趙士光 ，張響響 ，王 成 ，高安陽 ，斯庭智

(1.安徽馬鋼重型機械制造有限公司 技術中心, 安徽 馬鞍山 243000；2.安徽工業(yè)大學 材料科學與工程學院,安徽 馬鞍山243032)

支撐輥用來支撐中間輥和工作輥，是保證工作輥剛度和產(chǎn)品軋制尺寸精度的關鍵部件，在材料軋制成型工藝中具有重要的地位[1-2]。除支撐與傳動作用外，支撐輥在工作過程中還承受較大的接觸應力、沖擊和冷熱循環(huán)應力作用[3-4]。由此要求支撐輥應具有優(yōu)異的綜合力學性能和抗熱震性能等。為滿足日益提高的支撐輥性能要求，我國支撐輥合金鋼走過了一條降C 增Cr 的技術創(chuàng)新之路，從Cr2 系支撐輥發(fā)展到目前普遍使用的Cr5 系支撐輥[5-6]。Cr 一方面固溶在奧氏體(A)中，提高A 的穩(wěn)定性、淬透性和淬硬性；另一方面，Cr和C 形成合金碳化物，起到增強基體、提高耐磨性的重要作用。因此，Cr 在支撐輥材料中具有顯著的作用，對于高性能軋機，甚至發(fā)展使用Cr7～8 系中碳合金鋼支撐輥[4,7]。然而，貴重合金Cr 的大量使用導致材料成本顯著增加。為控制Cr5 系支撐輥合金鋼的成分和性能，GB/T 15547—2012 明確規(guī)定了合金鋼中Cr 的成分范圍[8]。

安徽馬鋼重型機械制造有限公司是一家多年從事冶金裝備制造的專業(yè)化公司，公司根據(jù)生產(chǎn)經(jīng)驗和市場反饋，進一步縮小了Cr5 合金鋼的成分范圍，取得了良好的效果。但在支撐輥熱加工過程中，Cr5 合金鋼成分的波動依然會導致支撐輥加工性能和最終使用性能的較大變化。公司支撐輥C 當量的上限和下限成分分別為1.68 和1.99，C 當量強烈影響鋼材過冷奧氏體(A’)的冷卻組織轉變。特別是合金元素Cr 和Ni 的增加，強烈影響材料A’的冷卻轉變(continuous cooling transformation，CCT)曲線及組織轉變和組成，進而對材料的力學性能產(chǎn)生重要影響。為探究Cr5 合金鋼成分對A’冷卻組織轉變的影響，為支撐輥成分優(yōu)化和組織性能調(diào)控提供依據(jù)，熔煉接近公司內(nèi)控成分上限和下限的2 種Cr5 鋼，采用熱模擬試驗機測試并繪制其CCT 曲線，對其組織轉變特征進行分析。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗材料為安徽馬鋼重型機械制造有限公司內(nèi)控Cr5 鋼，將其內(nèi)控成分上限和下限的Cr5 鋼分別命名為Cr5L 和Cr5U 鋼，2 種鋼的光譜測試合金成分結果如表1。由表1 可知，Cr5L 和Cr5U 鋼中合金含量接近成分范圍的下限和上限。

表1 Cr5 鋼的合金設計成分與試樣的合金成分 w/%Tab.1 Alloy design composition of Cr5 steel and alloy composition of samples w/%

1.2 試驗方法

對Cr5L 和Cr5U 鍛態(tài)支撐輥坯進行取樣，試樣尺寸如圖1。經(jīng)分析Cr5L 和Cr5U 鋼試樣的實際晶粒度為8 級，采用Gleeble-3500 熱模擬試驗機對試樣進行熱模擬試驗。加熱溫度為900 ℃、保溫時間為5 min，選取的冷卻速度為0.01，0.05，0.10，0.15，0.20，0.30，0.50，1.00，3.00，5.00，10.00 ℃/s。將2 根熱電偶絲焊接在試樣的均溫感應加熱區(qū)，兩焊點相距約1 mm，隨后將樣品夾持于試樣臺，按設置參數(shù)進行試驗。試驗過程中計算機會自動記錄溫度、時間、試樣的膨脹量等物理參數(shù)的變化情況，試驗結束停止記錄，導出數(shù)據(jù)。通過切線法[9]分析導出的數(shù)據(jù)，得到如馬氏體轉變起始溫度Ms和結束溫度Mf等相變轉變溫度點；在溫度-時間對數(shù)坐標上繪制相變溫度曲線和冷卻速率曲線，獲得CCT 曲線。

圖1 熱模擬試樣尺寸 單位：mmFig.1 Size of thermal simulation sample Unit: mm

采用線切割取下圖1 所示熱模擬試驗結束后的試樣中間部分，為Ф6 mm × 6 mm 的圓柱形試樣。取下的試樣為加熱和冷卻轉變部位，能夠反映組織轉變及性能。采用4%(體積分數(shù))的硝酸酒精溶液對試樣的拋光面進行腐蝕后，分別采用MJ31 型金相顯微鏡和MIRA3 掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM,TESCAN, Czech)對其進行組織形貌觀察，SEM 的加速電壓為20 kV。采用HV-1 000 硬度計測量試樣的維氏硬度(Vickers hardness，HV)值，加載載荷為200 g、加載時間為15 s，每個試樣取8 次測量值的平均值；將測試結果繪制于CCT 圖中，通過CCT 圖建立冷卻速度、組織結構和性能之間的關系。

2 結果與討論

2.1 CCT 曲線特征

圖2 為Cr5L 和Cr5U 試樣的熱模擬膨脹及CCT 曲線。由圖2 可知：Cr5U 鋼中含較多的鐵素體形成元素Cr，導致其AC1和AC3溫度高Cr5L 約10 ℃；合金元素的增加導致Cr5U 鋼過冷奧氏體更穩(wěn)定，與Cr5L 鋼相比，Cr5U 鋼的P(珠光體)、B(貝氏體)和M(馬氏體)轉變整體有一定的下移，具更低的馬氏體相變起始溫度(Ms)和結束溫度(Mf)，分別為279，153 ℃；Cr5L 和Cr5A 鋼的M 臨界冷卻速度分別為1.00，0.50 ℃/s，Cr5U 鋼的淬透性明顯得到改善；由于過冷奧氏體穩(wěn)定性較高，P 和B 轉變動力學緩慢，這與文獻[10]的研究結果一致(P 孕育期約2 800 s)，未測出P 和B 轉變結束線，表明在小于M 臨界冷卻速度的冷速下，鋼中組織是混合組織；Cr5L 和Cr5U 均具有P 和B 轉變曲線的分離現(xiàn)象，形成雙“C”曲線，表明該類鋼可通過高溫回火實現(xiàn)“二次淬火”[11]，進一步提升材料的性能。由以上分析可得出，Cr5 鋼成分在上下限之間少量波動也會導致鍛造、熱處理等熱加工時過冷奧氏體轉變特征的不同，進而影響支撐輥的性能。

圖2 Cr5L 和Cr5U 試樣的熱膨脹和CCT 曲線Fig.2 Thermal expansion and CCT curves of Cr5L and Cr5U samples

2.2 組織轉變和硬度變化規(guī)律

熱模擬試樣的金相組織和掃描電鏡組織觀察結果如表2。由表2 可知：總體上Cr5L 和Cr5U 鋼隨冷卻速度的增加依次發(fā)生P，B 和M 轉變；但Cr5L 和Cr5U 鋼的B 轉變分別形成B下和B粒。圖3 為0.10，0.30，3.00 ℃/s 冷卻速度Cr5L 試樣與0.10，0.20，3.00 ℃/s 冷卻速度Cr5U 試樣的金相組織照片。Cr5U 試樣過冷奧氏體更穩(wěn)定，因此推遲了P，B 和M 轉變，導致在0.10 ℃/s 下比Cr5L 試樣含更少的P(圖3(a)，(d))；Cr5L 和Cr5U 鋼P 轉變的最小冷卻速度分別為0.30，0.20 ℃/s，如圖3(b)和(e)，0.30 ℃/s 下Cr5L 和0.20 ℃/s 下Cr5U試樣的組織分別由B下+M 和B粒+M 組成。B下和B粒具有較好的綜合力學性能，根據(jù)Cr5 鋼的組織轉變特征，開發(fā)了貝氏體支撐輥，并取得良好的應用效果[3,12]。3.00 ℃/s 的冷卻速度超過試樣的M 形成臨界冷卻速度，如圖3(c)和(f)，2 種鋼的組織均為隱針M。

圖3 試樣的金相組織照片F(xiàn)ig.3 Metallographs of samples

表2 不同冷卻速度下Cr5 鋼的顯微組織Tab.2 Microstructures of Cr5 steel at different cooling rates

進一步給出0.10，3.00 ℃/s 冷卻速度下Cr5L 和Cr5U 試樣的SEM 組織照片，如圖4。圖4(a)顯示：0.10 ℃/s冷卻速度下Cr5L 試樣組織由B下和P 組成，其中B下由一定過飽和的α-Fe 及與其有共格關系的碳化物組成[9]；碳化物沿B下中軸線分布，并與中軸線呈一定位相關系。Cr，Mo，V 等合金強烈推遲P 轉變[12]，故連續(xù)冷卻時P 轉變滯后于低溫區(qū)發(fā)生，形成片間距十分細小的索氏體(S)或屈氏體(T)。0.10 ℃/s 冷卻速度下Cr5U 試樣由B粒和少量P 組成(圖4(c))，由圖4(e)可看出B粒中馬氏體-奧氏體島(M-A 島)的形態(tài)。ISIJ(國際鋼鐵協(xié)會)貝氏體委員會明確描述粒狀貝氏體是由小角度鐵素體(F)晶粒和分布其上的近似等軸狀的M-A 島組成，F(xiàn) 中含高密度的位錯，M-A 島中富集A 形成元素[13-14]。B下的硬度高于B粒，而塑韌性低于B粒，由此可預見Cr5L 和Cr5U 試樣在較低的冷卻速度下冷卻(如退火、正火或鍛造等)，將具有不同的力學性能。比較圖4(b)，(d)可看出：3.00 ℃/s 冷卻速度下Cr5U 比Cr5L 試樣的M 更細小，這是由于Cr5U 鋼中高含量的合金元素、特別是強碳化物形成元素(Cr，Mo，V 等)阻礙加熱時奧氏體長大造成的。因此，為使加熱時A 成分的均勻化，Cr5U 支撐輥可采取稍高的奧氏體化加熱溫度。

圖4 試樣的SEM 組織照片F(xiàn)ig.4 SEM images of samples

為初步建立組織與性能的關系，對熱模擬試樣進行維氏硬度值測量，結果如圖2(b)，(d)。總體規(guī)律是，Cr5L 和Cr5U 試樣的HV 值隨冷卻速度的升高而增加。B下的硬度高于B粒，當進入貝氏體轉變區(qū)間形成混合組織時，Cr5L 試樣的HV 值明顯高于Cr5U 試樣。盡管Cr5U 鋼具有更高含量的C 和合金，但發(fā)生M 相變后，Cr5U 鋼的HV 卻小于Cr5L 試樣。鋼的性能與顯微組織及相結構密切相關，這暗示著Cr5L 和Cr5U 試樣不但具有不同的組織形貌，而且具有不同的相結構特征。

為進一步探索2 種鋼的相組成，對大于M 形成臨界冷卻速度冷卻的試樣進行X 射線衍射(X ray diffraction，XRD)測試，并采用RIETAN-2000[15]軟件對XRD 測試結果進行Rietveld 相含量計算，結果如圖5。圖中：Rwp表示擬合強度與實測強度的權重差；Rp為最小Rwp的期望值；S為擬合度因子，當S在1 到3 之間且Rwp小于10%時，Rietveld 擬合的結果為準確值[15]。由圖5 可發(fā)現(xiàn)：擬合結果準確；3.00 ℃/s 冷卻速度Cr5L 試樣只有α’-Fe (M)的衍射峰；Cr5U 試樣由α’-Fe 和γ-Fe(殘余奧氏體Ar)兩相組成，Rietveld 擬合得出M 和Ar的質(zhì)量分數(shù)分別為94%，6%。Ar一般以幾十納米厚薄膜的形式分布在片狀M 的邊界上，金相和SEM 組織觀察基本不能分辨，故金相和SEM 顯示為全M 的組織[16]。一方面，大于M 形成臨界冷卻速度冷卻的Cr5U 鋼中含質(zhì)量分數(shù)為6%左右的軟韌相Ar，HV 值約150[17-18]，比M 的(HV 值在600 左右[9])大大下降；另一方面，C 和其他合金元素富集在Ar，導致基體M 中的過飽和度下降，固溶強化效果降低[13-14]。這也是以大于B 臨界冷卻速度冷卻Cr5U 試樣的HV 值小于Cr5L 試樣的主要原因。

圖5 Cr5L 和Cr5U 試樣XRD 的Rietveld 擬合圖譜Fig.5 Rietveld refinement pattern for XRD of Cr5L and Cr5U samples

3 結 論

采用熱模擬試驗機測試Cr5 系支撐輥成分下限和上限試樣(分別記為Cr5L 和Cr5U)的熱膨脹曲線，結合組織觀察和硬度測試結果，繪制2 種試樣的CCT 曲線，分析A’連續(xù)冷卻轉變特征，建立材料組織、相結構與硬度之間的聯(lián)系，所得主要結論如下：

1) Cr5U 試樣的AC1和AC3溫度高Cr5L 約10 ℃，但其具有更低的Ms和Mf點，分別為279，153 ℃。Cr5L 和Cr5U 試樣A’連續(xù)冷卻均發(fā)生P，B 和M 轉變，且P 和B 轉變“C”曲線發(fā)生分離，具有雙“C”曲線特征。

2) Cr5L 和Cr5U 試樣B 轉變分別形成B下和B粒，Cr5U 試樣具有更高的淬透性，M 轉變臨界冷卻速度由Cr5L 試樣的1.00 ℃/s 下降到0.50 ℃/s。

3) Cr5L 和Cr5U 試樣的HV 隨冷卻速度的升高而增加。B下的硬度高于B粒，且Cr5U 試樣M 組織中含質(zhì)量分數(shù)約6%的軟韌相Ar，故以大于B 臨界冷卻速度冷卻的Cr5U 試樣HV 值小于Cr5L 試樣。

Cr5 上限和下限成分對過冷奧氏體冷卻轉變有重要的影響，同時組織和相結構的不同又導致材料性能差異較大。因此，本文研究可為Cr5 的成分控制提供理論依據(jù)，也可為后續(xù)的熱處理組織調(diào)控和性能優(yōu)化提供較好的理論支撐。