴于冶金工藝現(xiàn)代化和采用爐外精煉技術(shù)等，提高鋼的純凈度后性能獲得了成倍甚至成幾十倍的增加，在世界上，52100鋼是要求最為嚴(yán)格的一種鋼種。它在經(jīng)過一般的淬火和回火熱處理后能具有優(yōu)異的使用性能，能耐磨損，抗疲勞(接觸應(yīng)力可達(dá)3000～4000 MPa)，使用溫度寬(-45～120 ℃)，尺寸和形狀穩(wěn)定性好，并具有一定的耐腐蝕性能。但是，該鋼的焊接性能較差，具有形成白點(diǎn)缺陷的敏感性和回火脆性的傾向。

前面已有指出，GCr15中Cr的加入量一般常?？刂圃?%以下，為防止易粗大的Cr7C3生成，鋼將處于(α+(Fe,Cr)3C)狀態(tài)。Cr在高碳鉻軸承鋼中的作用十分重要，對(Fe,Cr)3C碳化物細(xì)化、分布、球化和穩(wěn)定化有利，為此，其碳化物在球化退火后的粒度比碳素工具鋼的細(xì)小和均勻[37]。圖3中表示隨著含C量增加，加入Cr的量可增加約3.5%左右[38]。

高碳鉻軸承鋼中Si、Mn的加入提高淬透性，如100CrMnSi6-4，100CrMnSi6-6，美國的高淬透性能抗磨軸承鋼中的2號軸承鋼，在我國有GCr5SiMn。更需要高淬透性時(shí)可加入Mo元素，為防止生成難熔和粗大的M23C6碳化物，Mo的加入量一般<0.5%，如100CrMo7-4，100CrMnMoSi8-4-6，美國的高淬透性能抗磨軸承鋼4號，我國的軸承鋼的GCr15SiMo中Mo的加入量為0.30%～0.40%，GCr18Mo含0.15%～0.25% Mo(與100CrMo7相當(dāng))。另外有時(shí)為降低成本而降低C、Cr含量，在美國有5195和5090M，在我國的G8Cr15，其含碳量降低為0.80%左右。日本曾經(jīng)采用的SUJ1含鉻量較低，為0.90%～1.20%，但是在現(xiàn)行標(biāo)準(zhǔn)中已經(jīng)被刪去了。

圖3 常用成分范圍的Fe-Cr-C三元相圖(退火狀態(tài))Fig.3 The Fe-Cr-C phase diagram for usual composition range at annealing

高碳鉻軸承鋼中有加入Si或Al至2%以改善回火穩(wěn)定性，提高高溫強(qiáng)度和加入0.2%V增加沖擊韌性的，但未納入標(biāo)準(zhǔn)。如1.5%的Si和Al單獨(dú)或混合加入，可成為準(zhǔn)高溫用鋼[39]。

現(xiàn)在人們已經(jīng)認(rèn)識到，高碳鉻軸承鋼是氧化鋁、(碳)氮化鈦、硫化物、硅酸鹽、氧化物等非金屬夾雜物體系和Fe3C、Fe7C3等碳化物體系以及Fe-C-Cr多元合金體系經(jīng)過冶煉、鑄造、軋制和熱處理制成了高碳含鉻低合金鋼軸承材料。盡管前面2個(gè)體系僅占很小一部分，但是這些體系的組成成分、數(shù)量、組織組成和形態(tài)都密切關(guān)聯(lián)著該軸承鋼材料的性能。只有很嚴(yán)格規(guī)定和限制這兩個(gè)體系的允許出現(xiàn)范圍，制得很高純凈度的鋼，并采用最恰當(dāng)?shù)臒崽幚砑夹g(shù)，才能制取具有優(yōu)異特性的軸承材料。本節(jié)首先闡明碳化物體系和擴(kuò)散退火、正火，控制軋制和控制冷卻與球化退火的密切關(guān)聯(lián)，然后闡述熱處理淬火回火組織對鋼力學(xué)性能、磨損和接觸疲勞壽命的關(guān)聯(lián)，最后將闡述非金屬夾雜物(鋼的純凈度)和接觸疲勞壽命的關(guān)系。

3.1 擴(kuò)散退火降低鋼錠和鋼坯的碳化物液析和帶狀偏析

不管采用模鑄或連鑄，高碳鉻軸承鋼在凝固中都會形成宏觀的區(qū)域偏析和微觀的樹枝晶偏析，引起碳化物的不均勻分布，其主要表現(xiàn)為碳化物液析、帶狀碳化物和網(wǎng)狀碳化物組織的出現(xiàn)，在高碳鉻軸承鋼按照標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行的檢測中要求嚴(yán)格加以限制，本文會在后面闡明。

3.1.1碳化物液析和帶狀偏析的形成

鋼在結(jié)晶凝固中凝固速度V(cm/s)和枝晶偏析關(guān)系按И.Н.ГОЛИКОВ研究認(rèn)為可以用出現(xiàn)極大值的曲線描述(圖4)[23]，圖中橫坐標(biāo)以lg(1/V)表示，縱坐標(biāo)以枝晶偏析度，δ=(F1-F0)/f0表示，其中F1和F0分別為枝晶之間區(qū)域和樹枝晶干之間區(qū)域的碳濃度，f0為鋼的原始碳濃度，對高碳鉻軸承鋼為1.0%[23]。圖中的左側(cè)曲線表明凝固速度V較大，在固相中不能進(jìn)行擴(kuò)散，在液相中的擴(kuò)散也受到阻止，極端情況是結(jié)晶速度極大的瞬時(shí)凝固，得到的組織為無枝晶偏析的均勻固溶體，這時(shí)，F(xiàn)1≈F0，δ≈0。右側(cè)曲線則表明凝固速度比較小時(shí)的情況，在液相中能充分進(jìn)行擴(kuò)散，在固相中碳的擴(kuò)散漸漸加強(qiáng)，產(chǎn)生枝間偏析的傾向減小 (這時(shí)V的減小，lg1/V愈大)，極端情況為平衡凝固，將得到理想的均勻固溶體，這時(shí)，F(xiàn)1≈F0，δ≈0。他還提出，當(dāng)鋼錠軸心與表面的距離>200 mm時(shí)，凝固將受到右側(cè)曲線的制約，即對邊長之半>200 mm的大鋼錠，凝固速度V愈慢，枝晶偏析的程度愈小。鋼錠一般的凝固都屬于這種情況。上文已經(jīng)強(qiáng)調(diào)：高碳鉻軸承鋼在采用模鑄或連鑄在一定凝固速度下的結(jié)晶過程中都會形成宏觀的區(qū)域偏析和微觀的枝晶偏析。當(dāng)凝固速度V=1 cm/s=600 mm/min，lg1/V=0，這時(shí)δ仍有較小的數(shù)值；如果V再加大，lg1/V出現(xiàn)負(fù)值，δ則為更小的值。當(dāng)發(fā)生瞬時(shí)凝固，則F1≈F0，δ≈0。

圖4 鑄件凝固速度V與樹枝晶偏析度δ的關(guān)系曲線Fig.4 The relationship curve between solidification speeds V and degree δ of dendritic crystal segregation for casting

高碳鉻軸承鋼凝固中的樹枝晶偏析可以說明如下：圖5表示Fe-Cr-C三元相圖[39]，下方為倒置的Fe-Fe3C相圖。上方表示加入Cr的成分對相圖影響。三元共晶區(qū)為(γ+Fe3C+L)在1185～1143 ℃范圍變化，γ相含碳 (F2點(diǎn)) 約1.5%左右。圖6為含1.6% Cr的Fe-Cr-C三元相圖的垂直截面[40]，圖上表示，GCr15鋼的液相固相線溫度大約為1460和1220 ℃，二相共存區(qū)約達(dá)到240 ℃范圍。液固二相共存區(qū)范圍大的鋼，產(chǎn)生偏析的趨勢高。在Fe-Cr-C系合金凝固中，C、Cr、Si、Mn和Mo發(fā)生偏析的偏析系數(shù)分別為0.87、0.05、0.34、0.16和0.2，為此碳形成枝晶偏析的傾向最大，鉻在奧氏體中的擴(kuò)散速度慢(鉻在固相γ中擴(kuò)散比碳小4～5個(gè)數(shù)量級)，同時(shí)它是碳化物形成元素，減小奧氏體中碳的擴(kuò)散系數(shù)Dc，這些因素導(dǎo)致GCr15鋼凝固中具有較大的樹枝晶偏析傾向[23]。其一次奧氏體樹枝晶含有碳的濃度為0.6%～0.7%，在共晶溫度時(shí)結(jié)晶的奧氏體含碳大約1.3%～1.4%。當(dāng)一定條件下樹枝晶偏析合金成分在接近1.5% C時(shí)，液相接近消失，這時(shí)會形成液析碳化物的組織；當(dāng)一定條件下樹枝晶偏析合金成分在接近共晶溫度時(shí)，仍保持較多液相，則在凝固態(tài)組織中會出現(xiàn)較多量萊氏體共晶，呈現(xiàn)典型的亞共晶合金的組織；當(dāng)一定條件下樹枝晶偏析合金在接近共晶點(diǎn)時(shí)仍保留液相，最后成分接近C點(diǎn)結(jié)晶的鋼液發(fā)生共晶反應(yīng)，獲得萊氏體共晶組織，組織中就出現(xiàn)粗大萊氏體共晶碳化物。實(shí)際上，后述的二種情況不屬于碳化物液析，但是卻有統(tǒng)稱為“碳化物液析”組織的。

圖5 Fe-Cr-C三元相圖中三相共晶區(qū)的變化Fig.5 The change of ternary eutectic zone in Fe-Cr-C ternary phase diagram

圖6 含量為1.6% Cr的Fe-Cr-C三元相圖垂直截面Fig.6 The vertical section of Fe-Cr-C ternary phase diagram at 1.6% Cr

上世紀(jì)70年代更詳細(xì)研究表明，1%C鋼在凝固的實(shí)際冷卻速度下也會發(fā)生共晶反應(yīng)。圖7定量表明連鑄坯和鋼錠尺寸增大，冷卻速度減小，大塊碳化物尺寸和數(shù)量增加[39]。2～3 t高碳軸承鋼錠的中心偏析部位，符合上述條件，出現(xiàn)大塊碳化物表示于圖8(a)和8(b)，這種鋼件在高溫加熱后慢冷時(shí)仍得到的粗大碳化物示于圖8(c)和8(d)[41]。

圖7 鑄件截面尺寸對大塊碳化物數(shù)量和大小的影響Fig.7 The effect of number and size of large block carbides on different section-size of casting

液析碳化物，又稱離異共晶，組織形態(tài)是在奧氏體上離異析出粒狀Fe3C的共晶產(chǎn)物，經(jīng)軋制后，被軋成條帶狀。液析碳化物具有高硬度和脆性，易剝落成為磨損起源，也是疲勞失效的起源，所以應(yīng)該嚴(yán)格限制。在熱作模具鋼H13鋼中也不允許這種液析碳化物的出現(xiàn)，它和軸承鋼采用一樣的方法進(jìn)行鑒定，我們很早已經(jīng)有專門論文發(fā)表，出現(xiàn)液析碳化物的情況示于圖9[42]。

帶狀碳化物：枝晶偏析造成了碳濃度高低不同的偏析區(qū)，在熱軋變形時(shí)延伸成富集碳的奧氏體區(qū)和含碳比較低的奧氏體區(qū)，常常呈流線帶狀分布。富碳奧氏體在冷卻過程中析出呈顆粒狀的或呈網(wǎng)狀的二次碳化物和鐵素體基體，經(jīng)過腐蝕后和在比較低的放大倍數(shù)下呈黑色連續(xù)的帶，含碳量比較低的部位呈白色的帶。這樣的組織大多數(shù)以一條或幾條帶寬不同的連續(xù)的黑白相間的帶呈現(xiàn)在視場中，稱帶狀碳化物分布，圖10是典型的帶狀碳化物形貌。它往往會伴生著MnS條狀?yuàn)A雜。在黑色碳化物帶上，含碳量高達(dá)1.3%～1.4%，含鉻量>2%，在隨后的球化退火中容易出現(xiàn)球化不完全和不均勻的缺陷；帶間的含C量較低，約0.6%～0.7%，Cr<1%，在淬火后容易出現(xiàn)粗大馬氏體組織，相對其淬透性比較差，會出現(xiàn)屈氏體組織，造成硬度分布不均勻，降低軸承的接觸疲勞壽命。帶狀碳化物評級達(dá)3～4級時(shí)會使軸承鋼零件的疲勞壽命降低30%左右[23]。所以，它和液析碳化物一樣都受到嚴(yán)格限制。

圖8 2～3噸52100鋼鑄錠心部出現(xiàn)的大塊碳化物形貌，×320Fig.8 The photograph of large block carbides in the center area of ingot weighting 2-3 ton for 52100 steel，×320

圖9 H13鋼中出現(xiàn)的液析碳化物形貌Fig.9 The photography of segregation carbides in H13 steel

圖10 52100軸承鋼中出現(xiàn)的典型帶狀組織Fig.10 The typical banded microstructure in bearing steel of 52100

要求盡可能地降低偏析程度，首先選取含碳和鉻處于成分范圍下限的鋼液，又應(yīng)該從冶煉澆注工藝著手，控制好初生碳化物的形態(tài)，然后在熱加工工序中采用合理的擴(kuò)散退火處理(1150～1250 ℃)，才能獲得減輕碳化物液析和帶狀碳化物的不均勻分布的好效果，但是，當(dāng)溫度>1260 ℃時(shí)會出現(xiàn)熱脆性。

模鑄中的鑄造工藝要求采用合理的鑄溫和鑄速才可能把偏析控制在最低程度，并不易產(chǎn)生應(yīng)力裂紋。目前在各自的生產(chǎn)條件下，遵循合理的低溫、慢注原則[23]。我國軸承鋼的液相溫度基本可分三個(gè)溫度范圍：1420～1440，1440～1460，1500～1520 ℃?？梢杂纱藖泶_定模鑄溫度或連鑄中中間包的過熱度。一般開澆溫度即為精煉處理結(jié)束溫度。GCr15、GCr15SiMn為1455和1448 ℃，有數(shù)據(jù)表明，開澆前溫度可以控制在1515～1520 ℃。鑄造速度(鑄模內(nèi)鋼液上升線速度)分慢速(150～300 mm/min)、中速(300～500 mm/min)和快速(>600 mm/min)。鑄造溫度和速度的最佳配合要通過大量實(shí)踐統(tǒng)計(jì)確定，有數(shù)據(jù)表明：鑄造溫度1510～1520 ℃、鑄造速度239和219 mm/min時(shí)，合格率達(dá)到90%～100%[23]。

3.1.2擴(kuò)散退火降低碳化物液析和帶狀偏析分析[23]

鋼錠和經(jīng)過開坯軋制成的鋼坯在加熱擴(kuò)散退火中偏析元素的均勻化過程服從菲克第二擴(kuò)散定律，在笛卡爾坐標(biāo)和圓柱坐標(biāo)下的偏微分方程分別為：

(1)

(2)

式中：c為偏析元素濃度，%；τ為擴(kuò)散時(shí)間，h；D為擴(kuò)散系數(shù)，cm2/h。

下面以3 t鋼錠為例進(jìn)行分析，鋼錠尺寸如圖11表示, SKF對鋼錠鑄型研究十分重視，采用3.3 t(580方)雙錐度鑄型[43]?？梢赃@樣認(rèn)為，對GCr15鋼的碳化物不均勻分布，能以碳的分布作為計(jì)算對象，在無限長圓柱體內(nèi)的鑄造樹枝晶之間進(jìn)行擴(kuò)散。假設(shè)在擴(kuò)散過程中在樹枝晶一次晶軸上的碳濃度保持常數(shù)：cτ,r=R,z=H=c表=1%；c心是定長圓柱體中心區(qū)的碳濃度，在τ=0時(shí)因?yàn)殇撳V組織中存在大塊狀共晶萊氏體，按1.6% Cr的Fe-Fe3C準(zhǔn)二元平衡相圖可知，共晶C點(diǎn)含碳量約為4.2%，所以鋼錠組織中心的碳濃度為：cτ=0,r=0,z=0=c心=4.2%。由這二點(diǎn)可以確定上述偏微分方程的邊界條件和起始條件。

圖11 軸承鋼 52100的3 t鋼錠的形狀和尺寸Fig.11 The shape and size of steel ingot of 3 ton for 52100 bearing steel

圖12 無限長鋼錠圓柱體中碳擴(kuò)散的模型示意圖Fig.12 The schematic model of carbon diffusion in the ingot of infinite long cylinder

無限長圓柱體由圖12、圖13示意表示，長圓柱體尺寸(2H,2R)由鋼錠或鋼坯中樹枝晶尺寸確定，同時(shí)令長圓柱體橫截面r方向呈均勻分布，則式(2)可簡化成：

(3)

該微分方程的起始條件為：τ=0時(shí)，長圓柱體中偏析元素的濃度c沿半徑r和長度z方向近似成下述的拋物線分布(圖13)：

圖13 無限長鋼錠圓柱體中沿徑向和長度方向碳分布的拋物線模型示意圖Fig.13 The schematic of carbon parabolic distribution at radical and length direction in the ingot of infinite long cylinder

(4)

該微分方程的邊界條件為：設(shè)樹枝晶一次晶軸上r=R和z=H上偏析元素濃度保持不變而予以簡化(實(shí)際過程中的碳濃度會有少量增加)，即上述的公式：

cτ|r=R,z=H=c表=常數(shù)=1.00%

(5)

這樣方程(3)的解為：

(6)

偏析元素在r=0，z=0處，即長圓柱體中心處的濃度變化是人們最值得關(guān)注的：

(7)

當(dāng)r=0和z=0時(shí)的φ和φ1函數(shù)值可取自圖14(a)和圖14(b)。這樣，可以計(jì)算求得長圓柱體中心處的碳濃度隨著擴(kuò)散退火時(shí)間τ的變化，示于圖15中。圖中爐溫變化按測量曲線記錄，鋼錠表面溫度應(yīng)用其正反面測得的溫度平均數(shù)值畫出，按熱傳導(dǎo)方程計(jì)算求得鋼錠軸心區(qū)的溫度，并求得不同退火時(shí)間時(shí)的碳的擴(kuò)散系數(shù)Dτ，這樣，鋼錠軸心區(qū)的碳濃度(即圖上的高濃度區(qū)c%)變化曲線就可以求得。又按3 t鋼錠組織試樣片發(fā)現(xiàn)組織中的大塊共晶碳化物在≥1050 ℃時(shí)開始溶解，這時(shí)開始計(jì)算擴(kuò)散退火時(shí)間于1 h點(diǎn)，至15 h點(diǎn)時(shí)，鋼錠軸心區(qū)的碳濃度下降為1.999%。

圖14 當(dāng)r=0和z=0時(shí)的φ(a)和φ1(b)函數(shù)值Fig.14 The value of function φ (a) and φ1 (b) as r=0 and z=0

圖15 在1220 ℃擴(kuò)散退火的GCr15鋼錠中溫度和心部碳濃度的變化Fig.15 The change of temperatures and carbon concentration of centre of GCr15 steel ingot after diffusion annealed at 1220 ℃

3.1.3擴(kuò)散退火效果分析[23]

公式(7)移項(xiàng)后表示為擴(kuò)散退火τ時(shí)間后的效果ψ

(8)

由該式可見，效果ψ取決于Dτ和擴(kuò)散單元體尺寸R、H：

(1)Dτ(cm2/h)僅與擴(kuò)散退火加熱達(dá)到的溫度有關(guān)，與不同擴(kuò)散時(shí)間τ的碳濃度無關(guān)時(shí)：

碳在GCr15鋼中D0=0.175 cm2/s，擴(kuò)散激活能Q=150 kJ/mol。當(dāng)爐溫在1050、1150、1200 ℃ 時(shí)的D= Dτ分別為81.0×10-5、210.5×10-5、321×10-5cm2/h。

(2)R和H值與鋼錠大小或開坯軋制成的方坯尺寸相關(guān)：對3 t鋼錠軸心區(qū)110個(gè)枝晶尺寸測量值平均2H為0.7936 cm，最大為1.6 cm(一次晶軸長為2H)，二次晶軸長度2R平均為0.4718 cm，最大為0.9 cm，計(jì)算時(shí)以最大值或平均值表示。把鋼錠軋成125 mm×125 mm方坯，樹枝晶軸沿軋制方向延伸，偏析帶間距縮短，可認(rèn)為擴(kuò)散加熱前在圓周方向和高度方向的碳濃度是均勻的，這樣擴(kuò)散方程(3)又簡化成(R1為樹枝晶軸沿軋制方向延伸尺寸，r1為變量)：

(9)

初始條件：τ=0時(shí)，碳沿r1方向由表面至軸心呈拋物線分布，即：

邊界條件：無限長圓柱體表面濃度為常數(shù)：

cτ|r=R1=c表=常數(shù)

方程式(9)解的表達(dá)式為：

(10)

相應(yīng)軸心r1=0 處的碳濃度c為：

(11)

按上述的3 t鋼錠(1220 ℃擴(kuò)散退火保溫2.5 h以及15 h的兩種)開坯軋制成125方坯，按圖16(a)擴(kuò)散退火工藝，在<1050 ℃以下加熱大約1.7 h→1050～1060 ℃加熱0.166 h→1060～1090 ℃加熱0.5 h→1090～1120 ℃加熱0.65 h，對應(yīng)1220 ℃保溫2.5 h以及15 h的125方坯，心部高濃度c%分別由4.0%以及1.999%經(jīng)過3.862%和3.375%以及經(jīng)過1.935%和1.776%下降至2.708%以及1.558%。該工藝條件下的心部含碳量均>1.55%。即在這兩種工藝條件下都會出現(xiàn)碳化物液析和嚴(yán)重的碳化物帶狀偏析，如圖16(b)和16(c)所示。

(a)含碳量變化；(b)100×；(c)500×圖16 經(jīng)1220 ℃擴(kuò)散退火2.5 h(4.0%)和15 h(1.999%)的鋼錠軋成125方坯后再行按加熱曲線擴(kuò)散退火時(shí)心部的含碳量變化和組織(a)changes of carbon content；(b)100×；(c)500×Fig.16 The changes of carbon content and microstructure at ingot centre, the ingot after diffusion annealing for 2.5 h (4.0%) and 15 h (1.999%) at 1220 ℃ be rolled into 125 mm×125 mm steel pieces and again diffusion annealing according to the heating curve

按上述的3 t鋼錠(1220 ℃擴(kuò)散退火保溫2.5 h以及15 h的兩種)開坯軋制成125方坯，按圖17(a)擴(kuò)散退火工藝，在<1050 ℃以下加熱大約2 h→1050～1120 ℃加熱0.5 h→1120～1140 ℃加熱0.5 h→1140～1160 ℃加熱0.5 h→1160～1180 ℃加熱0.5 h，對應(yīng)于1220 ℃保溫2.5 h以及15 h的125方坯，心部高濃度的含碳量分別由4.0%以及1.999%經(jīng)過3.418%，2.76%，2.196%以及經(jīng)過1.79%，1.575和1.391%下降至1.745%以及1.243%(圖17(a))。該前種工藝心部含碳量>1.55%，即在這時(shí)會出現(xiàn)碳化物液析和碳化物帶狀偏析；該后種工藝心部含碳量<1.55%，即在這時(shí)就不會出現(xiàn)碳化物液析和碳化物帶狀偏析，如圖中17(b)和17(c)所示。

由圖16和17可見，經(jīng)開坯軋制后因?yàn)閿U(kuò)散間距減小，對應(yīng)的擴(kuò)散效果ψ會增加。當(dāng)心部含碳量<1.55%，不出現(xiàn)碳化物液析，碳化物帶狀呈寬的黑帶，其間碳化物顆粒細(xì)小、分布均勻，如圖17(b)和17(c)示。應(yīng)用微區(qū)光譜方法測定帶狀碳化物中含碳量為1.35%，與1.243%較為接近。

上述分析結(jié)果表明，盡管計(jì)算中用了許多假設(shè)，但計(jì)算值還是較接近實(shí)際情況的?？梢婎A(yù)測鋼中的碳化物偏析和碳化物帶狀組織類型特征還是有可能的。3 t鋼錠和軋制成的125鋼坯在1220 ℃保溫1 h擴(kuò)散效果ψ計(jì)算值為1.08和6.28[23]。

(a)含碳量變化；(b)100×；(c)500×圖17 經(jīng)1220 ℃擴(kuò)散退火2.5 h(4.0%)和15 h(1.999%)的鋼錠軋成125方坯后再行按加熱曲線擴(kuò)散退火時(shí)心部的含碳量變化和組織(a) changes of carbon content；(b)100×；(c)500×Fig.17 The changes of carbon content and microstructure at ingot centre, the ingot after diffusion annealing for 2.5 h (4.0%) and 15 h (1.999%) at 1220℃ be rolled into125 mm×125 mm steel pieces and again diffusion annealing according to the heating curve

同時(shí)，人們也可得出：當(dāng)鋼錠加熱能力不足條件下，可通過軋制成的鋼坯加熱制度調(diào)整來強(qiáng)化擴(kuò)散效果(即對應(yīng)鋼錠擴(kuò)散時(shí)間可以縮短一些)。

瑞典SKF Hofors 工廠100 t鋼包，采用3.3 t雙維度鋼錠(與圖11相近)，出鋼溫度1535～1550 ℃，澆注溫度嚴(yán)格控制在1520～1530 ℃，90%的鋼錠熱送均熱爐進(jìn)行1250 ℃×3 h 高溫?cái)U(kuò)散退火處理,并認(rèn)為鋼中Cr的均勻分布對碳化物偏析有重要影響[43,23]。也有資料列舉5種GCr15鋼經(jīng)過1100 ℃×3 h的擴(kuò)散退火，可以消除碳化物液析[23]。這些數(shù)據(jù)的提出，僅提供制定工藝參數(shù)時(shí)參考。

(未完待續(xù))