【轴承专栏5】第一代、第二代和第三代轴承钢及其热处理技术的研究进展(五)​

作者简介：朱祖昌(1941－) ，男，教授，主要从事材料表面改性和模具钢的热处理研究。联系电话:[phone];E－mail:[e-mail]

3.2.3 GCr15 钢超快速冷却技术在我国的开发应用

上文已经多次指出，超快速冷却技术 UFC 使轧制钢板性能产生质的飞越，同时使材料成本和消耗大大降低，再与 ACC 配合可以实现多种冷却相变路 径控制以获得需要性能钢铁材料。我国已经在这方 面给与了充分重视，并已经取得了卓越的成果。

轴承钢采用新一代控轧控冷技术，NG-TMCP 的 实质将涉及奥氏体 A 在奥氏体再结晶温度区的热轧变形和热变形后进行超快速度冷却，要研究保持硬化态的热变形奥氏体 A 在超快冷却转变中析出二次碳化物和转变成珠光体的行为，这归根结底就是要着重研究热轧变形和超快冷对轴承钢连续冷却转变CCT 曲线的影响。

东北大学的轧制技术及连轧自动化国家重点实验室 ＲAL 课题组［45］首先利用 Gleeble 1500 热模拟试验机和实验室自主研发的 MMS-300 型热力模拟试验机进行研究，测定了连续冷速为 0.5 ～ 200 ℃ /s 和在 980、800℃ 温度下变形 0% 、20% 、40% 和 50% 条件的 CCT 曲线和显微组织的变化。本文对主要相 关的论述观点比较系统和简洁地进行归纳，使人一 目瞭然。

实验使用的 GCr15 钢的成分为 1.02C、0.32Si、0.34Mn、1.49Cr、0.07Ni、0.15Cu、0.02Mo、0.0017Ti、 0.005Al、0.009P、0.003S( 质量分数，% ) 。试验机配 备控制冷速和快速测定记录温度、长度和时间的功 能。转变后得到的网状碳化物按试样通过淬回火后的相关国家标准评定。通过热膨胀方法对实验结果分析得到该 GCr15 钢在 980 ℃ 时变形 0% 、20% 、 40% 和 50% 时 CCT 曲线，对应的连续冷却速度为 0.5、1、2、3、4、5、6、7、8、10 和 20 ℃ /s。我们选取 980 ℃温度时变形量为 0% 和 50% 的曲线示于图 21，图 中为了方便理解钢在冷却过程的相变过程，确定的 相区以不同淡灰色和英文字母表示。随变形量增加和冷却速度改变，二次碳化物析出温度、形态、级别，以及珠光体转变温度、形态相应发生的变化分析如 下，最后还提及对马氏体转变影响。

(1) 二次碳化物的析出: 从图 21 可以看出随变形量增加时，析出碳化物的温度提高; 当随着冷速增 加时，二次碳化物析出温度对应出现降低。我们可 以列出数据于下表 7 中。表中非括号中数字为作者公布的数值［45］，括号中的数字为我们按该图约算的 数值。当冷速在 0.5 ～ 2 ℃ /s 范围内增加，析出温度出现降低的值较小，在 ＞ 2 ℃ /s 时，析出温度出现降 低的值增大，说明冷却速度提高的影响在这时占主 导地位。在 0% 变形量时抑制碳化物析出的临界冷速为 5 ℃ /s，在 40% 和 50% 变形量下的临界冷速为 8 ℃ /s，可以见得，GCr15 钢在 980 ℃ 时变形 40% 和 50% 时对二次碳化物析出起到促进作用。由此得出: GCr15 钢在冷却速度 ＞ 8 ℃ /s 条件下不析出二次碳化物。在小于抑制碳化物析出的临界冷速下，钢的组织进入( 过冷奥氏体 Au + 二次碳化物 C) 的区 域。这儿，Au 为 undercooled austenite。

钢中析出的网状碳化物的形态由完整连续网状 逐渐变化为断裂的点条状形貌。二次网状碳化物厚 度随着冷却速度的变化示于图 22，同时可测定 A 晶 粒逐渐细化。冷却速度为 2 和 8 ℃ /s 时的厚度分别 是 0.42 和 0.19 μm，对应的形貌为完整的连续网状二次碳化物和断裂的点条状碳化物。另外，二次网 状碳化物和基体中含 Cr 量都随着冷却速度改变，按 能谱分析变化近似示于图 23，相应与 Cr 的扩散( 在不同温度和不同时间下) 相关。冷速以 1 ℃ /s 冷至 室温时，二次网状碳化物中和基体中的含 Cr 量分别 为 4.09% 和 1.55% ，相差 2.64 倍; 冷速以 5 ℃ /s 和 8 ℃ /s 冷至室温时，二次网状碳化物和基体中的含Cr 量分别为 1.90% 、1.62% 和 1.70% 、1.70% 。

析出碳化物的级别在一定变形量下随着冷却速度增加呈现降低的变化: 如当 980 ℃变形 40% 时，在冷却速度 0.5 ℃ /s 条件下，试样中最严重区域的网 状碳化物级别为 5 级( 该文作者未说明评定标准号) ，在 5 ℃ /s 和 8 ℃ /s 时为 3 级和 2 级( GB /T18254—2002) 。这 8 ℃ /s 时的网状碳化物不再完整 连续，呈出现断裂的点条形状分布在基体中，对应冷 却到室温的淬火回火后经深腐蚀的组织如图 24，碳 化物厚度为 0.19 μm。

(2) 对珠光体转变 PT 影响: 从图 21 同样可以看 出随变形量增加时，奥氏体 A 转变为珠光体 P 的温度升高，当随着冷速增加时，发生珠光体转变 PT 的温度对应出现降低。在冷速小的范围这种 A→P 的转变温度降低较小，大于一定的冷速时，A→P 的转变温度降低较大。

在不变形条件下完全发生珠光体转变的临界冷却速度为 3 ℃ /s，随着变形量增加到 50% 时的临界冷却速度为 5 ℃ /s。即当冷却速度 ＞ 5 ℃ /s 时，珠 光体转变不能完成，钢的组织开始进入( Au + C + P) 区域，残留的过冷奥氏体 Au 在 Ms 点时发生马氏体转变 MT，得到( C + P + M + 残余奥氏体 Ar) 组织。 当冷却速度 ＞ 10 ℃ /s 时，钢的组织进入过冷奥氏体Au 区域，在温度冷却达到 Ms 时发生马氏体转变，得 到( 残余奥氏体 Ar + M) 组织。为此，珠光体转变的上、下临界冷速为 10 ℃ /s、5 ℃ /s( 3 ℃ /s) 。关于珠 光体转变的上、下临界冷速的描述可以参见资料［83］。

将不同冷却速度和变形量下发生珠光体转变的开始时间和结束时间表示在图上就得到图 25。图中 虚线为二次碳化物析出线，比较粗的实线为不同变形量下 PT 的开始线和结束线，自上至下分别表示变形量为 50% 、40% 、20% 和 0% ，开始线和结束线之 间的细实线为 PT 中止线。为了更好理解钢在冷却过程的相变过程，我们将图中确定的相区以淡灰色 和英文字母表示得更加明确。相区之间的白色部位，读者可以按本文中说明加以分辨。

图 25 表示变形量范围对应为( 0% ～ 20% ) 和 ( 40% ～ 50% ) 和冷却速度对应为( 0.5 ～ 3 ℃ /s) 和 ( 0.5 ～ 5 ℃ /s) 相应的条件下完成转变后的组织组成全部为( 碳化物 C + 珠光体 P 组织) ; 变形量范围对应为( 0% ～ 20% ) 和( 40% ～ 50% ) 和冷却速度对应为( ＞ 3 ℃ /s) 和( ＞ 5 ℃ /s) 相应的条件下完成转变后的组织组成全部为( Au + C + P) ，这部分过冷奥氏体 Au 在相应 Ms 点转变为马氏体，得到( M + C + P) 组织，在未冷却到 Mf 点时，还存在残余奥氏体Ar，即得到( M + C + P + Ar) 组织。图上表示的信息内容与上述的一致。其中珠光体形态在冷却速度≤6 ℃ /s 时为片层状，＞ 6 ℃ /s 时为粗大不规则的 类似片层状组织，渗碳体呈断续的短片状结构，有称 退化珠光体( 或称变态珠光体) 的，铁素体和碳化物 的位向处于紊乱状态，其显微硬度仍然增大。

图 25 十分明确指出，在一定的变形量下，随着冷却曲线的冷速增大，珠光体转变的开始和结束转变温度降低; 在一定的冷速条件下，随变形量增加， 珠光体转变的开始和结束转变温度出现升高趋势， 如表 8 表示。得到珠光体组织的片间距 d 和 HV 硬度和冷速关系示于图 26。

(3) 对马氏体转变的影响: 从图 21 可以看出，在冷却速度相对比较缓慢条件下，马氏体转变曲线在 其右側出现抬高。这是因为在高温区域随着二次碳 化物的析出，基体中 C 和 Cr 的含量降低，其马氏体点对应升高。

东北大学的轧制技术及连轧自动化国家重点实验室对轴承钢棒材生产的超快速度冷却技术研究进行得很深入［76 － 82］，这一技术已经在我国投入了工业化应用。在轧钢工厂原有连轧生产线上的连轧机组后增设超快速冷却系统，通过调节水压、喷嘴孔大小以及冷却水管数量与轧制速度等，针对不同规格的轧制棒材在高温终轧后实施超快速冷却，瞬时冷却速度可以增加到 400 ℃ /s 以上，达到在轧制棒材整 个截面上抑制网状合金渗碳体析出和获得细层片状 珠光体组织，从而得到优良的球化退火预组织。

国内某特殊钢棒材生产厂的连轧机组中的粗 轧、中轧和预精轧各为 6 架机组以及精轧 4 架机组， 共有 22 架轧机，生产∅20～∅80 mm 棒材。相应的 轧制速度在 1.1 ～ 12 m /s 范围，棒材经高温轧制成对应规格并进行分段剪切后在缓冷的冷床上实现冷 却。在这条生产线上安装超快速冷却装置的 1#、2# 和 3#水箱，针对不同规格的轧制棒材生产以实现抑 制轴承钢在冷却过程中出现网状渗碳体和获得细层 片状珠光体组织的超快速度冷却技术的目的。

3 套水箱各有三条不同的内径管道供不同规格 轧材选用。其中 1#超快速冷却水箱长 8 m，有 9 个喷嘴: 6 个正喷，2 个反喷和 1 个气吹; 2#和 3#水箱各 长 5 m，有 7 个喷嘴: 4 个正喷，2 个反喷和 1 个气吹。他们的冷却水压最高可达 1.5 ～ 1.8 MPa，水为循环 水。这种喷水方式可达到在采用喷水方法的超快速冷却过程中使棒材表面上不出现蒸汽膜阶段，从而 使冷却过程中的换热系数激剧增加，使该系统的超 快瞬时冷却速度最高达≥400 ℃ /s。高换热系数下和超快速冷速条件下，棒材表面的温度迅速降低，棒 材心部的温度随着热传导的进行也不断降低。

超快速冷却系统的布置示意图见图 27。冷却系统中设置温度测定点，应用红外测温仪测定轧制过 程中棒材表面温度，同时可以计算不同冷却阶段的冷却速度。生产棒材在超快速装置上经超快速冷却后，棒材表面很快冷却至一定的温度值后( 表 9 中表 示) ，在冷却水箱之间或在装置以后进入冷床的过程 中会出现返红( 由于棒材内部热量传递出来) 到一定温度( 见表 9) ，从而减缓冷速并在冷床的冷却过程 中完成珠光体相变等。整个过程的工艺曲线示于图28 中。图 28 中表示: 规格为 200 mm × 200 mm 轴承钢方坯于 650 ℃ 进入加热炉，加热温度为 1200 ℃， 总加热时间为 6 h，出炉温度在 1110 ～ 1150 ℃ 范围， 进入连轧机组进行粗、中、预精和精轧工序，终轧温 度为 980 ～ 1000 ℃。对每种超快速冷却试验材料的具体工艺数据列于表 9 中，表中分别列出轧制速度、 终轧温度、超快速 UFC 装置中工艺参量( 开启水箱 号、水压、冷却时间) ，冷却最后的温度、冷却时间和 棒材最高的返红温度等。

对于∅30 mm 棒材，工艺编号按 30-1 执行。在 轧制速度 4.5 m /s 时，为达到在棒材整个截面上抑 制析出网状碳化物的足够的超快速冷却速度，1#、2# 和 3#水箱全部开启，水压为 1.3 MPa，超快速冷却时 间为 4 s( 按三段水箱总长 18 m 计算) 。超快速冷后棒材表面温度为 459 ℃，棒材内部传递出来的热能 使棒材表面返红，温度为 710 ℃ 并呈均匀分布。同 时使棒材心部的冷速提高至大于二次网状碳化物临界析出速度，从而也抑制其心部出现网状碳化物组 织。在出 3#水箱后的 22 m 冷却通道和冷床中缓冷完成珠光体转变，去应力及去氢退火等。检验结果表明: 网状碳化物级别为 1 级，过冷奥氏体完全转变为珠光体。

对于∅40 mm 棒材，工艺编号按 40-1 执行。在 3.3 m /s 轧制速度时，1#、2#、3#水箱全部开启，水压 为 1.3 MPa，以实现棒材表面抑制网状碳化物的析 出，超快冷却时间为 5.6 s。超快冷后棒材表面温度为 448 ℃，棒材内部传递出来的热能使棒材表面返 红，温度为 695 ℃ 并呈均匀分布。同时使棒材心部的冷速提高至大于二次网状碳化物临界析出速度， 从而抑制其心部出现网状碳化物组织。在出 3#水箱 后的 22 m 冷却通道和冷床中缓冷完成珠光体转变， 去应力及去氢退火等。检验结果表明: 网状碳化物 级别为 1 级，过冷奥氏体完全转变为珠光体。

对于∅60 mm 棒材，工艺编号按 60-1 执行。在 1.5 m /s 轧制速度时，开1#和3#水箱，水压1.3 MPa，在水箱中的总超快冷时间为 8.6 s。在 1#水箱超快速冷却使棒材表面温度达 348 ℃ ( ＞ Ms) ，并使棒材 心部热量向外继续传递出来，使表面温度返红( 返红时间为 11 s) 至 695 ℃，这一阶段冷却达到抑制棒材 表面析出碳化物网; 随即通过 3#水箱的超快速冷却。 棒材表面温度又降低至 400 ℃ 以下，这第二阶段冷 却使棒材心部热量继续传递出来，使心部的冷却速度提高，抑制心部网状碳化物的析出。冷却以后，心 部和表面冷速比较接近一致，以较慢冷却速度完成 珠光体转变，在出 3#水箱后的 22 m 通道上和冷床中 缓冷并能去除应力和去除氢脆等。按这一工艺生产 的棒材表面、1 /4 处和心部的 OM、SEM 显微组织可见图 29 和图 30。可见得到的结果是在棒材整个面 上抑制了析出网状碳化物和实现了全部缓冷完成珠光体转变。

表 9 中表示按工艺 60-01、60-02 和 60-03 的∅60 mm 棒材的生产与试验工艺 60-1 的情况基本相同。

高温轧制后超快速冷却过程中的棒材表面和心 部的冷却温度曲线应用了建立有限元模型，采用 PLANE35 热单元求解，利用 Ansys 前处理器进行模 型单元网格划分等进行处理［45］，求得的 30、40 和 60 mm 钢材的冷却温度-时间变化曲线分别示于图31、32、33 的( a) 中。我们针对这些图应用计算机处理求得对应之温度-冷却速度曲线示于图 31、32、33 的( b) 、( c) 、( d) 中。其中( b) 为针对( a) 作的温度-冷却速度曲线; ( c) 为棒材表面、四分之一部位和心 部在温度达到平衡的继续冷却曲线放大( 这一阶段主要在冷床上进行) ，因为冷速比较接近，仅以一条粗虚线表示，细点线表示发生珠光体转变的下临界速度数值; ( d) 为二次碳化物析出的温度区域中棒材 在四分之一部位和心部的温度-冷却速度曲线放大， 图中细虚线为二次碳化物析出的临界速度数值。由 这些图可以十分明白采用的超快速 UFC 冷却工艺能 在棒材整个截面上抑制析出网状碳化物组织和使过冷奥氏体全部完成珠光体转变的本质原因。我们在 相对应的图上表示了二次碳化物的临界冷却速度和珠 光体转变的下临界速度，说明是十分恰当的。

工作进行到这里，可以进一步分析。对∅30 和∅40 mm 棒材采用相同 UFC冷却工艺参数( 轧制速度的不同使冷却时间发生变化) 进行超快速冷却时，前者的冷却速度会更快，棒材表面的温度返红速度也加快( 比较图 31 和图 32 中的( b) ) 。进行比较以后可以发现，工艺编号按 40-1 执行的∅40 mm 棒材的生产效果更好和更安全。工艺编号按 30-1 执行的∅30 mm 棒材的生产还有可以调整的余地，适当改动 UFC 冷却工艺参数，可以像 40 mm 棒材一样达到更好和更安全的生产效果。我们认为，GCr15 棒材 采用 UFC 冷却技术应该尽量达到更好和更安全的生产效果也是相当重要的。工艺编号按 60-1 执行的∅60 mm 棒材的生产过程中，在二次碳化物析出温度区域中出现的 2 次冷却速度低于 8 ℃ /s 的现象( 图 33 中的( d) ) ，这估计对碳化物形貌影响不会大，但 是，是否可以进一步改进还可以研究。为此，我们在 这里提出的方法可以对 UFC 工艺参数调整起到相当 方便的一定借鉴作用。 

∅30、∅40、∅60mm 轴承钢棒分别经过工艺 30-1、工艺40-1、工艺60-1 的超快速冷却后，棒材整个截面上的网状碳化物级别均不大于 2 级( GB /T 18254— 2016，原来文献中为 18254—2002，现在已经废除，因 为碳化物级别图没有改动，在本文中则表示为 2016 年标准) 。棒材整个截面上显微组织均为细小珠光 体，珠光体片间距为 0.19、0.19 和 0.21 μm。硬度为 393.22、378.22 和 373.4 HV。

东北大学的轧制技术及连轧自动化国家重点实验室 ＲAL［45］已经指出，将轴承钢超快速冷却技术分 别成功应用于宝山钢铁股份有限公司特殊钢分公司、江阴兴澄特殊钢有限公司及石家庄钢铁有限责 任公司等企业，在不改变原有热连轧生产工艺的基础上，在连轧机组后安装三组超快速冷却系统，通过调节水压、喷嘴孔大小以及冷却水管数量，针对不同规格棒材进行高温终轧后超快速冷却，瞬时冷却速度可以达到 400 ℃ /s 以上。经过超快速冷却后，不 同规格棒材断面不同位置的冷却速度均可以达到抑 制网状碳化物析出、过冷奥氏体完全发生珠光体转变的要求，网状碳化物级别均达到不大于 2 级，符合轴承行业标准。 (未完待续）