于進濤 劉漢銀 趙文輝

(天津重型裝備工程研究有限公司，天津300457)

自20世紀(jì)80年代末開始，日本和歐美各國相繼開發(fā)使用高速鋼軋輥[1]，近年來，我國也在高速鋼軋輥的制造方法、碳化物形態(tài)、熱處理等諸多方面進行了廣泛研究[2-5]。高速鋼軋輥具有工作層硬度高、耐磨性好、硬度落差小等優(yōu)點，目前已廣泛用于熱連軋機生產(chǎn)。在常用的幾種鑄造復(fù)合軋輥制造工藝(包括離心鑄造法、連續(xù)澆注外層成形法、電渣重熔法、噴射成型法等)中，離心鑄造法(簡稱CF)因其生產(chǎn)制造工藝和設(shè)備相對簡單、成本較低和生產(chǎn)率高等優(yōu)點，在工業(yè)生產(chǎn)中被廣泛采用。高速鋼離心鑄造軋輥的輥身工作層采用硬度高和耐磨性好的高速鋼材料離心澆注成形，輥頸和芯部靜止?jié)沧姸雀?、韌性好的球墨鑄鐵。離心鑄造軋輥用高速鋼材料大多為高碳高釩，含有較多的Cr、Mo等合金元素，顯微組織復(fù)雜，為了改善其性能以發(fā)揮高速鋼材質(zhì)的性能優(yōu)勢，需要對離心鑄造高速鋼軋輥進行熱處理。國內(nèi)很多學(xué)者對高速鋼軋輥的熱處理工藝開展了卓有成效的研究[6,7]，但大多集中在淬回火工藝。

由于離心鑄造高速鋼軋輥質(zhì)量大，且采用復(fù)合鑄造工藝，工件內(nèi)易存在較大的應(yīng)力，需要對離心鑄造高速鋼軋輥進行退火處理，同時需要改善切削性能以適應(yīng)下序的粗加工要求。為達(dá)到最佳的退火效果，有必要對高速鋼軋輥的退火工藝進行優(yōu)化。本文針對高速鋼軋輥的退火處理開展研究，設(shè)計了4種不同的退火溫度(560℃、600℃、640℃、680℃)，對鑄態(tài)和不同溫度退火態(tài)試樣進行對比分析，以探討退火溫度對離心鑄造軋輥用高速鋼材料的影響。

1 試樣制備過程

試樣取自離心澆注的高速鋼輥套，化學(xué)成分如表1所示。完成取料后制備成金相試樣塊，進行退火熱處理模擬實驗，熱處理模擬曲線如圖1所示。

表1 離心鑄造高速鋼輥套的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of centrifugal casting rollsleeve with high speed steel (mass fraction,%)

圖1 退火模擬曲線Figure 1 Simulated annealing curve

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 金相組織分析

對鑄態(tài)和不同退火溫度試樣均采用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕，并使用200MAT金相顯微鏡圖像分析儀采集金相照片，其金相組織如圖2所示。

軋輥用高速鋼材料的鑄態(tài)金相，組織為馬氏體+殘余奧氏體+條、塊狀一次碳化物+細(xì)粒狀碳化物，如圖2(a)所示。鑄態(tài)高速鋼組織在560℃～680℃退火溫度下，條塊狀碳化物基本沒有變化。馬氏體基體在退火過程中發(fā)生轉(zhuǎn)變：560℃～600℃退火條件下，馬氏體中的過飽和碳開始逐步以碳化物的形式析出，基體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體。但隨著退火溫度的進一步升高，當(dāng)達(dá)到640℃時，α相仍具有針狀特征，而碳化物進一步聚集長大，尤其是在680℃退火條件下，基體的針狀形貌完全消失。

(a) 鑄態(tài)金相組織

(b) 560℃退火態(tài)金相組織 (c) 600℃退火態(tài)金相組織

(d) 640℃退火態(tài)金相組織 (e) 680℃退火態(tài)金相組織圖2 鑄態(tài)及不同溫度退火態(tài)金相組織500×Figure 2 Metallographic structure of casting state and annealing states at different temperature 500×

晶間的殘余奧氏體經(jīng)560℃和600℃退火后，轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體和萊氏體(共晶碳化物+回火馬氏體)，而在640℃和680℃退火條件下，殘奧分解為α相(鐵素體)和碳化物(滲碳體)的機械混合物，如圖2(b)～2(e)所示。

2.2 電鏡分析

使用Quanta400環(huán)境掃描電鏡對退火態(tài)軋輥用高速鋼試樣進行電鏡分析，不同退火溫度下SEM基體組織見圖3。

軋輥用高速鋼材料經(jīng)560℃和600℃退火后，馬氏體基體上彌散析出大量碳化物顆粒，而α相仍保持針狀形態(tài)，這是典型的回火馬氏體組織，如圖3(a)、3(b)所示；640℃退火溫度下，基體中的碳化物(或滲碳體)聚集長大成粒狀，同時α相的針狀形態(tài)愈發(fā)不明顯，形成類似回火屈氏體的基體組織，如圖3(c)所示；退火溫度達(dá)到680℃時，基體中的碳化物(或滲碳體)聚集成較大的顆粒，同時馬氏體的針狀形態(tài)完全消失，形成多邊形的鐵素體，得到粒狀滲碳體和鐵素體的機械混合物，即回火索氏體，如圖3(d)所示。

2.3 HRC硬度檢測

表2為鑄態(tài)和不同退火溫度試樣的硬度檢測結(jié)果(采用660RLD/T硬度計)。檢測結(jié)果表明與鑄態(tài)軋輥用高速鋼試樣相比，560℃退火態(tài)試樣硬度有所提高。隨著退火溫度的升高，硬度下降，尤其是退火溫度升高到640℃和680℃時，硬度急劇下降。鑄態(tài)及設(shè)定溫度退火態(tài)硬度的變化曲線見圖4。

(a) 560℃退火態(tài)SEM組織 (b) 600℃退火態(tài)SEM組織

(c) 640℃退火態(tài)SEM組織 (d) 680℃退火態(tài)SEM組織圖3 不同溫度退火態(tài)SEM組織Figure 3 SEM structure of annealing states at different temperature

試樣鑄態(tài)560℃退火600℃退火640℃退火680℃退火硬度HRC55.160.35640.737.7

圖4 鑄態(tài)及設(shè)定溫度退火態(tài)試樣的硬度變化曲線Figure 4 Hardness curve of casting state and annealing state at setting temperature

3 討論

高速鋼離心鑄造軋輥由于采用冷速較快的鐵模作為輥身模具，其鑄態(tài)組織結(jié)構(gòu)與淬火態(tài)類似，即以一次碳化物、馬氏體和奧氏體為主的非平衡組織。因此，鑄態(tài)組織的退火在一定程度上類似于淬火組織的回火過程：一次碳化物基本沒有變化，馬氏體和殘余奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變。

軋輥用高速鋼在560℃和600℃退火條件下，馬氏體基體因彌散析出碳化物顆粒而轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體，殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體和萊氏體，硬度有所升高；隨著退火溫度的提高，在640℃和680℃時，基體上細(xì)小碳化物開始聚集長大，晶格畸變逐漸消失，α相的針狀形貌愈發(fā)不明顯，同時殘余奧氏體在較高的退火溫度下發(fā)生轉(zhuǎn)變，最終形成類似回火屈氏體(回火索氏體)組織，硬度急劇下降。

4 結(jié)論

(1)離心鑄造軋輥用高速鋼經(jīng)設(shè)定的不同溫度退火，一次碳化物沒有明顯變化，馬氏體和殘余奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變。

(2)與鑄態(tài)高速鋼相比，560℃和600℃退火態(tài)高速鋼硬度略有上升，640℃和680℃退火態(tài)高速鋼硬度急劇下降；在四種設(shè)定退火溫度下，試樣硬度隨退火溫度升高而降低。

(3)離心鑄造軋輥用高速鋼經(jīng)640℃和680℃退火后，大大降低了材料硬度，改善了切削加工性能，同時使組織接近平衡狀態(tài)，為進一步淬火熱處理做好了準(zhǔn)備；同時，考慮到節(jié)能降耗原則，高速鋼離心復(fù)合鑄造軋輥的適宜退火溫度為640℃。

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