第一、二、三代軸承鋼及其熱處理技術的研究進展(五)

朱祖昌，楊弋濤

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

3.2.3GCr15鋼超快速冷卻技術在我國的開發(fā)應用

上文已經多次指出，超快速冷卻技術UFC使軋制鋼板性能產生質的飛越，同時使材料成本和消耗大大降低，再與ACC配合可以實現多種冷卻相變路徑控制以獲得需要性能鋼鐵材料。我國已經在這方面給與了充分重視，并已經取得了卓越的成果。

軸承鋼采用新一代控軋控冷技術，NG-TMCP的實質將涉及奧氏體A在奧氏體再結晶溫度區(qū)的熱軋變形和熱變形后進行超快速度冷卻，要研究保持硬化態(tài)的熱變形奧氏體A在超快冷卻轉變中析出二次碳化物和轉變成珠光體的行為，這歸根結底就是要著重研究熱軋變形和超快冷對軸承鋼連續(xù)冷卻轉變CCT曲線的影響。

東北大學的軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室RAL課題組[45]首先利用Gleeble 1500熱模擬試驗機和實驗室自主研發(fā)的MMS-300型熱力模擬試驗機進行研究，測定了連續(xù)冷速為0.5～200 ℃/s和在980、800℃溫度下變形0%、20%、40%和50%條件的CCT曲線和顯微組織的變化。本文對主要相關的論述觀點比較系統和簡潔地進行歸納，使人一目瞭然。

實驗使用的GCr15鋼的成分為1.02C、0.32Si、0.34Mn、1.49Cr、0.07Ni、0.15Cu、0.02Mo、0.0017Ti、0.005Al、0.009P、0.003S(質量分數，%)。試驗機配備控制冷速和快速測定記錄溫度、長度和時間的功能。轉變后得到的網狀碳化物按試樣通過淬回火后的相關國家標準評定。通過熱膨脹方法對實驗結果分析得到該GCr15鋼在980 ℃時變形0%、20%、40%和50%時CCT曲線，對應的連續(xù)冷卻速度為0.5、1、2、3、4、5、6、7、8、10和20 ℃/s。我們選取980 ℃溫度時變形量為0%和50%的曲線示于圖21，圖中為了方便理解鋼在冷卻過程的相變過程，確定的相區(qū)以不同淡灰色和英文字母表示。隨變形量增加和冷卻速度改變，二次碳化物析出溫度、形態(tài)、級別，以及珠光體轉變溫度、形態(tài)相應發(fā)生的變化分析如下，最后還提及對馬氏體轉變影響。

(1)二次碳化物的析出：從圖21可以看出隨變形量增加時，析出碳化物的溫度提高；當隨著冷速增加時，二次碳化物析出溫度對應出現降低。我們可以列出數據于下表7中。表中非括號中數字為作者公布的數值[45]，括號中的數字為我們按該圖約算的數值。當冷速在0.5～2 ℃/s范圍內增加，析出溫度出現降低的值較小，在>2 ℃/s時，析出溫度出現降低的值增大，說明冷卻速度提高的影響在這時占主導地位。在0%變形量時抑制碳化物析出的臨界冷速為5 ℃/s，在40%和50%變形量下的臨界冷速為8 ℃/s，可以見得，GCr15鋼在980 ℃時變形40%和50%時對二次碳化物析出起到促進作用。由此得出：GCr15鋼在冷卻速度>8 ℃/s條件下不析出二次碳化物。在小于抑制碳化物析出的臨界冷速下，鋼的組織進入(過冷奧氏體Au+二次碳化物C)的區(qū)域。這兒，Au為undercooled austenite。

(a)0%；(b)50%圖21 實驗用GCr15鋼在980 ℃時不同變形量時的CCT曲線Fig.21 The CCT curves at different deformation at temperature of 980 ℃ for tested GCr15 steel

表7 在980 ℃不同變形量和冷卻速度下二次碳化物的析出溫度

Table 7 The precipitation temperatures of second carbide at different deformation at 980 ℃ and cooling speeds

冷卻速度/℃·s-1析出溫度/℃變形量0%變形量20%變形量40%變形量50%0.5869℃8959079095718(725)(750)(775)8--697697析出臨界冷速5(6)88

* 括號中的數字為我們按該圖約算的數值。

鋼中析出的網狀碳化物的形態(tài)由完整連續(xù)網狀逐漸變化為斷裂的點條狀形貌。二次網狀碳化物厚度隨著冷卻速度的變化示于圖22，同時可測定A晶粒逐漸細化。冷卻速度為2和8 ℃/s時的厚度分別是0.42和0.19 μm，對應的形貌為完整的連續(xù)網狀二次碳化物和斷裂的點條狀碳化物。另外，二次網狀碳化物和基體中含Cr量都隨著冷卻速度改變，按能譜分析變化近似示于圖23，相應與Cr的擴散(在不同溫度和不同時間下)相關。冷速以1 ℃/s冷至室溫時，二次網狀碳化物中和基體中的含Cr量分別為4.09%和1.55%，相差2.64倍；冷速以5 ℃/s和8 ℃/s冷至室溫時，二次網狀碳化物和基體中的含Cr量分別為1.90%、1.62%和1.70%、1.70%。

圖22 二次網狀碳化物厚度和冷卻速度的關系Fig.22 The relationship between deep of second net carbide and cooling speeds

圖23 二次網狀碳化物和基體中含Cr量與冷卻速度的關系Fig.23 The relationship of second net carbide and Cr contents in matrix with cooling speeds

析出碳化物的級別在一定變形量下隨著冷卻速度增加呈現降低的變化：如當980 ℃變形40%時，在冷卻速度0.5 ℃/s條件下，試樣中最嚴重區(qū)域的網狀碳化物級別為5級(該文作者未說明評定標準號)，在5 ℃/s和8 ℃/s時為3級和2級(GB/T 18254—2002)。這8 ℃/s時的網狀碳化物不再完整連續(xù)，呈出現斷裂的點條形狀分布在基體中，對應冷卻到室溫的淬火回火后經深腐蝕的組織如圖24，碳化物厚度為0.19 μm。

(a)OM；(b)SEM圖24 冷卻速度8 ℃/s時冷卻到室溫的淬火回火后的組織Fig.24 The microstructure cooling to room temperature after quenching-tempering at cooling speed of 8 ℃/s

(2)對珠光體轉變PT影響：從圖21 同樣可以看出隨變形量增加時，奧氏體A轉變?yōu)橹楣怏wP的溫度升高，當隨著冷速增加時，發(fā)生珠光體轉變PT的溫度對應出現降低。在冷速小的范圍這種A→P的轉變溫度降低較小，大于一定的冷速時，A→P的轉變溫度降低較大。

在不變形條件下完全發(fā)生珠光體轉變的臨界冷卻速度為3 ℃/s，隨著變形量增加到50%時的臨界冷卻速度為5 ℃/s。即當冷卻速度>5 ℃/s時，珠光體轉變不能完成，鋼的組織開始進入(Au+C+P)區(qū)域，殘留的過冷奧氏體Au在Ms點時發(fā)生馬氏體轉變MT，得到(C+P+M+殘余奧氏體Ar)組織。當冷卻速度>10 ℃/s時，鋼的組織進入過冷奧氏體Au區(qū)域，在溫度冷卻達到Ms時發(fā)生馬氏體轉變，得到(殘余奧氏體Ar+M)組織。為此，珠光體轉變的上、下臨界冷速為10 ℃/s、5 ℃/s(3 ℃/s)。關于珠光體轉變的上、下臨界冷速的描述可以參見資料[83]。

將不同冷卻速度和變形量下發(fā)生珠光體轉變的開始時間和結束時間表示在圖上就得到圖25。圖中虛線為二次碳化物析出線，比較粗的實線為不同變形量下PT的開始線和結束線，自上至下分別表示變形量為50%、40%、20%和0%，開始線和結束線之間的細實線為PT中止線。為了更好理解鋼在冷卻過程的相變過程，我們將圖中確定的相區(qū)以淡灰色和英文字母表示得更加明確。相區(qū)之間的白色部位，讀者可以按本文中說明加以分辨。

圖25 在980 ℃下不同變形量和冷卻速度對珠光體轉變的影響Fig.25 The effect of different deformation and cooling speeds on pearlitic transition at 980 ℃

圖25表示變形量范圍對應為(0%～20%)和(40%～50%)和冷卻速度對應為(0.5～3 ℃/s)和(0.5～5 ℃/s)相應的條件下完成轉變后的組織組成全部為(碳化物C+珠光體P組織)；變形量范圍對應為(0%～20%)和(40%～50%)和冷卻速度對應為(> 3 ℃/s)和(> 5 ℃/s)相應的條件下完成轉變后的組織組成全部為(Au+C+P)，這部分過冷奧氏體Au在相應Ms點轉變?yōu)轳R氏體，得到(M+C+P)組織，在未冷卻到Mf點時，還存在殘余奧氏體Ar，即得到(M+C+P+Ar)組織。圖上表示的信息內容與上述的一致。其中珠光體形態(tài)在冷卻速度 ≤6 ℃/s時為片層狀，> 6 ℃/s時為粗大不規(guī)則的類似片層狀組織，滲碳體呈斷續(xù)的短片狀結構，有稱退化珠光體(或稱變態(tài)珠光體)的，鐵素體和碳化物的位向處于紊亂狀態(tài)，其顯微硬度仍然增大。

圖25十分明確指出，在一定的變形量下，隨著冷卻曲線的冷速增大，珠光體轉變的開始和結束轉變溫度降低；在一定的冷速條件下，隨變形量增加，珠光體轉變的開始和結束轉變溫度出現升高趨勢，如表8表示。得到珠光體組織的片間距d和HV硬度和冷速關系示于圖26。

表8 在980 ℃不同變形量和冷卻速度對珠光體開始、結束轉變溫度和轉變時間的影響

*括號中的數字為我們按該圖約算的數值。

圖26 珠光體組織的片間距d和HV硬度對轉變冷卻速度的關系Fig.26 The relationships between lamellar distance d andhardness HV to cooling speeds of transformaion

(3)對馬氏體轉變的影響：從圖21 可以看出，在冷卻速度相對比較緩慢條件下，馬氏體轉變曲線在其右側出現抬高。這是因為在高溫區(qū)域隨著二次碳化物的析出，基體中C和Cr的含量降低，其馬氏體點對應升高。

東北大學的軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室對軸承鋼棒材生產的超快速度冷卻技術研究進行得很深入[76-82]，這一技術已經在我國投入了工業(yè)化應用。在軋鋼工廠原有連軋生產線上的連軋機組后增設超快速冷卻系統，通過調節(jié)水壓、噴嘴孔大小以及冷卻水管數量與軋制速度等，針對不同規(guī)格的軋制棒材在高溫終軋后實施超快速冷卻，瞬時冷卻速度可以增加到400 ℃/s以上，達到在軋制棒材整個截面上抑制網狀合金滲碳體析出和獲得細層片狀珠光體組織，從而得到優(yōu)良的球化退火預組織。

國內某特殊鋼棒材生產廠的連軋機組中的粗軋、中軋和預精軋各為6架機組以及精軋4架機組，共有22架軋機，生產φ20～φ80 mm棒材。相應的軋制速度在1.1～12 m/s范圍，棒材經高溫軋制成對應規(guī)格并進行分段剪切后在緩冷的冷床上實現冷卻。在這條生產線上安裝超快速冷卻裝置的1#、2#和3#水箱，針對不同規(guī)格的軋制棒材生產以實現抑制軸承鋼在冷卻過程中出現網狀滲碳體和獲得細層片狀珠光體組織的超快速度冷卻技術的目的。

3套水箱各有三條不同的內徑管道供不同規(guī)格軋材選用。其中1#超快速冷卻水箱長8 m，有9個噴嘴：6個正噴，2個反噴和1個氣吹；2#和3#水箱各長5 m，有7個噴嘴：4個正噴，2個反噴和1個氣吹。他們的冷卻水壓最高可達1.5～1.8 MPa，水為循環(huán)水。這種噴水方式可達到在采用噴水方法的超快速冷卻過程中使棒材表面上不出現蒸汽膜階段，從而使冷卻過程中的換熱系數激劇增加，使該系統的超快瞬時冷卻速度最高達≥400 ℃/s。高換熱系數下和超快速冷速條件下，棒材表面的溫度迅速降低，棒材心部的溫度隨著熱傳導的進行也不斷降低。

圖27 超快速冷卻系統的布置示意圖Fig.27 The schematic of ray-out of ultra-fast-cooling system

圖28 生產過程的工藝曲線示意圖Fig.28 The schematic of technological curve of produce process

超快速冷卻系統的布置示意圖見圖27。冷卻系統中設置溫度測定點，應用紅外測溫儀測定軋制過程中棒材表面溫度，同時可以計算不同冷卻階段的冷卻速度。生產棒材在超快速裝置上經超快速冷卻后，棒材表面很快冷卻至一定的溫度值后(表9中表示)，在冷卻水箱之間或在裝置以后進入冷床的過程中會出現返紅(由于棒材內部熱量傳遞出來)到一定溫度(見表9)，從而減緩冷速并在冷床的冷卻過程中完成珠光體相變等。整個過程的工藝曲線示于圖28中。圖28中表示：規(guī)格為200 mm×200 mm軸承鋼方坯于650 ℃進入加熱爐，加熱溫度為1200 ℃，總加熱時間為6 h，出爐溫度在1110～1150 ℃范圍，進入連軋機組進行粗、中、預精和精軋工序，終軋溫度為980～1000 ℃。對每種超快速冷卻試驗材料的具體工藝數據列于表9中，表中分別列出軋制速度、終軋溫度、超快速UFC裝置中工藝參量(開啟水箱號、水壓、冷卻時間)，冷卻最后的溫度、冷卻時間和棒材最高的返紅溫度等。

表9 超快速冷卻試驗試樣的具體工藝參數

*開啟水箱Ⅰ+Ⅱ+Ⅲ和Ⅰ + Ⅲ分別表示水箱Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ全部開啟 和水箱Ⅰ、Ⅲ開啟。

對于φ30 mm棒材，工藝編號按30-1執(zhí)行。在軋制速度4.5 m/s時，為達到在棒材整個截面上抑制析出網狀碳化物的足夠的超快速冷卻速度，1#、2#和3#水箱全部開啟，水壓為1.3 MPa，超快速冷卻時間為4 s(按三段水箱總長18 m計算)。超快速冷后棒材表面溫度為459 ℃，棒材內部傳遞出來的熱能使棒材表面返紅，溫度為710 ℃并呈均勻分布。同時使棒材心部的冷速提高至大于二次網狀碳化物臨界析出速度，從而也抑制其心部出現網狀碳化物組織。在出3#水箱后的22 m冷卻通道和冷床中緩冷完成珠光體轉變，去應力及去氫退火等。檢驗結果表明：網狀碳化物級別為1級，過冷奧氏體完全轉變?yōu)橹楣怏w。

對于φ40 mm棒材，工藝編號按40-1執(zhí)行。在3.3 m/s軋制速度時，1#、2#、3#水箱全部開啟，水壓為1.3 MPa，以實現棒材表面抑制網狀碳化物的析出，超快冷卻時間為5.6 s。超快冷后棒材表面溫度為448 ℃，棒材內部傳遞出來的熱能使棒材表面返紅，溫度為695 ℃并呈均勻分布。同時使棒材心部的冷速提高至大于二次網狀碳化物臨界析出速度，從而抑制其心部出現網狀碳化物組織。在出3#水箱后的22 m冷卻通道和冷床中緩冷完成珠光體轉變，去應力及去氫退火等。檢驗結果表明：網狀碳化物級別為1級，過冷奧氏體完全轉變?yōu)橹楣怏w。

對于φ60 mm棒材，工藝編號按60-1執(zhí)行。在1.5 m/s軋制速度時，開1#和3#水箱，水壓1.3 MPa，在水箱中的總超快冷時間為8.6 s。在1#水箱超快速冷卻使棒材表面溫度達348 ℃(>Ms),并使棒材心部熱量向外繼續(xù)傳遞出來，使表面溫度返紅(返紅時間為11 s)至695 ℃，這一階段冷卻達到抑制棒材表面析出碳化物網；隨即通過3#水箱的超快速冷卻。棒材表面溫度又降低至400 ℃以下，這第二階段冷卻使棒材心部熱量繼續(xù)傳遞出來，使心部的冷卻速度提高，抑制心部網狀碳化物的析出。冷卻以后，心部和表面冷速比較接近一致，以較慢冷卻速度完成珠光體轉變，在出3#水箱后的22 m通道上和冷床中緩冷并能去除應力和去除氫脆等。按這一工藝生產的棒材表面、1/4處和心部的OM、SEM顯微組織可見圖29和圖30。可見得到的結果是在棒材整個面上抑制了析出網狀碳化物和實現了全部緩冷完成珠光體轉變。

表9中表示按工藝60-01、60-02和60-03的φ60 mm棒材的生產與試驗工藝60-1的情況基本相同。

(a)表面；(b)1/4處；(c)心部圖29 按工藝編號60-1執(zhí)行的φ60 mm棒材的顯微組織，OM(a) surface；(b) 1/4 position；(c) coreFig.29 OM microstructure of φ60 mm bar according to No 60-1 technology

(a)表面；(b)1/4處；(c)心部圖30 按工藝編號60-1執(zhí)行的φ60 mm棒材的顯微組織，SEM(a) surface；(b) 1/4 position；(c) coreFig.30 SEM microstructure of φ60 mm bar according to No 60-1 technology

高溫軋制后超快速冷卻過程中的棒材表面和心部的冷卻溫度曲線應用了建立有限元模型，采用PLANE35熱單元求解，利用Ansys前處理器進行模型單元網格劃分等進行處理[45]，求得的φ30、φ40 和φ60 mm鋼材的冷卻溫度-時間變化曲線分別示于圖31、32、33的(a)中。我們針對這些圖應用計算機處理求得對應之溫度-冷卻速度曲線示于圖31、32、33的(b)、(c)、(d)中。其中(b)為針對(a)作的溫度-冷卻速度曲線；(c)為棒材表面、四分之一部位和心部在溫度達到平衡的繼續(xù)冷卻曲線放大(這一階段主要在冷床上進行)，因為冷速比較接近，僅以一條粗虛線表示，細點線表示發(fā)生珠光體轉變的下臨界速度數值；(d)為二次碳化物析出的溫度區(qū)域中棒材在四分之一部位和心部的溫度-冷卻速度曲線放大，圖中細虛線為二次碳化物析出的臨界速度數值。由這些圖可以十分明白采用的超快速UFC冷卻工藝能在棒材整個截面上抑制析出網狀碳化物組織和使過冷奧氏體全部完成珠光體轉變的本質原因。我們在相對應的圖上表示了二次碳化物的臨界冷卻速度和珠光體轉變的下臨界速度，說明是十分恰當的。

圖31 φ 30 mm棒材的超快速冷卻冷卻溫度-時間變化曲線(a)和對應的計算機處理曲線(b，c，d)Fig.31 The cooling temperature-time curve during ultra-fast-cooling process for φ 30 mm bar (a), and responding computer-treatment curves (b,c,d)

工作進行到這里，可以進一步分析。對φ30和φ40 mm棒材采用相同UFC冷卻工藝參數(軋制速度的不同使冷卻時間發(fā)生變化)進行超快速冷卻時，前者的冷卻速度會更快，棒材表面的溫度返紅速度也加快(比較圖31和圖32中的(b))。進行比較以后可以發(fā)現，工藝編號按40-1執(zhí)行的φ40 mm棒材的生產效果更好和更安全。工藝編號按30-1執(zhí)行的φ30 mm棒材的生產還有可以調整的余地，適當改動UFC冷卻工藝參數，可以像φ40 mm棒材一樣達到更好和更安全的生產效果。我們認為，GCr15棒材采用UFC冷卻技術應該盡量達到更好和更安全的生產效果也是相當重要的。工藝編號按60-1執(zhí)行的φ60 mm棒材的生產過程中，在二次碳化物析出溫度區(qū)域中出現的2次冷卻速度低于8 ℃/s的現象(圖33中的(d))，這估計對碳化物形貌影響不會大，但是，是否可以進一步改進還可以研究。為此，我們在這里提出的方法可以對UFC工藝參數調整起到相當方便的一定借鑒作用。

圖32 φ 40 mm棒材的超快速冷卻冷卻溫度-時間變化曲線(a)和對應的計算機處理曲線(b，c，d)Fig.32 The cooling temperature-time curve during ultra-fast-cooling process for φ 40 mm bar (a), and responding computer-treatment curves (b,c,d)

圖33 φ 60 mm棒材的超快速冷卻冷卻溫度-時間變化曲線(a)和對應的計算機處理曲線(b，c，d)Fig.33 The cooling temperature-time curve during ultra-fast-cooling process for φ 60 mm bar (a), and responding computer-treatment curves (b,c,d)

φ30、φ40、φ60mm軸承鋼棒分別經過工藝30-1、工藝40-1、工藝60-1的超快速冷卻后，棒材整個截面上的網狀碳化物級別均不大于2級(GB/T 18254—2016，原來文獻中為18254—2002，現在已經廢除，因為碳化物級別圖沒有改動，在本文中則表示為2016年標準)。棒材整個截面上顯微組織均為細小珠光體，珠光體片間距為0.19、0.19和0.21 μm。硬度為393.22、378.22和373.4 HV。

東北大學的軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室RAL[45]已經指出，將軸承鋼超快速冷卻技術分別成功應用于寶山鋼鐵股份有限公司特殊鋼分公司、江陰興澄特殊鋼有限公司及石家莊鋼鐵有限責任公司等企業(yè)，在不改變原有熱連軋生產工藝的基礎上，在連軋機組后安裝三組超快速冷卻系統，通過調節(jié)水壓、噴嘴孔大小以及冷卻水管數量，針對不同規(guī)格棒材進行高溫終軋后超快速冷卻，瞬時冷卻速度可以達到400 ℃/s以上。經過超快速冷卻后，不同規(guī)格棒材斷面不同位置的冷卻速度均可以達到抑制網狀碳化物析出、過冷奧氏體完全發(fā)生珠光體轉變的要求，網狀碳化物級別均達到不大于2級，符合軸承行業(yè)標準。