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．洛陽軸研科技股份有限公司，河南 洛陽 471039)

高碳鉻軸承鋼GCr15熱軋棒材鍛造軸承套圈，經球化退火和淬、回火后常因網狀碳化物超標而判不合格(JB/T 1255—2001標準要求的網狀碳化物合格級別為≤2.5級)。對GCr15軸承零件網狀碳化物超標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，網狀碳化物析出嚴重[1]，而對原材料成分偏析、碳化物不均勻而產生的網狀殘留以及快速熱切下料所導致的粗點、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狀碳化物超標的原因，并提出相應的控制措施。

1 試驗條件及方法

選用3種規(guī)格、4個爐號的熱軋材作為對比材料，熱加工工藝以實際生產工藝為準，冷卻方式及試驗分組情況見表1。表中Φ601#，Φ602#為不同冶煉廠家、不同爐號的熱軋不退火材，集中熱切下料的中頻溫度為840 ℃，生產線始鍛中頻加熱溫度為1 100～1 150 ℃。網狀碳化物級別參照JB/T 1255—2001《高碳鉻軸承鋼滾動軸承零件熱處理技術條件》進行評定，晶粒度參照GB/T 6394—2002《金屬平均晶粒度測定方法》評定。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熱軋材網狀碳化物熱加工工藝對比試驗

2 熱加工中網狀碳化物的形態(tài)變化

2.1 原始網狀碳化物的形態(tài)變化

Φ50熱軋材熱切下料后近表層原始組織出現局部溶解，原始封閉網狀碳化物熔斷后呈點、鏈狀碳化物網絡，如圖1所示，心部仍保留有原材料的碳化物網格特征，該現象同中頻感應加熱產生的集膚效應及熱量傳導過程有關。在球化退火過程大顆粒碳化物繼續(xù)粗化，并形成<2級的粗顆粒狀網，如圖2所示。其原因在于：原始網熔斷形成點、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大的趨勢大于溶解，導致粗大顆粒的產生[2]。Φ601#經熱切下料→退火→淬火，局部區(qū)域>3級的碳化物網呈聚集、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熱軋材經球化退火、淬火后縱截面網狀碳化物形態(tài)

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

通常消除材料中網狀碳化物的正火加熱溫度為900～950 ℃，加熱時間為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、原始封閉網狀碳化物有溶斷現象，但Φ50近表層、Φ601#心部碳化物網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狀碳化物的分布特征。

2.2 薄壁鍛件原始網狀碳化物形態(tài)變化特征

Φ602#熱軋材碳化物呈封閉網格狀，網較粗，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 。該料段經始鍛加熱(中頻加熱1 100 ℃)→鐓餅→輾擴→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、網較細，但晶粒及碳化物網格尺寸明顯變大，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。

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、輾擴及速冷后的橫截面組織狀態(tài)

鍛件經等溫球化退火、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)域網狀碳化物級別約為1級；但在碳化物均勻性較差的區(qū)域，≤3級網狀碳化物伴隨帶狀碳化物出現，殘留的網格尺寸與熱軋態(tài)相比變化不大，如圖7所示。網狀碳化物與帶狀相伴而生的不均勻現象與原材料成分偏析及擴散退火不充分或缺省擴散退火有關且具有遺傳特性。這種網、帶相雜的碳化物多以共晶型(Fe,Cr)3C為主[4]，這種存在嚴重成分偏析、碳化物不均的熱軋不退火材，在燃氣爐中加熱到(1 100±50 )℃，保溫0.5～1.0 h才能得到有效改善[5]。顯然對采用中頻感應加熱的鍛造方式而言，高溫加熱、長時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實。

圖6 橫截面成分均勻區(qū)域網狀碳化物的形態(tài)

圖7 縱截面成分偏析區(qū)域網狀碳化物的形態(tài)

2.3 厚壁鍛件原始網狀碳化物形態(tài)變化特征

Φ65熱軋材原始組織以索氏體+網狀碳化物為主，晶角處碳化物網較粗，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。鍛件經中頻加熱(1 153 ℃)→鐓餅→輾擴→噴霧冷卻后組織形態(tài)發(fā)生顯著變化：二次網狀碳化物沿奧氏體晶界析出，網狀粗細不均的特征突出，晶粒粗化，晶粒度達到4～5級，如圖9所示。該試樣經等溫球化退火，仍能觀察到二次封閉網以點鏈、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級的網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1 153 ℃加熱、鐓餅、輾擴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狀碳化物的形態(tài)

圖11 淬火后橫截面網狀碳化物形態(tài)特征

厚壁鍛件鍛造時中頻加熱到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，成為二次封閉網狀碳化物沿奧氏體(A)晶界析出、網壁增厚的主要因素。球化退火、淬火后網狀超標，說明球化退火、淬火對鍛造網的消除、改善作用非常有限。

3 網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+封閉網狀碳化物為主，晶粒度一般在8級左右。熱切下料對材料表層原始珠光體、網狀碳化物溶解及破斷作用明顯，但對熱軋材心部的原始組織、晶粒度及網狀碳化物影響甚微。

熱軋材經高溫鍛造加熱，原始網格將發(fā)生溶解和組織重構，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狀碳化物沿奧氏體晶界析出量和網狀粗細的主導因素。對于存在成分偏析、碳化物均勻性較差且存在碳化物網格的熱軋材，由于鍛造時中頻加熱升溫速度快、保溫時間短，難以達到擴散退火的效果。因而鍛件球化退火、淬火后，在成分偏析區(qū)域的縱截面上，碳化物仍呈現為材料網(封閉的帶上網或帶、網混合特征)，其網格尺寸、形態(tài)也有別于因鍛造溫度偏高、冷卻不良產生的鍛造網。

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

4 結論

(1)中頻熱切下料加熱溫度低，時間短，對材料表層組織中珠光體、網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到4～5級，終鍛溫度高、冷速緩慢將導致二次碳化物沿粗化的奧氏體晶界析出網格粗大、壁厚的封閉網格，是導致淬火后網狀碳化物超標的主導因素。

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

(4)網狀碳化物網格大小、粗細及分布形態(tài)的差異，可作為判斷網狀碳化物超標原因及采取相應措施的依據。