瑞典 SKF 注意研究選擇合理鑄型，曾對 5.2 t ( 690 mm 方) ，3.7 t( 670 mm 方) ，3.3 t( 580mm 方) ，2.9 t( 550mm 方) ，2.1 t( 500mm 方) 五種鑄錠進(jìn)行剖錠對比試驗(yàn)［43］，認(rèn)為錠型對其氧含量分布和等向性、夾雜物分布、偏析和原始碳化物質(zhì)量有影響，那時決定采用 3.3 t 雙錐度錠，錠型和尺寸與本文圖 11稍有差異。上鋼五廠［44］為拓展大電爐優(yōu)勢研究了4.5 t 和 3.7 t 大型鑄錠冷送加熱工藝。
3.2 應(yīng)用控軋控冷技術(shù)減少或消除網(wǎng)狀碳化物
工業(yè)發(fā)達(dá)國家，如日本、美國、德國和瑞典，一直十分重視軸承鋼的工業(yè)生產(chǎn)、科研開發(fā)和產(chǎn)品質(zhì)量的提高。軸承鋼的內(nèi)在質(zhì)量和疲勞壽命的提高一貫是各個國家長時期以來孜孜以求和一直在進(jìn)行著不懈努力的重要目標(biāo)。軸承鋼在冶煉中純凈度的提高( 純凈度主要指軸承鋼材料中夾雜物的含量、夾雜物類型及氣體的含量等，本文將在后面另外重點(diǎn)加以評述) 和鋼中碳化物的均勻程度的提高是其內(nèi)在高質(zhì)量的重要標(biāo)志。其鋼中碳化物的均勻程度著重指碳化物的形狀、尺寸大小和分布狀態(tài)，除了上面已述的液析碳化物、帶狀碳化物外，余下重點(diǎn)就要涉及鋼中的二次網(wǎng)狀碳化物的析出問題。很顯然，降低在軸承鋼中網(wǎng)狀碳化物的級別，提高碳化物的均勻性是軋制生產(chǎn)軸承鋼中的重要問題之一。要完善解決好這一問題，首先要了解軸承鋼進(jìn)行軋鍛壓力加工的特點(diǎn)和加工過程中發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變，然后有針對性地闡明采用的解決途徑。
3.2.1 軸承鋼的壓力加工特點(diǎn)和加工過程中發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變
軸承鋼進(jìn)行軋鍛熱壓力加工的工藝性能與碳素鋼的差異不大。軸承鋼加熱至 900 ～ 1200 ℃ 溫度范圍的奧氏體狀態(tài)下具有良好塑性，壓下量達(dá) 75% 時不會出現(xiàn)破裂。同時其變形抗力不大，它在 900 ℃溫度時大約比碳素鋼高 5% ～ 17% ，在 1200 ℃ 溫度時與之幾乎相同。鋼錠經(jīng)開坯后的塑性、導(dǎo)熱性獲得改善。在加熱、冷卻過程中由熱應(yīng)力導(dǎo)致內(nèi)裂的危險性下降，在通常鍛軋加熱生產(chǎn)的加熱速度下不會發(fā)生開裂。同時在靜止空氣中冷卻不會產(chǎn)生冷卻裂紋，即使在鍛軋后采用如水冷或噴霧冷等強(qiáng)制冷卻至 600 ℃左右再空冷，只要鍛軋件的表面溫度不低于馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)( Ms 點(diǎn)) 以下，即軸承鋼在過冷奧氏體的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行強(qiáng)制冷卻都不會產(chǎn)生冷卻裂紋［23］。現(xiàn)在人們已經(jīng)知道，軸承鋼在過冷奧氏體狀態(tài)下超快速度冷卻( 表面冷卻速度 ＞ 100 ℃ /s) ，使其表面冷卻溫度在高于 Ms 點(diǎn)( 240 ℃ 左右) 以上的300 ～ 400 ℃再空冷，讓表面出現(xiàn)返紅至 700 ℃ 以下時［45］就不會產(chǎn)生開裂。要注意的是，為了防止工件內(nèi)形成白點(diǎn)，鋼坯和大規(guī)格鋼材軋后要實(shí)施緩冷或退火，那么要求在強(qiáng)制冷卻至 600 ℃ 后再進(jìn)行緩冷或退火。為此可見，GCr15 鋼具有良好的壓力加工工藝性能，這就為高碳鉻軸承鋼在過冷奧氏體狀態(tài)能順利進(jìn)行控軋控冷來控制二次網(wǎng)狀碳化物和細(xì)化珠光體組織奠定了科學(xué)的基礎(chǔ)。
GCr15 鋼在奧氏體狀態(tài)的熱軋過程和熱軋以后的冷卻過程中發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變有奧氏體的動態(tài)和靜態(tài)回復(fù)、動態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶、( ( Fe，Cr) 3C 合金滲碳體) 碳化物第二相的析出和基體中發(fā)生的珠光體轉(zhuǎn)變。其中動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶是奧氏體在再結(jié)晶溫度以上熱變形軋制過程中與變形同時發(fā)生的，靜態(tài)的回復(fù)和再結(jié)晶是在軋制停止后所發(fā)生的。動態(tài)和靜態(tài)回復(fù)，動態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶，使形變奧氏體組織發(fā)生軟化，晶粒細(xì)化呈現(xiàn)等軸晶的組織。奧氏體在再結(jié)晶溫度以下的熱變形使奧氏體沿形變方向伸長和引入形變帶與位錯，使奧氏體保持在加工硬化的狀態(tài)，也增加了奧氏體內(nèi)部的畸變能。這一部分能量能使奧氏體在冷卻過程中發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變加快進(jìn)行，即會使從奧氏體中析出的碳化物的溫度提高和速度增快，也會使發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變的溫度提高和速度增快。奧氏體在再結(jié)晶溫度以上的熱變形后立即實(shí)施超快速度冷卻，抑制靜態(tài)的回復(fù)和再結(jié)晶的進(jìn)行，就能夠與其在再結(jié)晶溫度以下的熱變形相類似，得到保持在加工硬化狀態(tài)的奧氏體。
GCr15( 52100) 屬過共析鋼，隨著奧氏體在熱軋成型后的冷卻過程中的溫度下降，碳在奧氏體中的溶解度減小( 按圖 6，含碳量為 1.00% 的 Acm點(diǎn)溫度為 900 ℃ ) ，先共析合金碳化物在奧氏體的晶界上以他形(allotriomorphs) 的網(wǎng)狀形式析出，按 Fe-Cr-C 準(zhǔn)二元相圖可以計算，他形網(wǎng)狀形式析出的二次碳化物的量大約為 7% 。隨著這種二次網(wǎng)狀碳化物的不斷形成，奧氏體基體的含碳量降低至共析成分( 對含鉻量為1.5% 時的 S 點(diǎn)成分為0.57%［46］) ，并發(fā)生共析轉(zhuǎn)變得到珠光體組織。這種二次網(wǎng)狀碳化物和珠光體隨著冷卻速度提高具有不同的形貌。
人們還應(yīng)該注意，軸承鋼化學(xué)成分的稍有改變影響合金碳化物網(wǎng)狀組織是一個應(yīng)慎加考慮的因素。軸承鋼的含 C 量由 0.95% 提高至 1.06% 和含Cr 量從 1.35% 增至 1.58% ，碳化物網(wǎng)狀分別由 1.10級→1.63級和 1.16 級→1.67 級，C 和 Cr 分別提高0.01% 時將增加碳化物網(wǎng)狀 0.048 級和 0.022 級。這樣，C的影響約是 Cr 的 2 倍，所以嚴(yán)格將 C、Cr 限制于下限 對 降 低 網(wǎng) 狀 碳 化 物 級 別 也 是 相 當(dāng) 重 要的［23］。另外，磷在化學(xué)成分的允許范圍中處于高位，也會影響碳化物的球化［49］。
已經(jīng)有資料指出，軸承鋼中出現(xiàn)的這種二次網(wǎng)狀碳化物呈現(xiàn)樹枝晶形貌特征，并明顯增加材料在熱處理后的脆性。Krauss［47］在其著作中引用圖 18說明 52100 鋼在淬火后沿奧氏體晶界形成的滲碳體網(wǎng)的脆性晶間斷裂，見圖 18( a) ，圖 18( b) 為 SEM 的斷口形貌［48］。Brown 和 Krauss 的工作［49］是有意義的，他們研究了含 0.023% P 的 52100 鋼經(jīng) 1150 ℃ 在 Ar 中均勻化處理 12 h，冷卻后為 35 HRC的組織( 碳化物網(wǎng) + 珠光體) ，并在 700 ℃ 退火 3 h，硬度為27 HRC，然后于 850 ℃ 加熱油淬和 200 ℃ 回火 1 h處理的碳化物球化處理。試樣中出現(xiàn)三種碳化物:晶內(nèi)存在直徑小于?0.25 μm 粒狀碳化物，?1μm存在于奧氏體晶界上的球狀碳化物和殘留于均勻化處理期間獲得的約為 130 μm 奧氏體晶界部位的樹枝狀先共析碳化物。圖 19( a) 表示 850 ℃ 奧氏體化1 h 后奧氏體組織，殘留可見的先共析碳化物網(wǎng)位于虛線之間部位，細(xì)小奧氏體晶粒尺寸為 6.7 μm，圖 19( b) 表示這種殘留枝狀先共析碳化物，為碳萃取復(fù)型 TEM 組織。十分明顯，這種結(jié)構(gòu)的組織給材料帶來脆性。由此還能明確，沿先共析碳化物網(wǎng)的“沿晶斷裂”對 850 ℃奧氏體化時的晶粒而言，實(shí)際上會看作為“穿晶斷裂”［49］。
二次網(wǎng)狀碳化物的存在還會很大程度上增加工件淬火開裂的傾向，提高軸承零件在研磨過程中產(chǎn)生龜裂的危險和在軸承使用過程中成為形成接觸疲勞裂紋的核心，從而會劇烈降低軸承的接觸疲勞壽命。已有資料表明網(wǎng)狀滲碳體級別升高 1 級［23］，會使軸承疲勞壽命降低 1 /3。在我國生產(chǎn)的軸承鋼中碳化物的均勻性正在受到重視和進(jìn)一步得到提高。但是在國內(nèi)生產(chǎn)軸承鋼材的實(shí)物質(zhì)量不穩(wěn)定，主要集中表現(xiàn)在網(wǎng)狀碳化物級別的嚴(yán)重超標(biāo)［50］。為此，軸承鋼中二次網(wǎng)狀碳化物級別的降低和消除應(yīng)該引起廣泛關(guān)注。
用普通熱軋生產(chǎn)軸承鋼獲得較粗大珠光體和較嚴(yán)重網(wǎng)狀碳化物的組織，因?yàn)槠浣K軋溫度偏高，軋后冷卻慢。嚴(yán)重網(wǎng)狀碳化物的存在還給軸承鋼的球化退火帶來困難，往往要先采用正火處理予以消除，但在實(shí)際上是難以完全奏效的。
在軋制工藝上采用低溫終軋和采用高溫終軋并進(jìn)行軋后快速或超快速冷卻的措施，能使網(wǎng)狀二次滲碳體的析出得到減輕或抑制，實(shí)際上在鋼鐵企業(yè)中已基本不采用增加能耗和易于帶來碳化物粒度不均勻弊病的正火處理工藝。
1955 年，前蘇聯(lián)學(xué)者拉烏金在其有名的“鉻鋼熱處理”［51］中就提出終軋溫度和軋后冷速對高 C、Cr軸承鋼中網(wǎng)狀碳化物影響［23，45］，現(xiàn)在整理在表 5 中。
限于當(dāng)時條件，表中具體數(shù)字只可以參考，但可以與現(xiàn)在的三種控軋控冷工藝對應(yīng)分析。要降低碳化物網(wǎng)狀級別，應(yīng)該注意終軋溫度和軋后冷速，關(guān)于這一點(diǎn)，現(xiàn)在已經(jīng)講得很明確了。
3.2.2 高碳鉻軸承鋼的控軋控冷和超快速度冷卻
控軋控冷是上世紀(jì) 70 年代發(fā)展起來的軋制新工藝，在中厚鋼板、型鋼生產(chǎn)和鋼管生產(chǎn)中普遍被采用，具有極大經(jīng)濟(jì)效益和社會效益，同時推進(jìn)著技術(shù)的發(fā)展和學(xué)科理論提升［23，60］。國內(nèi)應(yīng)用控軋控冷在改善軸承鋼生產(chǎn)中的質(zhì)量、縮短球化退火時間，提高其疲勞壽命方面獲得了突破性進(jìn)展，為縮短與國外產(chǎn)品質(zhì)量和疲勞壽命上的差距起到了重要作用［23］。
在中厚鋼板、型鋼生產(chǎn)和鋼管生產(chǎn)上普遍被采用的控軋控冷主要應(yīng)用于亞共析鋼，這方面的闡述文獻(xiàn)已經(jīng)很多［52 － 56］。最近出版的一些論文和著作涉及內(nèi)容更為深入，王國棟等［57 － 59］、于慶波等［60］、王廷溥等［61］指出在跨進(jìn)本世紀(jì)后，控軋控冷的研究和應(yīng)用進(jìn)入新的階段，軋制后進(jìn)行超快速冷卻 UFC( ultra fast cooling) 技術(shù)已經(jīng)受到很大的關(guān)注，以這一技術(shù)為核心開創(chuàng)了新一代的控軋控冷工藝，NG-TM- CP，更進(jìn)一步已提出“柔性軋制”的概念［62］。采用“適當(dāng)控制軋制 + 超快速冷卻 + 接近相變點(diǎn)溫度停止冷卻 + 后續(xù)冷卻路徑控制”方法，通過降低合金元素使用量，結(jié)合常規(guī)軋制或適當(dāng)控軋，盡可能提高終軋溫度，來實(shí)現(xiàn)資源節(jié)約型、減排節(jié)能型的高性能綠色鋼鐵產(chǎn)品的制造。促進(jìn)由低合金高強(qiáng)度鋼 HSLA向低成本高性能鋼 HPLC 生產(chǎn)的發(fā)展。
他們提出，對提高材料強(qiáng)度的細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化，采用 UFC 技術(shù)以后，使在較高溫度終軋的材料抑制再結(jié)晶發(fā)生，保留大量變形缺陷和促進(jìn)形核，取得類似于低溫終軋的細(xì)晶強(qiáng)化效果。另外，通過增加相變過程以及析出反應(yīng)的過冷度，提高轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力，顯著細(xì)化鐵素體和珠光體組織而提高鋼材的強(qiáng)韌性能，以及在鐵素體中出現(xiàn)尺寸僅為 2 ～ 10 nm的微細(xì)彌散相在相間析出而大幅度提高其強(qiáng)度; 對提高材料強(qiáng)度的相變強(qiáng)化能更加有效進(jìn)行控制，按設(shè)計要求確定冷卻途徑獲得多相組織( 類似于雙相鋼和 TRIP 鋼等) 來制取復(fù)相鋼實(shí)現(xiàn)以低成本方式生產(chǎn)出具有強(qiáng)韌化的或強(qiáng)度高、塑性好的性能的鋼鐵材料。
王國棟等［59］十分精辟指出，控軋控制是奧氏體在其再結(jié)晶溫度以下進(jìn)行大壓下量變形存在著加工硬化，通過加速冷卻 ACC 和相變獲得細(xì)小晶粒鐵素體的組織。但是這一工藝存在不足，在比利時和日本先后開發(fā)出熱軋鋼板軋后進(jìn)行超快速冷卻 UFC 技 術(shù)。UFC 使鋼板性能產(chǎn)生質(zhì)的飛越，同時使材料成本和消耗大大降低，再與 ACC 配合可以實(shí)現(xiàn)各種冷卻相變路徑控制以獲得需要性能鋼鐵材料。我國通過在這方面的大量研究和探索已經(jīng)摸清了超快速冷卻條件下細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化以及相變強(qiáng)化的基本規(guī)律，獲得組織、性能的調(diào)控方法，成功開發(fā)出實(shí)施UFC 的實(shí)驗(yàn)設(shè)備和現(xiàn)場大規(guī)模應(yīng)用設(shè)備進(jìn)行提高鋼材強(qiáng)度、塑性和韌性的高性能鋼材的生產(chǎn)，同時又能有效降低微合金元素的用量和降低成本，實(shí)現(xiàn)節(jié)約型減量化生產(chǎn)。2010 年，王國棟等［58］領(lǐng)銜的東北大學(xué)軋鋼技術(shù)及連軋自動化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 RAL 已經(jīng)論述和開發(fā)在ACC 和 UFC 發(fā)展的基礎(chǔ)上拓展成ADCOS( Advanced Cooling System) ，能建立與不同的鋼材種類相適應(yīng)的控制冷卻系統(tǒng)，以適應(yīng)于控制冷卻途徑，甚至可以再加入加熱，從而能依據(jù)鋼材種類的相應(yīng) CCT曲線和設(shè)計確定的組織性能要求，在線控制冷卻途徑、加熱或冷卻，進(jìn)一步全面組成柔性化在線熱處理的技術(shù)和裝備。
控軋控冷術(shù)語的英語原文為 thermal-mechanical ( control) processing，簡單稱為 TMCP 或 TMP，或直接翻譯為“熱-機(jī)械處理”或“熱-力處理”［60］。歸根結(jié)底，控軋控冷是鋼鐵材料在可以控制的軋制過程和軋后可以控制的冷卻過程中完成熱處理相變來獲得可以設(shè)計的具有優(yōu)異性能材料的物理冶金過程。現(xiàn) 在，廣大熱處理工作者要研究使材料獲得優(yōu)良性能進(jìn)行熱處理的方法，也應(yīng)該重視研究使材料獲得優(yōu)良性能或特定功能的減少、簡化或取代熱處理的方法。這也是本文作者著重要強(qiáng)調(diào)說明和提出應(yīng)該引起重視的一個觀點(diǎn)。
目前，國內(nèi)外普遍采用控制軋制 CR 和控制冷卻CC( 或 ACC，ACcelerate Cooling) 的方法來減少或抑制高碳鉻軸承鋼中二次網(wǎng)狀碳化物析出和全部完成珠光體轉(zhuǎn)變并細(xì)化珠光體組織，統(tǒng)稱為軸承鋼的控軋控冷。這是通過控制軋制溫度，軋制速度，軋制變形量，控制軋制后的冷卻溫度和冷卻速度來完成的。即將軋材在奧氏體狀態(tài)的加工成型中控制塑性變形和控制軋后冷卻中發(fā)生的組織轉(zhuǎn)變有機(jī)結(jié)合起來，從而優(yōu)化和改善鋼材的組織以獲得優(yōu)良性能軸承鋼材料的一種物理冶金過程。涉及的工藝參數(shù)有軋制壓下量或總變形量、軋制速度、加熱溫度和時間、開軋和終軋溫度、開冷和終冷溫度、冷卻速度和速冷次數(shù)等。很多學(xué)者對軸承鋼的控軋控冷和數(shù)值模擬作了研究［63 － 69］。
GCr15 鋼的軋制可以用圖 20 作定性的說明:
1) 當(dāng)軋制溫度 T ＞ TR ( 奧氏體再結(jié)晶溫度，一般的鋼約 950 ℃ ) 比較高時，軋制后奧氏體晶粒較粗，如果軋制后緩慢冷卻，則會出現(xiàn)粗的網(wǎng)狀碳化物( 即常規(guī)采用的高溫終軋，軋后緩冷，碳化物網(wǎng)狀嚴(yán)重) ，如圖 20 中( a) 列上下兩排。尤其對?≥70 mm 的大尺寸鋼材，網(wǎng)狀碳化物≥3 級。如果采用高溫終軋后淬熱水( 80 ～ 100 ℃ ) 或冷水( 20 ℃ ) 至一定溫度進(jìn)行緩冷工藝則會使析出網(wǎng)狀碳化物的級別降低，提高產(chǎn)品合格率，但是仍會出現(xiàn)大約 28% 以上的大于3 級的網(wǎng)狀碳化物［23］; 當(dāng)采用的軋制溫度比較低時，則依靠奧氏體再結(jié)晶能細(xì)化奧氏體晶粒，這時出現(xiàn)厚度較薄的網(wǎng)狀碳化物，如圖中上下兩排的( b) 表 示。
2) T ＜ TR 時，奧氏體晶粒隨變形軋制被拉長和形成形變帶從而出現(xiàn)一定程度硬化，析出的碳化物將分布在奧氏體晶界和形變帶上，能顯著減低網(wǎng)狀碳化物級別，如圖中上下兩排的( c) 表示，在下排的圖里，下方圖為對應(yīng)示意冷卻組織的放大。
3) Ac1 ＜ T ＜ Acm時，在引入位錯等缺陷的硬化狀態(tài)奧氏體中已經(jīng)析出的碳化物會被破碎，能進(jìn)一步減低網(wǎng)狀碳化物級別，或得到半網(wǎng)狀、半球狀碳化物，并在碳化物中引入位錯等缺陷，如圖 20 中( d) 列上下兩排( 下排的放大圖中表示基體中也出現(xiàn)碳化物和引入位錯等缺陷) 。同時，奧氏體晶粒發(fā)生細(xì)化，如在800 ℃ 終軋時為 7 + 8 級( 相對在 900 ℃ 終軋時為 3 + 4 級) ［23］，隨著奧氏體晶粒和碳化物形態(tài)的改變，就能獲得比較低級別碳化物網(wǎng)的和在球化退火時所需要的預(yù)組織，加速球化退火的速度。
如果對應(yīng)的軋制后快速冷卻，則能降低網(wǎng)狀碳化物的級別，細(xì)化珠光體團(tuán)尺寸，減小珠光體的片間距，更好改善所需要的預(yù)組織和加速球化退火的速度。如果軋制后進(jìn)行超快速冷卻，則能在一定大規(guī)格軋制件的整個截面上抑制網(wǎng)狀碳化物的出現(xiàn)，和在抑制碳化物網(wǎng)后進(jìn)行適當(dāng)?shù)木徖鋪硗瓿芍楣怏w轉(zhuǎn)變就可以達(dá)到抑制網(wǎng)狀碳化物產(chǎn)生和基體組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w的目的，這將在后文作進(jìn)一步說明。
軸承鋼控軋控冷的組合類型和組織性能的關(guān)系:
1) 高溫再結(jié)晶區(qū)( 高于奧氏體的再結(jié)晶溫度TR) 控軋和軋后快冷工藝: 軸承鋼材加熱至 1030 ～ 1200 ℃均溫后出爐進(jìn)行粗軋和精軋成 ?20 ～ 65 mm棒材，于 980 ～ 1020 ℃終軋，處于奧氏體 A 完全再結(jié)晶狀態(tài)，經(jīng)過軋制和再結(jié)晶，能細(xì)化奧氏體的晶粒，為防止 A 晶粒長大和減少析出網(wǎng)狀碳化物量，終軋后立即進(jìn)行快冷( 大量實(shí)驗(yàn)表明，GCr15 網(wǎng)狀碳化物析出溫度在 900 ～ 700 ℃，大量析出碳化物在 850 ～ 700 ℃，工藝中的快冷是為了快速通過這一溫度區(qū)間減少網(wǎng)狀碳化物析出量) ，在表面溫度高于馬氏體點(diǎn)Ms 和不出現(xiàn)裂紋的一定溫度停止快冷，然后空冷至室溫，獲得細(xì)片狀索氏體和輕微網(wǎng)狀碳化物的組織。
高溫終軋后立即實(shí)施超快速度冷卻，就構(gòu)成了NG-TMCP，能使整個截面上抑制網(wǎng)狀碳化物的出現(xiàn)。
2) 高溫再結(jié)晶區(qū)( 高于 TR) 和未再結(jié)晶區(qū)( 低于TR) 控軋和軋后快冷工藝: 在高溫 A 再結(jié)晶區(qū)軋一定道次后在部分再結(jié)晶區(qū)待溫或快冷，然后又在 A 未再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行較大變形量終軋，未再結(jié)晶 A 中也引入位錯和缺陷，出現(xiàn)硬化狀態(tài)并立即實(shí)施快冷，這時的終軋溫度 ＜ TR，如在 920 ～ 950 ℃ ( 但未進(jìn)入二次碳化物析出區(qū)) ，終軋后立即實(shí)施的快冷降低碳化物析出溫度，使碳化物在 A 晶界和晶內(nèi)變形帶上析出呈現(xiàn)彌散細(xì)小形態(tài)，降低網(wǎng)狀碳化物級別或消除網(wǎng)狀出現(xiàn)，同時快冷也能細(xì)化珠光體 P 組織或形成退化珠光體( 也稱變態(tài)珠光體) ，組織獲得改善能促進(jìn)球化退火的進(jìn)行。
3) 高溫再結(jié)晶區(qū)、未再結(jié)晶區(qū)和( 奧氏體 + 碳化物) 兩相區(qū)的低溫控軋后快冷工藝: 在上述 2) 工藝上增加溫度在( 奧氏體 + 碳化物) 的兩相區(qū)終軋，終軋溫度如在 800 ～ 860 ℃，在引入位錯等缺陷的被硬化的奧氏體中已經(jīng)析出部分的碳化物發(fā)生塑性變形和引入位錯等( 參見圖 20 的放大示意表示) ，使這種碳化物在球化退火時能沿高密度位錯線溶解、擴(kuò)散以至易于溶斷，形成碳化物小條或半球化形狀碳化物的細(xì)化形態(tài)，同時軋后快冷也降低奧氏體分解溫度，細(xì)化珠光體團(tuán)的尺寸和珠光體片間距或形成退化珠光體。
目前的很多研究表明，在( 奧氏體 + 碳化物) 的兩相區(qū)進(jìn)行低溫軋制和配合軋后控制冷卻是降低網(wǎng)狀碳化物級別的有效措施。這中間，終軋溫度和軋后冷速是影響的 2 個因素，當(dāng)然，在合理確定工藝參數(shù)時要注意防止因軋制料出現(xiàn)白點(diǎn)和裂紋而報廢。
瑞典 SKF 公司 Hofors 工廠通過 ?450 軋機(jī)生產(chǎn)?30 ～ 40 mm 棒材采用的終軋溫度為 800 ～ 890 ℃，海萊伏斯軋鋼車間生產(chǎn) ?20 ～ 65 mm 棒材的終軋溫度為 900 ～ 950 ℃，終軋后均采用 ED( Easy Drawing)方法快速冷卻，在冷床上吹壓縮空氣; 生產(chǎn)的熱軋無縫鋼薄壁管采用在冷床上自然冷卻，無縫鋼厚壁管采用噴水冷卻。這些快速冷卻方法都防止了軸承鋼材料的網(wǎng)狀碳化物析出以取代正火處理［43］。
晁月林等［70］進(jìn)行熱模擬指出，700、750 ℃ 變形時網(wǎng)狀碳化物為斷續(xù)狀形態(tài)，珠光體團(tuán)尺寸和片間距比較小; 800、850 ℃變形時網(wǎng)狀碳化物為半斷續(xù)狀形態(tài)，珠光體團(tuán)比較均勻和片層較細(xì); 900 ℃ 變形時網(wǎng)狀碳化物為連續(xù)狀形態(tài)，珠光體團(tuán)尺寸較大，需要采用快速冷卻才能抑制碳化物網(wǎng)的析出。
首鋼集團(tuán)王猛等［71］應(yīng)用熱模擬研究在 950 ℃的高溫軋制和 750 ℃的低溫軋制后在室溫顯微組織區(qū)別的結(jié)果指出，950 ℃的高溫軋制中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，850 ℃的軋制時為部分再結(jié)晶，750 ℃ 的低溫軋制不進(jìn)行再結(jié)晶，發(fā)生奧氏體中碳化物的動態(tài)析出， 沿晶界呈球狀和斷續(xù)狀分布。他們利用 Thermol-cal軟件計算求得形變后的高碳鉻軸承鋼平衡相圖，先共析碳化物析出溫度為 810 ℃，所以認(rèn)為從軋制理論上在 800 ℃以下可以實(shí)現(xiàn)碳化物的動態(tài)析出。
寶鋼集團(tuán)特殊鋼公司在 2003 年 10 月投產(chǎn)的世界上最先 進(jìn) 的 棒 線 材 生 產(chǎn) 線 上 進(jìn) 行 低 溫 終 軋 實(shí)驗(yàn)［72］，生產(chǎn) GCr15 鋼 ?14 ～ 50 mm 的棒材，比較了常規(guī)軋制和低溫終軋工藝的不同結(jié)果，低溫終軋工藝分正火軋制和熱機(jī)械軋制二種。常規(guī)軋制和低溫終軋工藝分別為加熱至 1050 ～ 1200 ℃，出爐溫度為1180 ℃經(jīng)粗軋、中軋、預(yù)精軋后，在 ＞ 900 ℃ 溫度進(jìn)入精軋，軋制后空冷; 在 850 ～ 900 ℃ 溫度進(jìn)入精軋，軋后水冷和空冷; 在 ＜ 850 ℃ 溫度進(jìn)行精軋，軋后水冷和空冷( GCr15 鋼析出碳化物的溫度范圍為 909 ～ 697 ℃［45］，按文獻(xiàn)［23］ 為 900 ～ 700 ℃，大量析出在700 ～ 850 ℃ ) 。得到的網(wǎng)狀碳化物平均級別 ( 按 YJZ84 標(biāo)準(zhǔn)) 和晶粒細(xì)化比較示于表6。1180 ℃ 出 爐，860 ℃精軋后水冷卻表面出現(xiàn)返紅的溫度應(yīng)小于700 ℃，提出以 600 ～ 680 ℃范圍內(nèi)比較好，相應(yīng)的網(wǎng)狀碳化物級別為 ＜ 2級( 平均為 1.85 ～ 1.95) 。文獻(xiàn)還指出，以降低網(wǎng)狀碳化物級別和以降低網(wǎng)狀碳化物級別及縮短球化退火時間為目標(biāo)的低溫精軋，應(yīng)采用熱機(jī)械軋制，溫度范圍分別為 750 ～ 840 ℃ 和 750 ～ 800 ℃。軋后水冷溫度范圍均為 600 ～ 680 ℃。如果采用在更加低的 730 ～ 740 ℃ 溫度區(qū)間進(jìn)行“低溫軋制”時由于軋制抗力增大，軋機(jī)咬入困難和軋槽磨損增加，生產(chǎn)成本將導(dǎo)致上升，因而不適合應(yīng)用。
該文作者［73］還指出，采用低溫精軋只限于 2 ～ 4道次的軋制，如采用多道次的軋制不利于細(xì)化晶粒;另外，采用低溫精軋的技術(shù)關(guān)鍵是軋材的溫度均勻，要求中軋機(jī)組與低溫精軋機(jī)組之間有一定充足的距離，保證軋材有一段均溫過程。
低溫精軋一方面能細(xì)化奧氏體的晶粒而增加晶界面積，GCr15 鋼中 15% 左右的碳化物中大約接近7% 左右的在晶界分布形成網(wǎng)的厚度就會減薄; 另一方面，精軋會使析出的碳化物受到變形碎裂和引入位錯缺陷，使其在退火過程中易于溶解和增加原子的擴(kuò)散速度，為此，低溫精軋能降低網(wǎng)狀碳化物的級別，提高產(chǎn)品合格率。也有利于碳化物的球化退火，減少球化退火時間，獲得有利于球化退火的預(yù)組織。低溫精軋后適度受到控制快冷，還能細(xì)化珠光體組織，更加有利于獲得碳化物細(xì)小和均勻分布的球化組織，為軸承鋼的淬火回火熱處理作組織準(zhǔn)備。
東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 RAL［45］也研究了980 和800 ℃變形對二次碳化物析出的影響，變形對二次碳化物析出起促進(jìn)作用，分別使碳化物析出的溫度提高至 907 和 857 ℃，變形后以1 ℃ /s 的冷卻速度至室溫的組織，在晶界處均有網(wǎng)狀碳化物析出，前者為連續(xù)網(wǎng)狀，后者為碎斷的點(diǎn)條形狀，這時進(jìn)行的塑性變形使先共析碳化物碎斷同時也引入大量的位錯，在球化退火過程中位錯密度高的部位產(chǎn)生碳的溶解、擴(kuò)散和在曲率半徑大的碳化物表面發(fā)生沉積，使成為分?jǐn)嗟狞c(diǎn)條或者半球狀的碳化物顆粒。
東北大學(xué) RAL 的楊洪波等［74］研究 750 ～ 900 ℃終軋溫度和小尺寸規(guī)格 GCr15 的碳化物析出影響指出，?12 mm 棒材在 800 ℃ 終軋溫度和 ?5.5 mm 棒材在 850 ℃終軋溫度時得到的網(wǎng)狀碳化物級別處于最低( 為1.5) ，但是它們分別在750 ℃和800 ℃更低溫度進(jìn)行終軋時的網(wǎng)狀碳化物級別分別出現(xiàn)升高至2.0 和 2.5。研究者認(rèn)為在 900 ～ 800 ℃ ( 對 ?12 mm棒材) 和 900 ～ 850 ℃ ( 對 ?5.5 mm 棒材) 時進(jìn)行終軋，隨著終軋溫度降低，未再結(jié)晶奧氏體發(fā)生變形，晶粒沿軋制方向拉長和形成變形帶，增加位錯密度，為碳化物析出創(chuàng)造條件。對這些規(guī)格小的軋材，終軋后空冷時，整個斷面冷卻較快，阻止過共析碳化物沿晶界析出，從而得到低的網(wǎng)狀級別。但在更低溫度下軋制，為未析出的碳化物沿晶界繼續(xù)析出又創(chuàng)造條件，使最終網(wǎng)狀碳化物級別呈現(xiàn)較高。
隨便再講一下，我國在上世紀(jì) 90 年代后期采用了軸承鋼熱軋后二次間斷快冷的控冷工藝［23，75］，?50 mm 材熱軋后 920 ℃進(jìn)入 1#水冷器，鋼材返紅至700 ～ 650 ℃，再進(jìn)入 2#水冷器，出水后又使材料表面溫度由 400 ～ 450 ℃ 返紅至 620 ～ 650 ℃，然后再均勻降溫獲得細(xì)珠光體 P( 索氏體 S) 和薄網(wǎng)形狀碳化物，網(wǎng)狀級別 ＜ 2 級，分布細(xì)小均勻，從而得到良好的球化退火預(yù)組織，減少球化退火時間。
我國在上世紀(jì) 90 年代后期采用的控軋控冷和在線球化退火工藝［23］: 鋼坯以 100 ℃ /h 加熱至 1150～ 1200 ℃ 多道次軋制，終軋溫度≥1000 ℃，可得均勻完全再結(jié)晶奧氏體，軋后進(jìn)行一次或多次快冷，后使鋼材最高返紅溫度為 550 ～ 600 ℃，并于 600 ℃ 等溫轉(zhuǎn)變得到索氏體組織，立即加熱至 780 ℃ 進(jìn)行在線等溫球化，保溫 0.5 h 后以 130 ℃ /h 速度冷卻至650 ℃后出爐空冷，得到細(xì)化的粒狀珠光體組織，不生成厚碳化物網(wǎng)，碳化物呈點(diǎn)狀或條狀，多數(shù)為半球狀或球狀。另外，也可采用在上述 600 ℃ 等溫后空冷至室溫，再重新加熱至 780 ℃進(jìn)行等溫球化 0.5 h后以 130 ℃ /h 冷至 650 ℃空冷至室溫。兩種處理工藝的結(jié)果相近，獲得碳化物平均直徑為?0.39 和?0.40 μm，碳化物平均長寬比 L /B 為 1.44 和1.45，布氏硬度為 204 和 205 HB 的球化組織。相比較而言，控軋控冷和在線球化退火將大大縮短球化退火時間和節(jié)能。
對獲得網(wǎng)狀碳化物 ＜ 2 級，碳化物呈點(diǎn)狀彌散分布，對片間距較大的片狀索氏體以及粒狀珠光體，在較好球化工藝參數(shù)( 球化溫度和冷卻速度以 780 ℃ 和 100 ℃ /h) 下進(jìn)行比較，球化處理后的平均碳化物直徑分別為 ?0.44 和 ?0.40 μm，單位面積( mm2 ) 中的碳化物顆粒數(shù)分別為 1.36 × 106 和 1.46 × 106，碳化物平均長寬比 L /B 為 1.70 和 1.50，球化率分別為83% 和 100%［23］。由此可見，獲得更加細(xì)密的變態(tài)珠光體預(yù)組織更有利于球化退火的進(jìn)行。( 未完待續(xù))
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