范成偉，賈 涓，李平生，魯 石，趙 磊

(武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室，湖北 武漢，430081)

冷軋輥用鋼作為一種大截面用鋼，用于制造在冷軋機架上使用的軋輥，其在合金元素和性能要求方面與冷作模具鋼相似。冷軋輥性能的優(yōu)劣對控制冷軋板材的成本、質量起著非常關鍵的作用[1]。工作層的磨損、剝落和疲勞裂紋是目前冷軋輥的主要失效形式，這就要求材料具有較高的表面硬度、優(yōu)良的耐磨性和粗糙度保持能力，同時還應具有一定的韌性和抗疲勞性能，從而延長冷軋輥的使用壽命[2]。

目前廣泛使用的冷軋輥用鋼包括9Cr、9Cr2、9Cr2W、9Cr2Mo、9CrV等高碳低合金鋼，以及以Cr5系列(A2鋼)為代表的中合金鋼。這類鋼生產的軋輥成分均勻，具有較好的強韌性和抗疲勞性能[3]。在對硬度和耐磨性要求較高的冷軋機組中，常使用以Cr12Mo1V1(D2鋼)為代表的高合金軋輥，以及以W6Mo5Cr4V2(M2鋼)為代表的高速鋼軋輥[4]。

從冷軋輥用鋼發(fā)展來看，提高Cr含量是主要趨勢之一。有研究表明，提高Cr含量可增加軋輥的表面淬硬層深度和可用直徑[5]，但Cr含量超過9%以后對鋼硬度和耐磨性的提升作用不大[6]。D2鋼中Cr含量達到12%左右，具有耐磨性高、承載力大等特點，但韌性不足，用于冷軋輥時常出現(xiàn)工作層剝落現(xiàn)象，并且在鑄造過程中偏析嚴重。M2鋼則是用Mo、W、Ti、V、Nb等碳化物形成元素代替部分Cr發(fā)展而來的，鋼中含有更多的碳化物，使材料具有較高的紅硬性，并能引起較強的二次硬化效應[7]，但其淬透性不足。本文所述的試驗鋼是在M2和D2鋼基礎上開發(fā)的一種新型冷軋輥用鋼。相比于D2鋼，試驗鋼中未添加Ni元素，C、Cr含量有所降低，同時新添加了W元素；與M2鋼相比，試驗鋼中增加了C、Si、Mn、Cr含量，顯著降低了Mo、W含量，在提高碳鉻含量的基礎上遵循了“多元少量、復合加入”的合金化原理。該鋼種綜合了M2鋼組織均勻、韌性好以及D2鋼高硬度、高耐磨性的優(yōu)點，用于制造冷軋輥時具有更佳的使用性能和更高的經濟效益。

冷軋輥生產工藝主要分為鍛造、電渣熔鑄和復合鑄造三種[8]。典型的熱處理工藝為正火+球化退火+淬火+回火。本文依據(jù)此熱處理流程，分析了試驗鋼在熱處理過程中的組織演變，研究了碳化物的溶解析出行為，以期為該鋼種的產業(yè)化應用提供理論依據(jù)。

1 試驗

1.1 試驗方法

試驗鋼的化學成分如表1所示。為模擬實際冷軋輥的生產過程，鋼錠按照表2所示的熱加工工藝參數(shù)進行鍛造后，再進行正火+球化退火+淬火+回火處理。熱處理過程在KSY-4-16型箱式電阻爐中進行，正火和球化退火工藝示意圖見圖1，其中球化退火分為奧氏體化和等溫兩個階段[9]，中間采用隨爐冷卻的方式冷卻至等溫溫度。隨后，對試樣進行淬火和三次回火處理，淬火溫度為1100 ℃，保溫時間60 min，三次回火溫度依次為530、530、510 ℃，保溫時間均為120 min。

表1 試驗鋼的化學成分(wB/%)

表2 熱加工工藝參數(shù)

(a) 正火

(b) 球化退火

1.2 分析與檢測

采用HB-3000型布氏硬度計測定球化退火試樣的硬度值，采用HR150型洛氏硬度計測定正火、淬火、回火后試樣的硬度值。分別借助JMatPro軟件和Thermo-Calc軟件計算試驗鋼的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變(CCT)曲線、過冷奧氏體等溫轉變(TTT)曲線和偽二元平衡相圖。借助Axioplan-2型多功能金相顯微鏡(OM)觀察試樣的顯微組織，借助Nova 400 Nano型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)和能譜儀(EDS)對熱處理后試樣的微觀形貌和析出相成分進行表征，加速電壓為15 kV。

2 結果與分析

2.1 顯微組織

圖2所示為計算得到試驗鋼的CCT曲線和TTT曲線。由圖2可知，試驗鋼的馬氏體相變開始溫度Ms為290 ℃，馬氏體轉變量達90%的溫度為168 ℃，且冷卻速率大于1 ℃/s時即可得到全馬氏體組織。

(a) CCT曲線

(b) TTT曲線

正火后試驗鋼的顯微組織如圖3所示，試樣洛氏的硬度為53.4HRC。由圖3可以看出，正火后鋼樣中有很多細小彌散分布的顆粒狀組織及少量不規(guī)則的塊狀組織，試驗鋼基體為板條或透鏡狀組織，顆粒狀組織彌散分布在基體上，形狀為近似球形。由于本研究所用試樣的尺寸較小，且空冷階段的冷卻速率大于10 ℃/s，根據(jù)CCT曲線可以判斷，正火試樣中的板條狀和透鏡狀基體組織為馬氏體。結合表3所示的EDS分析結果可知，塊狀和顆粒狀組織的元素種類、含量類似，Cr、V含量均較高，故推測其為含Cr和V的碳化物。根據(jù)文獻[10]報道，與試驗鋼成分相近的M2鋼平衡冷卻后，檢測到M6C、M23C6型碳化物。綜合上述分析，試驗鋼正火后的組織為馬氏體+碳化物。

(a) OM (b) SEM-低倍 (c) SEM-高倍

圖3 正火試樣的顯微組織

球化退火后試驗鋼的顯微組織及各區(qū)域的EDS成分分析結果分別如圖4和表4所示，試樣的布氏硬度為211HB。從圖4中可以看出，經過球化退火處理后，試驗鋼基體上彌散分布著大量顆粒狀組織，多數(shù)顆粒尺寸小于1 μm，少數(shù)達到3 μm左右，同時試樣中仍有少量不規(guī)則的塊狀組織。EDS成分分析結果顯示，顆粒狀和塊狀組織均主要為含V、Cr的碳化物。相比于正火試樣，經球化退火處理的試樣中顆粒狀碳化物數(shù)量明顯增多，形狀也更加規(guī)則，球狀碳化物析出聚集長大效果較好。根據(jù)GB/T 1299—2000，該球化退火組織評級為2～3級，屬于合格組織中較好的級別。結合試驗鋼的TTT曲線(圖2(b))可知，球化退火的加熱溫度和保溫溫度均處在珠光體轉變區(qū)，故經過球化退火后，試驗鋼組織為鐵素體基體上分布有大量顆粒狀碳化物及少量未溶的塊狀碳化物。

(a) OM (b) SEM-低倍 (c) SEM-高倍

圖4 球化退火試樣的顯微組織形貌

圖5和表5分別為經淬火、三次回火處理后試驗鋼的顯微組織及EDS分析結果，淬火和回火試樣的硬度值分別為60.5HRC和57.5HRC。由圖5可見，試驗鋼淬火組織為馬氏體基體上分布有部分顆粒狀碳化物及少量塊狀碳化物，而回火過程主要表現(xiàn)為基體組織的分解變化，碳化物的形態(tài)、數(shù)量未發(fā)生明顯改變。由EDS成分分析結果可知，塊狀碳化物中含有更多的C、V。高倍下的SEM照片顯示，淬火試樣中仍然有少量顆粒狀碳化物，且尺寸普遍較小，其與球化退火組織中的顆粒狀碳化物的成分相近；同時，淬火試樣中還可以看到很多尺寸小于1 μm的碳化物質點，這是其奧氏體化過程中未完全溶解并且在淬火過程中來不及長大的結果。三次回火后，基體發(fā)生了明顯的分解變化，碳化物質點在該過程中被吞噬，試驗鋼終態(tài)組織為回火馬氏體+部分顆粒狀及少量塊狀的碳化物。

(a) 淬火試樣，OM (b) 淬火試樣，SEM-低倍 (c) 淬火試樣，SEM-高倍

(d) 回火試樣，OM (e) 回火試樣，SEM-低倍 (f) 回火試樣，SEM-高倍

圖5 淬火和回火試樣的顯微組織

2.2 組織及碳化物演變規(guī)律分析

在正火-球化退火-淬火-回火的熱處理過程中，試驗鋼顯微組織具有一定的遺傳性。首先，試樣正火后得到了比較均勻的馬氏體+碳化物組織；在隨后的球化退火奧氏體化階段，板條狀馬氏體重新轉變?yōu)閵W氏體，球化退火后的組織為鐵素體基體上分布有大量顆粒狀碳化物和少量塊狀碳化物；淬火加熱過程中顆粒狀碳化物發(fā)生回溶，淬火以后得到了成分均勻的馬氏體基體，三次回火后得到了回火馬氏體+部分顆粒狀碳化物和少量塊狀碳化物的組織。

借助Thermo-Calc軟件計算了試驗鋼的偽二元平衡相圖，如圖6所示。由圖6可知，試驗鋼的液相點、固相點、Acm、A1溫度分別為1394、1210、962、616 ℃。當溫度降到962 ℃時，鋼中開始有M23C6型碳化物析出，同時M7C3型碳化物逐漸減少，到616 ℃時消失。根據(jù)文獻[11]，高碳高鉻鋼在高溫奧氏體階段析出富鉻的M7C3型碳化物，溫度降至球化退火等溫溫度時，將轉變?yōu)镸23C6型碳化物。

圖6 試驗鋼的偽二元平衡相圖

Fig.6Pseudo-binaryequilibriumphasediagramofthetestedsteel

碳化物的溶解與析出行為對冷軋輥用鋼最終的性能起到至關重要的作用。試驗鋼中的碳化物在熱處理過程中具有明顯的遺傳性。塊狀碳化物在組織中始終存在，未發(fā)生明顯的溶解現(xiàn)象，其屬于鑄造過程中產生的粗大碳化物，需要更高的溫度才能溶解。有文獻報道，鑄態(tài)M2鋼中主要碳化物為富V、Mo的MC、M2C型碳化物，其中MC型碳化物在1202 ℃才能完全固溶[12]。EDS結果顯示，塊狀碳化物普遍含有更多的C、V，表明塊狀組織中含有部分MC型碳化物，這種碳化物具有很高的硬度，可提高材料的耐磨性。不同塊狀碳化物元素含量波動較大，這是合金在凝固過程中元素偏析所致。球化退火組織中塊狀碳化物更加圓整，表明在長時間球化退火過程中塊狀碳化物邊緣有少量溶解。對比淬火回火后的硬度可以發(fā)現(xiàn)，回火后沒有出現(xiàn)明顯的二次硬化現(xiàn)象。這是因為只有當Cr等元素在基體中達到一定含量，協(xié)同作用才能引起鋼的二次硬化，而試驗鋼中富含Cr、V元素的大塊狀碳化物在1100 ℃淬火過程中大部分沒有溶解，并保留到了回火階段，這必將導致基體中合金元素的貧乏，故而難以引起二次硬化效應。

顆粒狀碳化物在熱處理過程中有明顯的溶解和析出行為，根據(jù)EDS結果和相圖可以推斷，顆粒狀碳化物主要為M23C6型。淬火組織中的碳化物分布能在一定程度上反映高溫奧氏體組織中的碳化物分布。淬火組織中殘留的未溶碳化物表明，在奧氏體化溫度下顆粒狀碳化物并沒有完全溶解。相比于淬火溫度，正火和球化退火的加熱溫度更低，因此會有更多的未溶碳化物顆粒。在冷卻過程中由于固溶度的變化，碳化物會以這些未溶的顆粒或質點為核心析出長大。這種長大行為與冷卻速度有關[13]，冷卻速度慢時，碳化物析出更加均勻彌散。正火過程冷卻速度較大，碳化物僅發(fā)生了少量的析出長大。球化退火過程保溫時間較長，以未溶碳化物質點為核心會析出較多的顆粒狀碳化物，同時還有許多新的碳化物質點析出長大，對應于顯微組織中的尺寸較小的顆粒狀碳化物，因此球化退火后試樣中含有大量的顆粒狀碳化物。淬火時大部分碳化物顆粒發(fā)生回溶，在隨后多次回火過程中殘余奧氏體轉變充分，在馬氏體板條間和原奧氏體晶界處會析出更為細小的碳化物，同時淬火馬氏體轉變?yōu)榛鼗瘃R氏體。

3 結論

(1)試驗鋼正火后得到馬氏體+部分顆粒狀和少量塊狀碳化物的顯微組織。球化退火后的顯微組織為鐵素體基體上分布有大量顆粒狀碳化物+少量塊狀碳化物，球化退火組織為2～3級。淬火后的組織為馬氏體+部分顆粒狀和少量塊狀碳化物。三次回火后的組織為回火馬氏體+部分顆粒狀和少量塊狀碳化物。

(2)試驗鋼鑄造過程形成的塊狀碳化物，在整個熱處理過程中始終存在。不同塊狀碳化物的元素含量波動較大，在1100 ℃以下奧氏體化過程中只發(fā)生邊緣部分的少量溶解。

(3)顆粒狀碳化物主要為M23C6型，在熱處理過程中存在明顯的溶解和析出行為，1100 ℃以下奧氏體化時不能完全溶解。正火后在未溶碳化物質點處形成少量顆粒狀碳化物。球化退火后，在未溶質點和新形核位置處形成大量顆粒狀碳化物。淬火過程中新的顆粒狀碳化物來不及析出，只保留少量未溶碳化物，回火過程中顆粒狀碳化物無明顯變化。