一种GCr15轴承钢热轧后在线快速球化退火方法与流程

本发明属于轴承钢热处理领域，特别涉及一种gcr15轴承钢热轧后在线快速球化退火方法。

背景技术：

轴承广泛应用于国民经济的各个领域，在国际上素有“工业的心脏”之称。轴承质量除了轴承结构设计，制造精度外，轴承用钢是关键，其对轴承产品的加工质量，使用寿命和可靠性能具有至关重要的作用。

滚动轴承常见的失效形式是疲劳剥落，即接触疲劳破坏，服役状态下的gcr15轴承显微组织由马氏体、碳化物和少量残余奥氏体组成，其中碳化物的含量、大小、形貌和分布不仅影响马氏体的分布和性能，也影响最终整个轴承的服役性能，对接触疲劳寿命的影响尤为显著，为了提高轴承的接触疲劳寿命，要求轴承钢中的未溶碳化物颗粒细小、圆整、均匀分布。由于最终淬回火后的组织中碳化物颗粒的尺寸与分布在很大程度上取决于球化预处理后颗粒的尺寸与分布，因此需要对球化预处理过程中的碳化物颗粒进行球化处理，以获得细小、圆整、均匀分布的球化组织。轴承钢的快速球化退火工艺的研究虽然取得了长足的进步，但热轧后为获得理想球化组织需要进行球化退火，生产周期长且生产工序复杂。

工业上常用的轴承钢的退火工艺主要有以下几种：

(1)连续球化退火

将钢加热到略高于ac1(如：gcr15轴承钢为780～810℃)保温一定时间，随后在炉中以15～25℃/h的冷却速度冷却至650℃以下出炉空冷。该工艺热处理时间长达20h以上，为了提高劳动生产率，工业生产中普遍推广等温球化退火工艺。

(2)等温球化退火

将钢加热到略高于ac1保温一定时间，随后快冷至ar1以下某一温度范围内(680～720℃)进行等温转变，即奥氏体转变成为铁素体+碳化物颗粒，然后随炉冷却至650℃出炉空冷。与连续球化退火相比，等温球化退火工艺所需时间较短，但耗时仍超过10h。

(3)周期球化退火

将钢加热到略高于ac1进行保温，然后快冷至ar1以下保温，之后再加热至ac1以上温度保温，随后又快冷至ar1以下保温，反复重复之前的过程，最后随炉冷却至650℃后出炉空冷。该工艺球化效果充分，但工艺操作较为繁琐。

因此，开发一种新的轧制及热处理工艺，实现gcr15钢的在线球化，轧后采用较短的时间，通过较为简易的操作过程即可获得理想的球化组织，具有非常重要的科学意义和经济效益。

技术实现要素：

针对现有gcr15轴承钢在球化处理过程中存在的球化时间过长等问题，本发明的目的在于提供一种gcr15轴承钢热轧后在线快速球化退火的方法，通过对轧制温度的合理选取，采用优化的球化处理工艺，控制轧制过程中的先共析碳化物通过形变诱导的方式析出，缩短球化退火所需要的时间，提高能效。

本发明的技术方案是：

一种gcr15轴承钢热轧后在线快速球化退火方法，按以下步骤进行：

(1)将待轧试样在电阻炉中加热到1000～1200℃，等温时间为30～60min；

(2)样品初始等温处理后，在950～1000℃进行单道次轧制，压下量为20％～30％；

(3)第一道次轧制后，待温至760～800℃，进行三道次轧制，三道次压下量分别为10％～25％、10％～25％、10％～25％；

(4)将轧后钢板放入电阻炉中进行等温处理，等温温度为720～750℃，等温时间为3～5h；等温处理后，炉冷至600±20℃，空冷。

所述的gcr15轴承钢热轧后在线快速球化退火方法，电阻炉采用高温箱式电阻炉或东、西贯通式热处理炉。

本发明的技术原理是：通过再结晶区的轧制变形进一步缩小奥氏体晶粒尺寸，高于ar3以上一定温度的变形可以通过形变诱导作用诱导先共析碳化物在原奥氏体晶界和晶内析出，并在随后的720～750℃的等温过程中成为新的球状碳化物析出的形核点，促使珠光体转变以离异共析的形式进行，从而形成球状珠光体组织。需要注意的是，ar3点以上的变形需要采用的是多道次小变形量的变形，才能更有效的促使球状碳化物在晶内和晶界有效析出，而不是过多的聚集在晶界形成新的网状碳化物。

本发明的优点及有益效果是：

1、本发明方法采用的是在线球化退火的方法，而且仅需要较短的后续球化处理时间即可形成较为良好的球化组织。从金相组织观察分析，球化退火后的组织为细铁素体及细小弥散的球状碳化物颗粒，球化等级可以达到1级，硬度为200hv，硬度也达到了使用要求。

2、与传统的球化退火工艺相比，本发明方法的等温时间短，能耗低，生产效率高。

3、与新型的双相区低温轧制相比，本发明方法的轧制温度较高，轧制抗力较小，具有重要的实际生产意义。

附图说明

图1为本发明实施例1的处理后的金相组织显微图。

图2为本发明对比例1的处理后的金相组织显微图。

图3为本发明对比例2的处理后的金相组织显微图。

图4为本发明对比例3的处理后的金相组织显微图。

图5为本发明对比例4的处理后的金相组织显微图。

图6为本发明对比例5的处理后的金相组织显微图。

具体实施方式

本发明实施例中，按重量百分比计，gcr15轴承钢的成分为：c1％，cr1.51％，si0.22％，mn0.3％，ni0.18％，s0.002％，p0.002％，cu0.08％，ti0.005％，mo0.04％，al0.02％，余量为fe和不可避免杂质，gcr15轴承钢轧制前的尺寸为25mm×30mm×150mm。

本发明实施例中，热轧过程中采用的轧机为东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室(ral)的400新型异步热轧实验轧机。电阻炉为沈阳通用电炉厂生产的rx-36-10东、西贯通式热处理炉或上海汇电炉有限公司生产的hl07-22高温箱式电阻炉。观测金相组织的设备为奥林巴斯bx53mrf型金相显微镜。硬度性能测试采用的设备为日本future-tech公司生产的显微硬度计，采用的载荷为50gf。球化效果等级评定参照gb/t18254-2002标准，采用的图像为奥林巴斯bx53mrf型金相显微镜拍摄的金相组织。

下面，通过实施例和附图对本发明进一步详细阐述。

实施例1

本实施例的gcr15轴承钢热轧后在线快速球化退火方法，按以下步骤进行：

1、将待轧试样在高温箱式电阻炉中加热到1000℃，等温处理30min。

2、样品初始厚度为25mm，等温处理后，在1000℃进行单道次轧制用以细化奥氏体晶粒，压下量为7mm，轧后厚度约为18mm。

3、第一道次轧制后，空冷待温至780℃，进行连续的三道次轧制，每道次压下量分别为5mm、4mm、4mm，轧后厚度约为6mm，终轧温度约为760℃。

4、将轧后钢板放入东、西贯通式热处理炉中进行等温处理，等温温度为720℃，等温时间4h，等温处理后，炉冷至600℃，将炉冷后的板材进行空冷处理。

5、如图1所示，采用奥林巴斯bx53mrf型金相显微镜进行金相组织观察，获得球化处理后的金相组织，根据gb/t18254-2002标准中的金相组织球化评级为1级，显微硬度约为200hv。

对比例1

将待轧试样在高温箱式电阻炉中随炉加热到1000℃，等温处理30min。从电阻炉中取出后直接淬火，用以观察奥氏体化的情况，避免存在未溶碳化物的情况。如图2所示，从金相组织可以看出，组织由完全的马氏体组织构成，可见在1000℃等温30min后组织已经实现了完全的奥氏体化，可以排除未溶碳化物的影响。

对比例2

方法同实施例1，不同点在于：1000℃进行压下量为7mm的变形后，空冷待温至750℃进行三道次压下量分别为5mm、4mm、4mm的变形。随后进行720℃等温处理4h，炉冷至600℃，将炉冷后的板材进行空冷处理。如图3所示，通过奥林巴斯bx53mrf型金相显微镜获得的金相组织，只在原奥氏体晶界周围存在少量球状碳化物，根据gb/t18254-2002标准中的金相组织碳化物网状评级为2级，显微硬度为261hv。

对比例3

方法同实施例1，不同点在于：1000℃进行压下量为7mm的变形后，空冷待温至900℃进行三道次压下量分别为5mm、4mm、4mm的变形。随后进行720℃等温处理4h，炉冷至600℃，将炉冷后的板材进行空冷处理。如图4所示，通过奥林巴斯bx53mrf型金相显微镜获得的金相组织，可以看出整体组织由片状珠光体和网状碳化物组成，基本未发生球化。根据gb/t18254-2002标准中的金相组织碳化物网状评级为3级，显微硬度约为272hv。

对比例4

方法同实施例1，不同点在于：1000℃进行压下量为7mm的变形后，空冷待温至780℃进行单道次压下量为13mm的大变形量的变形。随后进行720℃等温处理4h，炉冷至600℃，将炉冷后的板材进行空冷处理。如图5所示，通过奥林巴斯bx53mrf型金相显微镜获得的金相组织，组织由片状珠光体和网状碳化物组成，基本未发生球化。根据gb/t18254-2002标准中的金相组织碳化物网状评级为3级，显微硬度约为283hv。

对比例5

采用传统的无变形的球化退火工艺，将同等尺寸的试样加热至1000℃，随后炉冷至720℃进行等温处理4h，炉冷至600℃后，取出板材进行空冷处理。如图6所示，通过奥林巴斯bx53mrf型金相显微镜获得的金相组织，从图中可以看出，原奥氏体晶内存在少量球状碳化物，但是网状碳化物情况严重，根据gb/t18254-2002标准中的金相组织碳化物网状评级为3级，显微硬度为289hv。