高碳鉻軸承鋼的在線球化退火工藝

劉曉明, 張 博, 吳冰冰, 孫剛飛, 邢云翔, 許榮昌, 李 輝

(1. 山東理工大學 材料科學與工程學院, 山東 淄博 255000;2. 山東柱威軸承科技有限公司, 山東 聊城 252000;3. 山東智連共同體軸承科技有限公司, 山東 聊城 252000;4. 山東鋼鐵股份有限公司 山鋼研究院, 山東 濟南 271100)

高碳鉻軸承鋼的熱軋態組織是由片狀珠光體和網狀碳化物組成的,該微觀組織結構決定了其高硬度、低韌性的特點,因此切削加工性能較差,而碳化物球化可以有效改善切削加工性能。球化退火是使組織中碳化物實現球化,呈現細小球狀顆粒均勻分布在鐵素體基體上,由此獲得的組織加工性能好、過熱敏感性低,配合后續淬火+回火熱處理工藝,可以得到耐磨性好、彎曲疲勞度高、沖擊性能好的軸承鋼[1-5]。影響軸承鋼最終性能的因素有很多,包括碳化物的形狀、大小、數量和分布等,很難通過簡單的熱處理工藝改變碳化物組織形態,原因是淬火后組織為馬氏體+殘留奧氏體+未溶碳化物,而碳化物的組織形態基本上是由球化退火決定的,所以想控制碳化物組織形貌,應對其進行嚴格的球化退火處理[6-8]。目前的球化退火工藝多為離線生產,需要球化的材料必須重新加熱才能完成球化過程,這樣無疑會產生能量的多余耗費[9-11]。本文為探索高碳鉻軸承鋼在線球化工藝進行了初步研究,結合離異共析原理及控軋控冷,在Ar1±50 ℃溫度范圍內的某一溫度下,通過變形使析出碳化物破碎生成彌散分布的碳化物顆粒,作為離異共析轉變過程中非均勻形核的中心,同時降低變形后的冷速,利用熱軋后的余熱使軸承鋼發生碳化物球化[12-14]。

1 試驗材料與方法

本研究使用的材料為GCr15軸承鋼連鑄坯,材料的主要成分(質量分數,%)為1.02C、1.49Cr、0.23Si、0.37Mn。結合離異共析原理與控軋控冷技術制定在線球化退火工藝路線,如圖1所示。在Gleeble-3500型熱/力模擬試驗機上進行試驗,首先以10 ℃/s升溫速率加熱至1200 ℃保溫5 min,然后以10 ℃/s冷速冷卻至1050 ℃,并以10 s-1變形速率變形40%,再以10 ℃/s冷速冷卻至950 ℃,并以10 s-1的變形速率變形30%,然后再以1 ℃/s冷速冷卻至溫度T=650、680、720 ℃,并以10 s-1的變形速率變形20%,之后分別以v=0.2、0.05 ℃/s的冷速冷卻至500 ℃,最后以>2 ℃/s的冷速冷卻至室溫。

圖1 在線球化退火工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of spheroidizing annealing process

試樣經過切塊、鑲嵌、磨制、拋光、4%(體積分數)硝酸酒精溶液腐蝕后,采用FEI Quanta 250型場發射掃描電鏡對在線球化退火后的微觀組織進行觀察,利用Nano Measurer 1.2圖像軟件,對在線球化退火中碳化物的尺寸進行統計。采用HVS-50顯微維氏硬度計測量試驗鋼基體的硬度,測試載荷砝碼為500 g,保荷時間15 s,每個試樣隨機選取3個不同區域,每個區域內測3個不同點的硬度,取平均值作為所得結果。

2 試驗結果與分析

2.1 在線球化退火

圖2為GCr15鋼在不同在線球化退火工藝下的SEM組織。由圖2(a, d)可見,當變形溫度T=650 ℃時,冷速較高(v=0.2 ℃/s)時球化效果較差,基本接近于平衡態組織,主要以珠光體與鐵素體為主,且部分珠光體片層斷裂,呈短棒狀形貌,當冷速v降為0.05 ℃/s時,組織中出現了球化物組織,但球化效果仍然較差,只有部分珠光體發生了球化,且組織不均勻。由圖2(b, e)可見,當T=680 ℃時,冷速較高(v=0.2 ℃/s)時發生了明顯的球化現象,組織中部分高位錯密度碳化物遭到破壞,變成了一些細小均勻的碳化物顆粒,通過離異共析轉變形成了球狀結構[15-16]。隨著冷速v的降低,只有部分球化物發生長大,球化效果并未發生明顯提升。由圖2(c, f)可見,當T=650 ℃時,冷速較高(v=0.2 ℃/s)時球化效果較差,甚至不及T=680 ℃、v=0.05 ℃/s時的球化效果,但球化比例顯著提升,約占整個視野的80%,當冷速v降為0.05 ℃/s時,球化效果最好,球狀碳化物尺寸較大,通過觀察整個視場發現,90%以上區域均發生球化,僅少量碳化物仍為短棒狀和大塊狀,片狀珠光體組織很少,這是由于變形溫度的升高和冷速的降低,使碳化物有足夠的球化時間。

本試驗用GCr15鋼的Ar1在700 ℃左右,變形溫度T在Ar1±50 ℃范圍內選取,若高于此溫度范圍,則之后形成的珠光體會比較粗大,若低于此溫度范圍,則余熱可能不足以使珠光體發生球化。故制定工藝時選擇650、680、720 ℃ 3個溫度。變形溫度T=650 ℃在選取溫度范圍的下限,球化效果極差,鑒于實際鋼種的相圖誤差,有可能是該變形溫度不能給予試樣足夠的余熱令其發生珠光體球化。當變形溫度T=680 ℃時,珠光體組織較為接近球化條件,生成了明顯的球化碳化物,但仍存在較多的短棒狀大顆粒,這是在變形時析出的碳化物組織破碎效果并不理想導致的,因此組織內部位錯密度較小,很難斷裂形成均勻細小的顆粒狀碳化物。當變形溫度T=720 ℃時,球化程度大大提高,球化比例達到80%以上,基本接近實際應用球化要求。說明在720 ℃終軋后,試驗鋼析出大量彌散碳化物,為離異共析轉變形核提供了條件,從而出現了大量球化組織。

與0.2 ℃/s的冷速相比,0.05 ℃/s冷速使變形后的珠光體有了更加充分的球化時間,球化效果進一步提高,且T=680 ℃、v=0.05 ℃/s的球化效果要優于T=720 ℃、v=0.2 ℃/s的,說明冷卻速率在提升球化效果上起了重要作用。綜合分析以上6種工藝,若繼續適當提高變形溫度,降低冷卻速率,球化效果肯定會進一步提升。但是變形溫度不能高于Ar1點50 ℃以上,否則之后形成的珠光體會比較粗大。

為進一步分析不同在線球化退火工藝對GCr15鋼組織性能的影響,對不同在線球化退火工藝的試樣進行維氏硬度測定,結果如圖3所示。由圖3可以看出,各工藝下的硬度值基本符合微觀組織形貌觀察結果。T=650 ℃的球化效果最差,v=0.2 ℃/s時硬度最高,平均硬度為407 HV0.5,v=0.05 ℃/s時有所降低。T=680 ℃的球化效果略有提升,故硬度較T=650 ℃時也有所下降。T=680 ℃、v=0.05 ℃/s的平均硬度低于T=720 ℃、v=0.2 ℃/s的平均硬度,進一步證明較低的冷速在優化球化效果中起到了較大的作用。當T=720 ℃、v=0.05 ℃/s時的平均硬度最低,為261.3 HV0.5,這與前述的球化效果最好相對應,已達到GB/T 38770—2020《低、中碳鋼球化組織檢驗及評級》要求,且球化等級為4級。

圖3 不同在線球化退火工藝下GCr15鋼的硬度Fig.3 Hardness of the GCr15 steel under different on-line spheroidizing annealing processes

2.2 在線球化與傳統球化退火的比較

圖4(a)為GCr15鋼在傳統球化退火工藝下的顯微組織(升溫至780 ℃并保溫4 h,然后在720 ℃等溫5 h,待爐冷至500 ℃后進行自然冷卻),可見其組織由鐵素體和分布在其中的球狀碳化物組成。圖4(b)所示為傳統工藝球化退火和在線球化退火的碳化物粒徑分布,可見其服從正態分布,其中傳統球化退火組織中有大塊未溶碳化物,少量的短棒狀碳化物和較多的小顆粒碳化物,球狀碳化物尺寸大多分布在0.4～1.0 μm范圍內,也有部分尺寸達到了2.0 μm。在線球化退火組織中碳化物數量很多,尺寸均勻,且絕大多數碳化物形狀近乎球狀(如圖2(f)所示),粒徑曲線在0.4 μm附近出現較高峰值,即基體上以0.4 μm左右的小顆粒碳化物為主。

圖4 傳統球化退火工藝下GCr15鋼的SEM圖像(a)及其碳化物尺寸分布與在線球化退火態的比較(b)Fig.4 SEM image(a) of the GCr15 steel treated by traditional spheroidizing annealing and its carbide size distribution compared with that of on-line spheroidizing annealed(b)

3 結論

1) 通過在線球化退火試驗得出GCr15高碳鉻軸承鋼的終變形溫度T為650 ℃,冷卻速率v為0.2 ℃/s時,球化效果最差,而T為720 ℃,v為0.05 ℃/s時,球化效果最好。

2) 當T為720 ℃,v為0.05 ℃/s時,碳化物組織均勻、尺寸更大,球化程度達到90%,平均硬度為262.5 HV0.5,是GCr15鋼的最優工藝。

3) 隨著T的升高,球化比例不斷提高。當T相同時,隨著v的降低,球化時間延長,所得到的球狀顆粒尺寸增大,球化效果更好。