变形终止温度对GCr15轴承钢显微组织的影响.pdf

第４３卷第１ｏ期—２０１５年１Ｏ月第２８３４页材料工ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ程ＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＶｏ１．４３Ｎｏ．１０—Ｏｃｔ．２０１５ＰＰ．２８３４变形终止温度对ＧＣｒｌ５轴承钢显微组织的影响ＥｆｆｅｃｔｏｆＦｉｎａｌＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＧＣｒｌ５ＢｅａｒｉｎｇＳｔｅｅｌ李振兴，李长生，马永强，李涛，张建（１东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳１１０８１９；２抚顺特殊钢股份有限公司，辽宁抚顺１１３００１）———ＬＩＺｈｅｎｘｉｎｇ，ＬＩＣｈａｎｇｓｈｅｎｇ，ＭＡＹｏｎｇｑｉａｎｇ。，ＬＩＴａｏ，ＺＨＡＮＧＪｉａｎ（１ＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＲｏｌｌｉｎｇａｎｄＡｕｔｏｍａｔｉｏｎ，ＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１０８１９，Ｃｈｉｎａ；２ＦｕｓｈｕｎＳｐｅｃｉａｌＳｔｅｅｌＣｏ．，Ｌｔｄ．，Ｆｕｓｈｕｎ１１３００１，Ｌｉａｏｎｉｎｇ，Ｃｈｉｎａ）摘要：采用ＭＭＳ３００热模拟试验机对ＧＣｒｌ５轴承钢的热变形工艺进行模拟，研究变形终止温度对其显微组织的影响。℃结果表明，变形终止温度在７７Ｏ～８７０内变化时，其显微组织均为片层状珠光体＋沿晶界分布的先共析碳化物，并且先共析碳化物周围存在铁素体薄膜。随着变形终止温度的升高，晶粒尺寸和珠光体团的尺寸均增加，珠光体的片层间距略微减小，硬度增加通过回归分析获得维氏硬度与片层间距倒数的拟合方程ＨＶ一３８．３Ｓ＿１＋９２．７。变形终止温度在℃８１Ｏ～８７０￣Ｃ内升高时，碳化物的网状程度增加。与８１０￣Ｃ相比，变形终止温度为７７００Ｃ和７９０时，碳化物的网状程度较严重。关键词：ＧＣｒｌ５轴承钢；变形终止温度；珠光体；网状碳化物；片层间距—ｄｏｉ：１０．１￣８６８／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１４３８１．２０１５．１０．００５中图分类号：ＴＧ１１３文献标识码：Ａ——文章编号：１００１－４３８１（２０１５）１０００２８０７Ａｂｓｔｒａｃｔ：ＴｈｅｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｏｆＧＣｒｌ５ｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌｗａｓｓｉｍｕｌａｔｅｄｂｙｔｈｅＭＭＳ３。０ｔｈｅｒｍａｌｍｅｃｈａｎｉｃａｌｓｉｍｕｌａｔｏｒ．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｆｉｎａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｗａｓｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ．—℃—Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔ。ｗｉｔｈｉｎｔｈｅｒａｎｇｅｏｆ７７０８７０，ｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＧＣｒｌ５ｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌｃｏｎｓｉｓｔｓｏｆｌａｍｅｌｌａｒｐｅａｒｌｉｔｅｐｌｕｓｐｒｏｅｕｔｅｃｔｏｉｄｃａｒｂｉｄｅｗｈｉｃｈｉｓｄｉｓｔｒｉｂｕｔｅｄａｌｏｎｇｔｈｅｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙａｎｄｓｕｒｒｏｕｎｄｅｄｂｙｆｅｒｒｉｔｅｔｈｉｎｆｉｌｍ．Ｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｔｈｅｆｉｎａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，ｔｈｅｇｒａｉｎｓｉｚｅａｎｄｐｅａｒｌｉｔｅｃｏｌｏｎｙｓｉｚｅｂｏｔｈｉｎｃｒｅａｓｅ，ｔｈｅｍｅａｎｉｎｔｅｒｌａｍｅｌｌａｒｓｐａｃｉｎｇｏｆｐｅａｒｌｉｔｅｄｅｃｒｅａｓｅｓｓｌｉｇｈｔｌｙａｎｄ—ｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｉｎｃｒｅａｓｅｓ．Ｂｙｍｅａｎｓｏｆｒｅｇｒｅｓｓｉｏｎａｎａｌｙｓｉｓ，ｔｈｅｆｉｔｔｅｄｃｕｒｖｅｏｆＶｉｃｋｅｒｓｈａｒｄｎｅｓｓＶＳｔｈｅｒｅ—ｃｉｐｒｏｃａｌｏｆｍｅａｎｉｎｔｅｒｌａｍｅｌｌａｒｓｐａｃｉｎｇｉｓｇｉｖｅｎｂｙＨＶ一３８．３Ｓ＋９２．７．Ｔｈｅｄｅｇｒｅｅｏｆｃａｒｂｉｄｅｎｅｔ℃—ｗｏｒｋｉｎｃｒｅａｓｅｓｗｈｅｎｔｈｅｆｉｎａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｎｃｒｅａｓｅｓｗｉｔｈｉｎｔｈｅｒａｎｇｅｏｆ８１０－８７０．Ｃｏｍ℃ｐａｒｅｄｗｉｔｈ８１０，ｔｈｅｄｅｇｒｅｅｏｆｃａｒｂｉｄｅｎｅｔｗｏｒｋｉｓｍｏｒｅｓｅｒｉｏｕｓａｔｔｈｅｆｉｎａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｆ℃℃７７０ａｎｄ７９０．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ＧＣｒ１５ｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌ；ｆｉｎａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ；ｐｅａｒｌｉｔｅ；ｃａｒｂｉｄｅｎｅｔｗｏｒｋ；ｌａｍｅｌｌａｒｓｐａｃｉｎｇＧＣｒｌ５轴承钢具有优良的综合性能，是目前主要的轴承用钢口］。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ＧＣｒｌ５轴承钢的显微组织，并抑制网状碳化物的析出ｌ４。因此，关于ＧＣｒｌ５轴承钢的热变形工艺的实验研究具有重要意义。Ｇｅｍｂａｌｏｖａ等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，ＧＣｒｌ５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轴承钢热变第４３卷第１Ｏ期变形终止温度对ＧＣｒｌ５轴承钢显微组织的影响２９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］。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］。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ＧＣｒＩ５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。１实验方法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ｍｍ×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３Ｏ，３Ｏ，２５，各道次的应变速率分别为２，５，１０ｓ＿。。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ｌ／ｓ的速率缓慢冷至室温。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（ＪＥＯＬＪＸＡ８５３０Ｆ）观察显微组织。透射试样经电解双喷减薄制成，电解液为１ＯｏＡＨＣ１Ｏ＋９０无水乙醇，采用ＦＥＩＴｅｃｎａｉＧ２Ｆ２０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ＬＥＩｃＡＴｉｍｅ图１热变形实验工艺图Ｆｉｇ．１Ｔｈｅｓｃｈｅｍａｔｉｃｏｆｔｈｅｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔ—ＤＭＩＲＭ。利用万能硬度计（ＫＢ３０００ＢＶＲＺＳＡ）测量了不同变形终止温度下试样的硬度。２实验结果和讨论２．１显微组织特征和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＿】。。。因此，可以认为ＧＣｒＩ５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。直线截点法常用来统计晶粒尺寸和珠光体团尺寸Ｌ１］，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１６．２ｍ增加至２２．１ｍ，珠光体团尺寸从５．２ｍ增加至６．９ｍ，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［１¨］。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△ａＪ三ＢＪ０Ｅｏ一∞一∞％ｌ《分成ｎ一学＿詈一，ｌ；验一—实＿＝ｃ一∞５一一．ｄ．ｍ一一Ｃ一ｍ一。第４３卷第１ｏ期变形终止温度对ＧＣｒｌ５轴承钢显微组织的影响３１Ｅａ）价．三巴ｃ９Ｅ１ｎ）．∞Ｃ旦ｏ‘）卫２＿＝ｃ口图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．４Ｔｈｅｇｒａｉｎｓｉｚｅａｎｄｐｅａｒｌｉｔｅｃｏｌｏｎｙｓｉｚｅｏｆｓｐｅｃｉｍｅｎｓａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｆｉｎａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ的交点个数，Ｍ为图片的放大倍数口。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０．１０４ｔ￣ｍ减小至０．０９１肚ｍ。“研究表明口］，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）：ｓ一㈩式中：Ｓ为片层间距；Ｔ为相变温度；Ｔｅ为共析温度；．０为密度；Ｑ为珠光体相变过程中单位质量的相变热；为单位面积的铁素体一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ｌ】。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，ＧＣｒｌ５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与渗碳体片层厚度丁之间近似满足Ｔ＝＝＝０．１５Ｓ・Ｃ，其中Ｃ为碳的质量分数【１。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￣Ｃ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＝＝＝２／Ｓ＿１引。因此，变形终止温度较高时，单位体积内的铁素体一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＿１］。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。ＨＶ一３８．３Ｓ＋９２．７（２）Ｅａ＇兰０ｍ△∞旦面Ｅ旦Ｃ∞苫图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．５Ｔｈｅｍｅａｎｌａｍｅｌｌａｒｓｐａｃｉｎｇｏｆｐｅａｒｌｉｔｅａｎｄｈａｒｄｎｅｓｓａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｆｉｎａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ图６硬度与片层间距倒数的拟合曲线Ｆｉｇ．６Ｆｉｔｔｅｄｃｕｒｖｅｆｏｒｈａｒｄｎｅｓｓａｎｄｒｅｃｉｐｒｏｃａｌｏｆｉｎｔｅｒｌａｍｅｌｌａｒｓｐａｃｉｎｇ２．２碳化物的网状程度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∞一ＥＥ，ｓｃｐＪｃｓＪ。ｌ＞∞∞∞一ＥＥ．旦一，ｓｃｐＪｃ协．Ｊ）Ｉｏ『＾第４３卷第１Ｏ期变形终止温度对ＧＣｒｌ５轴承钢显微组织的影响３３越少。因而，变形终止温度较高时，碳化物的网状程度较严重。Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ／％图８ＧＣｒｌ５轴承钢不同温度下各平衡相的质量分数Ｆｉｇ．８ＴｈｅｍａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎｏｆｅａｃｈｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍｐｈａｓｅｉｎＧＣｒｌ５ｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ在７＋Ｍ。Ｃ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，ＧＣｒｌ５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７７Ｏ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℃８１Ｏ～９１２内的变形量，并且变形道次间的温度间隔不应过大。３结论（１）变形终止温度在７７０～８７ｏ￣Ｃ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＋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）ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ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。参考文献—［１］ＺＡＲＥＴＳＫＹＥＶ．Ｒｏｌｌｉｎｇｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌｓａｔｅｃｈｎｉｃａｌａｎｄｈｉｓｔｏｒｉｃａｌｐｅｒｓｐｅｃｔｉｖｅ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１２，２８—（１）：５８６９．［２］廖舒纶，张立文，岳重祥，等．ＧＣｒｌ５热变形行为与流变应力模型—的研究［Ｊ］．材料工程，２００８，（４）：８１０．————ＬＩＡＯＳｈｕｌｕｎ，ＺＨＡＮＧＬｉｗｅｎ，ＹＵＥＣｈｏｎｇｘｉａｎｇ，ｅｔａ１．ＲｅｓｅａｒｃｈｏｎｔｈｅｒｍａｌｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｕｒａｎｄｆｌｏｗｓｔｒｅｓｓｏｆＧＣｒｌ５—ｓｔｅｅｌ￣Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２００８，（４）：８１０．［３］李永德，徐娜，郭卫民，等．高压气相热充氢对ＳＵＪ２轴承钢超高—周疲劳行为的影响［Ｊ］．材料工程，２０１４，（２）：８７９３．——ＬＩＹｏｎｇｄｅ，ＸＵＮａ，ＧＵＯＷｅｉｍｉｎ，ｅｔａ１．Ｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｈｉｇｈ—ｐｒｅｓｓｕｒｅｔｈｅｒｍａｌｈｙｄｒｏｇｅｎｃｈａｒｇｉｎｇｏｎｖｅｒｙｈｉｇｈｃｙｃｌｅｆａｔｉｇｕｅｂｅ—ｈａｖｉｏｒｏｆＳＵＪ２ｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌＥＪ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒ—ｉｎｇ，２０１４，（２）：８７９３．—［４］ＢＨＡＤＥＳＨＩＡＨＫＤＨ．Ｓｔｅｅｌｓｆｏｒｂｅａｒｉｎｇｓ［Ｊ］．ＰｒｏｇｒｅｓｓｉｎＭａ—ｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，２０１２，５７（２）：２６８４３５．［５］ＧＥＭＢＡＬＯＶＡＰ，ＢＯＲＵＴＡＪ，ＧＲＹＣＺＥ，ｅｔａ１．Ｈｏｔｆｏｒｍｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｓｒｅｓｅａｒｃｈｏｆｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＡｒｃｈｉｖｅｓｏｆＣｉｖｉｌａｎｄ—ＭｅｃｈａｎｉｃａｌＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２００７，７（２）：２１２８．［６］ＳＵＮＹＫ，ｗＵＤ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｕｌｔｒａｆａｓｔｃｏｏｌｉｎｇｏｎｍｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｌａｒｇｅｓｅｃｔｉｏｎｂａｒｓｏｆｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌ—Ｒｅｓｅａｒｃｈ，Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａ１，２００９，１６（５）：６１６５．［７］李胜利，徐建忠，王国栋，等．大断面轴承钢控轧控冷工艺的模—拟与分析ＥＪ］．东北大学学报：自然科学版，２００６，２７（６）：６５８６６１．—ＩＩＳｈｅｎｇｌｉ，ＸＵＪｉａｎｚｈｏｎｇ，ＷＡＮＧＧｕｏｄｏｎｇ，ｅｔａ１．Ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎ—’ａｎｄａｎａｌｙｓｉｓｏｆｌａｒｇｅｃｒｏｓｓｓｅｃｔｉｏｎｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌＳＴＭＣＰｐｒｏｃｅｓｓ口］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ：ＮａｔｕｒａｌＳｃｉｅｎｃｅ，２００６，—２７（６）：６５８６６１．≠［８］岳重祥，张立文，阮金华．７Ｏ～８Ｏ轴承钢热轧棒材轧制过程的孔—型设计及三维模拟［Ｊ］．材料工程，２０１１，（２）：６０６４．ＹＵＥＣｈｏｎｇｘｉａｎｇ，ＺＨＡＮＧＬｉｗｅｎ，ＲＵＡＮＪｉｎｈｕａ．Ｐａｓｓｄｅ—ｓｉｇｎａｎｄ３Ｄｓｉｍｕｌａｔｉｏｎｆｏｒｔｈｅｒｏｌｌｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓｏｆ４７０８０ｂｅａｒｉｎｇ—ｓｔｅｅｌｒｏｄ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０１１，（２）：６０６４．［９］李胜利，王国栋，刘相华，等．大断面轴承钢控温轧制工艺与实—验研究［Ｊ］．钢铁，２００７，４２（３）：４１４３．———ＬＩＳｈｅｎｇｌｉ，ＷＡＮＧＧｕｏｄｏｎｇ，ＬＩＵＸｉａｎｇｈｕａ，ｅｔａ１．Ｔｅｃｈｎｉｃｓ—ａｎｄｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｒｅｓｅａｒｃｈｏｎｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄｒｏｌｌｉｎｇｆｏｒｌａｒｇｅ－ｃｒｏｓｓ３４材料工程２０１５年１Ｏ月ｓｅｃｔｉｏｎｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌｐａｒｔｓ［Ｊ］．ＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌ，２００７，４２（３）：—４１４３．［１０３ＺＨＡＮＧＭＸ，ＫＥＬＬＹＰＭ．Ｔｈｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｎｄｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｐｅａｒｌｉｔｅｉｎｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ，—２００９，６０（６）：５４５５５４．［１１］ＭＡＲＤＥＲＡＲ，ＢＲＡＭＦＩＴＴＢＬ．Ｅｆｆｅｃｔｏｆｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｃｏｏｌｉｎｇｏｎｔｈｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙａｎｄｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆｐｅａｒｌｉｔｅ［Ｊ］．Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ—ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，１９７５，６（１１）：２００９２０１４．—［１２］ＦＥＲＮＡＮＤＥＺＶＩＣＥＮＴＥＡ，ＣＡＲＳｉＭ，ＰＥＮＡＩＢＡＦ，ｅｔａ１．Ｔｏｕｇｈｎｅｓｓｄｅｐｅｎｄｅｎｃｅｏｎｔｈｅｍｉｃｒ０ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｐａｒａｍｅｔｅｒｓｆｏｒａｎｕｌｔｒａｈｉｇｈｃａｒｂｏｎｓｔｅｅｌ（１．３ｗｔ．ｃ）［Ｊ３．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄ——Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ。２００２，３３５（１２）：１７５１８５．—［１３］ＥＬＷＡＺＲＩＡＭ，ＷＡＮＪＡＲＡＰ，ＹｕＥＳ．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆｐｅａｒｌｉｔｅｏｎｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｈｙｐｅｒｅｕｔｅｃｔｏｉｄｓｔｅｅｌ［－Ｊ３．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：——Ａ，２００５，４０４（１２）：９１９８．Ｅｌ４］ＹＡＨＹＡＯＵＩＨ，ＳＩＤＨＯＭＨ，ＢＲＡＨＡＭＣ，ｅｔａ１．Ｅｆｆｅｃｔｏｆ—ｉｎｔｅｒｌａｍｅｌｌａｒｓｐａｃｉｎｇｏｎｔｈｅｅｌａｓｔｏｐｌａｓｔｉｃｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＣ７０ｐｅａｒｌｉｔｉｃｓｔｅｅｌ：ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｒｅｓｕｌｔｓａｎｄｓｅｌｆ－ｃｏｎｓｉｓｔｅｎｔｍｏｄｅｌｉｎｇ［Ｊ］．—Ｍａｔｅｒｉａｌｓ＆Ｄｅｓｉｇｎ，２０１４，５５（３）：８８８８９７．［１５３ＣＡＢＡＬＬＥＲＯＦＧ，ＧＡＲＣＩＡＤＥＡＮＤＲＥＳＣ，ＣＡＰＤＥＶＩＬＡＣ．Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎａｎｄｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｃａｌａｎａｌｙｓｉｓｏｆｐｅａｒｌｉｔｅｉｎａｅｕｔｅｃｔｏｉｄｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉ０ｎ，２０００，４５（２）：ｊｊｉｊｊ６．—［１６１ＰＡＲＫＫＴ，ＣＨＯＳＫ，ＣＨＯＩＪＫ．Ｐｅａｒｌｉｔｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｉｎｈｙ—ｐｅｒｅｕｔｅｃｔｏｉｄｓｔｅｅｌ［Ｊ３．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９７，３７（５）：６６１６６６．［１７］孙本荣，朱荣林，赵佩祥，等．热变形对动态ＣＣＴ曲线的影响—［Ｊ］．钢铁，１９８７，２２（５）：１６２２．———ＳＵＮＢｅｎｒｏｎｇ，ＺＨＵＲｏｎｇｌｉｎ，ＺＨＡＯＰｅｉｘｉａｎｇ，ｅｔａ１．Ｅｆｆｅｃｔ［１８］［１９］［２ｏｌＥ２１］Ｅ２２］ｏｆｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｎｄｙｎａｍｉｃＣＣＴｃｕｒｖｅｓ［Ｊ］．ＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌ，—１９８７，２２（５）：１６２２．ＲＩＤＩＥＹＮ．Ａｒｅｖｉｅｗｏｆｔｈｅｄａｔａｏｎｔｈｅｉｎｔｅｒｌａｍｅｌｌａｒｓｐａｃｉｎｇｏｆ—ｐｅａｒｌｉｔｅｆＪ３．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎＡ，１９８４，１５（６）：１０１９１０３６．ＲＡＹＫＫ，ＭＯＮＤＡＬＤ．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｉｎｔｅｒｌａｍｅｌｌａｒｓｐａｃｉｎｇｏｎｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆｐｅａｒｌｉｔｅｉｎａｎｎｅａｌｅｄｅｕｔｅｃｔｏｉｄａｎｄｈｙｐｏｅｕｔｅｃｔｏｉｄｐｌａｉｎｃａｒｂｏｎｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌｅｔＭａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９１，３９—（１０）：２２０１２２０８．ＷＵＫＭ。ＢＨＡＤＥＳＨＩＡＨＫＤＨ．Ｅｘｔｒｅｍｅｌｙｆｉｎｅｐｅａｒｌｉｔｅｂｙ—ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｃｏｏｌｉｎｇｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｒＪ３．２０１２，６７（１）：５３５６．—ＫＲＡＩＭＶ，ＳＰＡＮＯＳＧ．Ｃｒｙｓｔａｌ１０ｇｒａｐｈｙｏｆｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙｃｅｍｅｎｔｉｔｅｄｅｎｄｒｉｔｅｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００３，５１（２）：３０１３１１．赵宪明，孙艳坤，吴迪．ＧＣｒｌ５轴承钢高温变形后控冷工艺的研—究ＥＪ］．材料科学与工艺，２０１０，１８（２）：２１６２２０．—ＺＨＡＯＸｉａｎ－ｍｉｎｇ，ＳＵＮＹａｎｋｕｎ，ＷＵＤｉ．Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄｃｏｏｌｉｎｇ—ｏｆＧＣｒｌ５ｂｅａｒｉｎｇｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＥＪ３．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉ—ｅｎｃｅ＆Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１０，１８（２）：２１６２２０．基金项目：国家高新技术研究发展计划（８６３计划）项目（２０１２ＡＡ０３Ａ５０３）；国家自然科学基金项目（５ｌ１７４０５７，５１２７４０６２）；高等学校博士学科点专项科研基金项目（２０１３００４２１１００４０）————收稿日期：２０１４０４１１；修订日期：２０１５０４０９通讯作者：李长生（１９６４一），男，教授，博导，主要从事高品质钢轧制技术研究工作，联系地址：辽宁省沈阳市和平区文化路３巷１１号，东北大学１０５信箱，轧制技术及连轧自动化国家重点实验室（１１０８１９），Ｅ－ｍａｉｌ：ｌｉｃｓ＠ｒａ１．ｎｅｕ．ｅｄｕ．ｃｎ