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第一二三代轴承钢及其热处理技术的研究进展(3)​

高碳铬轴承钢的热处理技术进展

已经指出高碳 Cr 轴承钢 52100100Cr6, 100C6GCr15ЩХ15SUJ2是轴承钢性钢 也是一代轴承钢主要钢种成分常写 成 1% C-1.5% Cr 高碳低金钢它能满足轴承使用中的种种性能同时在轴承制造过程中能 保持稳定生产效率和良好的工艺性能如锻造的热性和车削磨削等冷加是一种很优 钢种它自研制成功至今已近 120 年,分没有变化,其疲劳寿命却依赖于冶金艺现代化 和采用炉外精炼技术提高钢纯净度后性能获得了成倍甚至成几十倍增加在世界上52100 钢 求最为严格一种钢种它在经过一般淬火和回火热处理后能具有优异使用性能能耐磨损, 抗疲劳接触力可达 3000 ~ 4000 MPa) ,使用温度- 45 ~ 120 ℃ ) ,尺寸和形状稳定性好并具有一 耐腐蚀性能但是该钢焊接性能较差具有 形成白点缺陷敏感性和回火脆性倾向


已有指出GCr15 中 Cr 加入量一般常常控制在 2% 以下为防止易粗大的 Cr7C生成钢将α FeCr3C状态Cr 在高碳铬轴承钢中 作用十分重要,FeCr3碳化物细化分布、 球化和稳定化有利为此,其碳化物在球化退火后粒度比碳素具钢细小和均匀37图 中表随着含 量增加加入 Cr 量可增加约 3.5% 左 38


高碳铬轴承钢中 SiMn 加入提高淬透性如 100CrMnSi6-4100CrMnSi6-6国的高淬透性能抗 磨轴承钢中的 号轴承钢在我有 GCr5SiMn高淬透性时可加入 Mo 元素为防止生成难熔和 粗大的 M23C碳化物Mo 加入量一般 < 0.5% 如 100CrMo7-4100CrMnMoSi8-4-6国的高淬透性能抗磨轴承钢 国的轴承钢的 GCr15SiMo 中 Mo 加入量为 0.30% ~ 0.40%GCr18Mo 含 0.15% ~ 0.25% Mo( 与 100CrMo7 相当。另外有时为降低成而降低 CCr 含量在美有 5195 和 5090M在我国的 G8Cr15,其含碳量降低为 0.80% 左右曾 经采用的 SUJ1含铬量较低为 0.90% ~ 1.20% 是在现标准已经被删去了



高碳铬轴承钢有加入 Si 或 Al 至 2% 以改善回火稳定性提高高温强度和加入 0.2% V 增加冲击韧性的,但未纳入标准如 1.5% 的 Si 和 Al 单独或 加入可成为准高温用钢39


现在人们已经认识到高碳铬轴承钢是氧化铝氮化钛硫化物硅酸盐氧化物等非金属夹杂 物体系和 Fe3CFe7C等碳化物体系以及 Fe-C-Cr 多 金体系经过冶炼铸造轧制和热处理制成了高 碳含铬低金钢轴承材料尽管前面 个体系仅占 很小一部分但是这些体系组成成分组织组成和形态都密切关联着该轴承钢材料的性能有很严格规定和限制这两个体系允许出现范围, 制得很高纯净度并采用最恰当的热处理技术, 才能制取具有优异特性轴承材料节首先阐明碳化物体系和扩散退火正火控制轧制和控制冷却球化退火密切关联然后阐述热处理淬火回火组织对钢力性能磨损和接触疲劳寿命关联最 后将阐述非金属夹杂物纯净度和接触疲劳寿 关系


3.扩散退火降低钢锭和钢坯碳化物液析和带状偏析

不管采用模铸或连铸高碳铬轴承钢在凝固中 形成宏观区域偏析和微观树枝晶偏析,引 起碳化物不均匀分布,其主要表现为碳化物液析、 带状碳化物和网状碳化物组织出现在高碳铬轴 承钢按照标准进行的检测中要求严格加以限制,本文会在后阐明


3.1.碳化物液析和带状偏析形成

钢在结晶凝固凝固速度 Vcm /s和枝晶偏析 关系按 И.Н.ГОЛИКОВ 研究认为可以用出现极大 曲线描述图 423横坐标以 lg1 /V) 表 纵坐标以枝晶偏析度δ F- F/f,其 中 F和 F分别为枝晶之间区域和树枝晶干之间区碳浓度f为钢原始碳浓度对高碳铬轴承钢 为 1.0%23中的左侧曲线明凝固速度 较大, 在固相不能进扩散在液相中的扩散也受到阻 极端情况是结晶速度极大瞬时凝固得到织为无枝晶偏析均匀固溶体这时F1F0δ0右侧曲线则明凝固速度比较小时情况在液相 能充分进扩散在固相扩散渐渐加强产 生枝间偏析倾向减小 这时 减小lg1 /愈 ) ,极端情况为平衡凝固将得到均匀固溶这时F1F0δ0他还提出当钢锭轴心与表面的距离 > 200 mm 凝固将受到右侧曲线制 即对边长之半 > 200 mm 大钢锭凝固速度 愈慢枝晶偏析的程度愈小钢锭一般凝固都属于这种情况已经强调高碳铬轴承钢在采用 模铸或连铸在一定凝固速度下结晶过程中形 成宏观区域偏析和微观枝晶偏析当凝固速度 = 1 cm /s = 600 mm /minlg1 /V= 0这时 δ 仍有较小的数值; 如果 再加大lg1 /出现负值δ 则为更小 当发生瞬时凝固F1F0δ0。 


高碳铬轴承钢凝固中的树枝晶偏析可以说明如图 示 Fe-Cr-C 三元相图39为倒置的 Fe-Fe3相图方表示加入 Cr 成分对相图影 三元共晶区为γ + Fe3C + L在 1185 ~ 1143 ℃范围变化γ 相含碳 F约 1.5% 左右图 为 含 1.6% Cr 的 Fe-Cr-C 三元相图垂直截40图 GCr15 液相固相线温度大约为 1460 和 1220 ℃二相共存区约达到 240 ℃ 范围液固二相 共存区范围大产生偏析趋势高在 Fe-Cr-C 金凝固中,CCrSiMn 和 Mo 发生偏析偏析分别为 0.870.050.340.16 和 0.2为此碳形 成枝晶偏析倾向最大铬在奥氏体中的扩散速度 铬在固相 γ 扩散比碳小 4 ~ 5 量级) ,同时它是碳化物形成元素减小奥氏体扩散系数 Dc这些因素导致 GCr15 钢凝固具有较大树枝晶偏析倾向23一次奥氏体树枝晶含有碳度为 0.6% ~ 0.7% 在共晶温度时结晶奥氏体含 碳大约 1.3% ~ 1.4% 当一定条件下树枝晶偏析合 金成分在接近 1.5% C 液相接近消失这时形 成液析碳化物组织; 当一定条件下树枝晶偏析合 金成分在接近共晶温度时仍保持较多液相则在凝 固态组织中会出现较多量莱氏体共晶呈现典型的 亚共晶组织; 当一定条件下树枝晶偏析金 在接近共晶点时仍保留液相最后成分接近 点结 钢液发生共晶反应,获得莱氏体共晶组织组织就出现粗大莱氏体共晶碳化物实际上后述的 二种情况不属于碳化物液析但是却有称为碳化物液析组织



上世纪 70 代更详细研究1% C 钢在凝 实际冷却速度下也发生共晶反图 定量明连铸坯和钢锭尺寸增大冷却速度减小大块碳 化物尺寸和量增加392 ~ 3 t 高碳轴承钢锭的中偏析部位上述条件出现大块碳化物示于 图 8a和 8b) ,这种钢件在高温加后慢冷时仍得粗大碳化物示于图 8c和 8d41


液析碳化物又称离异共晶组织形态是在奥氏体上离异析出粒状 Fe3共晶产物经轧制后被 轧成条带状液析碳化物具有高硬度和脆性易剥落成为磨损起源,也是疲劳失效源,所以该严 格限制作模具钢 H13 也不允许这种液析碳化物出现它和轴承钢采用一样的方法进鉴 我们很早已经有专门论表,出现液析碳化物 情况示于图 942


带状碳化物枝晶偏析造成了碳浓度高低不同偏析区轧变形时延伸成富集碳奥氏体区 和含碳比较低奥氏体区常常呈流线带状分布富碳奥氏体在冷却过程中析出呈颗粒状或呈网状 二次碳化物和铁素体基体经过腐蚀后和在比较 放大倍下呈黑色连续含碳量比较低的 部位呈白色这样组织大多以一条或几条 带宽不同连续黑白相间带呈现在视场中,称 带状碳化物分布图 10 是典型带状碳化物形貌它往往伴生着 MnS 条状夹杂在黑色碳化物带 含碳量高达1.3% ~ 1.4% 含铬量 > 2% 在随后球化退火容易出现球化不完和不均匀缺 陷; 带间含 C量较低约 0.6% ~ 0.7% Cr < 1% 在淬火后容易出现粗大马氏体组织相对淬透性 比较差,会出现屈氏体组织造成硬度分布不均匀, 降低轴承接触疲劳寿命带状碳化物级达 3 ~ 4 级时使轴承钢零件疲劳寿命降低 30% 左右23所以它和液析碳化物一样都受到严格限制


求尽可能地降低偏析首先取含碳和于成分范围下限钢液冶炼浇注工 艺着手控制好初生碳化物形态然后在工工采用合理的扩散退火处理( 1150 ~ 1250 ℃ ) ,能获得减轻碳化物液析和带状碳化物不均匀分布好效果但是当温度 > 1260 ℃出现脆性


模铸中的铸造求采用合理的铸温和铸速才可能把偏析控制在最低并不易产生力裂 目前在各自生产条件下遵循合理的低温慢 注原则23轴承钢液相温度基可分三个温度范围:1420 ~ 14401440 ~ 14601500 ~ 1520 ℃可以由此确定模铸温度或连铸中中间包一般开浇温度即为精炼处理结束温度GCr15、 GCr15SiMn 为 1455 和 1448 ℃数据表开浇前温度可以控制在 1515 ~ 1520 ℃铸造速度铸模内 钢液上升线速度分慢速150 ~ 300 mm /min速 300 ~ 500 mm /min和快速> 600 mm /min。铸造温度和速度最佳配合要通过大量实践统计确定, 数据表铸造温度 1510 ~ 1520 ℃铸造速度 239 和 219 mm /min ,合格率达到 90% ~ 100%23


3.1.扩散退火降低碳化物液析和带状偏析分23

钢锭和经过开坯轧制成钢坯在加扩散退火 偏析元素均匀化过菲克二扩散定律, 在笛卡尔坐标和圆柱坐标下偏微分方程分别为:

中: 为偏析元素浓度τ 为扩散时间h扩散系数,cm/h


以 3 t 钢锭为例进分析钢锭尺寸如图 11 SKF 对钢锭铸型研究十分重视采用 3.3 t 580方) 双锥度铸型43可以这样认为对 GCr15 碳化物不均匀分布能以碳分布作为算对 在无限长圆柱体内铸造树枝晶之间进扩散假设在扩散过程中在树枝晶一次晶轴上碳浓度保 持常数: cτr = Rz = H c表 = 1% c心 是定长圆柱体中心碳浓度在 τ = 0 时因为钢锭组织存在大块状共晶莱氏体按 1.6% Cr 的 Fe-Fe3准二元平衡相 图可知共晶 点含碳量约为 4.2% 所以钢锭组织中心的碳浓度为cτ = 0r = 0z = 0 c心 = 4.2% 由这二点 可以确定上述偏微分方程的边界条件和起始条件


无限长圆柱体由图 12图 13 示意长圆柱 体尺寸2H2由钢锭或钢坯树枝晶尺寸确定同时令长圆柱体横截面 向呈均匀分布则式2可简化成


该微分方程的起始条件为τ = 0 长圆柱体中 偏析元素浓度 沿半径 和长度 向近似成下抛物线分布图 13) : 

该微分方程的边界条件为设树枝晶一次晶轴 上 R 和 上偏析元素浓度保持不变而予以简 (实际过程中的碳浓度有少量增加) ,即上述的 公式

这样方程( 3) 的解为:


偏析元素在 = 0= 0 处,即长圆柱体中心处的浓度变化是人们最值得关注的: 

当 = 0 和 = 0 值可取自图 14a和图 14b。这样可以算求得长圆柱体心处的碳浓度随着扩散退火时间 τ 变化示于图 15 炉温变化按测量曲线记录,钢锭表面温 正反测得温度平均值画出传 方程计算求得钢锭轴温度并求得不同退 火时间时扩散系数 Dτ这样钢锭轴碳 浓度即图上高浓度区 c变化曲线就可以求 又按 3 t 钢锭组织试样片发现组织中的大块共 晶碳化物在1050 ℃ 时开始溶解这时开始算扩散退火时间于 1 h 至 15 h 点时钢锭轴浓度下降为 1.999% 


3.1.扩散退火效果分析23

公式7移项后示为扩散退火 τ 时间后效 果 ψ

由该式可见效果 ψ 取决于 Dτ 和扩散单元体尺 寸 H

1Dτ cm/h扩散退火加达到温度有关,与不同扩散时间 τ 碳浓度无关时:

碳在 GCr15 中 D= 0.175 cm/s扩散激活能 = 150 kJ/mol当炉温在 105011501200 ℃ D = Dτ 分别为 81.0×10-5210.5×10∧-5321×10-5 cm2/h


2R 和 钢锭大小或开坯轧制成的方尺寸相关对 3 t 钢锭轴区 110 个枝晶尺寸测量值 平均2为 0.7936 cm最大为 1.6 cm一次晶轴长 为 2H) ,二次晶轴长度 2R 平均为 0.4718 cm最大为 0.9 cm,计算时以最大值或平均值把钢锭轧 成 125 mm × 125 mm 树枝晶轴沿轧制向延 偏析带间距缩短可认为扩散加前在圆周向 和高度碳浓度是均匀的,这样扩散方程(3又 简化成为树枝晶轴沿轧制向延伸尺寸r为 变量) :

初始条件τ = 0 碳沿 r向由表面至轴心 呈抛物线分布

边界条件无限长圆柱体表面浓度为常数:

方程9的表达式为:

心 r= 0 处的碳浓度 

假设 c表 = 1% c心 为钢锭经扩散退火后高浓度 碳浓度值在 1220 ℃时 τ = 2.5 和 15 h 分别为 4.2% 和 1.999% 图 15) ,中 Dc /1∧20图 14a查得


按下式求得L1× l把 L= 12.5 cm 为 坯尺寸= 50 cm 为 3 t 钢锭边长图 10) ,l= 0.45 cm 为钢坯树枝晶二次轴长度之半代入公式求 得 = 0.113 cm


按上述的 3 t 钢锭1220 ℃扩散退火保温 2.5 h 及 15 h 两种开坯轧制成 125 按图 16a)扩散退火在 < 1050 ℃ 以下加大约 1.7 h→ 1050 ~ 1060 ℃热 0.166 h1060 ~ 1090 ℃热 0.5 h1090 ~ 1120 ℃ 热 0.65 h应 1220 ℃ 保温 2.5 h 及 15 h 的 125 ,心部高浓度 c分别由 4.0% 及 1.999% 经过 3.862% 和 3.375% 经 过 1.935% 和 1.776% 下降至2.708% 及 1.558% 艺条件下的心部含碳量均 > 1.55% 即在这两艺条件下都出现碳化物液析和严重碳化物 带状偏析如图 16b和 16c所示。 


按上述的 3 t 钢锭1220 ℃ 扩散退火保温 2.5 h 及 15 h 两种开坯轧制成 125 按图 17a)扩散退火在 < 1050 ℃以下加大约 2 h1050 ~ 1120 ℃热 0.5 h1120 ~ 1140 ℃ 0.5 h→ 1140 ~1160 ℃热 0.5 h1160 ~1180 ℃热 0.5 h, 于 1220 ℃保温 2.5 h 及 15 h 的 125 ,心部高浓度含碳量分别由 4.0% 及 1.999% 经过3.418%2.76%2.196% 经过 1.79%1.575 和 1.391%下降至 1.745% 及 1.243% 图 17a) ) 。该 前种部含碳量 > 1.55% 即在这时出现碳化物液析和碳化物带状偏析; 该后种部含碳 量 < 1.55% 即在这时就不出现碳化物液析和碳化物带状偏析如图中 17b和 17c所示


由图 16 和 17 可见经开坯轧制后因为扩散间 距减小应的扩散效果 ψ 增加部含碳量 < 1.55% 不出现碳化物液析碳化物带状呈宽黑 ,其间碳化物颗粒细小分布均匀如图 17b17c用微区法测定带状碳化物含 碳量为 1. 35% ,与 1.243% 较为接近


上述分析结果尽管用了许多假设, 算值还是较接近实际情况可见预测钢中的碳化物偏析和碳化物带状组织类型特征还是有可能3t 钢锭和轧制成的 125 钢坯在 1220 ℃保温 1 h扩散效果 ψ 算值为 1.08 和 6.2823



同时人们也可得出当钢锭加能力不足条件可通过轧制成钢坯加制度调整强化扩散效果即对钢锭扩散时间可以缩短一些瑞典 SKF Hofors 厂 100t 钢包采用 3.3 t 双 度钢锭( 与图 11相近) ,出钢温度 1535 ~ 1550 ℃浇注温度严格控制在 1520 ~ 1530 ℃90% 钢锭送均炉进行 1250 ℃ × 3 h 高温扩散退火处理,认为钢中 Cr 均匀分布对碳化物偏析有重影 4323也有资料列举 种 GCr15 钢经过 1100 ℃ × 3 h 扩散退火可以消除碳化物液析23这些数据的提出仅提供制定艺参时参考(未完待续)


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