改善高碳鉻軸承鋼碳化物均勻性研究

尹 嘯 雷書偉 徐 曦 李慧改

(1.上海大學 材料科學與工程學院，上海 200444； 2.鞍鋼集團鋼鐵研究所，遼寧 鞍山，114009)

高碳鉻軸承鋼的冶金質量主要是指純凈度和碳化物均勻性。近年來，由于精煉和澆鑄技術的進展，軸承鋼氧含量下降，鋼的純凈度提高。但由于高碳鉻軸承鋼的碳和鉻含量較高，會產生較嚴重的碳化物不均勻性[1]。雖然改善連鑄工藝、提高鑄坯質量能有效改善產品碳化物的均勻性，但鑄坯中已生成的碳化物仍需通過控軋控冷等熱加工來改善[2- 10]。對連鑄坯進行擴散退火是改善碳化物均勻性的重要方法。液析碳化物是 GCr15 軸承鋼中最有害的碳化物，尺寸較大，硬度和脆性高，會明顯降低軸承的疲勞壽命。凝固過程中產生碳和合金元素的偏析，特別是在樹枝晶間剩余的殘液內碳、鉻富集，易形成大塊狀共晶碳化物，即液析碳化物[11- 14]。目前一般采用1 200～1 280 ℃擴散退火來消除連鑄坯中的液析碳化物[15]，但由于退火溫度和保溫時間不合理，效果并不明顯。本文研究了連鑄坯到線材的加工過程中碳化物的溶解和析出、擴散退火工藝及其對碳化物尺寸的影響。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗用材料為某鋼廠生產的GCr15軸承鋼連鑄坯、粗軋坯、線材，其化學成分如表1所示；生產工藝為鐵水脫硫→轉爐冶煉(LD)→爐外精煉(LF)→真空脫氣(RH)→連鑄→退火→熱軋開坯→線材軋制。

表1 試驗用GCr15軸承鋼的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the investigated GCr15 bearing steel (mass fraction) %

1.2 試驗過程與方法

1.2.1 連鑄坯

研究用鑄坯的斷面尺寸為280 mm×380 mm。由于鑄坯邊緣處、1/4厚度處和中心的碳偏析程度不同，所以從鑄坯的這3個部位取樣檢驗碳化物均勻性，如圖1(a)所示。

金相試樣用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精腐蝕。采用蔡司金相顯微鏡檢測碳化物不均勻性并評級。采用Image- J軟件統(tǒng)計碳化物的尺寸和所占比例。采用無水溶液電解法(圖1(b))提取碳化物。為了研究擴散退火工藝對碳化物溶解的影響，在實驗室將取自鑄坯中心的10 mm×10 mm×10 mm試樣置于箱式爐，分別加熱至1 200、1 230、1 250和1 280 ℃保溫0.5、1和3 h空冷。擴散退火工藝如圖1(c)所示。將取自鑄坯中心的試樣冷裝爐，預熱至1 100 ℃保溫0.5 h，升溫至設定溫度T，分別保溫0.5、1和3 h后空冷至室溫。

圖1 從連鑄坯取樣(a)、試樣電解(b)和擴散退火工藝(c)的示意圖Fig.1 Schematic diagrams of taking specimens from the continuous casting slab(a) and electrolyzing(b) and diffusion annealing process (c) for the specimens

1.2.2 粗軋坯

擴散退火后，將連鑄坯粗軋成斷面尺寸為160 mm×160 mm的軋坯，并從其中心切取尺寸為10 mm×10 mm×10 mm的試樣，采用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope, SEM)進行金相檢驗,采用能譜儀分析擴散退火后軋坯中的碳化物形貌和類型。

1.2.3 線材

將粗軋坯軋制成直徑為6～8 mm的線材，按GB/T 18254—2016 《高碳鉻軸承鋼》對碳化物不均勻性進行評級，檢測面如圖2所示。采用掃描電子顯微鏡和能譜儀對碳化物進行定性分析。

2 試驗結果和分析

2.1 碳化物均勻性

2.1.1 連鑄坯

圖3為連鑄坯不同部位的碳化物形貌，箭頭所指為液析碳化物，大多為不規(guī)則塊狀。采用Image- J軟件統(tǒng)計的圖3中碳化物的面積分數(shù)分

圖2 檢測線材網狀(a)及帶狀和液析(b)碳化物的試樣截面Fig.2 Specimen sections for inspecting net carbides(a),banded carbide and carbide precipitated from molten steel(b) in the wire rod

別為 8.7%、18.3%和37.9%，表明連鑄坯中心液析碳化物最多，需重點研究。

圖3 連鑄坯邊緣(a)、1/4厚度處(b)和中心(c)的碳化物Fig.3 Carbides in side(a), 1/4 thickness below surface(b) and center(c) of the continuous casting slab

連鑄坯中液析碳化物如圖4(a)所示，按GB/T 18254—2016《高碳鉻軸承鋼》對其均勻性進行評定，為4.0級。統(tǒng)計連鑄坯中心液析碳化物的尺寸分布時，將碳化物視作球形處理。圖4(b)表明，研究用鑄坯中80%的液析碳化物尺寸為20～80 μm，尺寸為60～80 μm的約占35%，碳化物平均尺寸較大。

圖4 連鑄坯中液析碳化物(a)及其尺寸分布(b)Fig.4 Carbides precipitated from molten steel(a) and their size distributions(b) in the continuous casting slab

圖5為從鑄坯中心試樣中電解萃取的液析碳化物的三維形貌及其能譜分析，其形狀不規(guī)則。能譜分析表明，連鑄坯中液析碳化物的碳原子數(shù)分數(shù)與M3C和M7C3碳化物的接近，以碳原子數(shù)分數(shù)為25%的(Fe,Cr)3C為主，并含有少量碳原子數(shù)分數(shù)為30%的(Fe,Cr)7C3。

圖5 碳原子數(shù)分數(shù)為25%(a)和 30%(b)的液析碳化物的三維形貌及其能譜分析Fig.5 Three dimensional morphologies and energy spectrum analysis of the carbides precipitated from molten steel with carbon atomic fraction of 25%(a) and 30%(b)

2.1.2 粗軋坯

圖6為粗軋坯中心的碳化物形貌，放大圖表明大塊狀碳化物未完全溶解，且粗軋后破碎。擴散退火使破碎的塊狀碳化物細化為粒狀，但尺寸變化不明顯，粗軋坯中碳化物分布及尺寸仍不均勻。該廠的實際擴散退火工藝為1 230 ℃保溫0.5 h空冷，液析碳化物未能完全溶解，少量碳化物溶解后，C、Cr元素擴散到基體，以碳化物形式沿晶界析出呈網狀。

圖6 粗軋坯中心的碳化物(a)及其放大圖(b)Fig.6 Carbides in center of the rough- rolled slab(a) and its close- up view(b)

粗軋坯中碳化物發(fā)生了溶解和重新析出，有兩種不同類型的網狀碳化物，如圖7所示。根據能譜分析結果，圖7(a)所示軋坯中沿未溶碳化物析出的網狀碳化物接近M3C；圖7(b)為從基體中直接沿晶界析出的碳化物，接近M7C3，擴散退火后，溶于基體的C、Cr重新以碳化物的形式沿晶界析出。圖8表明，隨著溫度的降低，軸承鋼部分M3C碳化物轉變?yōu)镸7C3碳化物。

2.1.3 線材

按GB/T 18254—2016對線材碳化物均勻性進行評定。如圖9所示，線材中網狀碳化物為1.5～2.0級，帶狀碳化物為2.0～2.5級，液析碳化物為3.0級，液析碳化物不均勻性較嚴重，難以達到國標優(yōu)質軸承鋼的水平。

軋制冷卻后，碳在奧氏體中的溶解度降低，會以碳化物形式沿晶界析出。圖10能譜分析表明，線材中網狀碳化物以M3C為主。而由圖8可知，軋制冷卻后線材中網狀碳化物以M3C2為主。實際上該鋼廠生產的線材中網狀碳化物以M3C為主，這是由于鑄坯中液析碳化物等級過高、擴散退火效果不明顯所致。

圖7 粗軋坯中M3C(a)和M7C3(b)碳化物及其能譜分析Fig.7 Carbides M3C(a) and M7C3(b) in the rough- rolled slab and their energy spectrum analysis

圖8 軸承鋼凝固過程中的相轉變(a)和析出相類型(b)[16]Fig.8 Phase transformation(a) and type of precipitated phases (b) in bearing steel during solidification[16]

圖9 線材中的網狀碳化物(a)、帶狀碳化物(b)和液析碳化物(c)Fig.9 Net carbides(a), banded carbides(b) and carbides precipitated from melten steel(c) in the wire rod

圖11為線材中帶狀碳化物或帶狀組織的能譜分析結果。圖11表明，線材中帶狀碳化物以M3C和M3C2為主，并有少量M7C3。該鋼廠生產的鑄坯中大部分液析碳化物沒有溶解。軋制時液析碳化物被破碎成不規(guī)則的角狀小塊，沿軋制方向分布，形成帶狀組織。鑄坯中碳化物部分溶解，C、Cr等元素在基體中沒有充分擴散均勻，軋制后高濃度區(qū)會被拉長成帶，冷卻后從高濃度帶中析出大量的二次碳化物，呈帶狀。圖11(a)中帶狀組織較圖11(b)的寬，且能譜分析表明，此碳化物的碳原子數(shù)分數(shù)約為25%，基本可以確定是未溶的液析碳化物軋制后形成的。圖11(b)中帶狀碳化物的碳原子數(shù)分數(shù)約為30%和40%，可能是偏析帶軋制冷卻后沿軋制方向析出的二次碳化物，并在冷卻過程中轉變?yōu)镸3C2和少量M7C3。

圖10 線材中網狀碳化物的能譜分析結果Fig.10 Energy spectrum analysis results of net carbides in the wire rod

從連鑄坯到線材的生產過程中，連鑄坯中碳化物主要是液析碳化物(Fe,Cr)3C，還有少量(Fe,Cr)7C3。鋼廠現(xiàn)行的擴散退火工藝未能使液析碳化物完全溶解，軋坯中仍有大量未溶解的液析碳化物，C、Cr元素以碳化物形式沿晶界析出并呈網狀。線材中碳化物類型主要源于連鑄坯中的液析碳化物，因此改善連鑄坯碳化物均勻性才能降低產品碳化物不均勻性等級。連鑄坯中不可避免生成的液析碳化物可通過改善擴散退火工藝來消除或減少。

圖11 線材中帶狀M3C碳化物(a)及M7C3和M3C2碳化物的能譜分析結果Fig.11 Energy spectrum analysis results of banded M3C carbide (a) and M7C3 and M3C2carbides(b) in the wire rod

2.2 擴散退火對碳化物溶解的影響

2.2.1 碳化物溶解的動力學計算

對擴散退火后的GCr15軸承鋼進行碳化物溶解動力學計算。式(1)為GCr15軸承鋼連鑄坯心部大塊狀碳化物溶解的動力學計算公式[17- 18]。將碳化物視作球形，根據所計算的溶解的碳化物截面積可以計算出退火不同時間的鑄坯中溶解的碳化物的等效直徑。

exp(-284 467/RT)Δt

(1)

式中：T為退火溫度，℃；Δt為保溫時間，s；S為退火后溶解的碳化物截面積，μm2。

圖12是利用式(1)計算的在1 200～1 280 ℃保溫0～5 h過程中任一時刻能夠溶解的碳化物等效直徑。假定在以上溫度下碳化物都能溶解，計算結果表明，退火溫度越高、保溫時間越長，能溶解的碳化物尺寸越大。1 250 ℃保溫3 h能溶解該鋼廠鑄坯中90%的碳化物；低于1 230 ℃，則需延長保溫時間才能溶解60 μm以上尺寸的碳化物。隨著退火時間的延長，可溶解的碳化物尺寸增大，碳化物溶解速率下降。在實際連鑄坯加熱過程中，退火溫度過高、保溫時間過長會導致

圖12 擴散退火時間對鑄坯中能溶解的碳化物尺寸的影響Fig.12 Effect of diffusion annealing time on size of the dissoluble carbides in the cast slab

鑄坯軟化彎曲，且增加脫碳層深度。因此，綜合考慮碳化物溶解動力學和工廠生產效率等因素，建議擴散退火工藝為1 230～1 250 ℃保溫3～5 h。此工藝還需在實際生產中進行驗證。

2.2.2 擴散退火溫度對碳化物溶解的影響

為了驗證根據碳化物溶解動力學計算確定的擴散退火工藝，在實驗室采用箱式爐對取自鑄坯中心的試樣進行退火處理，溫度分別為1 200、1 230、1 250和1 280 ℃，保溫3 h。退火后的組織如圖13所示。從圖13可以看出，在1 200 ℃退火3 h的鑄坯中80 μm以上大尺寸碳化物仍然存在，難以完全溶解。在1 230 ℃退火3 h的鑄坯仍有80 μm以上大尺寸碳化物未溶解。在1 250 ℃退火3 h的鑄坯中大尺寸碳化物已溶解或重新析出成為尺寸≤20 μm或20～40 μm的碳化物。在1 280 ℃退火3 h的鑄坯中碳化物基本溶解或重新析出成為尺寸為≤20 μm的顆粒狀碳化物，且分布均勻。

圖13 在1 200(a)、1 230(b)、1 250(c)、1 280 ℃(d)擴散退火3 h的鑄坯中碳化物Fig.13 Carbides in the cast slab diffusion annealed at 1 200(a), 1 230(b),1 250(c) and 1 280 °C(d) for 3 h

圖14是在不同溫度退火不同時間的鑄坯中碳化物分布的統(tǒng)計結果。在1 200 ℃保溫3 h退火的鑄坯碳化物分布無明顯變化。在1 230 ℃保溫0.5 h退火的鑄坯，尺寸小于40 μm的碳化物比例增加了2%左右，80 μm以上碳化物比例減少了2%左右；退火1 h的鑄坯尺寸小于20 μm的碳化物比例增多，達17%左右，可能是大尺寸碳化物溶解轉變?yōu)樾〕叽缣蓟?；退? h的鑄坯仍有5%尺寸為80～100 μm的碳化物未溶解。在1 250 ℃退火0.5 h的鑄坯碳化物溶解，且溶解的80 μm以上的碳化物較1 230 ℃退火的多；退火1 h的鑄坯80 μm以下的碳化物基本溶解，小于40 μm的碳化物明顯增多，比例約為65%；退火3 h的鑄坯碳化物溶解或重新析出，尺寸小于20 μm的碳化物比例為80%，20～40 μm碳化物比例為20%。在1 280 ℃退火0.5 h的鑄坯中溶解的 80 μm以上碳化物較1 250 ℃退火的多，尺寸小于40 μm的碳化物的比例較1 250 ℃退火的明顯增多；退火1 h的鑄坯中80%的碳化物尺寸小于40 μm；退火3 h的鑄坯尺寸小于20 μm的碳化物比例為90%，20～40 μm的碳化物比例為10%。

圖14 在 1 200(a)、1 230(b)、1 250(c)和1 280 ℃(d)擴散退火不同時間的鑄坯中不同尺寸碳化物占比Fig.14 Proportion of carbides of various sizes in the cast slab diffusion annealed at 1 200(a), 1 230(b),1 250(c) and 1 280 ℃(d) for different times

由于鋼廠連鑄坯實際退火的溫度和時間不足，大量液析碳化物未能完全溶解，少量溶解的碳化物溶質元素在基體中也未能充分擴散，導致線材的液析碳化物等級偏高，帶狀碳化物等級高于特級優(yōu)質鋼。建議將擴散退火溫度提高至1 250 ℃或更高，延長保溫時間，使液析碳化物充分溶解。在 1 280 ℃保溫3 h 的鑄坯中碳化物平均尺寸最小，但在該溫度下鑄坯嚴重燒損。因此在實際生產中，建議采用(1 250±10) ℃、保溫3 h空冷的擴散退火工藝，退火后鑄坯中的碳化物尺寸基本小于20 μm，熱軋后碳化物均勻細小。

3 結論

(1)GCr15軸承鋼線材中的碳化物主要源于連鑄坯中液析碳化物，為(Fe,Cr)3C及少量(Fe,Cr)7C3。

(2)溫度和保溫時間合理的擴散退火能消除液析碳化物。碳化物溶解動力學計算表明，退火溫度越高、保溫時間越長，能溶解的碳化物尺寸越大，且隨著保溫時間的延長，碳化物溶解速率下降。

(3)鑄坯在1 250 ℃以上溫度擴散退火處理時，碳化物大量溶解。GCr15等高碳鉻軸承鋼的合理擴散退火工藝為(1 250±10)℃保溫3 h空冷。