軸承在機械產品和工程結構中應用十分廣泛，軸承鋼熱軋后必須經過球化退火，使碳化物完全球化，碳化物呈現較小的球粒狀均勻地分布在鐵素體基體上，這樣的組織可加工性能好，過熱敏感性低，淬火回火后的殘留碳化物細小且分布均勻，因此軸承鋼的耐磨性、彎曲疲勞強度、沖擊韌度均較高^[1-2]。

軋制工藝對GCr15軸承鋼組織有顯著影響^[3]，再大斷面軸承鋼棒材的生產過程中，存在著低溫終軋很難實現和控制冷卻困難的問題。軸承鋼的軋后超快速冷卻能夠使碳化物微細、彌散析出^[4]。GCr15滾動軸承鋼原始組織中碳化物均勻的彌散分布可提高其使用壽命^[5]。

作者在東北大學實驗室用軋制板材代替棒材，對軸承鋼采用高溫變形后快讀冷卻+緩慢冷卻工藝，用以控制網狀碳化物析出得到細小片層珠光體組織，并將軋后板材進行球化退火，研究了超快速冷卻工藝對軸承鋼碳化物的影響。

1 實驗方法

實驗所用材料為國內某特殊鋼廠生產的GCr15軸承鋼坯料，其化學成分（質量分數，%）為：1.02C，0.32Si，0.34Mn，0.009P，0.003S，1.49Cr，0.07Ni，0.15Cu，0.02Mo，0.0017Ti，0.005Al。

將坯料在箱式加熱爐中加熱到1050~1100℃并保溫1h，出爐后在1000℃進行3道次軋制，終軋溫度在980℃左右，終軋后試樣規(guī)格為15mm×40mm×500mm的鋼板，總變形量為53.1%。軋后進行超快度冷卻，冷卻速度控制在100~200℃/s。冷卻后將板材放入鋪有石棉氈的鐵箱內緩冷到室溫。表1為實驗用GCr15軸承鋼熱軋后不同冷卻過程中的實測工藝參數。

表 1 熱軋試驗工藝參數 / Tab.1 The process parameters of hot rolling test

工藝編號	開軋溫度 / ℃	終軋溫度 / ℃	冷卻速度 / (℃/s)	終冷溫度 / ℃
1#	998	975	135	800
2#	995	978	124	760
3#	996	980	130	715
4#	995	973	110	615

將冷卻到室溫的板材加熱到810℃并保溫6h，隨爐緩冷到650℃（冷卻速度約為0.05℃/s）后出爐空冷。對球化退火后的纖維組織進行觀察，分析超快速冷卻工藝對軸承鋼球化退火后組織性能的影響。

2 實驗結果與分析

2.1 顯微組織和硬度

軸承鋼經過超快速冷卻到室溫，球化退火后得到的顯微組織如圖1所示?？梢钥吹?，球化退火后，碳化物都發(fā)生了不同程度的球化。經工藝1#、2#冷卻到室溫后球化退火的試樣，其組織中能看到少量細片狀珠光體存在，球化組織不均勻，見圖1(a)、(b)。隨超快冷終冷溫度降低到715℃后，球化退火組織中明顯的細片狀珠光體消失，碳化物呈較小的球狀和點狀均勻分布在鐵素體上，得到均勻的球化珠光體組織，見圖1(c)、(d)。

球化退火后1” ~ 4”試樣硬度的平均值分別為169、187、205和217HB?？梢钥吹?，GCr15軸承鋼在超快速冷卻過程中，隨著終冷溫度的降低，硬度呈增大趨勢。在工藝4^#條件下得到硬度值最高。

2.2 超快速冷卻與細珠光體

軸承鋼經高溫熱軋后超快冷卻，使鋼材表面的溫度迅速過冷到馬氏體點(M_s)以上并立即中止強冷過程，隨后過冷的板材表面溫度在心部熱量向外傳導過程中回升至珠光體轉變溫度區(qū)域，并與心部過冷奧氏體一起進行緩慢冷卻。即鋼材表面超快速冷卻和溫度回升過程均在過冷奧氏體轉變曲線的孕育期區(qū)域內完成，整個過程不產生相變。而板材內部依靠于表面較大的溫度差，冷卻速度也相對提高，可以達到抑制網狀碳化物析出的冷卻速度要求。

GCr15軸承鋼在超快速冷卻冷卻條件下，網狀碳化物析出得到抑制，其獲得細小珠光體組織的原理示意圖見圖2.圖中GSE線以上為奧氏體區(qū)，ES線以右為先共析二次碳化物區(qū)。可以看到，含碳量1.02%的GCr15軸承鋼自奧氏體慢慢冷卻過程中，將沿ES線析出先共析二次碳化物。隨著二次碳化物的析出，奧氏體的碳濃度逐漸向共析成分（S點）接近，最后具有共析成分的奧氏體在A₁點以下轉變?yōu)橹楣怏w。若將A₃和A_Cm分別延伸到A1溫度以下，SE’線表示滲碳體在過冷奧氏體中的飽和溶解度極限，SG’則為鐵素體在過冷奧氏體中的飽和溶解度極限。如圖2中所示，含1.02%的GCr15軸承鋼自奧氏體區(qū)超快速冷卻快速通過二次碳化物析出區(qū)后進行緩慢冷卻，隨著終冷溫度的降低，過冷奧氏體在先共析二次碳化物析出區(qū)停留時間減少，雖然不能完全抑制先共析二次碳化物的析出，但二次碳化物析出量減少，同時也縮短了其在晶界處聚集長大的時間，因此網狀二次碳化物級別減弱。同時由于過冷度增大，珠光體轉變溫度降低，在珠光體轉變區(qū)域內以一定速度緩慢冷卻過程中得到細小的珠光體組織。隨終冷溫度繼續(xù)降低，轉變溫度降低，陰影區(qū)濃度差值變大，則珠光體轉變前先共析二次碳化物的析出和聚集長大甚微，消除了先共析二次碳化物的網狀析出，非共析成分奧氏體唄過冷到陰影區(qū)后的緩慢冷卻過程中，將同時析出鐵素體和滲碳體。這種轉變過程和轉變產物類似于共析轉變，但轉變產物中鐵素體和滲碳體的比值（或轉變產物的平均成分）不是定值，而是隨著奧氏體碳含量變化而變化，故稱為偽共析轉變，得到了抑制網狀碳化物析出的細小偽共析組織。

因此，工藝1^#、2^#冷卻到室溫后的組織中有少量細片狀珠光體存在。隨著超快速終冷溫度降低，工藝3^#、4^#冷卻到室溫后的組織中細片狀珠光體消失，珠光體組織球化效果較好。通過冷卻強度較大的超快速冷卻工藝，提高了鋼材內外部冷卻速度，達到了抑制網狀碳化物析出的目的。

2.3 片狀珠光體的球化

在超快速冷卻過程中，終冷溫度過高，則球化退火后的組織不均勻，晶界處有網狀結構存在，隨終冷溫度的降低，球化退貨后得到均勻的組織。

球化珠光體組織是通過片狀珠光體中滲碳體的球狀化而獲得的。在球化退火過程中，將其加熱到A₁稍下的較高溫度長時間保溫，片狀珠光體能夠自發(fā)地變成粒裝珠光體。這是由于片狀珠光體具有較高的表面能，轉變?yōu)榱Ｑb珠光體后系統(tǒng)的能量（表面能）降低，是個自發(fā)的過程。圖3為片狀珠光體球化機理示意圖^[6]。

片狀珠光體是由共析滲碳體片和鐵素體片構成的。滲碳體片中有位錯存在，并可形成亞晶界或高位錯密度區(qū)，鐵素體與滲碳體亞晶界接觸處形成了具有凹陷的溝槽，見圖3(a)。在凹坑兩側的滲碳體與平面部分滲碳體相比，具有較小的曲率半徑。與溝槽壁接觸的奧氏體具有較高的溶解度，將引起談在奧氏體中擴散并以滲碳體的形式在附近平面滲碳體上析出。為了保持平衡，凹溝兩側的滲碳體尖角將逐漸被溶解，從而使得曲率半徑增大。這樣破壞了此處的相界表面張力(γ_am-a與γ_am-cem)平衡。為了保持這一平衡，凹溝槽將因滲碳體繼續(xù)溶解而加深，見圖3(b)。原始組織中的細節(jié)珠光體由于珠光體片層間距較小，在加熱過程中比粗片狀珠光體易于溶解、溶斷和形成均勻彌散分布的細小點狀碳化物顆粒。這些粒狀碳化物細小且有很大分散度，它使奧氏體分解時的碳原子為短程擴散，造成了原子遷移的最有利條件，于是可以加速珠光體球化過程。因此在實驗中，隨著超快速冷卻終冷溫度由800℃降低到715℃時，原始組織中珠光體片層間距減小，晶界處網狀二次碳化物析出減弱并最終消失，因此得到了均勻的球化珠光體組織。而且，隨著熱軋后終冷溫度的降低，過冷度增加，珠光體中位錯密度和亞晶界數量增大，也促進了珠光體球化進程。

3 結論

(1) 軸承鋼經熱軋后超快冷卻，在經過球化退火后，碳化物都發(fā)生了不同程度的球化；

(2) 在超快速冷卻條件下，隨終冷溫度的降低，軸承鋼球化退火后的組織均勻，硬度增大；

(3) 超快冷卻使軸承鋼網狀碳化物的析出受到抑制。隨著熱軋后終冷溫度的降低，過冷度增加，珠光體中位錯密度和亞晶界數量增大，有助于珠光體獲得更好的球化效果。