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中北大学2016届本科毕业论文

热处理工艺对GCr15SiMn钢组织和性能的影响

摘要：主要研究了GCr15SiMn轴承钢的热处理工艺与组织及性能间关系，通过采用不同加热时间、温度淬火和不同温度下回火实验，结合组织性能测试分析，从而获得最佳性能。实验表明：不同淬火温度下钢的硬度随回火温度升高而降低，860℃，40min油淬，然后150℃，1h回火综合机械性能最佳。

关键词：GCr15SiMn轴承钢；组织性能；显微组织；合金元素；残留奥氏体； 针状马氏体

一、绪论

1.1背景

由于近年来，钢铁行业产能过剩、市场需求不断下滑、价格一蹶不振，很多工业发达国家，如欧、美、日、俄等老牌的钢铁发达国家逐渐将发展的重心转移到高技术含量、附加值也较高的特殊钢产品。我国的特殊钢在生产数量上已经跟上国民经济的速度，特殊钢品种也取得了长足的进步，需求量大，应用范围广的特殊钢无论在质量还是数量上都能满足国民经济各方面的需求。轴承钢是特殊钢中的典型代表，它能够在恶劣的服役条件下工作，有着较高的使用性能，生产难度最大、质量要求严、检验项目多。在国民经济中——滚动轴承被称为“工业的关节”。轴承工业发展水平的高低，往往代表或制约着一个国家机械工业和其他相关产业的发展水平，它一直被视为机械工业的基础产业和骨干产业。伴随着经济全球化和经济一体化的趋势，我国已经一跃成为世界轴承生产消费大国，拥有着无比广阔的市场和巨大的消费潜力。但是，我国轴承钢的质量、性能、 绿色化水平上与国际先进水平还相距甚远[1]。

我国的轴承钢落后于国外先进水平，主要表现在碳化物颗粒大、碳化物分布不均匀等方面，因此影响了轴承的使用寿命[2]。为了提高我国的轴承钢质量，许多科研院校、企业开展了大量的研究工作，包括轴承钢的洁净化冶炼、轧制、热处理等。其中关于GCrl5SiMn轴承钢的球化退火，更是从节能、提高生产率、提高轴承钢的质量及其稳定性考虑，展开了大量的研究。

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为此本文在热处理对GCr15SiMn轴承钢组织和性能的关系方面进行了深入的探究。通过1*5*4种方案，退火、淬火、回火工艺步骤的亲身实践，得到了一些较为有意义的数据和参考。

1.2滚动轴承的质量、性能要求及失效形式 1．2．1轴承钢的质量要求

轴承钢主要用于制造轴承套圈(内套、外套)和滚动体(滚珠、滚柱、滚针)。在合金钢领域中，轴承钢是检验项目最多、质量要求最高、生产难度及用量最大的钢种之一。纯净度，即钢中夹杂物的比重；碳化物的分布弥散；以及钢材的表面质量，比如尺寸精度，表面裂纹这三个指标是衡量轴承钢质量高低的重要标准[3]。

轴承钢的纯净度是指轴承钢中夹杂物的含量与类型、气体含量及有害元素的种类和含量。应尽可能降低轴承钢中的夹杂物含量[4]。因为夹杂物破坏了钢的连续性；在压力加工过程中或热处理时由于金属(基体)与夹杂物的热膨胀系数不同，在夹杂物和金属界面会形成初始裂纹，他们是金属疲劳源，会进一步造成疲劳破坏，产生的原因由于是夹杂物和金属界面处产生了方向相反的微观应力：单独的硫化物夹杂同样破坏了钢的连续性。

轴承钢的均匀性是指材料的化学成分、内部组织包括基体组织、析出相碳化物颗粒度及其间距、夹杂物颗粒和分布等均匀程度[5]。轴承钢大多数是过共析钢，它有很大比重的碳化物，轴承的耐磨性和疲劳寿命取决于这些碳化物的颗粒大小和分布状态。碳化物液析、碳化物带状和轧后冷却过程中沿晶界析出网状碳化物这些问题正是由于钢锭结晶偏析造成了轴承钢中的碳化物分布不均匀。轴承钢中碳化物的不均匀分布是由于钢锭结晶偏析所造成的，表现为，外国的研究机构从两方面着手来改善轴承钢的碳化物分布不均匀的问题，第一是试图减小钢锭或钢坯的偏析，严格把控浇铸温度，让过热度控制在10℃上下浮动；第二是通过加强钢锭或铸坯的高温均热扩散，来消除碳化物液析，改善碳化物带状偏析；除此以外采用低终轧温度或者通过对钢材进行正火处理来改善网状碳化物，消除大块碳化物。轴承钢的疲劳寿命因为高碳铬轴承钢组织中的碳化物分布不均匀一直很难得到提高。

1．2．2滚动轴承的主要失效形式[6]

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一般来说下，滚动轴承的主要破坏形式是在交变应力作用下的疲劳剥落，以及由于摩擦磨损而使轴承精度丧失。除此以外，还有就是裂纹、压痕、锈蚀等原因造成轴承的非正常破坏。[7]

1）接触疲劳失效

接触疲劳时效指的是由于轴承在工作时外表面遭受到交变应力的作用而发生的失效。接触疲劳剥落发生在轴承的工作表面，随之而来的疲劳裂纹最开始在接触的表面轴承工作表面最大交变切应力的地方，随后扩展到外表，造成不同类型的剥落，最常见的有点蚀（或麻点剥落），片状的称为浅层剥落。接触疲劳时效的疲劳源是由于剥落由表及里向深层次扩展形成深层剥落。[8]。

2）磨损失效

磨损失效指的是两个外表面之间相对滑动摩擦导致表面金属不断磨损而产生的失效[9]。持续的磨损将会引起轴承零件的逐步破坏，最后会造成轴承尺寸精度丧失以及其他相关的一系列问题。磨损可能造成外形变化、配合间隙增大以及工作外表面形貌变化，更有甚者可能会影响到光滑剂或使其污染到达一定水平而形成光滑功用完整丧失，导致轴承丧失旋转精度而不能正常旋转。磨损失效作为轴承常见的失效形式，常见的形式可以分为磨粒磨损和粘着磨损。

a.仪器检测

应用仪器，比如说铁谱仪、SPM、新型VIB05检测仪来判断轴承的运转状态，来判别是否应当停止维护或改换，是简单又有效的办法[11]。例如当运用VIBO5检测仪，这是一款基于微处置器最新设计的机器状态检测仪器，具备有振动检测，IKO进口轴承状态剖析和红外线温度丈量功用。它的操作简单，自动指示状态报警，十分合适现场设备运转和维护人员检测设备状态，及时发现问题，保证设备正常牢靠运转。应用这样的仪器，能够充沛应用轴承工作潜力，及时将轴承保修，并可防止毛病发作，比拟合适年轻工作人员，以补偿其经历方面的缺乏。

b.人工检测

在不具备上述仪器的场所，能够运用相似医用听诊器的设备改装的监听工具检测，经历丰厚的操作人员也能够经过圆棒或扳手等工具抵触最接近轴承的机器外壳部位，用耳朵经过工具监听轴承的运转声。在没有上述仪器的情况下，也可以使用类似医用听诊器的设备改装的工具检测 ，甚至工作年代久远的工人可以用圆棒或

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者扳手接近轴承机器的外壳，用耳朵就可以监听轴承的运转声。正常的轴承运转声应当是平均、平稳不刺耳，而不正常的轴承运转声则是断断续续，有冲击性或刺耳的声音。

1．2．3滚动轴承的性能要求

滚动轴承对材料的基本要求在很大程度上取决于轴承的工作性能。选择制造滚动轴承的材料是否合适，对其使用性能和寿命将有很大影响[12]。其中很多性能是由材料和热处理工艺所共同决定的。由于滚动轴承对材料的基本要求是由轴承的失效形式决定的，所以要求制造滚动轴承的材料经过后工序的一定热处理后应具备下列性能：

(1)高的接触疲劳强度 (2)高的耐磨性 (3)高的弹性极限 (4)适宜的硬度 (5)一定的冲击韧性 (6)良好的尺寸稳定性

除此以外，考虑到某些轴承工作的特殊条件，除了具备上述基本要求外，对它所用的材料还需要提出相应的特殊性能要求，比如说耐高温、高速、抗腐蚀及防磁性能...

1.3 国内轴承钢的发展及现状 1.3.1国内轴承钢的发展及存在的问题

国内轴承钢的发展史可以分为以下四个阶段

第一阶段( 1950—1960 年) 是学习和起步阶段, 该阶段仅生产高碳铬轴承钢。

第二阶段( 1961—1975 年) 是自行研究和开发阶段。在钢种方面, 开发出高温轴承钢、不锈轴承钢、渗碳轴承钢及原子能等尖端科技装备和仪表用的特种轴承钢材料。在冶炼方面, 开发了电渣重熔、炉外合成渣熔炼及平炉- 电炉混炼+RH 真空脱气等新技术、新工艺。在热处理方面, 开始探索连续式热处理炉在轴承钢球化退火中的应用, 为以后的发展奠定了基础[13]。

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第三阶段( 1976—1985 年) 是发展和提高阶段[14]。为适应计算机、机器人、宇航仪表等领域急需高精度、长寿命的轴承产品, 冶金企业围绕提高钢的纯洁度、改善碳化物不均匀性, 对钢的生产工艺、技术装备和检测仪器等进行了全面的改造, 相继建立了与18t、30t 电弧炉相配合的VAD（VHD) 、LFV 等精炼设施。GCr15 类钢的氧含量从大气下熔炼的30—40LgPg 降到了10LgPg 左右,生产的轴承钢材, 氧含量和接触疲劳寿命已达到80 年代瑞典SKF 和原西德进口材的实物水平。但从整体上看, 我国轴承钢生产仍存在炉容量小、全部模铸、轧制及热处理工艺落后等问题,钢材表面质量、尺寸精度没有得到同步提高, 与国际水平尚有较大差距。 第四阶段( 1985—2005 年) 是对标国际先进水平阶段。‘钢厂炉外精炼技术逐渐成熟, 电炉容量越来越大, 广泛应用连铸技术, 已经实现连铸坯热送; 钢材纯洁度显著提高: 钢中氧和钛含量分别达到5—7LgPg ( 特殊轴承钢的氧含量达到2—5LgPg ) 和10 — 12LgPg, 钢中硫含量可控制在0.1003%以下, 钢材的碳化物不均匀性得到明显改善, 采用辊底式连续退火炉, 使珠光体组织得到改善, 钢材的外观尺寸也显著改善。’轴承钢生产已趋于专业化生产, 并开始向世界顶级的NMB、SKF、TIMKEN、NSK 等跨国轴承公司提供钢材[15]。

表面上我们国家已经成为轴承钢制造大国，但是实际上我们离轴承钢制造强国还有相当长的一段路要走，主要表现在以下几个方面：

(1) 轴承钢品种、规格不全, 低档次较多,高档次较少。高质量、高性能轴承钢品种少。从品种方面, 尚未形成高碳铬轴承钢、渗碳轴承钢、中碳轴承钢、高淬透性轴承钢、不锈轴承钢、高温轴承钢等专用轴承材料系列。高纯洁度的精品轴承钢的比例较低。

(2) 轴承钢钢材的质量、性能稳定性较差,外观质量欠佳。轴承钢的专业化生产程度较低。中国轴承钢生产分散度大, 几十家生产厂家中有百分之八十厂家的生产工艺装备不配套, 尤其是成品工序的装备以及相关在线检测手段落后, 严重制约了我国轴承钢总体质量和性能的提高。轿车轴承用钢、高速铁路轴承用钢、进口装备专用轴承用钢、部分高精度、高附加值和在特殊工况条件下使用的专用轴承(钢材) 仍需进口。

1.3.2 国内轴承钢的生产现状

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相对其它的钢铁产品来说，目前轴承钢的生产企业类型比较分散，大小企业都有。虽然轴承钢产量主要集中在几家大型企业，但某些规格、品种的轴承钢小型企业也占了一定的比例。

为了保证轴承钢的质量，国家从1990 开始对轴承钢的生产实行生产许可证管理制度，当时有34 家企业获得生产许可证。1997 年国家颁（换）发了轴承钢生产许可证，颁（换）发品种范围是“轴承钢棒材（包括热轧材、热轧退火材、锻材、冷拔材）、轴承钢管、轴承钢丝和渗碳轴承钢”四大类，与1990 年相比，发证范围增加了渗碳轴承钢产品。截止到1998年底，共有45 家企业取得轴承钢（包括棒、管、丝等）的生产许可证。

从已经发放生产许可证的分布情况可以看出：目前获准生产YJZ84 的企业有26 家；获准生产YB9-68的企业有30 家；获准生产YB245-64 的企业有12 家；获准生产YB/ Z12-77 的企业有5 家；获准生产GB3203-82 的企业有6 家。其中某些企业还同时获得了好几个标准的轴承钢生产许可证。 1.3.3 国内轴承钢质量要求

轴承钢主要用于制造轴承套圈(内套、外套)和滚动体(滚珠、滚柱、滚针)。在合金 钢领域中，轴承钢是检验项目最多、质量要求最高、生产难度及用量最大的钢种之一。从三个方面衡量轴承钢质量的高低:一是纯净度，即钢中夹杂物的含量;二是碳化物不均匀性;三是钢材的表面质量，包括尺寸精度，表面裂纹。 轴承钢的纯洁度:是指轴承钢中夹杂物的含量与类型、气体含量及有害元素的种类和含量。

因为夹杂物会破坏钢的连续性，所以应该通过各种方法和途径尽可能降低轴承钢中的夹杂物含量：因为在压力加工过程中（即热处理时）金属与夹杂物的热膨胀系数不同，所以在夹杂物和金属界面会产生异性微观应力，导致初始裂纹的产生，并有可能进一步形成疲劳破坏的疲劳源；弥散分布的硫化物夹杂也有可能破坏轴承钢的连续性。

因为氧含量的高低对轴承钢纯净度有重要影响，伴随着氧含量的减少，轴承的疲劳寿命可以提高好几倍。从现在的技术角度来说，氧含量很容易控制在1 Sppm以下。当氧含量达到轰l0 Sppm的水平后，对轴承钢纯净度的进一步提高出现了两种不同的倾向:日本轴承钢生产厂山阳仍然在为更低的氧含量而努力，超纯轴承钢

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的氧含量甚至达到4 Sppm，同时钦含量也降低至7—8 Sppm。而以SKF为代表的欧美企业则更重视夹杂物的尺寸、数量和性质，要求尺寸小，数量少，可变形[16]。 轴承钢的均匀性:是指材料的化学成分、内部组织包括基体组织、析出相碳化物颗粒度以及其间距、夹杂物颗粒和分布等均匀程度[17]。

影响轴承钢均匀性的因素很多，钢锭结构，锭重，浇铸温度，铸锭方法等影响钢中化学成分的分布状态，钢锭、钢坯在热加工前的加热工艺、钢材热加工终止温度及随后的冷却方法，球化退火工艺等影响碳化物的均匀性。液析碳化物、带状碳化物、网状碳化物评级的级别是衡量碳化物均匀性的指标。

经相关研究显示：液析碳化物造成的危害性跟钢中的夹杂物是相当的（‘带状碳化物评级如果达到3-4级可以使钢材的疲劳寿命降低约百分之三十；网状碳化物每升高一个等级，可以使轴承的疲劳寿命降低?；碳化物颗粒大小也会影响轴承的寿命。当马氏体基体组织中含碳量值一定时，碳化物平均粒度越小则疲劳寿命越高。’）

自1986 年第2 季度以来，国家质量技术监督局对轴承钢及其棒材进行过5 次国家质量监督抽查，通过分析历次抽查的实物检测数据发现，与国外轴承钢实物质量相比，我国生产的轴承钢在氧含量、非金属夹杂物级别、碳化物均匀性等指标方面有一定的差距。钢的化学成分稳定性、纯净度较用户的要求也有一定的差距。 我国的轴承钢年产量约60--70万t，主要品种为高碳铬轴承钢，以前我国轴承钢生产特点是容量小，全模铸，轧制和热处理工艺落后，近年来虽然相继投产了一些大容量的电炉并配备了二次精炼设备和连铸机，但整体水平与瑞典、日本等国家相比，仍有很大的差别。另外我国的高碳铬轴承钢的材料利用率只有40％，而瑞典和日本等国达到60％以上，造成这种状况的主要原因是品种结构不合理所致，既棒材的比重大(>90％)，而管材的比重较小。 1.3 本课题的研究方法和目的意义 1.3.1研究方法

通过GCr15SiMn的热处理工艺参数，先进行预处理（球化退火）选择在770，800，830，860，890℃的进行淬火处理[18]。然后，进行不同温度的回火处理，回火温度分别为150,200,250，300℃。同时，每一步选试样测定其布氏硬度HRC。

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1.3.2目的意义

通过进一步研究GCr15SiMn的合金元素、热处理工艺及性能间的关系，通过预设的热处理工艺，测定其硬度和机械性指标并观察其金相组织，从而得到综合机械性能最佳的GCr15SiMn轴承钢以及它的回火系列金相图谱，完成其基本数据，更好的指导生产。

二、实验原理及实验方法

2.1 实验材料与方法

2.1.1 材料化学成分[19]（表2.1为GB/T18254-2002规定的轴承钢的化学成分） 表2.1轴承钢化学成分

名称

C

Cr

Si

Mn

Mo

P

S

Ni

Cu

成分%

1.30

~

0.40

~

0.90

≤

0.02

5

0.02

0

GCr15SiMn 0.95

~

0.32 0.25

~ 0.10

1.05 1.65 0.65 1.20

试验用材

1.00 1.50 0.50 1.00 0.10 0.02

5

2.1.2 试样制备与试剂

制备36块试样，直径为16mm。用作淬火与回火实验，腐蚀液是采用的是4%的硝酸酒精。其制备方法是采用4ml硝酸中加入96ml酒精（94%） 2.1.3 实验设备

0.02

0

0,32 0.25

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型号

炉膛尺寸/mm 额定功率/kw

额定温度/℃

SX2-10-13

250×150×10

10

1300

SX2-2.5-12 200×120×80 2.5 1200

HR-150A型洛氏硬度计1台 SX2—2.5-12箱式电阻炉 SX2-10-13箱式电阻炉

Axio Imager A1m HAL100 金相显微镜1台； 单盘台式抛光机1台； 金相砂纸、水砂纸若干 2.1.4常规轴承热处理工艺

轴承的热处理包括两个环节，预处理是球化退火，终处理是淬火和低温回火[20]。2.1.4.1球化退火

轴承钢球化退火有两个目的[21]，第一个目的是降低硬度，以便于切削加工；第二个目的是为获得铁素体组织做准备。材料最后的性能受碳化物的形状、大小、数量和分布影响很大，后续的淬火和回火对碳化物组织形态的改变也是微乎其微的。这是因为，在淬火绝大部分的碳化物是不能溶解的，组织形态受球化退火影响大，基本上就是由球化退火决定的，所以控制组织形态的关键在于对球化退火的严格控制。原来的球化退火工艺是在略高于Ac1的温度（如GCrl5SiMn为800\一820℃）保温后在随炉冷却。如果冷却速度太快，碳化物较小，并且弥散分布，硬度比较高，如果看冷却速度太慢，碳化物会聚集长大，硬度也比较低。这种工艺时间长，并且退货后的碳化物颗粒也不算是均匀，严重影响冷加工和最终淬回火的组织和性能。 2.1.4.2马氏体淬回火

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热处理的第二个环节是淬火和低温回火，对轴承钢最后的工艺性能有重要影响。淬火温度在AC1和ACM之间，奥氏体化温度越高，原始组织就越不稳定。即，奥氏体基体的碳含量越高，淬火后残余奥氏体越多，片状马氏体越多，尺寸也越大，亚结构中的孪晶比例也大，极易形成淬火显微裂纹。奥氏体化温度和淬火后硬度成线性关系，但韧性下降。奥氏体化温度过高也会因为淬火后残余奥氏体的量太大导致硬度、冲击韧性和疲劳强度太低，就GCrl5SiMn来说，淬火温度应严格控制在850+1 0℃范围内，淬火后的组织为（马氏体+残余奥氏体+未溶碳化物）淬火以后应该立即进行回火，目的是消除内应力，提高韧性，稳定材料组织和尺寸。GCrl5SiMn钢的回火温度为150---160℃，回火时间为1h，回火组织为回火马氏体、均匀细小的碳化物及少量的残余奥氏体[22]。 2.2实验方案

2.2.1球化退火工艺确定

退火就是把钢材加热到临界温度Ac1附近，保温一段时间，然后通过缓慢冷却获得接近平衡组织的热处理工艺。通俗点来讲，退火过程其实就是让组织从非平衡态向平衡态过度。通过球化退火，可以起到均匀钢的化学成分和组织，消除铸造偏析，达到细化晶粒，消除内应力，稳定工件尺寸，减小变形和开裂，降低硬度，改善切削加工性能的目的。还可以提高塑性，便于冷变形加工；消除淬火后的过热组织以便再进行重新淬火；脱氢，防止白点。去氢退火、再结晶退火、去应力退火、均匀化退火、等温退火、球化退火等是常用的退火工艺。

锻造后，会对钢进行预先热处理，最常用的则是球化退火。球化退火是将刚中的碳化物球状化，其目的主要是以下几点：第一是让珠光体中的渗碳体发生球化转变，球状珠光体比普通珠光体强度、硬度低，但是韧性高，可以有效改善热处理工艺性能，减少钢材在淬火加热时的热敏感性和变形开裂的倾向。第二是降低钢材的硬度，改善其切削性能；第三是提高塑性，更有利于冷挤压成型；第四为后续的热处理做准备，经淬火回火后获得良好的综合力学性能。过共析钢经常要进行球化退火，常见的过共析钢有碳素工具钢、合金工具钢、滚动轴承钢以及冷挤压成型的结构钢。普通球化退火和等温球化退火的温度都一样，都是Ac1+（20～30）℃,区别在于，普通球化退火加热保温后，冷却到大约500℃再出炉空冷。而等温球化退火

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是在加热保温后，快冷至Ar1下20℃左右，等温一段时间，在冷却到500℃出炉空冷。碳钢、合金刀具钢、冷冲模具球和轴承零件常作等温球化退火工艺，采用等温球化退火，通过增加过冷度来提高球化速度，从而获得更为细小的、均匀的碳化物

[25]

。球化退火后的组织为索氏体型珠光体+ 粒状碳化物, 硬度HRC 16～25.4

本实验采用的是球化退火，将钢件温度加热到Ac1+（20~30）℃保温一段时间，然后随炉冷却到室温，根据表2.2，其Ac1温度为770℃，因此较为理想的温度为800~ 810℃之间，于是我们制定以下球化退火工艺:810℃加热2h,随炉冷却至650℃，再出炉空冷。

根据临界温度初步确定加热温度 表2.2

临界点 温度（近似值）/℃ 2.2.2淬火温度确定

把钢加热到临界点Ac1或Ac3以上，保温并随之以大于临界冷却速度（Vc）冷却，以得到稳定状态的马氏体或者下贝氏体组织的热处理工艺称之为淬火。其目的：提高工具、渗碳零件和其他高强度耐磨机器零件等的硬度、强度和耐磨性[24]。

由于GCr15SiMn轴承钢属于过共析钢，所以对其温度应该选Ac1+（30 ~50℃ )，因为过共析钢在淬火之前都要进行球化退火，使之得到粒状珠光体组织，淬火加热时组织为细小奥氏体晶粒和未溶的粒状碳化物，淬火后得到隐晶马氏体和均匀分布在马氏体基体上的细小粒状碳化物组织。这种组织不仅具有高强度、高硬度、高耐磨性，而且也具有较好的韧性。如果淬火加热温度超过Accm，加热时碳化物将完全溶入奥氏体中，是奥氏体的碳质量分数增加，是Ms和Mf点降低，淬火后残余奥氏体量增加，使钢的硬度和耐磨性降低，同时，奥氏体晶粒粗化，淬火后容易得到含有显微裂纹的粗片状马氏体，使钢的脆性增大。此外，淬火加热温度高，淬火应力大，工件表面氧化、脱碳严重，也增加可工件淬火变形及开裂的倾向。因此，根据GCr15SiMn轴承钢的临界温度，其淬火温度应该为800 ~ 820℃[26]。

Ac1 770℃

Ac3 872℃

Ms 200℃

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将材料分成分别打上编号。在淬火实验中，把试样按温度770,800,830,860,890℃分成五大组。在其中在860℃淬火的分成三组，加热时间为40分钟，

GCr15SiMn弹簧钢属于过共析钢，其淬火加热温度应主要根据相变点来确定。所以，对于GCr15SiMn应选取其Ac3+(30 ~ 50℃)即810℃退火。因此，GCr15SiMn钢的正常淬火温度达到860℃左右。 2.2.3 淬火加热时间确定

淬火加热时间应包括工件整个截面加热到预定淬火温度，并使之在该温度下完成组织转变、碳化物溶解和奥氏体成分均匀化所需要的时间。在具体生产条件下，淬火加热时间常采用经验公式[25]。常用经验公式是

τ=α·Κ? D (1)

式中 τ——加热时间，（min）；

α——加热系数,(min/mm)； Κ——装炉修正系数； D——零件有效厚度（mm）

加热系数α表示工件单位需要的加热时间，其 大小与工件尺寸，加热介

质和钢的化学成分有关。如表2.3示。

表2.3 常用钢的加热系数[14]

工件材料 工件直＜600℃箱750 - 径mm 800-900℃箱式1000-1300℃高式炉中加850℃盐浴炉炉或井式炉中温盐炉中加热 热 中加热或预加热 热 第12页 共12页

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碳钢 ≤50 ＞50 0.3-0.4 0.4-0.5 1.0-1.2 1.2-1.5 1.2-1.5 1.5-1.8 合金钢 ≤50 ＞50 0.45-0.50 0.50-0.55 高合金钢 高速钢 0.30-0.40 0.30-0.35 0.30-0.35 0.65-0.85 0.17-0.2 0.16-0.18 0.16-0.18 根据表3试样直径和修正系数可以得出GCr15SiMn钢的加热时间为38分钟所以在实验中正常淬火时间定为40min，油冷。 2.2.4 淬火介质的选择

淬火介质的选择，首先应按工件所采用的材料及其淬透层深度的要求，根据该种材料的端淬性曲线，通过一定的图表来进行选择。若仅从淬透层深度考虑，凡是淬火烈度大于按淬透层深度所要求的淬火烈度的淬火介质都可以使用。但是从淬火应力变形开裂的角度考虑，淬火介质的淬火烈度愈低愈好。综合这两方面的要求，选择淬火介质的第一原则应是在满足工件淬透层深度要求的前提下，选择淬火烈度最低的淬火介质。如果结合过冷奥氏体连续冷却曲线及淬火本质选择淬火介质时，还应考虑其冷却特性，即淬火介质应作如下选择：在相当于被淬火钢的过冷奥氏体最不稳定区有足够的冷却能力，而在马氏体转变区其冷却速度却又很缓慢。此外，淬火介质的冷却特性在使用过程中应该稳定，长期使用和存放不易变质，价格低廉，来源丰富，且无毒及无环境污染[12]。根据实际生产经验，轴承钢一般选用油淬。 2.2.5 回火工艺确定

将经过淬火的工件加热到临界点Ac1以下的适当温度保持一定时间，随后用符合要求的方法冷却，以获得所需要的组织和性能的热处理工艺过程叫做回火。其目的：减少或消除淬火应力，提高韧性和塑性，获得硬度、强度、塑性和韧性的适当配合，以满足工件的性能要求[15]。

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轴承钢采用低温回火，温度：150~250度。可在保持高硬度和高耐磨性的前提下，降低内应力和脆性，以免使用时崩裂或过早损坏。 最终确定实验方案为图2.4

编号 85 12,15,18 04,13,64 16,03,33 4,5,14 62,65,68 X1，XF B1，PF Y1，G8 BF,Y0 2.3 硬度的测定

硬度是表征金属材料软硬程度的性能指标。生产中常有的布氏硬度、洛氏硬度及维氏硬度。

（1）布氏硬度(HB)一般用于材料较软的时候，如有色金属、热处理之前或退火后的钢铁。 布式硬度(HB)是以一定大小的试验载荷，将一定直径的淬硬钢球或硬质合金球压入被测金属表面，保持规定时间，然后卸荷，测量被测表面压痕直径。布式硬度值是载荷除以压痕球形表面积所得的商。一般为：以一定的载荷(一般3000kg)把一定大小(直径一般为10mm)的淬硬钢球压入材料面，保持一段时间，去载后，负荷与其压痕面积之比值，即为布氏硬度值(HB)，单位为公斤力/mm2 (N/mm2)。

（2）洛式硬度是以压痕塑性变形深度来确定硬度值指标。以0.002毫米作为一个硬度单位。当HB>450或者试样过小时，不能采用布氏硬度试验而改用洛氏硬度计量。它是用一个顶角120°的金刚石圆锥体或直径为1.59、3.18mm的钢球，在

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工艺参数及流程

退火 退火→淬火830℃ 退火→淬火770℃ 退火→淬火800℃ 退火→淬火860℃ 退火→淬火890℃ 退火→淬火860℃→回火150℃ 退火→淬火860℃→回火200℃ 退火→淬火860℃→回火250℃ 退火→淬火860℃→回火300℃

个数 1 3 3 3 3 3 2 2 2 2

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一定载荷下压入被测材料表面，由压痕的深度求出材料的硬度。根据试验材料硬度的不同，分三种不同的标度来表示： ①HRA：是采用60kg载荷和钻石锥压入器求得的硬度，用于硬度极高的材料(如硬质合金等)。②HRB：是采用100kg载荷和直径1.58mm淬硬的钢球，求得的硬度，用于硬度较低的材料(如退火钢、铸铁等) 。③HRC：是采用150kg载荷和钻石锥压入器求得的硬度，用于硬度很高的材料(如淬火钢等)。

（3）维氏硬度是以49.03～980.7N的负荷,将相对面夹角为136°的方锥形金刚石压入器压材料表面,保持规定时间后，用测量压痕对角线长度，再按公式来计算硬度的大小。它适用于较大工件和较深表面层的硬度测定。维氏硬度尚有小负荷维氏硬度，试验负荷1.961～＜49. 03N，它适用于较薄工件、工具表面或 镀层的硬度测定；显微维氏硬度，试验负荷<1.961N，适用于金属箔、极薄表面层的硬度测定。HV适用于显微镜析。维氏硬度(HV) 以120kg以内的载荷和顶角为136°的金刚石方形锥压入器压入材料表面，用材料压痕凹坑的表面积除以载荷值，即为维氏硬度值。

在测量不同材料硬度时，需要注意的是：（1）HRC和HB在生产中的应用都很广泛, HRC适用范围HRC 20～67，相当于HB225～650 。若硬度高于此范围则用洛式硬度A标尺HRA。 若硬度低于此范围则用洛式硬度B标尺HRB。布式硬度上限值HB650,不能高于此值。 （2）洛氏硬度计C标尺之压头为顶角120度的金刚石圆锥，试验载荷为一确定值，中国标准是150公斤力。 布氏硬度计之压头为淬硬钢球（HBS)或硬质合金球（HBW），试验载荷随球直径不同而不同，从3000到31.25公斤力。（3）洛式硬度压痕很小，测量值有局部性，须测数点求平均值，适用成品和薄片，归于无损检测一类。 布式硬度压痕较大，测量值准，不适用成品和薄片，一般不归于无损检测一类。（4）洛式硬度的硬度值是一无名数，没有单位。布式硬度的硬度值有单位，且和抗拉强度有一定的近似关系。洛式硬度直接在表盘上显示、也可以数字显示，操作方便，快捷直观，适用于大量生产中。布式硬度需要用显微镜测量压痕直径，然后查表或计算，操作较繁琐。

硬度试验是机械性能试验中最简单易行的一种试验方法。为了能用硬度试验代替某些机械性能试验，生产上需要一个比较准确的硬度和强度的换算关系。实践证明，金属材料的各种硬度值之间，硬度值与强度值之间具有近似的相应关系。因为

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硬度值是由起始塑性变形抗力和继续塑性变形抗力决定的，材料的强度越高，塑性变形抗力越高，硬度值也就越高。在本实验中，Cr12MoV钢热处理后的硬度在HRC 20～67，所以采用的是洛式硬度C标尺HRC。

试样的洛氏硬度采用I-IBRV-187．5布洛氏硬度机测定，加载150kg，保载 10s，每个试样测定3个点，计算其平均值。

经淬火及淬火加回火的试样进行硬度测试，已获得在相应条件下的硬度值。其结果如表2.4，2.5，2.6，2.7.

表2.4球化退火后硬度测定结果 试样编号 85

16

硬度值/HRC

18

20

平均值/HRC

18

表2.5淬火试样编号和硬度 淬火温度/℃ 770

淬火时间/min 40

试样编号 04 64

800

40

16 03

830

40

18 12

860

40

14 5

890

40

65 62

水冷 油冷 水冷 油冷 水冷 油冷 水冷 油冷 水冷 油冷

53.5 54 54 55 56 58 62 65 60 60.5

54 53 55 56.5 57 60 61 64.5 59 61

50 53 55 57 56 58 58 66 58.5 61

冷却方式

硬度/HRC

平均值/HRC 52.5 53.3 54.7 56.1 56.3 58.7 60.3 65.2 59.2 60.8

表2.6回火试样及其硬度

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试样编号 X1 B1 G8 BF

回火温度/℃ 回火时间h 硬度/HRC 平均硬度/HRC

150 200 250 300

1 1 1 1

59 57.5 57 50.5

60 58.5 55 51.5

58 58.5 56.5 53

59 58.1 56.1 51.7

硬度与淬火温度，回火温度，时间的关系图如图2.7，2.8。

图2.7硬度

与淬火温度关系

图

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2.8 回火与硬度之间的关系

由表2.7,可知在Ac1温度上30-50℃，随温度上升，硬度上升，到860℃硬度达到峰值，温度再升高，硬度下降。

三、金相实验

3.1 试样制备

将要金相观察的试样，通过粗磨、细磨和抛光处理。粗磨时要注意用力均匀且不宜过大，并随时浸入水中冷却，以免受热引起组织变化。细磨的目的是为了消除试片经粗磨后所留下的痕迹。因此，在此过程中，金相砂纸应从粗号到细号进行依次研磨。在更换下一型号砂纸时，应将试样研磨方向调转90°，直到将上一型号砂纸的痕迹磨掉为止[27]。

抛光是采用机械抛光进行，是在专用抛光机上进行的。抛光前要将细磨后的试样用水洗干净，以避免将不同粗细的砂粒带进抛光盘，影响试样制备。抛光时，应注意手握试样要平稳，施力均匀，压力不宜过大。待试样表面磨痕全部消失且呈光亮的镜面时，抛光即可完毕。 3.2 腐蚀

将抛光后的试样放在配置好的腐蚀剂用的是硝酸酒精溶液，浸蚀5—10秒钟。然后用酒精擦去余液，将试样置于热风机下吹干。 3.3 照相

把腐蚀的金相试样放在金相显微镜下，眼睛对准目镜，转动粗调手轮，使物镜接近试样，在发现视场由浅暗而逐渐明亮乃至出现模糊时，再转动微调手轮至清新为止。通过计算机终端设备，拍下此时的金相显微组织。所有试样都是在放大500倍数下完成的。

微观组织分析所用试样尺寸为θ16×20mm，试样经粗磨、细磨后进行机械抛 用4％硝酸酒精腐蚀。试样的组织形态用OLYMPUS BX41型金相显微镜观察。 3.4不同温度淬火对组织和性能的影响

球化退火后的金相组织如图3.1 （退火后的均匀球化组织形貌）

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不同淬火温度下的金相组织如图3.2；

a.830℃淬火 400× b.800℃淬火 400×

c.860℃淬火 400× d.890℃淬火 400×

对于轴承钢，球化退火是其常用工艺，球化退火处理后的组织为细的球状珠光体以及均匀分布的过剩碳化物，但碳化物颗粒大小不均[28]，有少量碳化物颗粒直径大于0.8μm，如图3.2所示。

在不同温度下进行淬火处理(冷却方式为油冷)后其温度与硬度的关系见图2.7可看出，随着加热温度的升高，硬度随加热温度的升高而升高，当淬火温度为890℃时，硬度显著下降。这是因为，当温度在临界温度以下时，随淬火温度的升高，其组织中溶解的碳化物及其他合金元素增加，从而使其硬度增加。当温度过高时，由

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于所溶解的碳化物过多，晶粒过于粗大．以至产生淬火裂纹，从而导致了材料硬度显著下降，组织见图3.2abcde。

试样经高温固溶奥氏体化后淬火得到的组织为针状马氏体+残余奥氏体+碳化物，因淬火温度较高，淬火后得到得马氏体针较粗大，并且有较多得残余奥氏体[29]。图中暗色的可能是针状马氏体，亮色的是残余奥氏体[30]。由于温度过高，如图3.2.d,碳化物析出至晶界,晶粒明显。综合考虑各方面因素，GCrl5SiMn钢较佳淬火温度确定为860℃．过低的淬火加温度导致淬火后钢的硬度不足且硬度不均匀：过高的加热温度使得淬火应力增大容易产生裂纹，而且钢的表面易产生脱碳，降低其表面硬度。从前面组织分析中得知，该试样的未溶碳化物含量最低，说明奥氏体中溶了较多的碳，使得淬火后马氏体含碳量高，故硬度增大。 3.5 不同温度回火对组织和性能的影响

860℃淬火，不同回火温度下的金相组织如图3.3

a.150℃回火组织 400× b.200℃回火组织 400×

c.250℃回火组织 400× d.300℃回火组织 400×

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图3.3(a)至(d)为加热860℃加热40min油淬，又分别在150℃、200℃、250℃、300℃回火保温1h的金相组织图谱。从照片上可以看出随着回火温度的升高，组织逐渐由回火马氏体→回火屈氏体→回火索氏体的方式转变，这样的组织转变使材料的脆性降低，塑韧性进一步提高。

钢经过淬火获得的马氏体组织不能直接使用，需要进行回火，以降低脆性，增加塑形和韧性。钢在淬火后组织主要是由马氏体或马氏体+残余奥氏体组成，在回火过程中发生的转变主要是马氏体的分解及残余奥氏体的转变。

马氏体的碳质量分数随着回火温度的升高，马氏体中碳质量分数不断降低。高碳钢的碳质量分数随回火温度升高而降低很快，低碳钢的钢中质量分数降低较缓。碳钢在200℃以上回火时，在一定的回火温度下，马氏体具有一定的碳质量分数，回火温度越高，马氏体碳质量分数越低。

金属材料的性能决定于材料的成分和组织。对于一般钢来说，淬火组织主要为马氏体以及少量残余奥氏体，故其淬火态以及回火后性能主要也决定于马氏体以及马氏体分解产物的性能。

像GCr15SiMn钢这样的高碳钢，在200℃一下回火时，随着回火温度升高，硬度不仅不下降，反而有所升高，马氏体碳质量分数越高，硬度值升高越明显。回火超过200℃后，由于碳的进一步析出，将使硬度下降，但此时由于有较多的残余奥氏体发生了转变，故硬度下降很慢。 3.6分析与讨论

3.6.1细小碳化物对轴承钢性能影响

细小的碳化物的外形较为圆滑．减小了应力集中，从而使产生裂纹所需的应力提高，裂纹扩展临界应力也提高，因而使裂纹扩展相应缓慢[31]；而粗大的碳化物的外形的圆度就差，容易形成较尖锐或凸凹的边缘，当受到外力作用时，在这些位置容易与基体产生应力集中而成为疲劳源，产生裂纹，从而会降低轴承韧性和抗疲劳性，缩短使用寿命。另外，粗大碳化物的存在还将造成在其附近和远处的碳浓度出现很大的差异，导致轴承零件热处理淬回火后的组织和显微硬度也存在较大的不同，碳浓度过高或过低的区域寿命下降。而碳化物分布弥散，则马氏体基体中的含碳量在碳化物附近以及较远处都比较接近，因而使基体的强韧性均匀一致。因此，为了避免轴承钢中未溶碳化物的危害，对轴承钢中未溶碳化物的要求是尺寸细小、

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分布均匀、碳化物呈球形。这可通过对原材料加以控制或在淬火前后采用合适的工艺细化碳化物，从而得到理想的碳化物形态与分布。

3.6.2残余奥氏体含量对轴承钢性能影响

轴承材料中残余奥氏体的存在将降低材料的硬度，并且由于马氏体量减少 使材料本身强度降低[32]。若残余奥氏体处于亚稳定状态，在工作过程中，将向马 氏体组织转变，体积发生膨胀，会破坏工件外形尺寸精度，并且材料易产生塑 性变形，经多次循环载荷作用后就会产生裂纹，从这个角度看，残余奥氏体的 存在会损害材料的耐磨性。倘若轴承材料中的残余奥氏体处于稳定状态，则此 时残余奥氏体处于等轴压力状态，等轴压力不会引起塑性变形，这部分残余奥 氏体很少再发生转变，它在磨损过程中以韧性相出现，起到增加韧性、缓和应 力集中和延缓裂纹扩展等作用，因此，不能简单地说残余奥氏体对材料的耐磨 性有益或有害。

3.7 GCrl5SiMn钢的合金化作用

轴承钢钢高强度化的最主要手段是研究开发新钢种,为此必须了解各种合金元素的作用,科学合理地设计钢的化学成分,充分有效地发挥各种合金元素的作用。

1.碳

碳是钢中的主要强化元素,溶解在钢中形成固溶体,起固溶强化作用,它与强碳化物形成元素结合形成碳化物析出时,起沉淀强化作用。碳对轴承钢的强度、硬度、塑性、韧性、脱碳倾向、显微组织都有很大影响。其影响往往超过其它合金元素[22]。同时碳是对钢的强度贡献最大的元素,也是影响抗弹性最大的元素[23]。

2.硅

很多轴承钢以硅为主要合金元素,硅具有固溶强化作用,不形成碳化物,基本上以固溶态存在于钢中,在常用合金元素中硅的固溶强化作用最强。硅能改变回火时析出碳化物的数量、尺寸和形态,提高钢的回火稳定性[24]。据报道[25],在含0.60% C、0.90%Mn、0.20%Mo的钢中,随着硅含量增加,碳化物颗粒数目增加,而碳化物颗粒尺寸和间距则缩小。钢中加入硅，可以强化铁素体，提高强度、弹性极限和淬透性，改善抗回火软化性能。在高碳铬轴承钢中，硅使钢的过热敏感性、裂纹和脱碳倾向性增大。虽然有的研究认为，含硅轴承钢马氏体中的硅的含量达到1.50％时，对提高疲劳寿命作用较大，并能改善钢在淬回火状态下的韧性。但是，硅使钢在球化

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退火状态下的切削和冷加工性能变坏。所以，一般应把硅控制在0.80％以下，最好不超过0.50％。在渗碳轴承钢中，硅和锰的复合作用，能显著提高渗碳层的回火稳定性，硅含量越高，抗回火性能越好。

3.锰

锰是在轴承钢中仅次于硅的常用合金元素。锰是一种有利于消除硫的有害作用又有利于脱氧的元素。锰显著提高淬透性，改善热处理性能，强化基体和细化珠光体组织，从而提高钢的强度和硬度 。此外，锰是扩大奥氏体区的元素，具有推迟A-a转变过程的作用，随着Mn含量的增加，相变开始温度降低。在高碳铬轴承钢GCr15SiMn中锰是作为脱氧元素，而在GCr15SiMn中才是作为合金元素加入。锰能显著提高钢的淬透性，部分锰溶于铁素体中，提高铁素体的硬度和强度。锰能固定钢中硫的形态并形成对钢危害较小的MnS和（Fe,Mn)S,减少或抑制FeS的生成。因此，在高碳铬轴承钢中含少量锰，能提高钢的性能和纯洁度。 4.铬

铬能显著提高钢的淬透性,与锰共用效果更好。铬可降低钢中碳的活度,又是碳化物形成元素,提高钢中碳扩散的激活能,减轻钢的脱碳倾向[26]。的高硅钢中,回火时硅和铬的倾向不同,硅倾向于稳定ε碳化物,阻碍向θ碳化物(Fe3C)转变,使硅脱离Fe3C位置。而铬倾向于聚集在Fe3C中。

四、 结论

通过采用不同加热时间、温度淬火和不同温度下回火实验，结合组织性能测试分析，可以得出以下结论：

1）淬火温度对GCr15SiMn钢组织性能的影响：如在770℃-860℃随着淬火温度的升高，组织中的铁素体慢慢溶入奥氏体中越来越少，而马氏体组织越来越均匀，硬度增大，综合性能提高 。在860℃-890℃随着淬火温度的升高，奥氏体充分长大，油冷后马氏体晶粒粗大，且有带状出现，硬度快速降低。获得的组织为隐针马氏体+残余奥氏体+少许碳化物。因此860℃是GCr15SiMn钢的最合理的淬火温度。 2）回火温度对GCr15SiMn钢组织和性能的影响：随着温度的升高，钢件中马氏体质量分数减少，其硬度降低。但是通过对回火后的硬度值以及冲击韧性值的综合比

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较，150℃是最合理的回火工艺，此时，钢件的硬度值为59HRC，冲击韧性为14.25J/cm2。组织为回火马氏体+少量碳化物+残余奥氏体。

3）综上所述，810℃保温2h，随炉冷却至650℃，再出炉空冷（球化退火预处理）+860℃淬火40min+150℃回火1h是GCr15SiMn钢的最好热处理工艺。图4.1为最佳热处理工艺流程图。

6）得到了GCr15SiMn钢在不同的温度下淬火、回火的金相图谱。

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致谢

历时将近两个月的时间终于将这篇论文写完，通过这次毕业设计加深了我对所学专业知识的理解，对于大学四年所学知识得以有个综合运用和深化的机会。我首先感谢我的指导老师郝红元老师，在实验、论文的材料收集和论文的撰写过程中我

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得到了郝红元老师的悉心指导和帮助，郝红元老师不厌其烦的对我帮助进行论文的修改和改进才能使我顺利的完成这次的论文。另外，在校图书馆查找资料的时候，图书馆的老师也给我提供了很多方面的支持与帮助。在此向帮助和指导过我的各位老师表示最中心的感谢！

感谢我的同学和朋友，在我写论文的过程中给予我了很多你问素材，还在论文的撰写和排版灯过程中提供热情的帮助。

由于我的学术水平有限，所写论文难免有不足之处，恳请各位老师批评和指正！ 最后我对参加本论文评阅和答辩的各位老师致以诚挚的谢意！

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