高碳铬轴承钢的在线球化退火工艺

刘晓明, 张 博, 吴冰冰, 孙刚飞, 邢云翔, 许荣昌, 李 辉

(1. 山东理工大学 材料科学与工程学院, 山东 淄博 255000;2. 山东柱威轴承科技有限公司, 山东 聊城 252000;3. 山东智连共同体轴承科技有限公司, 山东 聊城 252000;4. 山东钢铁股份有限公司 山钢研究院, 山东 济南 271100)

高碳铬轴承钢的热轧态组织是由片状珠光体和网状碳化物组成的,该微观组织结构决定了其高硬度、低韧性的特点,因此切削加工性能较差,而碳化物球化可以有效改善切削加工性能。球化退火是使组织中碳化物实现球化,呈现细小球状颗粒均匀分布在铁素体基体上,由此获得的组织加工性能好、过热敏感性低,配合后续淬火+回火热处理工艺,可以得到耐磨性好、弯曲疲劳度高、冲击性能好的轴承钢[1-5]。影响轴承钢最终性能的因素有很多,包括碳化物的形状、大小、数量和分布等,很难通过简单的热处理工艺改变碳化物组织形态,原因是淬火后组织为马氏体+残留奥氏体+未溶碳化物,而碳化物的组织形态基本上是由球化退火决定的,所以想控制碳化物组织形貌,应对其进行严格的球化退火处理[6-8]。目前的球化退火工艺多为离线生产,需要球化的材料必须重新加热才能完成球化过程,这样无疑会产生能量的多余耗费[9-11]。本文为探索高碳铬轴承钢在线球化工艺进行了初步研究,结合离异共析原理及控轧控冷,在Ar1±50 ℃温度范围内的某一温度下,通过变形使析出碳化物破碎生成弥散分布的碳化物颗粒,作为离异共析转变过程中非均匀形核的中心,同时降低变形后的冷速,利用热轧后的余热使轴承钢发生碳化物球化[12-14]。

1 试验材料与方法

本研究使用的材料为GCr15轴承钢连铸坯,材料的主要成分(质量分数,%)为1.02C、1.49Cr、0.23Si、0.37Mn。结合离异共析原理与控轧控冷技术制定在线球化退火工艺路线,如图1所示。在Gleeble-3500型热/力模拟试验机上进行试验,首先以10 ℃/s升温速率加热至1200 ℃保温5 min,然后以10 ℃/s冷速冷却至1050 ℃,并以10 s-1变形速率变形40%,再以10 ℃/s冷速冷却至950 ℃,并以10 s-1的变形速率变形30%,然后再以1 ℃/s冷速冷却至温度T=650、680、720 ℃,并以10 s-1的变形速率变形20%,之后分别以v=0.2、0.05 ℃/s的冷速冷却至500 ℃,最后以>2 ℃/s的冷速冷却至室温。

图1 在线球化退火工艺示意图Fig.1 Schematic diagram of spheroidizing annealing process

试样经过切块、镶嵌、磨制、抛光、4%(体积分数)硝酸酒精溶液腐蚀后,采用FEI Quanta 250型场发射扫描电镜对在线球化退火后的微观组织进行观察,利用Nano Measurer 1.2图像软件,对在线球化退火中碳化物的尺寸进行统计。采用HVS-50显微维氏硬度计测量试验钢基体的硬度,测试载荷砝码为500 g,保荷时间15 s,每个试样随机选取3个不同区域,每个区域内测3个不同点的硬度,取平均值作为所得结果。

2 试验结果与分析

2.1 在线球化退火

图2为GCr15钢在不同在线球化退火工艺下的SEM组织。由图2(a, d)可见,当变形温度T=650 ℃时,冷速较高(v=0.2 ℃/s)时球化效果较差,基本接近于平衡态组织,主要以珠光体与铁素体为主,且部分珠光体片层断裂,呈短棒状形貌,当冷速v降为0.05 ℃/s时,组织中出现了球化物组织,但球化效果仍然较差,只有部分珠光体发生了球化,且组织不均匀。由图2(b, e)可见,当T=680 ℃时,冷速较高(v=0.2 ℃/s)时发生了明显的球化现象,组织中部分高位错密度碳化物遭到破坏,变成了一些细小均匀的碳化物颗粒,通过离异共析转变形成了球状结构[15-16]。随着冷速v的降低,只有部分球化物发生长大,球化效果并未发生明显提升。由图2(c, f)可见,当T=650 ℃时,冷速较高(v=0.2 ℃/s)时球化效果较差,甚至不及T=680 ℃、v=0.05 ℃/s时的球化效果,但球化比例显著提升,约占整个视野的80%,当冷速v降为0.05 ℃/s时,球化效果最好,球状碳化物尺寸较大,通过观察整个视场发现,90%以上区域均发生球化,仅少量碳化物仍为短棒状和大块状,片状珠光体组织很少,这是由于变形温度的升高和冷速的降低,使碳化物有足够的球化时间。

本试验用GCr15钢的Ar1在700 ℃左右,变形温度T在Ar1±50 ℃范围内选取,若高于此温度范围,则之后形成的珠光体会比较粗大,若低于此温度范围,则余热可能不足以使珠光体发生球化。故制定工艺时选择650、680、720 ℃ 3个温度。变形温度T=650 ℃在选取温度范围的下限,球化效果极差,鉴于实际钢种的相图误差,有可能是该变形温度不能给予试样足够的余热令其发生珠光体球化。当变形温度T=680 ℃时,珠光体组织较为接近球化条件,生成了明显的球化碳化物,但仍存在较多的短棒状大颗粒,这是在变形时析出的碳化物组织破碎效果并不理想导致的,因此组织内部位错密度较小,很难断裂形成均匀细小的颗粒状碳化物。当变形温度T=720 ℃时,球化程度大大提高,球化比例达到80%以上,基本接近实际应用球化要求。说明在720 ℃终轧后,试验钢析出大量弥散碳化物,为离异共析转变形核提供了条件,从而出现了大量球化组织。

与0.2 ℃/s的冷速相比,0.05 ℃/s冷速使变形后的珠光体有了更加充分的球化时间,球化效果进一步提高,且T=680 ℃、v=0.05 ℃/s的球化效果要优于T=720 ℃、v=0.2 ℃/s的,说明冷却速率在提升球化效果上起了重要作用。综合分析以上6种工艺,若继续适当提高变形温度,降低冷却速率,球化效果肯定会进一步提升。但是变形温度不能高于Ar1点50 ℃以上,否则之后形成的珠光体会比较粗大。

为进一步分析不同在线球化退火工艺对GCr15钢组织性能的影响,对不同在线球化退火工艺的试样进行维氏硬度测定,结果如图3所示。由图3可以看出,各工艺下的硬度值基本符合微观组织形貌观察结果。T=650 ℃的球化效果最差,v=0.2 ℃/s时硬度最高,平均硬度为407 HV0.5,v=0.05 ℃/s时有所降低。T=680 ℃的球化效果略有提升,故硬度较T=650 ℃时也有所下降。T=680 ℃、v=0.05 ℃/s的平均硬度低于T=720 ℃、v=0.2 ℃/s的平均硬度,进一步证明较低的冷速在优化球化效果中起到了较大的作用。当T=720 ℃、v=0.05 ℃/s时的平均硬度最低,为261.3 HV0.5,这与前述的球化效果最好相对应,已达到GB/T 38770—2020《低、中碳钢球化组织检验及评级》要求,且球化等级为4级。

图3 不同在线球化退火工艺下GCr15钢的硬度Fig.3 Hardness of the GCr15 steel under different on-line spheroidizing annealing processes

2.2 在线球化与传统球化退火的比较

图4(a)为GCr15钢在传统球化退火工艺下的显微组织(升温至780 ℃并保温4 h,然后在720 ℃等温5 h,待炉冷至500 ℃后进行自然冷却),可见其组织由铁素体和分布在其中的球状碳化物组成。图4(b)所示为传统工艺球化退火和在线球化退火的碳化物粒径分布,可见其服从正态分布,其中传统球化退火组织中有大块未溶碳化物,少量的短棒状碳化物和较多的小颗粒碳化物,球状碳化物尺寸大多分布在0.4～1.0 μm范围内,也有部分尺寸达到了2.0 μm。在线球化退火组织中碳化物数量很多,尺寸均匀,且绝大多数碳化物形状近乎球状(如图2(f)所示),粒径曲线在0.4 μm附近出现较高峰值,即基体上以0.4 μm左右的小颗粒碳化物为主。

图4 传统球化退火工艺下GCr15钢的SEM图像(a)及其碳化物尺寸分布与在线球化退火态的比较(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 结论

1) 通过在线球化退火试验得出GCr15高碳铬轴承钢的终变形温度T为650 ℃,冷却速率v为0.2 ℃/s时,球化效果最差,而T为720 ℃,v为0.05 ℃/s时,球化效果最好。

2) 当T为720 ℃,v为0.05 ℃/s时,碳化物组织均匀、尺寸更大,球化程度达到90%,平均硬度为262.5 HV0.5,是GCr15钢的最优工艺。

3) 随着T的升高,球化比例不断提高。当T相同时,随着v的降低,球化时间延长,所得到的球状颗粒尺寸增大,球化效果更好。