軸承在機(jī)械產(chǎn)品和工程結(jié)構(gòu)中應(yīng)用十分廣泛，軸承鋼熱軋后必須經(jīng)過球化退火，使碳化物完全球化，碳化物呈現(xiàn)較小的球粒狀均勻地分布在鐵素體基體上，這樣的組織可加工性能好，過熱敏感性低，淬火回火后的殘留碳化物細(xì)小且分布均勻，因此軸承鋼的耐磨性、彎曲疲勞強(qiáng)度、沖擊韌度均較高^[1-2]。

軋制工藝對(duì)GCr15軸承鋼組織有顯著影響^[3]，再大斷面軸承鋼棒材的生產(chǎn)過程中，存在著低溫終軋很難實(shí)現(xiàn)和控制冷卻困難的問題。軸承鋼的軋后超快速冷卻能夠使碳化物微細(xì)、彌散析出^[4]。GCr15滾動(dòng)軸承鋼原始組織中碳化物均勻的彌散分布可提高其使用壽命^[5]。

作者在東北大學(xué)實(shí)驗(yàn)室用軋制板材代替棒材，對(duì)軸承鋼采用高溫變形后快讀冷卻+緩慢冷卻工藝，用以控制網(wǎng)狀碳化物析出得到細(xì)小片層珠光體組織，并將軋后板材進(jìn)行球化退火，研究了超快速冷卻工藝對(duì)軸承鋼碳化物的影響。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)所用材料為國內(nèi)某特殊鋼廠生產(chǎn)的GCr15軸承鋼坯料，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）為：1.02C，0.32Si，0.34Mn，0.009P，0.003S，1.49Cr，0.07Ni，0.15Cu，0.02Mo，0.0017Ti，0.005Al。

將坯料在箱式加熱爐中加熱到1050~1100℃并保溫1h，出爐后在1000℃進(jìn)行3道次軋制，終軋溫度在980℃左右，終軋后試樣規(guī)格為15mm×40mm×500mm的鋼板，總變形量為53.1%。軋后進(jìn)行超快度冷卻，冷卻速度控制在100~200℃/s。冷卻后將板材放入鋪有石棉氈的鐵箱內(nèi)緩冷到室溫。表1為實(shí)驗(yàn)用GCr15軸承鋼熱軋后不同冷卻過程中的實(shí)測工藝參數(shù)。

表 1 熱軋?jiān)囼?yàn)工藝參數(shù) / Tab.1 The process parameters of hot rolling test

工藝編號(hào)	開軋溫度 / ℃	終軋溫度 / ℃	冷卻速度 / (℃/s)	終冷溫度 / ℃
1#	998	975	135	800
2#	995	978	124	760
3#	996	980	130	715
4#	995	973	110	615

將冷卻到室溫的板材加熱到810℃并保溫6h，隨爐緩冷到650℃（冷卻速度約為0.05℃/s）后出爐空冷。對(duì)球化退火后的纖維組織進(jìn)行觀察，分析超快速冷卻工藝對(duì)軸承鋼球化退火后組織性能的影響。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織和硬度

軸承鋼經(jīng)過超快速冷卻到室溫，球化退火后得到的顯微組織如圖1所示。可以看到，球化退火后，碳化物都發(fā)生了不同程度的球化。經(jīng)工藝1#、2#冷卻到室溫后球化退火的試樣，其組織中能看到少量細(xì)片狀珠光體存在，球化組織不均勻，見圖1(a)、(b)。隨超快冷終冷溫度降低到715℃后，球化退火組織中明顯的細(xì)片狀珠光體消失，碳化物呈較小的球狀和點(diǎn)狀均勻分布在鐵素體上，得到均勻的球化珠光體組織，見圖1(c)、(d)。

球化退火后1” ~ 4”試樣硬度的平均值分別為169、187、205和217HB?？梢钥吹?，GCr15軸承鋼在超快速冷卻過程中，隨著終冷溫度的降低，硬度呈增大趨勢。在工藝4^#條件下得到硬度值最高。

2.2 超快速冷卻與細(xì)珠光體

軸承鋼經(jīng)高溫?zé)彳埡蟪炖鋮s，使鋼材表面的溫度迅速過冷到馬氏體點(diǎn)(M_s)以上并立即中止強(qiáng)冷過程，隨后過冷的板材表面溫度在心部熱量向外傳導(dǎo)過程中回升至珠光體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)域，并與心部過冷奧氏體一起進(jìn)行緩慢冷卻。即鋼材表面超快速冷卻和溫度回升過程均在過冷奧氏體轉(zhuǎn)變曲線的孕育期區(qū)域內(nèi)完成，整個(gè)過程不產(chǎn)生相變。而板材內(nèi)部依靠于表面較大的溫度差，冷卻速度也相對(duì)提高，可以達(dá)到抑制網(wǎng)狀碳化物析出的冷卻速度要求。

GCr15軸承鋼在超快速冷卻冷卻條件下，網(wǎng)狀碳化物析出得到抑制，其獲得細(xì)小珠光體組織的原理示意圖見圖2.圖中GSE線以上為奧氏體區(qū)，ES線以右為先共析二次碳化物區(qū)?？梢钥吹剑剂?.02%的GCr15軸承鋼自奧氏體慢慢冷卻過程中，將沿ES線析出先共析二次碳化物。隨著二次碳化物的析出，奧氏體的碳濃度逐漸向共析成分（S點(diǎn)）接近，最后具有共析成分的奧氏體在A₁點(diǎn)以下轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w。若將A₃和A_Cm分別延伸到A1溫度以下，SE’線表示滲碳體在過冷奧氏體中的飽和溶解度極限，SG’則為鐵素體在過冷奧氏體中的飽和溶解度極限。如圖2中所示，含1.02%的GCr15軸承鋼自奧氏體區(qū)超快速冷卻快速通過二次碳化物析出區(qū)后進(jìn)行緩慢冷卻，隨著終冷溫度的降低，過冷奧氏體在先共析二次碳化物析出區(qū)停留時(shí)間減少，雖然不能完全抑制先共析二次碳化物的析出，但二次碳化物析出量減少，同時(shí)也縮短了其在晶界處聚集長大的時(shí)間，因此網(wǎng)狀二次碳化物級(jí)別減弱。同時(shí)由于過冷度增大，珠光體轉(zhuǎn)變溫度降低，在珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)域內(nèi)以一定速度緩慢冷卻過程中得到細(xì)小的珠光體組織。隨終冷溫度繼續(xù)降低，轉(zhuǎn)變溫度降低，陰影區(qū)濃度差值變大，則珠光體轉(zhuǎn)變前先共析二次碳化物的析出和聚集長大甚微，消除了先共析二次碳化物的網(wǎng)狀析出，非共析成分奧氏體唄過冷到陰影區(qū)后的緩慢冷卻過程中，將同時(shí)析出鐵素體和滲碳體。這種轉(zhuǎn)變過程和轉(zhuǎn)變產(chǎn)物類似于共析轉(zhuǎn)變，但轉(zhuǎn)變產(chǎn)物中鐵素體和滲碳體的比值（或轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的平均成分）不是定值，而是隨著奧氏體碳含量變化而變化，故稱為偽共析轉(zhuǎn)變，得到了抑制網(wǎng)狀碳化物析出的細(xì)小偽共析組織。

因此，工藝1^#、2^#冷卻到室溫后的組織中有少量細(xì)片狀珠光體存在。隨著超快速終冷溫度降低，工藝3^#、4^#冷卻到室溫后的組織中細(xì)片狀珠光體消失，珠光體組織球化效果較好。通過冷卻強(qiáng)度較大的超快速冷卻工藝，提高了鋼材內(nèi)外部冷卻速度，達(dá)到了抑制網(wǎng)狀碳化物析出的目的。

2.3 片狀珠光體的球化

在超快速冷卻過程中，終冷溫度過高，則球化退火后的組織不均勻，晶界處有網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)存在，隨終冷溫度的降低，球化退貨后得到均勻的組織。

球化珠光體組織是通過片狀珠光體中滲碳體的球狀化而獲得的。在球化退火過程中，將其加熱到A₁稍下的較高溫度長時(shí)間保溫，片狀珠光體能夠自發(fā)地變成粒裝珠光體。這是由于片狀珠光體具有較高的表面能，轉(zhuǎn)變?yōu)榱Ｑb珠光體后系統(tǒng)的能量（表面能）降低，是個(gè)自發(fā)的過程。圖3為片狀珠光體球化機(jī)理示意圖^[6]。

片狀珠光體是由共析滲碳體片和鐵素體片構(gòu)成的。滲碳體片中有位錯(cuò)存在，并可形成亞晶界或高位錯(cuò)密度區(qū)，鐵素體與滲碳體亞晶界接觸處形成了具有凹陷的溝槽，見圖3(a)。在凹坑兩側(cè)的滲碳體與平面部分滲碳體相比，具有較小的曲率半徑。與溝槽壁接觸的奧氏體具有較高的溶解度，將引起談在奧氏體中擴(kuò)散并以滲碳體的形式在附近平面滲碳體上析出。為了保持平衡，凹溝兩側(cè)的滲碳體尖角將逐漸被溶解，從而使得曲率半徑增大。這樣破壞了此處的相界表面張力(γ_am-a與γ_am-cem)平衡。為了保持這一平衡，凹溝槽將因滲碳體繼續(xù)溶解而加深，見圖3(b)。原始組織中的細(xì)節(jié)珠光體由于珠光體片層間距較小，在加熱過程中比粗片狀珠光體易于溶解、溶斷和形成均勻彌散分布的細(xì)小點(diǎn)狀碳化物顆粒。這些粒狀碳化物細(xì)小且有很大分散度，它使奧氏體分解時(shí)的碳原子為短程擴(kuò)散，造成了原子遷移的最有利條件，于是可以加速珠光體球化過程。因此在實(shí)驗(yàn)中，隨著超快速冷卻終冷溫度由800℃降低到715℃時(shí)，原始組織中珠光體片層間距減小，晶界處網(wǎng)狀二次碳化物析出減弱并最終消失，因此得到了均勻的球化珠光體組織。而且，隨著熱軋后終冷溫度的降低，過冷度增加，珠光體中位錯(cuò)密度和亞晶界數(shù)量增大，也促進(jìn)了珠光體球化進(jìn)程。

3 結(jié)論

(1) 軸承鋼經(jīng)熱軋后超快冷卻，在經(jīng)過球化退火后，碳化物都發(fā)生了不同程度的球化；

(2) 在超快速冷卻條件下，隨終冷溫度的降低，軸承鋼球化退火后的組織均勻，硬度增大；

(3) 超快冷卻使軸承鋼網(wǎng)狀碳化物的析出受到抑制。隨著熱軋后終冷溫度的降低，過冷度增加，珠光體中位錯(cuò)密度和亞晶界數(shù)量增大，有助于珠光體獲得更好的球化效果。