GCr15轴承钢具有优良的综合性能，是目前主要的轴承用钢^{[1, 2, 3]}。其作为过共析钢，热变形后的室温组织中容易出现网状碳化物，在随后的热处理过程中难以消除，影响轴承的寿命。控制热变形工艺可以改善GCr15轴承钢的显微组织，并抑制网状碳化物的析出^[4]。因此，关于GCr15轴承钢的热变形工艺的实验研究具有重要意义。

Gembalova等^[5]指出热变形后采取合适的冷速，网状碳化物可以完全消除。Sun等^[6]通过实验发现，热变形后直接空冷，碳化物的网状程度较严重，若先水冷至690℃后再空冷，碳化物的网状程度明显减弱。李胜利等^[7]发现，GCr15轴承钢棒材于850℃终轧变形后，心部的快速冷却速率小于3℃/s时，碳化物的网状程度较严重。以上研究侧重于GCr15轴承钢热变形后的控冷工艺，并未对变形工艺，如变形终止温度的影响进行探讨。目前，轴承钢多以棒线材供货^[8]。对于尺寸较大的GCr15轴承钢棒材，心部的冷却速率较慢，单一的控冷难以减小碳化物的网状程度^[9]。因此，为了减小GCr15轴承钢中碳化物的网状程度，需要进一步明确变形工艺对网状碳化物的影响。

目前，关于GCr15轴承钢变形终止温度的实验研究仍然较少。本工作采用MMS300热模拟试验机，对GCr15轴承钢的热变形工艺进行了模拟，详细研究了变形终止温度对显微组织的影响，包括晶粒尺寸、珠光体团的尺寸、珠光体的片层间距和碳化物网状程度。通过回归分析，建立了硬度与片层间距倒数的拟合方程。

实验所用的原材料为抚顺特殊钢股份有限公司提供的GCr15轴承钢。其化学成分如表 1所示。热模拟实验所采用的试样尺寸为φ8mm×15mm。实验过程中，为了控制变形温度和冷却速率，将热电偶点焊到试样的纵向中心。

图 1为热变形实验的工艺图。首先，试样以10℃/s的速率加热到1200℃保温3min，随后试样以5℃/s的速率冷却到相应温度进行三道次的热压缩变形。各道次的变形量分别为30%，30%，25%，各道次的应变速率分别为2，5，10s^-1。第一、二道次的变形温度分别为1000℃和880℃，第三道次的变形温度，即所模拟的变形终止温度，取值分别为770，790，810，830，850℃和870℃。为了使试样温度均匀，变形前试样在相应温度下保温了3s。经过三道次的变形后，试样以10℃/s的速率快速冷却至650℃，最后以1℃/s的速率缓慢冷至室温。

	图 1 热变形实验工艺图 Fig. 1 The schematic of the hot deformation experiment
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将热变形后的试样沿中心纵向切开，并进行抛光。经过4%的硝酸酒精溶液腐蚀后，利用电子探针(JEOL JXA8530F)观察显微组织。透射试样经电解双喷减薄制成，电解液为10%HClO₄+90%无水乙醇，采用FEI Tecnai G2 F20透射电镜进行观察。观察碳化物的网状程度时，采用的金相显微镜为LEICA DMIRM。利用万能硬度计(KB3000BVRZ-SA)测量了不同变形终止温度下试样的硬度。

采用电子探针观察了不同变形终止温度下GCr15轴承钢的显微组织，如图 2所示。其中沿晶界分布，并且颜色较亮的组织为先共析碳化物。分析发现不同变形终止温度下的显微组织均为片层状珠光体+先共析碳化物，并且先共析碳化物的厚度为珠光体中渗碳体片层厚度的3~5倍。采用透射电镜进一步观察了变形终止温度为790℃时的显微组织，如图 3所示。颜色较深的组织为碳化物，较浅的为铁素体，其中箭头处的显微组织为先共析碳化物。通过分析先共析碳化物的衍射斑可知，其属于正交晶系，即先共析碳化物为渗碳体。此外，可以看出先共析碳化物与珠光体中的渗碳体之间存在铁素体薄膜，即珠光体中的渗碳体不是直接在先共析碳化物上形成的^[10]。因此，可以认为GCr15轴承钢中珠光体的有效晶核为沿先共析碳化物分布的铁素体薄膜。

	图 2 不同变形终止温度下GCr15轴承钢的显微组织 (a)770℃；(b)790℃；(c)810℃；(d)830℃；(e)850℃；(f)870℃ Fig. 2 The microstructure of GCr15 bearing steel at different final deformation temperatures (a)770℃；(b)790℃；(c)810℃；(d)830℃；(e)850℃；(f)870℃
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	图 3 变形终止温度为790℃时试样的透射照片(a)和图(a)箭头处先共析碳化物的衍射斑(b) Fig. 3 The specimen with the final deformation temperature of 790℃ (a) TEM micrograph;(b)diffraction pattern of the poeutectoid carbide indicated by arrow in (a)
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直线截点法常用来统计晶粒尺寸和珠光体团尺寸^{[11, 12]}，本研究采用该方法统计了不同变形终止温度下试样的晶粒尺寸(原奥氏体晶粒尺寸)和珠光体团尺寸，如图 4所示。结果表明，变形终止温度在770~870℃内增加时，试样的晶粒尺寸从16.2μm增加至22.1μm，珠光体团尺寸从5.2μm增加至6.9μm，即晶粒尺寸增加了36%，珠光体团的尺寸增加了33%。可以看出珠光体团的尺寸和晶粒尺寸存在正的相关性，这种相关性在一些文献中已有报道^{[12, 13]}。其原因是珠光体优先在晶界附近形核，随着晶粒尺寸的增加，单位体积内的晶界面积减小，即珠光体的形核位置减少，进而珠光体团从形成到相互碰撞所需的时间延长，最终导致珠光体团的尺寸增加。此外，变形终止温度较低时，奥氏体晶粒内的变形带较多，而变形带处可以形成新的珠光体晶核，这进一步减小了珠光体团的尺寸。

	图 4 不同变形终止温度下试样的晶粒尺寸和珠光体团尺寸 Fig. 4 The grain size and pearlite colony size of specimens at different final deformation temperatures
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采用圆形线法统计了珠光体的平均片层间距，用到的公式为S=0.5πd/(nM)，其中S为平均片层间距，d为所用圆的直径，n为圆与渗碳体或铁素体片层的交点个数，M为图片的放大倍数^{[14, 15]}。统计结果，如图 5所示。发现变形终止温度从770℃增加至870℃时，平均片层间距从0.104μm减小至0.091μm。研究表明^{[15, 16]}，珠光体的片层间距与相变温度密切相关，两者近似满足方程(1)：

式中：S为片层间距；T为相变温度；T_e为共析温度；ρ为密度；Q为珠光体相变过程中单位质量的相变热；σ_αθ为单位面积的铁素体-渗碳体界面的界面能。根据上式可知，相变温度较低时，珠光体的片层间距较小。其原因为当相变温度较低时，相变驱动力较大，并且溶质原子的扩散距离较小，使得片层间距较小。本工作通过测量发现，变形终止温度在770~870℃内变化时，珠光体的平均片层间距随着变形终止温度的升高而略微减小。这是由于变形诱导析出作用，使得珠光体的相变温度发生变化。变形终止温度较高时，变形诱导析出作用较弱，珠光体相变的初始温度较低，造成片层间距较小^[17]。此外，变形终止温度较低时，原奥氏体晶粒尺寸较小，使得CCT曲线向左上方移动，即珠光体相变的初始温度升高，进一步增加了片层间距。

值得一提的是，为了改善加工性能，GCr15轴承钢热轧后通常需要进行球化退火。当渗碳体片层的厚度较小时，加热过程中渗碳体溶断速率较快，有利于缩短球化时间。对于过共析钢，珠光体的片层间距S与渗碳体片层厚度T_c之间近似满足T_c=0.15S·C，其中C为碳的质量分数^[16]。因此，片层间距越小，球化速度越快。本工作的测量结果表明，虽然片层间距随着变形终止温度的升高而减小，但变形终止温度≥810℃时，平均片层间距变化幅度较小。因此，从提高球化速度的角度考虑，变形终止温度应≥810℃。

本工作利用万能硬度计测量了不同变形终止温度下试样的维氏硬度，如图 5所示，发现试样的硬度随着变形终止温度的升高而增加。这主要是因为随着变形终止温度的升高，试样的片层间距不断减小，而单位体积内的铁素体与渗碳体之间的界面面积为S_v=2/S^[18]。因此，变形终止温度较高时，单位体积内的铁素体-渗碳体界面的面积较大，进而试样的硬度较大。实验表明，珠光体钢的维氏硬度与片层间距的倒数近似呈线性关系^{[19, 20]}。本文通过回归分析，获得了硬度与片层间距倒数的拟合曲线，如图 6所示，可以看出实验钢的硬度与片层间距的倒数呈正比。硬度与片层间距倒数之间的拟合方程，如方程(2)所示，其相关系数约为0.97。

	图 5 不同变形终止温度下珠光体的平均 片层间距以及硬度值 Fig. 5 The mean lamellar spacing of pearlite and hardness at different final deformation temperatures
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	图 6 硬度与片层间距倒数的拟合曲线 Fig. 6 Fitted curve for hardness and reciprocal of interlamellar spacing
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为了观察碳化物的网状程度，将不同变形终止温度下的试样进行淬火+低温回火处理。淬火温度为820℃、保温时间为4min，低温回火温度为150℃、回火时间为2h。经过淬火+低温回火处理后，采用4%的硝酸酒精溶液进行深腐蚀，腐蚀时间在30s左右。图 7为不同变形终止温度下的试样深腐蚀后得到的金相图片，其中沿晶界分布、颜色较亮组织为先共析碳化物。可以看出，在810~870℃内，随着变形终止温度的增加，碳化物的网状程度增加；与810℃相比，变形终止温度为770℃和790℃时，碳化物的网状程度较严重。按照国标GB/T 18254—2002对网状碳化物进行评级，变形终止温度≥850℃时，碳化物网状程度较严重，网状级别为3级；变形终止温度为810℃和830℃时，碳化物的网状级别≤2级，符合标准要求；变形终止温度为770℃和790℃时，碳化物的网状级别为3级。

	图 7 不同变形终止温度下的试样深腐蚀后得到的金相图片 (a)770℃；(b)790℃；(c)810℃；(d)830℃；(e)850℃；(f)870℃ Fig. 7 The micrographs of deep-etched experimental samples at different final deformation temperatures (a)770℃；(b)790℃；(c)810℃；(d)830℃；(e)850℃；(f)870℃
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由于晶界处的能量较高，并且碳化物形成元素在晶界处的扩散系数较大，使得先共析碳化物主要在原奥氏体晶界处形核^[21]。理论上在先共析碳化物析出过程中，原奥氏体晶粒尺寸越小，单位体积内的晶界面积越多，先共析碳化物的形核位置越多，进而碳化物的网状程度越小。本文利用Thermo-Calc V5.0的TCFE6数据库，计算了各平衡相质量分数随温度的变化曲线，如图 8所示。图 8中的①、②两点分别对应先共析碳化物的开始析出温度和停止析出温度。由①、②两点的横坐标可知，平衡状态下先共析碳化物的开始析出温度为912℃，停止析出温度为751℃，与MTDATA的计算结果相近^[4]。此外，赵宪明^[22]通过测量GCr15轴承钢的动态CCT曲线，发现该钢于980℃变形40%后，先共析碳化物大量析出的温度区间为700~850℃。因此，本工作第三道次的变形温度(变形终止温度)均在先共析碳化物的析出温度区间内，即处于γ+M₃C的两相区内。但不同变形终止温度下，奥氏体的晶粒尺寸必然存在差异。如图 4所示，试样的变形终止温度越高，晶粒尺寸越大，即原奥氏体的晶粒尺寸越大，进而先共析碳化物的形核位置越少。因而，变形终止温度较高时，碳化物的网状程度较严重。

	图 8 GCr15轴承钢不同温度下各平衡相的质量分数 Fig. 8 The mass fraction of each equilibrium phase in GCr15 bearing steel at different temperatures
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在γ+M₃C两相区内变形时，除了奥氏体晶粒发生变形外，已析出的先共析碳化物也会发生变形，使得碳化物内形成了大量的位错。高密度位错的存在，为碳的扩散、沉积以及碳化物的溶断创造了条件，使得已析出的先共析碳化物破碎成细小、分散的碳化物颗粒。细小的碳化物颗粒可以作为新的未析出碳化物的形核点，进一步促进碳化物的弥散析出。因此，随着变形终止温度的降低，已析出的先共析碳化物大量破碎，先共析碳化物的形核点增加，使得碳化物的网状程度减小。但变形终止温度过低时，先共析碳化物已大量析出，变形只起到简单的破碎作用，并未进一步促进先共析碳化物的弥散析出，将会造成碳化物的网状程度增加。此外，GCr15轴承钢热变形后常进行快速冷却，以缩短在先共析碳化物析出温度区间内的停留时间，而变形终止温度较低时，试样在先共析碳化物析出温度区间内的停留时间较长，也会导致碳化物的网状程度增加。因此，与810℃相比，变形终止温度为770℃和790℃时，碳化物的网状程度较严重。实际生产中，变形终止温度可控制在810~830℃内。此外，为了进一步减小碳化物的网状程度，应适当增加GCr15轴承钢于810~912℃内的变形量，并且变形道次间的温度间隔不应过大。

(1)变形终止温度在770~870℃内变化时，随着变形终止温度的升高，晶粒尺寸和珠光体团的尺寸不断增加，珠光体的平均片层间距略微减小，硬度逐渐增加。回归分析发现，硬度与片层间距的倒数近似呈线性关系，其拟合方程为HV=38.3S^-1+92.7。

(2)先共析碳化物属于渗碳体，并且先共析碳化物周围存在铁素体薄膜，可以认为GCr15轴承钢中珠光体的有效晶核为沿先共析碳化物分布的铁素体薄膜。

(3)Thermo-Calc的计算表明，先共析碳化物的开始析出温度为912℃，停止析出温度为751℃。

(4)变形终止温度在810~870℃内变化时，随着变形终止温度的升高，碳化物的网状程度增加；与810℃相比，变形终止温度为770℃和790℃时，碳化物的网状程度较严重。为了获得理想的显微组织，变形终止温度应控制在810~830℃内。