張劍鋒
1 概述
GCr15 鋼含約1.0%的碳，屬于過(guò)共析鋼，熱軋條件下的GCr15 鋼在傳統(tǒng)工藝情況下得到的微觀組織一般為片狀珠光體和網(wǎng)狀碳化物。這種金相組織表現(xiàn)為較高的硬度和低的塑性，后續(xù)的加工非常困難，加工工具磨損嚴(yán)重，生產(chǎn)效率低，不能滿足直接拉拔的要求。為提高塑性、降低硬度，一般需要進(jìn)行一次球化退火。傳統(tǒng)的球化退火需要較長(zhǎng)的時(shí)間，一般為10-15h。因此，希望通過(guò)優(yōu)化軋制工藝來(lái)直接軟化熱軋狀態(tài)下的GCr15 鋼。作為一個(gè)變通的辦法是通過(guò)控制軋制和控制冷卻來(lái)實(shí)現(xiàn)熱軋生產(chǎn)線上的直接球化，或者通過(guò)熱軋之后的短時(shí)間后續(xù)熱處理來(lái)實(shí)現(xiàn)球化。如果上述的研究成功，可以大大提高產(chǎn)品后續(xù)的加工時(shí)間，從而有效提高產(chǎn)品的產(chǎn)量，降低生產(chǎn)成本。
興澄特鋼對(duì)上述問(wèn)題進(jìn)行了研究，通過(guò)控制軋制和控制冷卻優(yōu)化材料的組織結(jié)構(gòu)，達(dá)到在軋制過(guò)程中直接降低硬度和提高塑性的目的。整個(gè)研究控制的重點(diǎn):①通過(guò)優(yōu)化工藝消除晶界的網(wǎng)狀碳化物；②盡可能增加片狀珠光體的片層間距；③優(yōu)化工藝，探索在控制軋制和控制冷卻的條件下，直接得到球化組織的可能性；④利用形變誘導(dǎo)相變技術(shù)得到球化組織的可能性。研究的最終目的是提高GCrl5 鋼的塑性，面縮率達(dá)到30%以上。
通過(guò)熱模擬試驗(yàn)，結(jié)果表明，采用低溫軋制工藝，慢的冷卻速度，可以得到高塑性的軸承鋼。進(jìn)精軋前的溫度低些，保溫時(shí)間延長(zhǎng)，可提高塑性。
2 研究方法
利用熱模擬試驗(yàn)機(jī)，接近軋制實(shí)際變形工藝進(jìn)行不同溫度模擬，以觀察塑性的變化。
首先，優(yōu)化當(dāng)前的熱軋工藝，增加珠光體的片層間距和完全消除晶界網(wǎng)狀碳化物，使熱軋狀態(tài)GCr15 鋼的硬度降低和塑性提高。其次，研究控制軋制和控制冷卻直接球化的工藝。試驗(yàn)用試樣GCr15 鋼的化學(xué)成分列于表1。
軋制工藝的優(yōu)化集中在最后的精軋段。原始試樣取自初軋、中軋以及預(yù)精軋后的棒材。其軋制工藝為950℃奧氏體化，經(jīng)過(guò)25 道次軋制，截面壓縮率約為93%。
先利用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察和分析原始試樣的顯微組織。再在Gleeble3800 熱模擬機(jī)上研究軋制溫度和冷卻速度對(duì)產(chǎn)品微觀組織的影響。860℃和820℃作為研究的溫度。試樣加熱到給定的溫度保溫20min 后分別以空冷和爐冷的方式冷卻。
從預(yù)精軋后的棒材上切割直徑為10mm、長(zhǎng)為15mm 的試樣，研究了預(yù)加熱，軋制溫度和冷卻速度對(duì)組織的影響。所有的試樣經(jīng)過(guò)5 個(gè)道次的變形，每個(gè)道次的形變量為12%。
用熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)8 個(gè)大試樣(70mm×70mm×50mrn)進(jìn)行力學(xué)性能分析，并利用SEM 觀察了試樣的微觀組織，測(cè)量了試樣的硬度、抗拉強(qiáng)度以及面縮率。
3 結(jié)果和討論
3.1 當(dāng)前工藝分析
原始試樣是經(jīng)過(guò)初軋、中軋和預(yù)精軋后的材料。根據(jù)現(xiàn)場(chǎng)的工藝資料，當(dāng)前現(xiàn)場(chǎng)所采用的精軋溫度是在930℃(人口)至980℃(出口)之間。由于從初軋到預(yù)精軋的溫度范圍與當(dāng)前所用的精軋溫度范圍基本相同，所以有理由認(rèn)為采用當(dāng)前工藝精軋后的微觀組織應(yīng)該與試驗(yàn)原始試樣的微觀組織相似。
原始試樣的微觀組織如圖1 所示。由細(xì)的片狀珠光體和網(wǎng)狀碳化物組成。這樣的微觀組織將導(dǎo)致GCr15 鋼產(chǎn)品具有高的硬度和低的面縮率。
碳化物相變溫度大約在900℃，珠光體轉(zhuǎn)變溫度大約在745℃。對(duì)于當(dāng)前的軋制工藝，精軋溫度窗口完全在碳化物相變溫度以上。如此高的加熱溫度(950-1020℃)和高的精軋溫度(930-980℃)將導(dǎo)致碳化物可以完全溶解于奧氏體基體。熱軋過(guò)程中形變產(chǎn)生的位錯(cuò)密度提供了擴(kuò)散路徑，更加速了碳化物的溶解。同時(shí)高溫形變后的再結(jié)晶過(guò)程也會(huì)形成較大的晶粒尺寸。因此在當(dāng)前現(xiàn)場(chǎng)的軋制工藝條件下，微觀組織是相對(duì)比較均勻的不合殘留碳化物粒子的晶粒尺寸較大的奧氏體。
精軋之后，當(dāng)奧氏體冷卻時(shí)到達(dá)碳化物轉(zhuǎn)變溫度(約900℃)，由于在奧氏體晶界形核具有形核激活能低、擴(kuò)散系數(shù)高的特點(diǎn)，先共析碳化物將優(yōu)先在奧氏體晶界形核而形成網(wǎng)狀碳化物。網(wǎng)狀碳化物的產(chǎn)生將大大損害產(chǎn)品的塑性性能，減少產(chǎn)品的面縮率。
當(dāng)奧氏體進(jìn)一步冷卻到珠光體轉(zhuǎn)變的溫度，由于奧氏體完全再結(jié)晶且具有大的晶粒尺寸，同時(shí)在奧氏體晶粒內(nèi)不存在殘留的碳化物粒子，這些都使得珠光體轉(zhuǎn)變需要更大的相變驅(qū)動(dòng)力，從而使得珠光體轉(zhuǎn)變發(fā)生在較低的溫度，導(dǎo)致形成的珠光體具有較小的片層間距。小的珠光體片層間距將導(dǎo)致產(chǎn)品的硬度提高。
通過(guò)上面的分析得出，當(dāng)前所采用的軋制工藝中過(guò)高的加熱溫度和軋制溫度，使得奧氏體在冷卻過(guò)程中，碳化物將會(huì)在奧氏體晶界析出形成網(wǎng)狀碳化物，導(dǎo)致低的面縮率。隨著奧氏體進(jìn)一步冷卻到較低的溫度，得到較小的片間距的珠光體組織而導(dǎo)致較高的硬度。這種組織和性能可以通過(guò)從軋制溫度快冷到700℃左右，然后在700℃—630℃的溫度范圍內(nèi)緩慢冷卻得到一定的改善。但是對(duì)于這種軋制工藝僅僅通過(guò)控制冷卻就使組織和性能得到很大的改善非常困難。
3.2 熱模擬試驗(yàn)的結(jié)果和討論
為了優(yōu)化軋制工藝，利用G1eeble3800 試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行了模擬研究。典型的試驗(yàn)結(jié)果如下:
1)預(yù)先加熱對(duì)微觀組織的影響
為了再現(xiàn)當(dāng)前工藝的原始組織，試樣加熱到950℃保溫20min，然后空冷到軋制溫度860℃和820℃軋制4 道次，道次壓下量為12%。軋制之后試樣以480℃/h 冷卻到650℃后水淬.
從試樣的微觀組織可以看出，組織中的網(wǎng)狀碳化物不能被完全消除。這說(shuō)明當(dāng)試樣加熱到950℃，這個(gè)溫度高于碳化物分解溫度，碳化物幾乎完全可以溶解到奧氏體基體中。由于高溫條件下，擴(kuò)散系數(shù)大，所以?shī)W氏體的均勻化也可以進(jìn)行。對(duì)于這樣的原始組織，當(dāng)奧氏體冷卻到碳化物析出的溫度時(shí)，由于缺少已存的碳化物核心，碳化物的析出將會(huì)沿奧氏體晶界形成網(wǎng)狀碳化物。因此，當(dāng)預(yù)精軋之后的溫度高于碳化物分解的溫度(約900℃)時(shí)，從預(yù)精軋溫度冷卻到給定的精軋溫度時(shí)，冷卻速度必須足夠快，以抑制網(wǎng)狀碳化物析出。當(dāng)加熱至950℃后采用較快冷卻速度(1.2℃/s)，在從加熱溫度冷卻到軋制溫度的冷卻過(guò)程中碳化物的析出將被抑制，碳化物的析出將發(fā)生在軋制過(guò)程中。由于形變產(chǎn)生的位錯(cuò)提供了碳化物優(yōu)先形核的位置，所以碳化物可以在奧氏體晶粒內(nèi)形成而消除了網(wǎng)狀的碳化物。但是在這種條件下，由于沒(méi)有足夠的碳化物粒子作為形變誘導(dǎo)相變轉(zhuǎn)變的核心，所以最終的組織為片狀珠光體。
2)軋制溫度對(duì)微觀組織的影響.
為了研究通過(guò)控制軋制和控制冷卻來(lái)實(shí)現(xiàn)直接球化的可能性，試樣加熱到軋制溫度880℃和840℃保溫5min 后軋制4 道次，道次壓下量為12%。軋制之后試樣以480℃/h 冷卻到630℃后水淬。
微觀組織表明，隨著加熱和軋制溫度的降低，更多的殘留碳化物可以被保留在奧氏體基體中。這些保留的碳化物可以被作為形變誘導(dǎo)相變轉(zhuǎn)變的已經(jīng)存在的碳化物核心而誘發(fā)形變誘導(dǎo)相變機(jī)制形成球化的組織。但是在這個(gè)冷卻速度下，形變誘導(dǎo)相變機(jī)制和傳統(tǒng)的珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制可以同時(shí)發(fā)生，因此，最終表現(xiàn)為部分球化的組織。
3)精軋之后冷卻速度對(duì)組織的影響
以480℃/h 和280℃/h 的冷卻速度用來(lái)研究冷卻速度對(duì)微觀組織的影響。試樣加熱到840℃保溫5min，軋制4 道次，每道次壓下量為12%。軋制之后試樣分別以480℃/h 和280℃/h 的速度冷卻到630℃后水淬。
試驗(yàn)結(jié)果表明，當(dāng)冷卻速度降低到280℃/h，主要由球化的組織構(gòu)成。這說(shuō)明隨著冷卻速度的降低，在低的加熱溫度條件下，形變誘導(dǎo)相變的轉(zhuǎn)變方式將超過(guò)珠光體轉(zhuǎn)變的相變機(jī)制而成為主要的相變機(jī)制。當(dāng)冷卻速度降低后，珠光體的相變將會(huì)在較高的溫度下進(jìn)行，相變將表現(xiàn)為碳化物優(yōu)先在已存的碳化物粒子上擇優(yōu)形核而誘發(fā)形變誘導(dǎo)相變轉(zhuǎn)變機(jī)制?？梢哉J(rèn)為隨著冷卻速度的進(jìn)一步降低，完全的球化組織是可能得到的。
綜上所述，如果在生產(chǎn)過(guò)程中，由于設(shè)備條件的限制，必須采用900℃以上的加熱溫度時(shí)或者精軋之后的溫度高于900℃以上時(shí)，從預(yù)精軋后的溫度到精軋溫度(低于900℃)的過(guò)程中，冷卻速度必須足夠快以保證抑制先共析碳化物的形成而消除網(wǎng)狀碳化物。然而對(duì)于這樣的條件，通過(guò)形變誘導(dǎo)相變轉(zhuǎn)變機(jī)制得到球化的結(jié)構(gòu)是困難的。如果通過(guò)控制軋制和控制冷卻，采用840℃左右的低加熱溫度和軋制溫度并在軋制之后采用280-480℃/h 的冷卻速度，部分或完全球化的組織是可能得到的。如果可以得到球化的組織，將會(huì)明顯地改善鋼的力學(xué)性能。
3.3 優(yōu)化軋制工藝軋制后的試樣力學(xué)性能
為了證實(shí)經(jīng)過(guò)上述優(yōu)化的軋制工藝軋制之后的試樣具有良好的力學(xué)性能，4 個(gè)試樣用于研究軋制工藝對(duì)試樣力學(xué)性能的影響，測(cè)量試樣的硬度、強(qiáng)度以及面縮率。試樣加熱至950℃，保溫20min，以1.2℃/s 冷卻到840℃，軋制4 道次，道次壓下量12%。軋帶之后以480℃/h 冷卻到630℃后水冷，其微觀組織見(jiàn)圖2。
微觀組織表明，經(jīng)這樣處理的試樣主要為片狀珠光體組織，珠光體的片層間距比較大。沒(méi)有觀察到網(wǎng)狀碳化物。其力學(xué)性能為:硬度為332HB、強(qiáng)度為1053MPa、面縮率為35.1%。如果試樣被直接加熱到軋制溫度880℃，保溫5min 后軋制4 道次，道次壓下量為12%。軋制之后試樣以480℃/h 冷卻到630℃后水冷。試樣的微觀組織如圖3 所示。
在這種情況下，加熱和軋制的溫度接近于碳化物分解的溫度，在奧氏體基體中難以保留足夠的碳化物粒子作為預(yù)先存在的核心來(lái)誘發(fā)形變誘導(dǎo)相變轉(zhuǎn)變。因此組織主要由片狀珠光體組成，只有在局部的地方，由于未溶碳化物的存在，可能會(huì)有部分球化的組織產(chǎn)生。試樣的性能為:硬度是322HB、強(qiáng)度是1031MPa、面縮率為39.5%。
如果將加熱溫度和軋制溫度降低到840℃，對(duì)于同樣的保溫時(shí)間、軋制工藝和冷卻方式，由于低的加熱溫度，較多的殘留碳化物粒子將使得形變誘導(dǎo)相變轉(zhuǎn)變機(jī)制和珠光體轉(zhuǎn)變機(jī)制得以同時(shí)發(fā)生。試樣的組織由部分球化的組織和片狀的珠光體共同組成。試樣的性能表現(xiàn)為硬度為301HB、強(qiáng)度為958MPa、面縮率為453%。
當(dāng)軋制之后冷卻速度降低到280℃/h，對(duì)于上述的加熱和軋制工藝，珠光體的相變溫度隨著冷卻速度的降低而提高，在這種條件下，形變誘導(dǎo)相變轉(zhuǎn)變機(jī)制將成為重要的相變機(jī)制，其微觀組織將主要由球化的組織構(gòu)成。球化組織將會(huì)顯著地改善加工性能。試樣的力學(xué)性能為:硬度252HB、強(qiáng)度813MPa、面縮率52.1%。
4 個(gè)試樣的力學(xué)性能列于表2。所有試樣的面縮率均超過(guò)35%。
4 結(jié)論
通過(guò)熱模擬實(shí)驗(yàn)，采用低溫軋制工藝，慢的冷卻速度，可以得到高塑性的軸承鋼，進(jìn)精軋前的溫度低些，延長(zhǎng)保溫時(shí)間，塑性較好。