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第一二三代轴承钢及其热处理技术的研究进展(4)​

瑞典 SKF 注意研究选择合理铸型,曾对 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) 五种铸锭进行剖锭对比试验[43],认为锭型对其氧含量分布和等向性、夹杂物分布、偏析和原始碳化物质量有影响,那时决定采用 3.3 t 双锥度锭,锭型和尺寸与本文图 11稍有差异。上钢五厂[44]为拓展大电炉优势研究了4.5 t 和 3.7 t 大型铸锭冷送加热工艺。


3.应用控轧控冷技术减少或消除网状碳化物

工业发达国家如日本美国德国和瑞典一直十分重视轴承钢的工业生产科研开发和产品质量的提高轴承钢的内在质量和疲劳寿命的提高一贯是各个国家长时期以来孜孜以求和一直在进行着不懈努力的重要目标轴承钢在冶炼中纯净度的提高纯净度主要指轴承钢材料中夹杂物的含量夹杂物类型及气体的含量等本文将在后面另外重点加以评述和钢中碳化物的均匀程度的提高是其内在高质量的重要标志其钢中碳化物的均匀程度着重指碳化物的形状尺寸大小和分布状态除了上面已述的液析碳化物带状碳化物外余下重点就要涉及钢中的二次网状碳化物的析出问题很显然降低在轴承钢中网状碳化物的级别提高碳化物的均匀性是轧制生产轴承钢中的重要问题之一要完善解决好这一问题首先要了解轴承钢进行轧锻压力加工的特点和加工过程中发生的组织转变然后有针对性地阐明采用的解决途径


3.2.轴承钢的压力加工特点和加工过程中发生的组织转变

轴承钢进行轧锻热压力加工的工艺性能与碳素钢的差异不大轴承钢加热至 900 ~ 1200 ℃ 温度范围的奥氏体状态下具有良好塑性压下量达 75% 不会出现破裂同时其变形抗力不大它在 900 ℃温度时大约比碳素钢高 5% ~ 17% 在 1200 ℃ 温度时与之几乎相同钢锭经开坯后的塑性导热性获得改善在加热冷却过程中由热应力导致内裂的危险性下降在通常锻轧加热生产的加热速度下不会发生开裂同时在静止空气中冷却不会产生冷却裂纹即使在锻轧后采用如水冷或喷雾冷等强制冷却至 600 ℃左右再空冷只要锻轧件的表面温度不低于马氏体转变点M以下即轴承钢在过冷奥氏体的温度范围内进行强制冷却都不会产生冷却裂23现在人们已经知道轴承钢在过冷奥氏体状态下超快速度冷却表面冷却速度 > 100 ℃ /s) ,使其表面冷却温度在高于 M240 ℃ 左右以上的300 ~ 400 ℃再空冷让表面出现返红至 700 ℃ 以下45就不会产生开裂要注意的是为了防止工件内形成白点钢坯和大规格钢材轧后要实施缓冷或退火那么要求在强制冷却至 600 ℃ 后再进行缓冷或退火为此可见GCr15 钢具有良好的压力加工工艺性能这就为高碳铬轴承钢在过冷奥氏体状态能顺利进行控轧控冷来控制二次网状碳化物和细化珠光体组织奠定了科学的基础


GCr15 钢在奥氏体状态的热轧过程和热轧以后的冷却过程中发生的组织转变有奥氏体的动态和静态回复动态和静态再结晶( ( FeCr3合金渗碳碳化物第二相的析出和基体中发生的珠光体转其中动态回复和再结晶是奥氏体在再结晶温度以上热变形轧制过程中与变形同时发生的静态的回复和再结晶是在轧制停止后所发生的动态和静态回复动态和静态再结晶使形变奥氏体组织发生软化晶粒细化呈现等轴晶的组织奥氏体在再结晶温度以下的热变形使奥氏体沿形变方向伸长和引入形变带与位错使奥氏体保持在加工硬化的状态也增加了奥氏体内部的畸变能这一部分能量能使奥氏体在冷却过程中发生的组织转变加快进行会使从奥氏体中析出的碳化物的温度提高和速度增也会使发生珠光体转变的温度提高和速度增快奥氏体在再结晶温度以上的热变形后立即实施超快速度冷却抑制静态的回复和再结晶的进行就能够与其在再结晶温度以下的热变形相类似得到保持在加工硬化状态的奥氏体


GCr1552100属过共析钢随着奥氏体在热轧成型后的冷却过程中的温度下降碳在奥氏体中的溶解度减小按图 6含碳量为 1.00% 的 Acm点温度为 900 ℃ ) ,先共析合金碳化物在奥氏体的晶界上以他形(allotriomorphs的网状形式析出按 Fe-Cr-C 二元相图可以计算他形网状形式析出的二次碳化物的量大约为 7% 随着这种二次网状碳化物的不断形成奥氏体基体的含碳量降低至共析成分对含铬量为1.5% 时的 点成分为0.57%46) ,并发生共析转变得到珠光体组织这种二次网状碳化物和珠光体随着冷却速度提高具有不同的形貌


人们还应该注意轴承钢化学成分的稍有改变影响合金碳化物网状组织是一个应慎加考虑的因轴承钢的含 量由 0.95% 提高至 1.06% 和含Cr 量从 1.35% 增至 1.58% 碳化物网状分别由 1.101.63级和 1.16 1.67 和 Cr 分别提高0.01% 时将增加碳化物网状 0.048 级和 0.022 这样C的影响约是 Cr 的 所以严格将 CCr 制于下限 对 降 低 网 状 碳 化 物 级 别 也 是 相 当 重 要23另外磷在化学成分的允许范围中处于高也会影响碳化物的球化49


已经有资料指出轴承钢中出现的这种二次网状碳化物呈现树枝晶形貌特征并明显增加材料在热处理后的脆性Krauss47在其著作中引用图 18说明 52100 钢在淬火后沿奥氏体晶界形成的渗碳体网的脆性晶间断裂见图 18a) ,图 18b为 SEM 断口形貌48Brown 和 Krauss 的工作49是有意义他们研究了含 0.023% P 的 52100 钢经 1150 ℃ 在 Ar 中均匀化处理 12 h冷却后为 35 HRC的组织碳化物网 珠光体) ,并在 700 ℃ 退火 3 h硬度为27 HRC然后于 850 ℃ 加热油淬和 200 ℃ 回火 1 h处理的碳化物球化处理试样中出现三种碳化物:晶内存在直径小于0.25 μ粒状碳化物1μm存在于奥氏体晶界上的球状碳化物和残留于均匀化处理期间获得的约为 130 μ奥氏体晶界部位的树枝状先共析碳化物图 19a表示 850 ℃ 奥氏体化1 h 后奥氏体组织残留可见的先共析碳化物网位于虚线之间部位细小奥氏体晶粒尺寸为 6.7 μm图 19b表示这种残留枝状先共析碳化物为碳萃取复型 TEM 组织十分明显这种结构的组织给材料带来脆性由此还能明确沿先共析碳化物网的沿晶断裂对 850 ℃奥氏体化时的晶粒而言实际上会看作为穿晶断裂49


二次网状碳化物的存在还会很大程度上增加工件淬火开裂的倾向,提高轴承零件在研磨过程中产生龟裂的危险和在轴承使用过程中成为形成接触疲劳裂纹的核心,从而会剧烈降低轴承的接触疲劳寿命。已有资料表明网状渗碳体级别升高 1 级[23],会使轴承疲劳寿命降低 1 /3。在我国生产的轴承钢中碳化物的均匀性正在受到重视和进一步得到提高。但是在国内生产轴承钢材的实物质量不稳定,主要集中表现在网状碳化物级别的严重超标[50]。为此,轴承钢中二次网状碳化物级别的降低和消除应该引起广泛关注。


用普通热轧生产轴承钢获得较粗大珠光体和较严重网状碳化物的组织因为其终轧温度偏高轧后冷却慢严重网状碳化物的存在还给轴承钢的球化退火带来困难往往要先采用正火处理予以消除在实际上是难以完全奏效的


在轧制工艺上采用低温终轧和采用高温终轧并进行轧后快速或超快速冷却的措施能使网状二次渗碳体的析出得到减轻或抑制实际上在钢铁企业中已基本不采用增加能耗和易于带来碳化物粒度不均匀弊病的正火处理工艺


1955 前苏联学者拉乌金在其有名的铬钢热处理51中就提出终轧温度和轧后冷速对高 CCr轴承钢中网状碳化物影响2345现在整理在表 


限于当时条件,表中具体数字只可以参考,但可以与现在的三种控轧控冷工艺对应分析。要降低碳化物网状级别,应该注意终轧温度和轧后冷速,关于这一点,现在已经讲得很明确了。


3.2.高碳铬轴承钢的控轧控冷和超快速度冷却

控轧控冷是上世纪 70 年代发展起来的轧制新工艺在中厚钢板型钢生产和钢管生产中普遍被采具有极大经济效益和社会效益同时推进着技术的发展和学科理论提升2360国内应用控轧控冷在改善轴承钢生产中的质量缩短球化退火时间提高其疲劳寿命方面获得了突破性进展为缩短与国外产品质量和疲劳寿命上的差距起到了重要作用23


在中厚钢板型钢生产和钢管生产上普遍被采用的控轧控冷主要应用于亚共析钢这方面的阐述文献已经很多52 - 56最近出版的一些论文和著作涉及内容更为深入王国栋等57 - 59于庆波等60王廷溥等61指出在跨进本世纪后控轧控冷的研究和应用进入新的阶段轧制后进行超快速冷却 UFCultra fast cooling技术已经受到很大的关注以这一技术为核心开创了新一代的控轧控冷工艺NG-TM- CP更进一步已提出柔性轧制的概念62采用适当控制轧制 超快速冷却 接近相变点温度停止冷却 后续冷却路径控制方法通过降低合金元素使用量结合常规轧制或适当控轧尽可能提高终轧温度来实现资源节约型减排节能型的高性能绿色钢铁产品的制造促进由低合金高强度钢 HSLA向低成本高性能钢 HPLC 生产的发展


他们提出对提高材料强度的细晶强化和析出强化采用 UFC 技术以后使在较高温度终轧的材料抑制再结晶发生保留大量变形缺陷和促进形核得类似于低温终轧的细晶强化效果另外通过增加相变过程以及析出反应的过冷度提高转变的驱动力显著细化铁素体和珠光体组织而提高钢材的强韧性能以及在铁素体中出现尺寸仅为 2 ~ 10 nm的微细弥散相在相间析出而大幅度提高其强度提高材料强度的相变强化能更加有效进行控制设计要求确定冷却途径获得多相组织类似于双相钢和 TRIP 钢等来制取复相钢实现以低成本方式生产出具有强韧化的或强度高塑性好的性能的钢铁材料


王国栋等59十分精辟指出控轧控制是奥氏体在其再结晶温度以下进行大压下量变形存在着加工硬化通过加速冷却 ACC 和相变获得细小晶粒铁素体的组织但是这一工艺存在不足在比利时和日本先后开发出热轧钢板轧后进行超快速冷却 UFC 技 UFC 使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 配合可以实现各种冷却相变路径控制以获得需要性能钢铁材料我国通过在这方面的大量研究和探索已经摸清了超快速冷却条件下细晶强化和析出强化以及相变强化的基本规律获得组织性能的调控方法成功开发出实施UFC 的实验设备和现场大规模应用设备进行提高钢材强度塑性和韧性的高性能钢材的生产同时又能有效降低微合金元素的用量和降低成本实现节约型减量化生产2010 王国栋等58领衔的东北大学轧钢技术及连轧自动化国家重点实验室 RAL 经论述和开发在ACC 和 UFC 发展的基础上拓展成ADCOSAdvanced Cooling System) ,能建立与不同的钢材种类相适应的控制冷却系统以适应于控制冷却途径甚至可以再加入加热从而能依据钢材种类的相应 CCT曲线和设计确定的组织性能要求在线控制冷却途径加热或冷却进一步全面组成柔性化在线热处理的技术和装备


控轧控冷术语的英语原文为 thermal-mechanical controlprocessing简单称为 TMCP 或 TMP或直接翻译为-机械处理-力处理60归根结控轧控冷是钢铁材料在可以控制的轧制过程和轧后可以控制的冷却过程中完成热处理相变来获得可以设计的具有优异性能材料的物理冶金过程现 广大热处理工作者要研究使材料获得优良性能进行热处理的方法也应该重视研究使材料获得优良性能或特定功能的减少简化或取代热处理的方这也是本文作者着重要强调说明和提出应该引起重视的一个观点


目前国内外普遍采用控制轧制 CR 和控制冷却CC或 ACCACcelerate Cooling的方法来减少或抑制高碳铬轴承钢中二次网状碳化物析出和全部完成珠光体转变并细化珠光体组织统称为轴承钢的控轧控冷这是通过控制轧制温度轧制速度轧制变形量控制轧制后的冷却温度和冷却速度来完成的即将轧材在奥氏体状态的加工成型中控制塑性变形和控制轧后冷却中发生的组织转变有机结合起来从而优化和改善钢材的组织以获得优良性能轴承钢材料的一种物理冶金过程涉及的工艺参数有轧制压下量或总变形量轧制速度加热温度和时间轧和终轧温度开冷和终冷温度冷却速度和速冷次数等很多学者对轴承钢的控轧控冷和数值模拟作了研究63 - 69


GCr15 钢的轧制可以用图 20 作定性的说明:

1当轧制温度 T > T奥氏体再结晶温度一般的钢约 950 ℃ 比较高时轧制后奥氏体晶粒较粗如果轧制后缓慢冷却则会出现粗的网状碳化物常规采用的高温终轧轧后缓冷碳化物网状严重) ,如图 20 a列上下两排尤其对70 mm 的大尺寸钢材网状碳化物如果采用高温终轧后淬热水80 ~ 100 ℃ 或冷水20 ℃ 至一定温度进行缓冷工艺则会使析出网状碳化物的级别降低高产品合格率但是仍会出现大约 28% 以上的大于级的网状碳化物23当采用的轧制温度比较低时则依靠奥氏体再结晶能细化奥氏体晶粒这时出现厚度较薄的网状碳化物如图中上下两排的b表 


2T < T奥氏体晶粒随变形轧制被拉长和形成形变带从而出现一定程度硬化析出的碳化物将分布在奥氏体晶界和形变带上能显著减低网状碳化物级别如图中上下两排的c表示在下排的图里下方图为对应示意冷却组织的放大


3Ac1 < T < Acm在引入位错等缺陷的硬化状态奥氏体中已经析出的碳化物会被破碎能进一步减低网状碳化物级别或得到半网状半球状碳化并在碳化物中引入位错等缺陷如图 20 d上下两排下排的放大图中表示基体中也出现碳化物和引入位错等缺陷同时奥氏体晶粒发生细如在800 ℃ 终轧时为 7 + 8 相对在 900 ℃ 轧时为 3 + 4 23随着奥氏体晶粒和碳化物形态的改变就能获得比较低级别碳化物网的和在球化退火时所需要的预组织加速球化退火的速度



如果对应的轧制后快速冷却,则能降低网状碳化物的级别,细化珠光体团尺寸,减小珠光体的片间距,更好改善所需要的预组织和加速球化退火的速度。如果轧制后进行超快速冷却,则能在一定大规格轧制件的整个截面上抑制网状碳化物的出现,和在抑制碳化物网后进行适当的缓冷来完成珠光体转变就可以达到抑制网状碳化物产生和基体组织全部转变为珠光体的目的,这将在后文作进一步说明。


轴承钢控轧控冷的组合类型和组织性能的关

1高温再结晶区高于奥氏体的再结晶温度TR控轧和轧后快冷工艺轴承钢材加热至 1030 ~ 1200 ℃均温后出炉进行粗轧和精轧成 20 ~ 65 mm棒材于 980 ~ 1020 ℃终轧处于奥氏体 完全再结晶状态经过轧制和再结晶能细化奥氏体的晶粒为防止 晶粒长大和减少析出网状碳化物量终轧后立即进行快冷大量实验表明GCr15 网状碳化物析出温度在 900 ~ 700 ℃大量析出碳化物在 850 ~ 700 ℃工艺中的快冷是为了快速通过这一温度区间减少网状碳化物析出量) ,在表面温度高于马氏体点M和不出现裂纹的一定温度停止快冷然后空冷至室温获得细片状索氏体和轻微网状碳化物的组织


高温终轧后立即实施超快速度冷却就构成了NG-TMCP能使整个截面上抑制网状碳化物的出现


2高温再结晶区高于 TR和未再结晶区低于TR控轧和轧后快冷工艺在高温 再结晶区轧一定道次后在部分再结晶区待温或快冷然后又在 再结晶区进行较大变形量终轧未再结晶 中也引入位错和缺陷出现硬化状态并立即实施快冷这时的终轧温度 < TR如在 920 ~ 950 ℃ 但未进入二次碳化物析出区) ,终轧后立即实施的快冷降低碳化物析出温度使碳化物在 晶界和晶内变形带上析出呈现弥散细小形态降低网状碳化物级别或消除网状出现同时快冷也能细化珠光体 组织或形成退化珠光体也称变态珠光体) ,组织获得改善能促进球化退火的进行


3高温再结晶区未再结晶区和奥氏体 碳化两相区的低温控轧后快冷工艺在上述 2工艺上增加温度在奥氏体 碳化物的两相区终轧轧温度如在 800 ~ 860 ℃在引入位错等缺陷的被硬化的奥氏体中已经析出部分的碳化物发生塑性变形和引入位错等参见图 20 的放大示意表示) ,使这种碳化物在球化退火时能沿高密度位错线溶解扩散以至易于溶断形成碳化物小条或半球化形状碳化物的细化形态同时轧后快冷也降低奥氏体分解温细化珠光体团的尺寸和珠光体片间距或形成退化珠光体


目前的很多研究表明奥氏体 碳化物两相区进行低温轧制和配合轧后控制冷却是降低网状碳化物级别的有效措施这中间终轧温度和轧后冷速是影响的 个因素当然在合理确定工艺参数时要注意防止因轧制料出现白点和裂纹而报废


瑞典 SKF 公司 Hofors 工厂通过 450 轧机生产30 ~ 40 mm 棒材采用的终轧温度为 800 ~ 890 ℃海莱伏斯轧钢车间生产 20 ~ 65 mm 棒材的终轧温度为 900 ~ 950 ℃终轧后均采用 EDEasy Drawing)方法快速冷却在冷床上吹压缩空气生产的热轧无缝钢薄壁管采用在冷床上自然冷却无缝钢厚壁管采用喷水冷却这些快速冷却方法都防止了轴承钢材料的网状碳化物析出以取代正火处理43


晁月林等70进行热模拟指出700750 ℃ 变形时网状碳化物为断续状形态珠光体团尺寸和片间距比较小800850 ℃变形时网状碳化物为半断续状形态珠光体团比较均匀和片层较细900 ℃ 变形时网状碳化物为连续状形态珠光体团尺寸较大需要采用快速冷却才能抑制碳化物网的析出


首钢集团王猛等71应用热模拟研究在 950 ℃的高温轧制和 750 ℃的低温轧制后在室温显微组织区别的结果指出950 ℃的高温轧制中发生动态再结850 ℃的轧制时为部分再结晶750 ℃ 的低温轧制不进行再结晶发生奥氏体中碳化物的动态析出, 沿晶界呈球状和断续状分布他们利用 Thermol-cal软件计算求得形变后的高碳铬轴承钢平衡相图共析碳化物析出温度为 810 ℃所以认为从轧制理论上在 800 ℃以下可以实现碳化物的动态析出


宝钢集团特殊钢公司在 2003 年 10 月投产的世界上最先 进 的 棒 线 材 生 产 线 上 进 行 低 温 终 轧 实72生产 GCr15 钢 14 ~ 50 mm 的棒材比较了常规轧制和低温终轧工艺的不同结果低温终轧工艺分正火轧制和热机械轧制二种常规轧制和低温终轧工艺分别为加热至 1050 ~ 1200 ℃出炉温度为1180 ℃经粗轧中轧预精轧后在 > 900 ℃ 温度进入精轧轧制后空冷在 850 ~ 900 ℃ 温度进入精轧轧后水冷和空冷在 < 850 ℃ 温度进行精轧轧后水冷和空冷GCr15 钢析出碳化物的温度范围为 909 ~ 697 ℃45按文献23] 为 900 ~ 700 ℃大量析出在700 ~ 850 ℃ 得到的网状碳化物平均级别 按 YJZ84 标准和晶粒细化比较示于表61180 ℃ 出 860 ℃精轧后水冷却表面出现返红的温度应小于700 ℃提出以 600 ~ 680 ℃范围内比较好相应的网状碳化物级别为 < 2平均为 1.85 ~ 1.95文献还指出以降低网状碳化物级别和以降低网状碳化物级别及缩短球化退火时间为目标的低温精轧采用热机械轧制温度范围分别为 750 ~ 840 ℃ 和 750 ~ 800 ℃轧后水冷温度范围均为 600 ~ 680 ℃如果采用在更加低的 730 ~ 740 ℃ 温度区间进行温轧制时由于轧制抗力增大轧机咬入困难和轧槽磨损增加生产成本将导致上升因而不适合应用


该文作者73还指出采用低温精轧只限于 2 ~ 4道次的轧制如采用多道次的轧制不利于细化晶粒;另外采用低温精轧的技术关键是轧材的温度均匀要求中轧机组与低温精轧机组之间有一定充足的距保证轧材有一段均温过程


低温精轧一方面能细化奥氏体的晶粒而增加晶界面积,GCr15 钢中 15% 左右的碳化物中大约接近7% 左右的在晶界分布形成网的厚度就会减薄; 另一方面,精轧会使析出的碳化物受到变形碎裂和引入位错缺陷,使其在退火过程中易于溶解和增加原子的扩散速度,为此,低温精轧能降低网状碳化物的级别,提高产品合格率。也有利于碳化物的球化退火,减少球化退火时间,获得有利于球化退火的预组织。低温精轧后适度受到控制快冷,还能细化珠光体组织,更加有利于获得碳化物细小和均匀分布的球化组织,为轴承钢的淬火回火热处理作组织准备。


东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室 RAL45也研究了980 800 ℃变形对二次碳化物析出的影响变形对二次碳化物析出起促进作用别使碳化物析出的温度提高至 907 和 857 ℃变形后以1 ℃ /s 的冷却速度至室温的组织在晶界处均有网状碳化物析出前者为连续网状后者为碎断的点条形状这时进行的塑性变形使先共析碳化物碎断同时也引入大量的位错在球化退火过程中位错密度高的部位产生碳的溶解扩散和在曲率半径大的碳化物表面发生沉积使成为分断的点条或者半球状的碳化物颗粒


东北大学 RAL 的杨洪波等74研究 750 ~ 900 ℃终轧温度和小尺寸规格 GCr15 的碳化物析出影响指12 mm 棒材在 800 ℃ 终轧温度和 5.5 mm 材在 850 ℃终轧温度时得到的网状碳化物级别处于最低1.5) ,但是它们分别在750 ℃800 ℃更低温度进行终轧时的网状碳化物级别分别出现升高至2.0 和 2.5研究者认为在 900 ~ 800 ℃ 对 12 mm棒材和 900 ~ 850 ℃ 对 5.5 mm 棒材时进行终随着终轧温度降低未再结晶奥氏体发生变形晶粒沿轧制方向拉长和形成变形带增加位错密度为碳化物析出创造条件对这些规格小的轧材轧后空冷时整个断面冷却较快阻止过共析碳化物沿晶界析出从而得到低的网状级别但在更低温度下轧制为未析出的碳化物沿晶界继续析出又创造条件使最终网状碳化物级别呈现较高


随便再讲一下我国在上世纪 90 年代后期采用了轴承钢热轧后二次间断快冷的控冷工艺237550 mm 材热轧后 920 ℃进入 1#水冷器钢材返红至700 ~ 650 ℃再进入 2#水冷器出水后又使材料表面温度由 400 ~ 450 ℃ 返红至 620 ~ 650 ℃然后再均匀降温获得细珠光体 P索氏体 S和薄网形状碳化物网状级别 < 2 分布细小均匀从而得到良好的球化退火预组织减少球化退火时间


我国在上世纪 90 年代后期采用的控轧控冷和在线球化退火工艺23钢坯以 100 ℃ /h 加热至 1150~ 1200 ℃ 多道次轧制终轧温度1000 ℃可得均匀完全再结晶奥氏体轧后进行一次或多次快冷使钢材最高返红温度为 550 ~ 600 ℃并于 600 ℃ 温转变得到索氏体组织立即加热至 780 ℃ 进行在线等温球化保温 0.5 h 后以 130 ℃ /h 速度冷却至650 ℃后出炉空冷得到细化的粒状珠光体组织生成厚碳化物网碳化物呈点状或条状多数为半球状或球状另外也可采用在上述 600 ℃ 等温后空冷至室温再重新加热至 780 ℃进行等温球化 0.5 h后以 130 ℃ /h 冷至 650 ℃空冷至室温两种处理工艺的结果相近获得碳化物平均直径为0.39 0.40 μm碳化物平均长宽比 L /B 为 1.44 1.45布氏硬度为 204 和 205 HB 的球化组织相比较而控轧控冷和在线球化退火将大大缩短球化退火时间和节能


对获得网状碳化物 < 2 碳化物呈点状弥散分对片间距较大的片状索氏体以及粒状珠光体较好球化工艺参数球化温度和冷却速度以 780 ℃ 和 100 ℃ /h下进行比较球化处理后的平均碳化物直径分别为 0.44 和 0.40 μm单位面积mm的碳化物颗粒数分别为 1.36 × 10和 1.46 × 106化物平均长宽比 L /B 为 1.70 和 1.50球化率分别为83% 和 100%23由此可见获得更加细密的变态珠光体预组织更有利于球化退火的进行未完待续)


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