脫碳層對(duì)GCr15軸承鋼帶狀組織的影響

趙永橋 李 明 何 星 張恒華

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

脫碳層對(duì)GCr15軸承鋼帶狀組織的影響

趙永橋 李 明 何 星 張恒華

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

對(duì)GCr15軸承鋼進(jìn)行退火處理，并用顯微硬度法測(cè)量了脫碳層的深度，進(jìn)而對(duì)表層脫碳層和心部非脫碳層進(jìn)行帶狀組織評(píng)級(jí)。試驗(yàn)結(jié)果得出，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，脫碳層厚度增加，但表層脫碳層和心部非脫碳層的帶狀組織級(jí)別相當(dāng)。掃描電鏡成分分析發(fā)現(xiàn)，表層脫碳層與心部非脫碳層帶狀組織形成的主要原因均為鉻、錳等元素的偏析。

GCr15軸承鋼 帶狀組織 顯微硬度法 脫碳層 偏析

GCr15鋼是一種傳統(tǒng)的高碳鉻軸承鋼，廣泛應(yīng)用于制造各種軸承的滾珠、滾柱和套圈等，根據(jù)GCr15使用的工作環(huán)境和失效情況，要求其必須具有高而均勻的硬度和耐磨性以及高的疲勞強(qiáng)度[1- 2]。而GCr15鋼為過(guò)共析鋼，加熱過(guò)程中容易脫碳，顯著降低鋼的表面硬度、耐磨性和疲勞壽命[3]。而且表面脫碳后，造成心部和表面組織不同，尤其是帶狀組織。對(duì)于脫碳層而言，帶狀組織由碳及合金元素貧化的先共析鐵素體和碳及合金元素富化的珠光體彼此交替組成[4- 6]。實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中有熱處理階段，表面不可避免地發(fā)生脫碳，對(duì)軸承鋼帶狀級(jí)別的評(píng)價(jià)需在非脫碳層進(jìn)行。而目前對(duì)于脫碳層帶狀評(píng)級(jí)以及脫碳層帶狀與非脫碳層帶狀之間的聯(lián)系未見報(bào)道。本文通過(guò)對(duì)GCr15軸承鋼進(jìn)行退火試驗(yàn)，得到帶狀組織，進(jìn)而對(duì)比表層脫碳層帶狀組織與心部非脫碳層帶狀組織，得到兩者之間的聯(lián)系，以期為實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用提供一定的理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為熱軋態(tài)GCr15鋼，其化學(xué)成分如表1所示。退火工藝為980 ℃分別保溫1、2、3 h，爐冷至室溫。脫碳層帶狀組織的評(píng)定按照GB/T 13299—91進(jìn)行，非脫碳層帶狀級(jí)別的評(píng)定按照GB/T 18254—2002進(jìn)行。為了區(qū)別脫碳層及非脫碳層，采用顯微(維氏)硬度法測(cè)量脫碳層的深度。

對(duì)熱處理后的非脫碳層試樣進(jìn)行845 ℃淬火+150 ℃回火處理，退火態(tài)脫碳層和淬火態(tài)非脫碳層試樣經(jīng)打磨、拋光、腐蝕后，采用Nikon金相顯微鏡觀察組織形態(tài)，腐蝕劑為4%硝酸酒精；為了區(qū)分脫碳層和非脫碳層帶狀組織成分偏析，對(duì)脫碳層試樣經(jīng)相同工藝淬火+回火處理，并采用SEM/EDS對(duì)試樣微區(qū)進(jìn)行元素分布分析。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the experiment steel(mass fraction) %

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 退火工藝對(duì)脫碳層深度及硬度的影響

圖1為試樣經(jīng)980 ℃保溫不同時(shí)間后顯微硬度隨距表面距離變化的曲線，由表面至心部逐點(diǎn)測(cè)量。

圖1 顯微硬度隨距表面距離的變化曲線Fig.1 Micro- hardness changes with distance from surface

根據(jù)GB/T 224—2008中對(duì)于顯微硬度法在脫碳層深度測(cè)量上的應(yīng)用可知，脫碳層深度的測(cè)量界限為試樣邊緣至硬度平穩(wěn)處。由保溫1 h的曲線可知，當(dāng)硬度大于280 HV時(shí)，基本處于硬度穩(wěn)定區(qū)，脫碳層深度為0.948 mm；對(duì)于2 h的曲線，當(dāng)硬度大于290 HV時(shí)，硬度基本趨于穩(wěn)定，脫碳層深度為1.208 mm；對(duì)于3 h的曲線，當(dāng)硬度大于320 HV時(shí)，硬度基本無(wú)變化，脫碳層深度為1.496 mm?？梢婋S著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，脫碳層的深度逐步增加，在高溫下鋼表面的碳與爐中的氧氣發(fā)生反應(yīng)，導(dǎo)致表層的碳濃度低于心部，進(jìn)而形成濃度梯度，碳由高濃度區(qū)向低濃度區(qū)擴(kuò)散，即碳向外擴(kuò)散；而爐內(nèi)的氧向鋼內(nèi)擴(kuò)散，脫碳的本質(zhì)就在于原子的擴(kuò)散。

2.2 退火工藝對(duì)帶狀級(jí)別的影響

圖2為GCr15鋼經(jīng)980 ℃分別保溫1、2、3 h后的表面脫碳層組織和其所對(duì)應(yīng)的心部非脫碳層組織。表面脫碳層和心部非脫碳層的帶狀組織評(píng)級(jí)結(jié)果如圖3所示。

由圖2(a)～2(c)可以看出，退火態(tài)表面脫碳層帶狀組織由白色鐵素體+黑色珠光體組成，白色條帶鐵素體斷斷續(xù)續(xù)。依據(jù)GB/T 13299—91，980 ℃保溫1、2、3 h帶狀級(jí)別分別對(duì)應(yīng)評(píng)為1級(jí)、3級(jí)、1.5級(jí)。由前文退火工藝對(duì)脫碳層深度的影響可知，不同保溫時(shí)間下脫碳層深度不同。為了區(qū)別脫碳層，先把試樣各自剝離脫碳層，再進(jìn)行腐蝕、電鏡觀察。圖2(d)～2(f)所示為淬火態(tài)心部非脫碳層帶狀組織，可明顯看出帶狀組織由未溶的碳化物顆粒組成。淬火后馬氏體基體上分布帶狀碳化物+沿晶界析出的網(wǎng)狀碳化物，帶狀碳化物沿變形方向析出，根據(jù)GB/T 18254—2002，980 ℃保溫1、2、3 h帶狀級(jí)別分別對(duì)應(yīng)評(píng)為1.5級(jí)、2.5級(jí)、1.5級(jí)。

由圖3可知，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，帶狀組織級(jí)別呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢(shì)，對(duì)于保溫時(shí)間小于2 h的試樣，表面脫碳層的先共析鐵素體的轉(zhuǎn)變得以充分進(jìn)行，先共析鐵素體以條帶狀沿軋制方向充分析出并長(zhǎng)大，而心部非脫碳層的帶狀碳化物在保溫及爐冷時(shí)優(yōu)先沿軋制方向析出，帶狀組織級(jí)別增加；對(duì)于保溫時(shí)間為3 h的試樣，在保溫過(guò)程中，合金元素不斷擴(kuò)散，降低了帶狀組織級(jí)別。

圖2 GCr15鋼退火態(tài)表面脫碳層組織((a)～(c))和淬火態(tài)心部非脫碳層組織((d)～(f))Fig.2 Surface decarburized microstructures((a)～(c)) after annealing and inner non- decarburized microstructures ((d)～(f)) after quenching for the GCr15 steel

圖3 退火工藝對(duì)帶狀組織級(jí)別的影響Fig.3 Effect of annealing process on the grade of banded structure

綜合比較GCr15軸承鋼表面脫碳層和心部非脫碳層的帶狀組織評(píng)定級(jí)別可知，兩者級(jí)別相當(dāng)。對(duì)于980 ℃保溫1、2 h的試樣，表面脫碳層帶狀級(jí)別和心部脫碳層帶狀級(jí)別相差0.5級(jí)，工作經(jīng)驗(yàn)、測(cè)量、理解程度等造成的差異也會(huì)對(duì)帶狀組織的評(píng)級(jí)造成影響[7]。

2.3 SEM/EDS線掃描分析

為了確定GCr15軸承鋼表面脫碳層及心部非脫碳層帶狀組織成分偏析情況，選取了980 ℃保溫3 h的淬火后的試樣進(jìn)行掃描電鏡分析，結(jié)果如圖4所示。對(duì)比圖4(a)和4(b)可知，對(duì)于表面脫碳層及心部非脫碳層， 帶狀組織的形成原因均在于Cr、 Mn等合金元素的偏析。由圖4(a)可知，淬火后脫碳層暗區(qū)帶處Cr、Mn的含量明顯大于白亮帶處，而Si含量的差異不大,表明Cr、Mn等合金元素的偏析是GCr15軸承鋼表面脫碳層帶狀組織形成的主要因素。這是由于連鑄坯(或鋼錠)在澆注凝固過(guò)程中存在Cr、Mn等偏析，在后續(xù)熱處理和熱加工過(guò)程中，偏析中的Cr、Mn保留下來(lái)，因此原始組織中形成了富Cr、Mn帶和貧Cr、Mn帶，進(jìn)而導(dǎo)致帶狀組織產(chǎn)生[8]。而且合金元素Cr、Mn等偏聚也會(huì)促使C元素呈現(xiàn)帶狀偏聚，使得碳發(fā)生再分布，即從低合金元素偏聚區(qū)往高合金元素偏聚區(qū)遷移，從而加劇了富Cr、Mn帶和貧Cr、Mn帶的差異，最終導(dǎo)致了白亮帶和暗區(qū)帶的形成。由線掃描結(jié)果可知，暗區(qū)帶富含合金元素，由于表面脫碳后Cr、Mn元素脫離了C的束縛，高溫下擴(kuò)散距離增加造成了分布范圍廣，導(dǎo)致脫碳層淬火后暗區(qū)帶寬度大。

圖4 帶狀組織線掃描結(jié)果Fig.4 Linear scanning results of the band structure

圖4(b)所示為淬火態(tài)GCr15軸承鋼心部非脫碳層帶狀組織的成分分布，可見黑色帶狀中也存在著明顯的Cr、Mn等合金元素偏析，表明Cr、Mn等合金元素偏析也是GCr15軸承鋼心部非脫碳層帶狀組織形成的主要原因。圖4(b)黑色帶狀中的顆粒為碳化物，可知GCr15軸承鋼心部非脫碳層帶狀組織由鉻錳碳化物組成。碳化物帶狀組織主要是鋼錠凝固過(guò)程中，由于枝晶偏析，造成鋼中的碳、鉻、錳等元素分布不均勻，富含高熔點(diǎn)金屬元素多的枝晶桿部分先結(jié)晶，把碳、鉻等元素排擠到枝晶間，以碳化物的形式析出[9- 11]。

3 結(jié)論

(1)退火過(guò)程中，高碳的GCr15軸承鋼表層易發(fā)生脫碳，980 ℃保溫1、2、3 h對(duì)應(yīng)的脫碳層深度分別為0.948、1.208、1.496 mm。

(2)同一工藝處理后，GCr15軸承鋼表面脫碳層帶狀級(jí)別與心部非脫碳層帶狀評(píng)級(jí)基本一致。表面脫碳層與心部非脫碳層帶狀組織均由鉻、錳元素偏析引起。心部非脫碳層帶狀組織主要為鉻錳的碳化物。

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收修改稿日期：2016- 06- 14

EffectofDecarburizedLayerontheBandedStructureofGCr15BearingSteel

Zhao Yongqiao Li Ming He Xing Zhang Henghua

(State Key Laboratory of Advanced Special Steel & Shanghai Key Laboratory of Advanced Ferrometallurgy & School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072, China)

Depth of decarburization layer of the GCr15 bearing steel after annealing treatment was measured by a micro- hardness testing method.The grades of banded structure between surface decarburized layer and inner non- decarburized layer was compared.The results showed that with the increase of soaking time, the depth of decarburized layer increased, while the grade of banded structure in the surface decarburized layer was the same as that of in the inner non- decarburization layer. Through composition analysis employing SEM- EDS, it was found that both the banded structure in surface decarburized layer and in inner non- decarburized layer were caused by segregation of chromium and manganese.

GCr15 bearing steel，banded structure，micro- hardness testing method，decarburized layer，segregation

張恒華，教授，主要從事金屬材料強(qiáng)韌化研究，Email：hhzhang@shu.edu.cn

趙永橋，男，主要從事軸承鋼碳化物不均勻性的改善研究，Email：13064192872@163.com