縣曉明，葉健熠，折文革

(1.甘肅海林中科科技股份有限公司，甘肅 天水 741018；2．洛陽(yáng)軸研科技股份有限公司，河南 洛陽(yáng) 471039)

高碳鉻軸承鋼GCr15熱軋棒材鍛造軸承套圈，經(jīng)球化退火和淬、回火后常因網(wǎng)狀碳化物超標(biāo)而判不合格(JB/T 1255—2001標(biāo)準(zhǔn)要求的網(wǎng)狀碳化物合格級(jí)別為≤2.5級(jí))。對(duì)GCr15軸承零件網(wǎng)狀碳化物超標(biāo)原因的解釋和分析多集中于鍛造過程中始鍛、終鍛溫度過高，冷卻緩慢，網(wǎng)狀碳化物析出嚴(yán)重[1]，而對(duì)原材料成分偏析、碳化物不均勻而產(chǎn)生的網(wǎng)狀殘留以及快速熱切下料所導(dǎo)致的粗點(diǎn)、鏈狀碳化物殘留則分析不多。本例通過GCr15熱軋不退火材中網(wǎng)狀碳化物在熱切下料、鍛造、球化退火及淬火過程中的形態(tài)變化分析探討軸承零件中網(wǎng)狀碳化物超標(biāo)的原因，并提出相應(yīng)的控制措施。

1 試驗(yàn)條件及方法

選用3種規(guī)格、4個(gè)爐號(hào)的熱軋材作為對(duì)比材料，熱加工工藝以實(shí)際生產(chǎn)工藝為準(zhǔn)，冷卻方式及試驗(yàn)分組情況見表1。表中Φ601#，Φ602#為不同冶煉廠家、不同爐號(hào)的熱軋不退火材，集中熱切下料的中頻溫度為840 ℃，生產(chǎn)線始鍛中頻加熱溫度為1 100～1 150 ℃。網(wǎng)狀碳化物級(jí)別參照J(rèn)B/T 1255—2001《高碳鉻軸承鋼滾動(dòng)軸承零件熱處理技術(shù)條件》進(jìn)行評(píng)定，晶粒度參照GB/T 6394—2002《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》評(píng)定。金相圖片未作說明的均為4%硝酸酒精深腐蝕，500倍下觀察。

表1 GCr15熱軋材網(wǎng)狀碳化物熱加工工藝對(duì)比試驗(yàn)

2 熱加工中網(wǎng)狀碳化物的形態(tài)變化

2.1 原始網(wǎng)狀碳化物的形態(tài)變化

Φ50熱軋材熱切下料后近表層原始組織出現(xiàn)局部溶解，原始封閉網(wǎng)狀碳化物熔斷后呈點(diǎn)、鏈狀碳化物網(wǎng)絡(luò)，如圖1所示，心部仍保留有原材料的碳化物網(wǎng)格特征，該現(xiàn)象同中頻感應(yīng)加熱產(chǎn)生的集膚效應(yīng)及熱量傳導(dǎo)過程有關(guān)。在球化退火過程大顆粒碳化物繼續(xù)粗化，并形成<2級(jí)的粗顆粒狀網(wǎng)，如圖2所示。其原因在于：原始網(wǎng)熔斷形成點(diǎn)、鏈狀碳化物顆粒，粒度大于某一尺寸的區(qū)域，在球化退火過程中反向析出長(zhǎng)大的趨勢(shì)大于溶解，導(dǎo)致粗大顆粒的產(chǎn)生[2]。Φ601#經(jīng)熱切下料→退火→淬火，局部區(qū)域>3級(jí)的碳化物網(wǎng)呈聚集、帶狀分布，保留有成分偏析、碳化物極不均勻的特征，如圖3所示。

圖1 Φ50熱軋材熱切下料后縱截面表層組織形態(tài)

圖2 Φ50熱軋材經(jīng)球化退火、淬火后縱截面網(wǎng)狀碳化物形態(tài)

圖3 Φ601#熱切下料、球化退火、淬火后縱截面局部網(wǎng)狀碳化物形態(tài)(250×)

通常消除材料中網(wǎng)狀碳化物的正火加熱溫度為900～950 ℃，加熱時(shí)間為40～60 min[3]。 集中熱切下料中頻加熱溫度在840 ℃左右，加熱區(qū)間為Ac1～Acm。由于加熱時(shí)間短、切料后堆冷，熱軋材近表層原始珠光體片層、原始封閉網(wǎng)狀碳化物有溶斷現(xiàn)象，但Φ50近表層、Φ601#心部碳化物網(wǎng)與切料前相比卻無明顯變化，說明中頻加熱集中下料不足以改變熱軋不退火材原始網(wǎng)狀碳化物的分布特征。

2.2 薄壁鍛件原始網(wǎng)狀碳化物形態(tài)變化特征

Φ602#熱軋材碳化物呈封閉網(wǎng)格狀，網(wǎng)較粗，500倍下的組織形態(tài)如圖4所示，原始組織的晶粒度為7～8級(jí) 。該料段經(jīng)始鍛加熱(中頻加熱1 100 ℃)→鐓餅→輾擴(kuò)→噴霧冷卻，因鍛件壁厚薄、冷卻速度較快，二次碳化物沿晶界析出量明顯減少、網(wǎng)較細(xì)，但晶粒及碳化物網(wǎng)格尺寸明顯變大，500倍下的組織形態(tài)如圖5所示，鍛件組織的晶粒度為5～6級(jí)。

圖4 Φ602#原始熱軋態(tài)橫截面組織形態(tài)

圖5 Φ602#鍛件中頻加熱、鐓餅、輾擴(kuò)及速冷后的橫截面組織狀態(tài)

鍛件經(jīng)等溫球化退火、840 ℃加熱淬火后碳化物的分布狀態(tài)如圖6所示，碳化物均勻的區(qū)域網(wǎng)狀碳化物級(jí)別約為1級(jí)；但在碳化物均勻性較差的區(qū)域，≤3級(jí)網(wǎng)狀碳化物伴隨帶狀碳化物出現(xiàn)，殘留的網(wǎng)格尺寸與熱軋態(tài)相比變化不大，如圖7所示。網(wǎng)狀碳化物與帶狀相伴而生的不均勻現(xiàn)象與原材料成分偏析及擴(kuò)散退火不充分或缺省擴(kuò)散退火有關(guān)且具有遺傳特性。這種網(wǎng)、帶相雜的碳化物多以共晶型(Fe,Cr)3C為主[4]，這種存在嚴(yán)重成分偏析、碳化物不均的熱軋不退火材，在燃?xì)鉅t中加熱到(1 100±50 )℃，保溫0.5～1.0 h才能得到有效改善[5]。顯然對(duì)采用中頻感應(yīng)加熱的鍛造方式而言，高溫加熱、長(zhǎng)時(shí)間保溫來改善原材料成分偏析及碳化物分布不均勻的方法不太現(xiàn)實(shí)。

圖6 橫截面成分均勻區(qū)域網(wǎng)狀碳化物的形態(tài)

圖7 縱截面成分偏析區(qū)域網(wǎng)狀碳化物的形態(tài)

2.3 厚壁鍛件原始網(wǎng)狀碳化物形態(tài)變化特征

Φ65熱軋材原始組織以索氏體+網(wǎng)狀碳化物為主，晶角處碳化物網(wǎng)較粗，500倍下的組織形態(tài)如圖8所示，原始組織的晶粒度為7級(jí)。鍛件經(jīng)中頻加熱(1 153 ℃)→鐓餅→輾擴(kuò)→噴霧冷卻后組織形態(tài)發(fā)生顯著變化：二次網(wǎng)狀碳化物沿奧氏體晶界析出，網(wǎng)狀粗細(xì)不均的特征突出，晶粒粗化，晶粒度達(dá)到4～5級(jí)，如圖9所示。該試樣經(jīng)等溫球化退火，仍能觀察到二次封閉網(wǎng)以點(diǎn)鏈、斷續(xù)鏈狀的形態(tài)沿晶界殘存，如圖10所示。淬火后，大于3級(jí)的網(wǎng)狀碳化物仍保留斷續(xù)鏈狀的形態(tài)，晶粒粗化特征依然清晰，如圖11所示。

圖8 Φ65熱軋料橫截面原始組織形態(tài)

圖9 鍛件經(jīng)1 153 ℃加熱、鐓餅、輾擴(kuò)及噴霧冷卻后的橫截面組織狀態(tài)(250×)

圖10 球化退火后橫截面封閉網(wǎng)狀碳化物的形態(tài)

圖11 淬火后橫截面網(wǎng)狀碳化物形態(tài)特征

厚壁鍛件鍛造時(shí)中頻加熱到1 150 ℃透燒，鍛造溫度偏高是晶粒粗化的主要原因。其次鍛造摩擦發(fā)熱，促使鍛件溫度、蓄熱出現(xiàn)反彈，加之終鍛環(huán)節(jié)冷卻速度不足造成鍛件在Acm～Ar1溫度區(qū)間熱量散失緩慢、過程延長(zhǎng)，成為二次封閉網(wǎng)狀碳化物沿奧氏體(A)晶界析出、網(wǎng)壁增厚的主要因素。球化退火、淬火后網(wǎng)狀超標(biāo)，說明球化退火、淬火對(duì)鍛造網(wǎng)的消除、改善作用非常有限。

3 網(wǎng)狀碳化物隨加熱條件的形態(tài)變化

熱軋不退火材原始組織以索氏體+珠光體+封閉網(wǎng)狀碳化物為主，晶粒度一般在8級(jí)左右。熱切下料對(duì)材料表層原始珠光體、網(wǎng)狀碳化物溶解及破斷作用明顯，但對(duì)熱軋材心部的原始組織、晶粒度及網(wǎng)狀碳化物影響甚微。

熱軋材經(jīng)高溫鍛造加熱，原始網(wǎng)格將發(fā)生溶解和組織重構(gòu)，晶粒粗化成為鍛件組織的明顯特征；終鍛溫度、冷卻速度成為影響網(wǎng)狀碳化物沿奧氏體晶界析出量和網(wǎng)狀粗細(xì)的主導(dǎo)因素。對(duì)于存在成分偏析、碳化物均勻性較差且存在碳化物網(wǎng)格的熱軋材，由于鍛造時(shí)中頻加熱升溫速度快、保溫時(shí)間短，難以達(dá)到擴(kuò)散退火的效果。因而鍛件球化退火、淬火后，在成分偏析區(qū)域的縱截面上，碳化物仍呈現(xiàn)為材料網(wǎng)(封閉的帶上網(wǎng)或帶、網(wǎng)混合特征)，其網(wǎng)格尺寸、形態(tài)也有別于因鍛造溫度偏高、冷卻不良產(chǎn)生的鍛造網(wǎng)。

可見，鍛造后網(wǎng)狀碳化物超標(biāo)主要存在形成機(jī)理不同的兩種類型：材料網(wǎng)和鍛造網(wǎng)。對(duì)于因鍛造溫度過高、冷卻不足產(chǎn)生的二次碳化物超標(biāo)，應(yīng)從規(guī)范鍛造工藝，控制加熱溫度、改善冷卻條件著手加以防范；而對(duì)于因熱軋不退火材成分偏析、碳化物不均勻所導(dǎo)致的網(wǎng)狀超標(biāo)，應(yīng)從加強(qiáng)材料入廠檢驗(yàn)來防范。

4 結(jié)論

(1)中頻熱切下料加熱溫度低，時(shí)間短，對(duì)材料表層組織中珠光體、網(wǎng)狀碳化物僅有局部溶解、破斷的作用，但不足以改變熱軋材原始組織中網(wǎng)狀碳化物的分布特征。

(2)高溫鍛造使材料奧氏體晶粒粗化達(dá)到4～5級(jí)，終鍛溫度高、冷速緩慢將導(dǎo)致二次碳化物沿粗化的奧氏體晶界析出網(wǎng)格粗大、壁厚的封閉網(wǎng)格，是導(dǎo)致淬火后網(wǎng)狀碳化物超標(biāo)的主導(dǎo)因素。

(3)因材料成分偏析、碳化物均勻性較差所致的鍛件網(wǎng)狀碳化物，淬火后多以封閉的帶上網(wǎng)或帶、網(wǎng)混合的形態(tài)存在。

(4)網(wǎng)狀碳化物網(wǎng)格大小、粗細(xì)及分布形態(tài)的差異，可作為判斷網(wǎng)狀碳化物超標(biāo)原因及采取相應(yīng)措施的依據(jù)。