高娜合金组织控制论文

1、GCr15轴承钢组织控制引言轴承是机械设备中的重要零件之一，使用过程中承受极高的交变载荷、摩擦、腐蚀等，使用条件十分苛刻。因此对于轴承钢而言，要求具有良好的强韧性配合及较高的接触疲劳性能和耐磨性。GCr15 钢作为轴承钢的代表钢种，由于其优良的加工性能和使用性能，被广泛应用于制造各种轴承的滚珠、滚柱和套圈等，其使用态应为隐晶回火马氏体+细小渗碳体颗粒组织。为此该钢在热处理前要具有良好球化的珠光体组织。GCr15 的球化与其热处理时的奥氏体化状态紧密相连，奥氏体化温度、渗碳体分布与形态都将影响实验钢的球化效果。一、 影响GCr15网状碳化物的因素网状碳化物级别升高1级，可使轴承寿命降低三分之一，

2、GCr15轴承经淬、回火处理，约有7%的残余碳化物存在，残余碳化物的数量随钢的化学成分、碳化物颗粒的大小和形态不同而发生变化，马氏体组织中含碳量为一定值时(一般为0.4%-0.5%)，碳化物平均粒度愈小则疲劳寿命愈高1，具体数据见表 1.1表1.1碳化物平均粒度与疲劳寿命的关系1.化学成分及成分偏析网状碳化物是在过共析钢中沿奥氏体晶粒边界析出呈网络状分布的过剩二次碳化物，它与钢的化学成分和偏析程度有关，高碳铬轴承钢中的碳化物不均匀性实质上是钢液在冷却过程中宏观和微观偏析的结果。网状碳化物是过剩的二次碳化物，因此钢中含有碳化物形成元素的浓度愈高，过剩的二次碳化物数量就愈多，碳化物网状组织也就愈严

3、重。钢液结晶时，由于选分结晶，最先凝固的部分溶质含量较低，溶质集聚于母液，浓度逐渐增加，因而最后凝固的部分溶质含量则很高。显然在最终凝固结构中溶质浓度分布是不均匀的，这种成分不均匀的现象称为偏析。如果分析晶粒的成分分布时，我们会发现钢锭或铸坯中心溶质浓度较高;而在一个晶粒的晶界处溶质的浓度较高。前者为宏观偏析，后者为显微偏析。1.1宏观偏析钢液在凝固过程中，由于选分结晶，使树枝晶枝间的液体富集了溶质元素，再加上凝固过程钢液的流动将富集了溶质元素的液体带到未凝固区域，使得铸坯横截面上最终凝固部分的溶质浓度远高于原始浓度。引起钢液流动的因素很多，像注流的注入、温度差、密度差、铸坯鼓肚变形、凝固收缩

4、、以及气体、夹杂物的上浮等均能引起未凝固钢液的流动，从而导致整体铸坯内部溶质元素分布的不均匀性，即宏观偏析。1.2显微偏析图1.1是一理想二元合金相图，A、B两元素在液相和固相都是无限溶解，取图中助成分进行讨论。图1.1 钢中偏析发展过程示意图当温度t时，合金处于液态，成分是均匀的。当温度t时，结晶开始，有以下两种情况:(1)在完全平衡条件下结晶(二元素在固、液相中相互充分扩散)当温度沿t、t1、t2变化时，液相成分则沿a、al、a2变化，固相成分则沿b、b1、b2变化。当温度降至tp时，液相消失，固相成分则变至bp。凝固后合金不存在偏析。(2)在不平衡条件下结晶(二元素在固相中不能充分扩散)

5、当温度沿t、t1、t2变化时，液相成分沿a、al、a2变化，固相则按凝固先后顺序存在着b、b1、b2不同的化学成分。合金温度降到tp时还不会完全凝固，要一直冷到tk温度，合金才凝固完毕。图中c、cl、c2、ck为从开始凝固起到某一结晶区间的结晶固相的平均成分。k即为凝固结束时固相的平均成分。固相中存在着b、b1、b2bp不同成分的差异，即合金的偏析。影响显微偏析的因素:(l)冷却速度。 (2)溶质元素的偏析倾向。 (3)溶质元素在固体金属中的扩散速度。2. 原始组织加热时由于奥氏体晶核大都萌生于珠光体中的铁素体一碳化物相界面处，因此，界面较多的片状珠光体原始组织在形成奥氏体的速度上高于粒状珠光

6、体。如果钢的成分相同，原始组织中碳化物分散度愈大，不仅相界面愈多，而且奥氏体中碳化物形核率和长大速度提高。所以原始组织愈细，奥氏体形成速度愈快，其转变温度愈低。当转变温度较低时，碳化物的形状通过溶解能力的不同而显示的尤为突出。通常，粒状珠光体原始组织与片状珠光体相比，加热过程中的碳化物溶解和奥氏体均匀化均较为缓慢。在相同加热条件下，由于碳化物溶解所需时间与其表面积的平方成正比以及碳化物在奥氏体中的溶解度与其曲率半径成反比，所以，片状碳化物较粒状碳化物溶解速度快，且碳化物分散度愈大，其溶解能力也随之增大。与此相应，奥氏体中碳及合金元素的平均间距的减小，奥氏体的成分均匀化速度也必然加快。表1.2列

7、出了几种不同碳化物粒度原始组织的GCr15钢，在相同加热条件下奥氏体的碳、铬等元素的平均浓度对比情况。表1.2 奥氏体的碳、铬等元素的平均浓度对比情况由于二次碳化物的溶解通常是在奥氏体晶粒边界附近首先开始的，即奥氏体的晶界在促进碳化物的溶解和成分均匀化等方面的作用是不容忽视的。因此，碳化物细化以及晶粒细化将使奥氏体中的碳与合金元素浓度梯度减小，从而有助于均匀化2。3. 加热速度在连续加热过程中，随着加热速度的提高，奥氏体开始转变温度和终了转变温度的范围变宽，AC1临界点相应升高，。其中同时给出了GCr15钢退火态和淬火态两组原始组织的对比数据。可见，在相同加热速度下，淬火态作为一种典型的非平衡

8、组织加热时极易发生转变，故其AC1点较低。在加热速度较快的情况下，由于碳化物溶解的滞后性以及铬元素对稳定碳化物的作用和对扩散的影响，使残留碳化物的溶解与奥氏体成分均匀化过程被推迟到更高的温度下进行。不同加热速度时原始组织中碳化物粒度大小与奥氏体的碳浓度不均匀性的关系，如表1.3所示。表1.3 GCr15钢奥氏体中碳的不均匀性因碳化物溶解所引起的奥氏体中碳的不均匀性，随加热速度和碳化物颗粒大小的增加而增大。其中，在快速加热与粗大原始组织的情况下尤为显著。4. 高温扩散GCr15在平衡状态下冷却到室温的组织是珠光体和二次碳化物。但是，由于树枝状偏析的结果，钢锭中树枝晶之间会出现大量的大块状共晶碳化

9、物，具有严重树枝状偏析的钢锭如果在加热过程中仅仅使共晶碳化物溶解，而碳、铬等碳化物形成元素没有充分的扩散均匀，在高浓度带中，更容易沿奥氏体晶界析出碳化物网状。偏析元素在高温下扩散过程随着温度升高而急剧地加速。所以，从提高扩散速度的角度考虑，高碳铬轴承钢锭的加热温度应该尽量高。5 钢材终轧温度钢材的终轧温度对于GCr15碳化物网状组织有十分明显的影响。随着终轧温度的降低，轧后钢材的晶粒更加细化，使得沿晶界析出的一定数量的碳化物分布在较大的晶界面上，所以比较细薄，与基体有较多的接触面。这些碳化物网络在随后的球化退火过程中容易溶断，从而得到较低的网状级别。6. 轧后冷却速度在析出过共析碳化物的温度范

10、围内加速冷却，阻止了过共析碳化物沿晶界析出，在轧后的组织中得到比较少而薄的碳化物网络，退火后易被溶断，从而得到较低的碳化物网状级别。7. 球化退火工艺GCr15是过共析钢，在轧后冷却过程中，沿着奥氏体晶界析出过剩的二次碳化物。在球化退火过程中，沿奥氏体晶界分布的碳化物网络在一些地方会“溶断”，另一些地方会以“吞并”邻近小质点的方式聚集、长大、经最终热处理(淬火-回火)之后，呈现出细而薄的碳化物网状组织。二、GCr15加热及冷却过程中的组织转变1加热过程中的组织转变GCr15钢室温下的平衡组织为珠光体与碳化物(Fe，Cr)3 C。其A1相变点为一个温度范围，即当加热至AC1以上温度时，所发生的珠

11、光体奥氏体转变将在A1-A1温度区间内进行，直至珠光体全部消失。此后，随着加热温度继续升高，原始组织中的二次碳化物开始不断溶于奥氏体中。显然，上述珠光体中的碳化物和二次碳化物先后溶解的过程，不仅使奥氏体的C、Cr含量相应增高，而且由于这些溶质元素在其中的不均匀分布，还存在一个奥氏体晶粒成分的均匀化问题。加热时魏氏体组织的形成过程通常以原始组织中片状珠光体的转变来描述，图2.1为该转变全过程的示意图3。加热时所发生的珠光体到奥氏体转变主要由奥氏体的形核与成长、残留碳化物的溶解以及奥氏体的均匀化三个过程组成。图2.1 珠光体向奥氏体等温转变过程示意图2.奥氏体的形核与长大奥氏体的形核优先发生于铁素

12、体和碳化物的两相界面处，其主要原因在于:珠光体中的铁素体与碳化物的两相界面处，其碳原子浓度相对较大，有利于发生。当奥氏体晶核在铁素体与碳化物相界面产生之后，该晶核即开始通过所形成的两个新的相界面(奥氏体一铁素体界面，奥氏体一碳化物界面)分别向铁素体和碳化物中推移而生长。3.过冷奥氏体等温转变不同冷却条件下的奥氏体转变过程及其形成的组织对钢的组织和性能起到决定性作用。根据冷却方式不同，过冷奥氏体的转变可分为:连续冷却转变和急冷至A1以下不同温度保温时的等温转变4。图2.2为GCr15经1050奥氏体化后所测得的过冷奥氏体等温转变图，等温转变图是由珠光体转变C曲线和贝氏体转变C曲线两部分组成，过冷

13、奥氏体的等温转变可分为珠光体型高温转变和贝氏体型中温转变，而过冷MS点以下时，则属于马氏体型转变。在1050高温奥氏体化情况下，由于二次碳化物全部溶入奥氏体之后，碳与合金元素的含量已接近钢的成分，此时珠光体区的最不稳定温度可提高至650。图2.3为GCr15经1050奥氏体化后所测得的过冷奥氏体连续冷却转变图。 图2.2 GCr15钢的TTT图 图2.3 GCr15钢的CCT图(奥氏体化温度1O50oC)当GCr15钢奥氏体化温度为1050、二次碳化物全部固溶时，连续冷却转变图出现了二次碳化物开始析出曲线，即过冷奥氏体在发生珠光体或贝氏体转变之前，将首先沿奥氏体晶界析出网状碳化物。二次碳化物的

14、析出主要取决于冷却速度，其析出的数量不仅与碳在奥氏体中的过饱和度有关，而且碳化物形成元素的扩散条件也具有一定影响。由于这些元素沿奥氏体晶界的扩散速度远大于晶内扩散，二次碳化物多沿晶界析出，从而形成断续或连续的网络状，二次碳化物网的平均厚度决定于碳化物析出的数量与奥氏体晶粒表面积大小之比。通过GCr15钢等温转变曲线估算，网状碳化物析出的临界冷却速度约为12/s，所以，过冷奥氏体在冷却过程中为避免网状碳化物的析出，应控制冷速不低于50-70/min。三、控轧控冷对网状碳化物的影响高碳铬轴承钢在热轧和随后的冷却过程中，由于碳在奥氏体中溶解度降低，过饱和的碳化物沿奥氏体晶界呈网状析出，随后的淬火不能

15、完全消除。通过控制轧制和控制冷却工艺对消除GCr15的碳化物网状组织有十分明显的效果，并可获得有利于快速球化退火的预组织，缩短球化退火时间。在此将介绍控轧控冷工艺参数对GCr15钢碳化物网状组织的影响。1终轧温度对钢材组织及网状碳化物的影响5终轧温度大于950，钢材在冷床上进行空冷，切断后进行堆冷，得到比较细的片状的珠光体组织和严重的网状碳化物。这是由于钢坯在奥氏体完全再结晶区轧制后，使晶粒细化，奥氏体晶粒细化有利于碳化物析出地点增多、分散，但由于终轧温度较高，钢材返红温度达到了780，而从780再进行空冷一直到切断这段时间内，仍然是碳化物剧烈析出温度，因而沿奥氏体晶粒间界析出二次渗碳体，在钢

16、材的断面上网状碳化物级别仍比较高。终轧温度850-900之间，得到非常细化的珠光体或变态珠光体组织和级别较低的网状碳化物组织。这是由于钢坯采用高温再结晶型和未再结晶型控轧，当钢坯温度达到未再结晶温度时进行最后轧制，终轧温度仍处于未再结晶区温度，以致不在晶粒边界析出二次碳化物，精轧增加了变形奥氏体晶粒内的变形带，这样，碳化物不仅在奥氏体晶界上，同时也在奥氏体晶粒内的变形带部位析出，碳化物析出变得弥散，形成细化珠光体或退化珠光体，组织得到进一步改善。终轧温度800以下，得到非常细化的变态珠光体组织和级别很低的网状碳化物组织，碳化物呈点状或条状，多数形成半球状或球状的碳化物。当钢坯轧制到终轧前1-3

17、道，通过强制冷却的办法将轧件冷到奥氏体与碳化物两相区温度范围再轧制，其目的是经过两相区变形使先析碳化物与未再结晶的奥氏体同时受到塑性变形，未再结晶的奥氏体经变形，晶粒进一步被拉长，并且在晶粒内增加变形带和位错密度，为细化珠光体球团尺寸、分散碳化物析出创造了条件。在奥氏体变形的同时，先析出的碳化物同样受到塑性变形，在碳化物中形成大量位错，为碳化物溶解、溶断、扩散和沉积创造了有利条件，使先析出的碳化物网形成细小、分散小条状的碳化物颗粒6。2.控制冷却对网状碳化物的影响2.1轧后不同冷却速度得到的组织钢材轧后空冷的组织为粗片状珠光体和较厚的网状碳化物见图3.1。图3.1 轧后空冷钢材的金相组织(a)

18、AC microstructure，(b)network-carbide钢坯轧后经过水压为6MPa水冷箱进行二次水冷。最终返红温度为630，控制冷却钢材的金相组织见图3.2。控制冷却钢材边部和R/2处组织为索氏体和球状碳化物;心部组织为珠光体、索氏体、少量球状碳化物。轧后控制冷却的钢材组织中，有球状碳化物形成，这是由于轧后控制冷却，加快了冷却速度。图3.2 控制冷却钢材金相组织图(a)edge part;(b)R/2 part;(c) centre part2.2轧后开始冷却温度和冷却速度对网状碳化物的影响棒材轧后按照不同的冷却速度进行冷却，终冷温度与水冷后得到的组织的对应关系7见表3.1。表

19、3.1终冷温度与水冷组织的对应关系在900以上，开始冷却温度对网状碳化物析出影响不太明显。在700-750温度范围，网状碳化物析出最为激烈8。如果从较高的轧后温度快冷，就可以抑制在这一温度区间的网状碳化物析出。由于变形促使网状碳化物析出温度Arcm提高，经快冷后使Arcm温度降低，使网状碳化物析出数量减少。同时由于奥氏体晶粒细化，使网状碳化物析出分散、变薄。如果一次快速冷却后返红温度正处在碳化物激烈析出的温度区间，又没有立即进行二次冷却，使钢材在这一温度区间慢冷，则会得到粗大的较厚的网状碳化物组织9。对轧后钢材进行二次水冷，开始水冷温度为850-870，经过穿水冷却后出水冷箱时钢材表面温度为4

20、00-60，最终返红温度为630-670，得到的网状碳化物组织分散而且细小，基本未形成碳化物网。图3.3 不同冷却速度得到的网状碳化物组织(a)6/s，(b) 4/s，(c) 1/s图 3.3是在碳化物析出温度范围内采用不同冷却速度得到的网状碳化物组织。平均冷却速度与网状碳化物级别的关系如图3.4所示。可见随着平均冷却速度的增加，网状碳化物级别不断下降，按照 GB/T18254一2002标准要求，网状碳化物合格级别为2.5级(60mm)。为了得到组织合格的钢材，轧后平均冷却速度必须大于3/S，一般应在5/S以上。图3.4平均冷却速度与网状碳化物级别的关系2.3 轧后控制冷却网状碳化物的分布情况

21、GCr15棒材进行二次水冷后，从水冷后的棒材试样中取6个试样测量其沿横断面不同部位的网状碳化物级别如图3.5。图3.5 不同部位的网状碳化物级别从图3.5可以看出，控制冷却钢材的心部和边部网状级别相差1级左右。4#控冷钢材试样整个截面网状碳化物级别均为1.5级，是因为试样终轧温度为890，一次返红温度为670，最后返红温度为640。钢材在900一700之间冷却速度较快，抑制了碳化物析出，使控制冷却钢材在整个截面上网状碳化物分布均匀并且级别较低;5#为连铸材试样，控制冷却工艺与4#试样相同，但心部网状碳化物级别达到了4.0级，说明连铸坯中心部位存在着严重的碳偏析，经过控制冷却也无法消除网状碳化物

22、;6#试样终轧温度为950，经一次水冷后返红温度为760，二次水冷后返红温度为680，由于在一次水冷到二次水冷温度范围内停留一段时间，正处在碳化物析出温度，过剩碳化物沿晶界析出量增加，晶界上的碳化物网变厚，使试样整个截面的网状碳化物都比较严重。控制冷却的模铸钢材网状级别不大于3.5级，空冷材的网状碳化物级别均在3.5级以上，与空冷钢材相比，控制冷却钢材的网状碳化物有明显改善。经过24架连轧机轧制后进行控制冷却，冷却水压力在 5MPa左右，终轧温度在870，最后返红温度控制在630一640之间，就可以抑制网状碳化物析出。四、球化退火工艺对GCr15钢组织性能的影响101.球化退火工艺对球化组织的

23、影响图4.1为经过控轧控冷的GCrls试样在不同温度退火保温Zh后的显微组织。图4.1退火保温2h后的显微组织(a)780，(b) 800，(c) 820从图4.1可以看出，试样在780退火，保温Zh后的球化组织，对照GB/T18254-2002标准，评为 <l.0级，这是由于加热温度过低，部分原始片状珠光体未能完全溶于奥氏体，在冷却过程中使部分碳化物沿原珠光体片的方向析出，在较低温度下，已析出的碳化物来不及聚集长大，因而获得具有轧材特点的细片状珠光体和细粒状混合物;试样在800退火，得到的球化组织级别为1.5一2.0级。800是珠光体组织退火温度的下限，原始片状珠光体虽已溶解但奥氏体中

24、的化学成分极不均匀，冷却过程中点状碳化物在高温停留时间短，来不及长大，表现为细小的粒状和少量密集点状堆积;试样在820退火，得到的球化组织级别为2.5级。820为正常球化退火温度，在该温度下，原片状珠光体溶断成许多碳化物质点，这些质点或在奥氏体富碳区形成的碳化物晶核在随后的缓慢冷却过程中形成均匀分布的细粒状和少量点状，是比较理想的球化组织。图4.2为经控轧控冷GCr15试样在不同加热温度退火保温4h后的显微组织。从图4.2可看出，在780球化退火试样球化组织级别仍然 <l.0级，说明在较低温度下，碳化物只能部分溶解于奥氏体中，随着时间的延长对球化组织影响不大;试样在800退火，得到的球化

25、组织级别为2.0-2.5级，随着保温时间增加，碳化物有充分时间溶解，颗粒状碳化物明显增多，大部分呈球状，分布比较均匀;试样在820退火，得到的球化组织级别为3-4级，如果试样在820继续保温，由于温度较高，保温时间较长，未溶的碳化物质点作为冷却过程中的再结晶核心容易发生长大，可能形成粗片状珠光体和少量粗粒状碳化物。图4.2退火保温4h后的显微组织(a)780，(b) 800，(c) 820对不同退火工艺的组织可以清晰的观察到碳化物的形貌特征，随着温度升高和保温时间的延长，碳化物的形貌有了较大的改变，球状碳化物越来越多，链状碳化物越来越少，且多数呈短条状，800退火时，碳化物多数己成球状，只有一

26、小部分成链状分布;820退火时碳化物基本上己看不到链状，己经完全转变成为均匀分布的球状碳化物。2.球化退火工艺对网状碳化物的影响图4.3为经过780不同保温时间球化退火的试样进行淬火后的显微组织。图4.3试样780球化退火+淬火后的显微组织(a)2h，(b)4h，(e)6h由图4.3可见，试样经过淬火显微组织较均匀，能观察到少量的网状碳化物，同时带状碳化物也得到了很大程度的改善，随着保温时间的延长，网状碳化物有变薄趋势，碳化物颗粒在马氏体基体上弥散分布，并仍存在部分块状碳化物。图4.4 试样800球化退火+淬火后的显微组织(a)2h，(b)4h，(c)6h图4.4为经过800不同保温时间球化退火的试样进行淬火后的显微组织。从图中的组织可以看出，带状碳化物，网状碳化物都得到了消除，在晶界处碳化物己成细小的颗粒状，但大小不均匀，弥散分布在晶界处，马氏体基体中也有粒状碳化物颗粒。图4.5为经过820不同保温时间球化退火的试样进行淬火后的显微组织。由以上分析可以看出，随着退火温度提高或保温时间延长，使得被破碎的偏析碳化物大部分融入了基体中，在随后的淬火奥氏体化过程中，进一步加快了偏析碳化物颗粒的溶解过程，淬火后晶界处的碳化物颗粒呈弥散分布，使得淬火组织中的偏析碳化物基本上得到了消除;但随着退火温度的继续提高和保温时间的增加，在马氏体基体