3 高碳鉻軸承鋼的熱處理技術(shù)進(jìn)展
上面已經(jīng)指出，高碳 Cr 軸承鋼 52100( 100Cr6， 100C6，GCr15，ЩХ15，SUJ2) 是軸承鋼的代表性鋼 種，也是第一代軸承鋼的最主要鋼種。其成分常寫 成 1% C-1.5% Cr 的高碳低合金鋼。它能滿足軸承使用中的種種性能要求。同時在軸承制造過程中能 保持穩(wěn)定的生產(chǎn)效率和良好的工藝性能，如鍛造、軋制的熱加工性和車削、磨削等冷加工性，是一種很優(yōu) 秀的鋼種。它自研制成功至今已近 120 年，基本成分沒有變化，其疲勞壽命卻依賴于冶金工藝現(xiàn)代化 和采用爐外精煉技術(shù)等，提高鋼的純凈度后性能獲得了成倍甚至成幾十倍的增加，在世界上，52100 鋼 是要求最為嚴(yán)格的一種鋼種。它在經(jīng)過一般的淬火和回火熱處理后能具有優(yōu)異的使用性能，能耐磨損， 抗疲勞( 接觸應(yīng)力可達(dá) 3000 ～ 4000 MPa) ，使用溫度寬( － 45 ～ 120 ℃ ) ，尺寸和形狀穩(wěn)定性好，并具有一 定的耐腐蝕性能。但是，該鋼的焊接性能較差，具有 形成白點(diǎn)缺陷的敏感性和回火脆性的傾向。
前面已有指出，GCr15 中 Cr 的加入量一般常常控制在 2% 以下，為防止易粗大的 Cr7C3 生成，鋼將處于( α + ( Fe，Cr) 3C) 狀態(tài)。Cr 在高碳鉻軸承鋼中 的作用十分重要，對( Fe，Cr) 3C 碳化物細(xì)化、分布、 球化和穩(wěn)定化有利，為此，其碳化物在球化退火后的粒度比碳素工具鋼的細(xì)小和均勻［37］。圖 3 中表示隨著含 C 量增加，加入 Cr 的量可增加約 3.5% 左 右［38］。
高碳鉻軸承鋼中 Si、Mn 的加入提高淬透性，如 100CrMnSi6-4，100CrMnSi6-6，美國的高淬透性能抗 磨軸承鋼中的 2 號軸承鋼，在我國有 GCr5SiMn。更需要高淬透性時可加入 Mo 元素，為防止生成難熔和 粗大的 M23C6 碳化物，Mo 的加入量一般 ＜ 0.5% ，如 100CrMo7-4，100CrMnMoSi8-4-6，美國的高淬透性能抗磨軸承鋼 4 號，我國的軸承鋼的 GCr15SiMo 中 Mo 的加入量為 0.30% ～ 0.40%，GCr18Mo 含 0.15% ～ 0.25% Mo( 與 100CrMo7 相當(dāng)) 。另外有時為降低成本而降低 C、Cr 含量，在美國有 5195 和 5090M，在我國的 G8Cr15，其含碳量降低為 0.80% 左右。日本曾 經(jīng)采用的 SUJ1含鉻量較低，為 0.90% ～ 1.20% ，但是在現(xiàn)行標(biāo)準(zhǔn)中已經(jīng)被刪去了。
高碳鉻軸承鋼中有加入 Si 或 Al 至 2% 以改善回火穩(wěn)定性，提高高溫強(qiáng)度和加入 0.2% V 增加沖擊韌性的，但未納入標(biāo)準(zhǔn)。如 1.5% 的 Si 和 Al 單獨(dú)或 混合加入，可成為準(zhǔn)高溫用鋼［39］。
現(xiàn)在人們已經(jīng)認(rèn)識到，高碳鉻軸承鋼是氧化鋁、( 碳) 氮化鈦、硫化物、硅酸鹽、氧化物等非金屬夾雜 物體系和 Fe3C、Fe7C3 等碳化物體系以及 Fe-C-Cr 多 元合金體系經(jīng)過冶煉、鑄造、軋制和熱處理制成了高 碳含鉻低合金鋼軸承材料。盡管前面 2 個體系僅占 很小一部分，但是這些體系的組成成分、數(shù)量、組織組成和形態(tài)都密切關(guān)聯(lián)著該軸承鋼材料的性能。只有很嚴(yán)格規(guī)定和限制這兩個體系的允許出現(xiàn)范圍， 制得很高純凈度的鋼，并采用最恰當(dāng)的熱處理技術(shù)， 才能制取具有優(yōu)異特性的軸承材料。本節(jié)首先闡明碳化物體系和擴(kuò)散退火、正火，控制軋制和控制冷卻與球化退火的密切關(guān)聯(lián)，然后闡述熱處理淬火回火組織對鋼力學(xué)性能、磨損和接觸疲勞壽命的關(guān)聯(lián)，最 后將闡述非金屬夾雜物( 鋼的純凈度) 和接觸疲勞壽 命的關(guān)系。
3.1 擴(kuò)散退火降低鋼錠和鋼坯的碳化物液析和帶狀偏析
不管采用模鑄或連鑄，高碳鉻軸承鋼在凝固中 都會形成宏觀的區(qū)域偏析和微觀的樹枝晶偏析，引 起碳化物的不均勻分布，其主要表現(xiàn)為碳化物液析、 帶狀碳化物和網(wǎng)狀碳化物組織的出現(xiàn)，在高碳鉻軸 承鋼按照標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行的檢測中要求嚴(yán)格加以限制，本文會在后面闡明。
3.1.1 碳化物液析和帶狀偏析的形成
鋼在結(jié)晶凝固中凝固速度 V( cm /s) 和枝晶偏析 關(guān)系按 И.Н.ГОЛИКОВ 研究認(rèn)為可以用出現(xiàn)極大 值的曲線描述( 圖 4) ［23］，圖中橫坐標(biāo)以 lg( 1 /V) 表 示，縱坐標(biāo)以枝晶偏析度，δ = ( F1 － F0 ) /f0 表示，其 中 F1 和 F0 分別為枝晶之間區(qū)域和樹枝晶干之間區(qū)域的碳濃度，f0 為鋼的原始碳濃度，對高碳鉻軸承鋼 為 1.0%［23］。圖中的左側(cè)曲線表明凝固速度 V 較大， 在固相中不能進(jìn)行擴(kuò)散，在液相中的擴(kuò)散也受到阻 止，極端情況是結(jié)晶速度極大的瞬時凝固，得到的組織為無枝晶偏析的均勻固溶體，這時，F1≈F0，δ≈0。右側(cè)曲線則表明凝固速度比較小時的情況，在液相 中能充分進(jìn)行擴(kuò)散，在固相中碳的擴(kuò)散漸漸加強(qiáng)，產(chǎn) 生枝間偏析的傾向減小 ( 這時 V 的減小，lg1 /V 愈 大) ，極端情況為平衡凝固，將得到理想的均勻固溶體，這時，F1≈F0，δ≈0。他還提出，當(dāng)鋼錠軸心與表面的距離 ＞ 200 mm 時，凝固將受到右側(cè)曲線的制 約，即對邊長之半 ＞ 200 mm 的大鋼錠，凝固速度 V 愈慢，枝晶偏析的程度愈小。鋼錠一般的凝固都屬于這種情況。上文已經(jīng)強(qiáng)調(diào): 高碳鉻軸承鋼在采用 模鑄或連鑄在一定凝固速度下的結(jié)晶過程中都會形 成宏觀的區(qū)域偏析和微觀的枝晶偏析。當(dāng)凝固速度 V = 1 cm /s = 600 mm /min，lg1 /V= 0，這時 δ 仍有較小的數(shù)值; 如果 V 再加大，lg1 /V 出現(xiàn)負(fù)值，δ 則為更小 的值。當(dāng)發(fā)生瞬時凝固，則F1≈F0，δ≈0。
高碳鉻軸承鋼凝固中的樹枝晶偏析可以說明如下: 圖 5 表示 Fe-Cr-C 三元相圖［39］，下方為倒置的 Fe-Fe3C 相圖。上方表示加入 Cr 的成分對相圖影 響。三元共晶區(qū)為( γ + Fe3C + L) 在 1185 ～ 1143 ℃范圍變化，γ 相含碳 ( F2 點(diǎn)) 約 1.5% 左右。圖 6 為 含 1.6% Cr 的 Fe-Cr-C 三元相圖的垂直截面［40］，圖 上表示，GCr15 鋼的液相固相線溫度大約為 1460 和 1220 ℃，二相共存區(qū)約達(dá)到 240 ℃ 范圍。液固二相 共存區(qū)范圍大的鋼，產(chǎn)生偏析的趨勢高。在 Fe-Cr-C 系合金凝固中，C、Cr、Si、Mn 和 Mo 發(fā)生偏析的偏析系數(shù)分別為 0.87、0.05、0.34、0.16 和 0.2，為此碳形 成枝晶偏析的傾向最大，鉻在奧氏體中的擴(kuò)散速度 慢( 鉻在固相 γ 中擴(kuò)散比碳小 4 ～ 5 個數(shù)量級) ，同時它是碳化物形成元素，減小奧氏體中碳的擴(kuò)散系數(shù) Dc，這些因素導(dǎo)致 GCr15 鋼凝固中具有較大的樹枝晶偏析傾向［23］。其一次奧氏體樹枝晶含有碳的濃度為 0.6% ～ 0.7% ，在共晶溫度時結(jié)晶的奧氏體含 碳大約 1.3% ～ 1.4% 。當(dāng)一定條件下樹枝晶偏析合 金成分在接近 1.5% C 時，液相接近消失，這時會形 成液析碳化物的組織; 當(dāng)一定條件下樹枝晶偏析合 金成分在接近共晶溫度時，仍保持較多液相，則在凝 固態(tài)組織中會出現(xiàn)較多量萊氏體共晶，呈現(xiàn)典型的 亞共晶合金的組織; 當(dāng)一定條件下樹枝晶偏析合金 在接近共晶點(diǎn)時仍保留液相，最后成分接近 C 點(diǎn)結(jié) 晶的鋼液發(fā)生共晶反應(yīng)，獲得萊氏體共晶組織，組織中就出現(xiàn)粗大萊氏體共晶碳化物。實際上，后述的 二種情況不屬于碳化物液析，但是卻有統(tǒng)稱為“碳化物液析”組織的。
上世紀(jì) 70 年代更詳細(xì)研究表明，1% C 鋼在凝 固的實際冷卻速度下也會發(fā)生共晶反應(yīng)。圖 7 定量表明連鑄坯和鋼錠尺寸增大，冷卻速度減小，大塊碳 化物尺寸和數(shù)量增加［39］。2 ～ 3 t 高碳軸承鋼錠的中心偏析部位，符合上述條件，出現(xiàn)大塊碳化物表示于 圖 8( a) 和 8( b) ，這種鋼件在高溫加熱后慢冷時仍得到的粗大碳化物示于圖 8( c) 和 8( d) ［41］。
液析碳化物，又稱離異共晶，組織形態(tài)是在奧氏體上離異析出粒狀 Fe3C 的共晶產(chǎn)物，經(jīng)軋制后，被 軋成條帶狀。液析碳化物具有高硬度和脆性，易剝落成為磨損起源，也是疲勞失效的起源，所以應(yīng)該嚴(yán) 格限制。在熱作模具鋼 H13 鋼中也不允許這種液析碳化物的出現(xiàn)，它和軸承鋼采用一樣的方法進(jìn)行鑒 定，我們很早已經(jīng)有專門論文發(fā)表，出現(xiàn)液析碳化物 的情況示于圖 9［42］。
帶狀碳化物: 枝晶偏析造成了碳濃度高低不同的偏析區(qū)，在熱軋變形時延伸成富集碳的奧氏體區(qū) 和含碳比較低的奧氏體區(qū)，常常呈流線帶狀分布。富碳奧氏體在冷卻過程中析出呈顆粒狀的或呈網(wǎng)狀 的二次碳化物和鐵素體基體，經(jīng)過腐蝕后和在比較 低的放大倍數(shù)下呈黑色連續(xù)的帶，含碳量比較低的 部位呈白色的帶。這樣的組織大多數(shù)以一條或幾條 帶寬不同的連續(xù)的黑白相間的帶呈現(xiàn)在視場中，稱 帶狀碳化物分布，圖 10 是典型的帶狀碳化物形貌。它往往會伴生著 MnS 條狀夾雜。在黑色碳化物帶 上，含碳量高達(dá)1.3% ～ 1.4% ，含鉻量 ＞ 2% ，在隨后的球化退火中容易出現(xiàn)球化不完全和不均勻的缺 陷; 帶間的含 C量較低，約 0.6% ～ 0.7% ，Cr ＜ 1% ，在淬火后容易出現(xiàn)粗大馬氏體組織，相對其淬透性 比較差，會出現(xiàn)屈氏體組織，造成硬度分布不均勻， 降低軸承的接觸疲勞壽命。帶狀碳化物評級達(dá) 3 ～ 4 級時會使軸承鋼零件的疲勞壽命降低 30% 左右［23］。所以，它和液析碳化物一樣都受到嚴(yán)格限制。
要求盡可能地降低偏析程度，首先選取含碳和鉻處于成分范圍下限的鋼液，又應(yīng)該從冶煉澆注工 藝著手，控制好初生碳化物的形態(tài)，然后在熱加工工序中采用合理的擴(kuò)散退火處理( 1150 ～ 1250 ℃ ) ，才能獲得減輕碳化物液析和帶狀碳化物的不均勻分布的好效果，但是，當(dāng)溫度 ＞ 1260 ℃時會出現(xiàn)熱脆性。
模鑄中的鑄造工藝要求采用合理的鑄溫和鑄速才可能把偏析控制在最低程度，并不易產(chǎn)生應(yīng)力裂 紋。目前在各自的生產(chǎn)條件下，遵循合理的低溫、慢 注原則［23］。我國軸承鋼的液相溫度基本可分三個溫度范圍:1420 ～ 1440，1440 ～ 1460，1500 ～ 1520 ℃。可以由此來確定模鑄溫度或連鑄中中間包的過熱度。一般開澆溫度即為精煉處理結(jié)束溫度。GCr15、 GCr15SiMn 為 1455 和 1448 ℃，有數(shù)據(jù)表明，開澆前溫度可以控制在 1515 ～ 1520 ℃。鑄造速度( 鑄模內(nèi) 鋼液上升線速度) 分慢速( 150 ～ 300 mm /min) 、中速 ( 300 ～ 500 mm /min) 和快速( ＞ 600 mm /min) 。鑄造溫度和速度的最佳配合要通過大量實踐統(tǒng)計確定， 有數(shù)據(jù)表明: 鑄造溫度 1510 ～ 1520 ℃、鑄造速度 239 和 219 mm /min 時，合格率達(dá)到 90% ～ 100%［23］。
3.1.2 擴(kuò)散退火降低碳化物液析和帶狀偏析分析［23］
鋼錠和經(jīng)過開坯軋制成的鋼坯在加熱擴(kuò)散退火 中偏析元素的均勻化過程服從菲克第二擴(kuò)散定律， 在笛卡爾坐標(biāo)和圓柱坐標(biāo)下的偏微分方程分別為:
式中: c 為偏析元素濃度，% ; τ 為擴(kuò)散時間，h; D 為擴(kuò)散系數(shù)，cm2 /h。
下面以 3 t 鋼錠為例進(jìn)行分析，鋼錠尺寸如圖 11 表示，SKF 對鋼錠鑄型研究十分重視，采用 3.3 t ( 580方) 雙錐度鑄型［43］。可以這樣認(rèn)為，對 GCr15 鋼的碳化物不均勻分布，能以碳的分布作為計算對 象，在無限長圓柱體內(nèi)的鑄造樹枝晶之間進(jìn)行擴(kuò)散。假設(shè)在擴(kuò)散過程中在樹枝晶一次晶軸上的碳濃度保 持常數(shù): cτ，r = Ｒ，z = H = c表 = 1% ; c心 是定長圓柱體中心區(qū)的碳濃度，在 τ = 0 時因為鋼錠組織中存在大塊狀共晶萊氏體，按 1.6% Cr 的 Fe-Fe3C 準(zhǔn)二元平衡相 圖可知，共晶 C 點(diǎn)含碳量約為 4.2% ，所以鋼錠組織中心的碳濃度為: cτ = 0，r = 0，z = 0 = c心 = 4.2% 。由這二點(diǎn) 可以確定上述偏微分方程的邊界條件和起始條件。
無限長圓柱體由圖 12、圖 13 示意表示，長圓柱 體尺寸( 2H，2Ｒ) 由鋼錠或鋼坯中樹枝晶尺寸確定，同時令長圓柱體橫截面 r 方向呈均勻分布，則式( 2) 可簡化成:
該微分方程的起始條件為: τ = 0 時，長圓柱體中 偏析元素的濃度 c 沿半徑 r 和長度 z 方向近似成下述的拋物線分布( 圖 13) :
該微分方程的邊界條件為: 設(shè)樹枝晶一次晶軸 上 r = Ｒ 和 z = H 上偏析元素濃度保持不變而予以簡 化(實際過程中的碳濃度會有少量增加) ，即上述的 公式:
這樣方程( 3) 的解為:
偏析元素在 r = 0，z = 0 處，即長圓柱體中心處的濃度變化是人們最值得關(guān)注的:
當(dāng) r = 0 和 z = 0 時的?和?1 函數(shù)值可取自圖 14( a) 和圖 14( b) 。這樣，可以計算求得長圓柱體中心處的碳濃度隨著擴(kuò)散退火時間 τ 的變化，示于圖 15 中。圖中爐溫變化按測量曲線記錄，鋼錠表面溫 度應(yīng)用其正反面測得的溫度平均數(shù)值畫出，按熱傳 導(dǎo)方程計算求得鋼錠軸心區(qū)的溫度，并求得不同退 火時間時的碳的擴(kuò)散系數(shù) Dτ，這樣，鋼錠軸心區(qū)的碳 濃度( 即圖上的高濃度區(qū) c% ) 變化曲線就可以求 得。又按 3 t 鋼錠組織試樣片發(fā)現(xiàn)組織中的大塊共 晶碳化物在≥1050 ℃ 時開始溶解，這時開始計算擴(kuò)散退火時間于 1 h 點(diǎn)，至 15 h 點(diǎn)時，鋼錠軸心區(qū)的碳濃度下降為 1.999% 。
3.1.3 擴(kuò)散退火效果分析［23］
公式( 7) 移項后表示為擴(kuò)散退火 τ 時間后的效 果 ψ
由該式可見，效果 ψ 取決于 Dτ 和擴(kuò)散單元體尺 寸 Ｒ、H:
( 1) Dτ ( cm2 /h) 僅與擴(kuò)散退火加熱達(dá)到的溫度有關(guān)，與不同擴(kuò)散時間 τ 的碳濃度無關(guān)時:
碳在 GCr15 鋼中 D0 = 0.175 cm2 /s，擴(kuò)散激活能 Q = 150 kJ/mol。當(dāng)爐溫在 1050、1150、1200 ℃ 時的D = Dτ 分別為 81.0×10∧－5、210.5×10∧－5、321×10∧－5 cm2/h。
( 2) Ｒ 和 H 值與鋼錠大小或開坯軋制成的方坯尺寸相關(guān): 對 3 t 鋼錠軸心區(qū) 110 個枝晶尺寸測量值 平均2H 為 0.7936 cm，最大為 1.6 cm( 一次晶軸長 為 2H) ，二次晶軸長度 2Ｒ 平均為 0.4718 cm，最大為 0.9 cm，計算時以最大值或平均值表示。把鋼錠軋 成 125 mm × 125 mm 方坯，樹枝晶軸沿軋制方向延 伸，偏析帶間距縮短，可認(rèn)為擴(kuò)散加熱前在圓周方向 和高度方向的碳濃度是均勻的，這樣擴(kuò)散方程(3) 又 簡化成( Ｒ1 為樹枝晶軸沿軋制方向延伸尺寸，r1 為 變量) :
初始條件: τ = 0 時，碳沿 r1 方向由表面至軸心 呈拋物線分布，即:
邊界條件: 無限長圓柱體表面濃度為常數(shù):
方程式( 9) 解的表達(dá)式為:
相應(yīng)軸心 r1 = 0 處的碳濃度 c 為:
假設(shè) c表 = 1% ，c心 為鋼錠經(jīng)擴(kuò)散退火后高濃度 區(qū)的碳濃度。相應(yīng)值在 1220 ℃時 τ = 2.5 和 15 h 時分別為 4.2% 和 1.999% ( 圖 15) ，式中 ?( Dc /Ｒ1∧2，0) 由圖 14( a) 查得。
Ｒ1 按下式求得: Ｒ1 = L1L × l，把 L1 = 12.5 cm 為 方坯尺寸，L = 50 cm 為 3 t 鋼錠邊長( 圖 10) ，l= 0.45 cm 為鋼坯中樹枝晶二次軸長度之半，代入公式求 得 Ｒ1 = 0.113 cm。
按上述的 3 t 鋼錠( 1220 ℃擴(kuò)散退火保溫 2.5 h 以及 15 h 的兩種) 開坯軋制成 125 方坯，按圖 16( a)擴(kuò)散退火工藝，在 ＜ 1050 ℃ 以下加熱大約 1.7 h→ 1050 ～ 1060 ℃加熱 0.166 h→1060 ～ 1090 ℃加熱 0.5 h→1090 ～ 1120 ℃ 加熱 0.65 h，對應(yīng) 1220 ℃ 保溫 2.5 h 以及 15 h 的 125 方坯，心部高濃度 c% 分別由 4.0% 以及 1.999% 經(jīng)過 3.862% 和 3.375% 以及經(jīng) 過 1.935% 和 1.776% 下降至2.708% 以及 1.558% 。該工藝條件下的心部含碳量均 ＞ 1.55% 。即在這兩種工藝條件下都會出現(xiàn)碳化物液析和嚴(yán)重的碳化物 帶狀偏析，如圖 16( b) 和 16( c) 所示。
按上述的 3 t 鋼錠( 1220 ℃ 擴(kuò)散退火保溫 2.5 h 以及 15 h 的兩種) 開坯軋制成 125 方坯，按圖 17( a)擴(kuò)散退火工藝，在 ＜ 1050 ℃以下加熱大約 2 h→1050 ～ 1120 ℃加熱 0.5 h→1120 ～ 1140 ℃ 加熱0.5 h→ 1140 ～1160 ℃加熱 0.5 h→1160 ～1180 ℃加熱 0.5 h， 對應(yīng)于 1220 ℃保溫 2.5 h 以及 15 h 的 125 方坯，心部高濃度的含碳量分別由 4.0% 以及 1.999% 經(jīng)過3.418%，2.76%，2.196% 以及經(jīng)過 1.79%，1.575 和 1.391%下降至 1.745% 以及 1.243% ( 圖 17( a) ) 。該 前種工藝心部含碳量 ＞ 1.55% ，即在這時會出現(xiàn)碳化物液析和碳化物帶狀偏析; 該后種工藝心部含碳 量 ＜ 1.55% ，即在這時就不會出現(xiàn)碳化物液析和碳化物帶狀偏析，如圖中 17( b) 和 17( c) 所示。
由圖 16 和 17 可見，經(jīng)開坯軋制后因為擴(kuò)散間 距減小，對應(yīng)的擴(kuò)散效果 ψ 會增加。當(dāng)心部含碳量 ＜ 1.55% ，不出現(xiàn)碳化物液析，碳化物帶狀呈寬的黑 帶，其間碳化物顆粒細(xì)小、分布均勻，如圖 17( b) 和17( c) 示。應(yīng)用微區(qū)光譜方法測定帶狀碳化物中含 碳量為 1. 35% ，與 1.243% 較為接近。
上述分析結(jié)果表明，盡管計算中用了許多假設(shè)， 但計算值還是較接近實際情況的。可見預(yù)測鋼中的碳化物偏析和碳化物帶狀組織類型特征還是有可能的。3t 鋼錠和軋制成的 125 鋼坯在 1220 ℃保溫 1 h擴(kuò)散效果 ψ 計算值為 1.08 和 6.28［23］。
同時，人們也可得出: 當(dāng)鋼錠加熱能力不足條件下，可通過軋制成的鋼坯加熱制度調(diào)整來強(qiáng)化擴(kuò)散效果( 即對應(yīng)鋼錠擴(kuò)散時間可以縮短一些) 。瑞典 SKF Hofors 工廠 100t 鋼包，采用 3.3 t 雙 維度鋼錠( 與圖 11相近) ，出鋼溫度 1535 ～ 1550 ℃，澆注溫度嚴(yán)格控制在 1520 ～ 1530 ℃，90% 的鋼錠熱送均熱爐進(jìn)行 1250 ℃ × 3 h 高溫擴(kuò)散退火處理，并認(rèn)為鋼中 Cr 的均勻分布對碳化物偏析有重要影 響［43，23］。也有資料列舉 5 種 GCr15 鋼經(jīng)過 1100 ℃ × 3 h 的擴(kuò)散退火，可以消除碳化物液析［23］。這些數(shù)據(jù)的提出，僅提供制定工藝參數(shù)時參考。(未完待續(xù))
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