新型多元合金化Cr5支承輥工藝性能研究

張國剛 王明家 彭星偉 陸寅松

(1.上海重型機(jī)器廠有限公司，上海200245；2.燕山大學(xué)材料學(xué)院，河北066004)

支承輥是軋機(jī)中用來支承工作輥或中間輥以便在軋制時(shí)防止工作輥出現(xiàn)撓曲變形而影響板形質(zhì)量的重要部件。支承輥質(zhì)量的優(yōu)劣直接影響軋板的產(chǎn)量及質(zhì)量。軋制過程中支承輥本體要承受很大的彎曲應(yīng)力和摩擦力，輥身表面則長時(shí)間的承受磨損、沖擊、接觸應(yīng)力和由激冷激熱造成的疲勞應(yīng)力，因此支承輥必須滿足抗折斷性、耐磨性、抗剝落性和抗熱裂性等要求。其中工作層即淬硬層的深度是衡量支承輥工作性能的一個(gè)極其重要的因素，工作層愈深，在相同的條件下，產(chǎn)品服役壽命更長，經(jīng)濟(jì)效益更高。

新型的多元合金化Cr5支承輥材料，是在已有成分中添加了增加淬透性的合金元素，如Ni、Mo、W、V等，以進(jìn)一步提高淬透性，并加入了微量的W、Nb等元素提高耐磨性，使材料的淬硬層深度、耐磨性以及硬度較傳統(tǒng)材料有了很大的提升，成為了改良型新的支承輥材料。

實(shí)際生產(chǎn)中，對新型多元合金化Cr5材料的工藝性能數(shù)據(jù)掌握的還比較少，針對實(shí)際生產(chǎn)條件的工藝方法還不夠成熟，因此我們對這種新型材料的生產(chǎn)工藝進(jìn)行了試驗(yàn)室模擬研究，并結(jié)合硬度和耐磨性進(jìn)行了分析，以得到一種成熟穩(wěn)定的實(shí)際生產(chǎn)工藝，為生產(chǎn)出優(yōu)質(zhì)的支承輥產(chǎn)品打下良好的基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

上重公司對多元合金Cr5材料支承輥進(jìn)行了試制。鋼錠重量為95t，采用EF(電爐)+LRF(爐外真空精煉爐)+MSD(Ar)(真空吹氬鑄錠)的雙真空工藝保證鋼水純凈度；采用一次鐓粗+WHF拔長+成型方案的鍛造方法進(jìn)行鍛造，鍛造比>3；采用正火+球化退火+回火進(jìn)行鍛后熱處理，以獲得細(xì)晶粒的球狀珠光體組織；采用調(diào)質(zhì)進(jìn)行預(yù)備熱處理，保證輥頸硬度，調(diào)整組織，消除網(wǎng)狀碳化物，提高支承輥的綜合力學(xué)性能。

我們在預(yù)備熱處理后的支承輥鍛件本體上取樣，進(jìn)行淬火以及耐磨性試驗(yàn)，研究其淬火工藝以及耐磨性能。

1.2 熱處理工藝

支承輥生產(chǎn)中，要求在表層一定深度內(nèi)應(yīng)力為下貝氏體組織，以保證較高的硬度和良好的耐磨性，因此淬火工藝對性能起著決定性的作用，包括調(diào)質(zhì)過程的淬火以及最終的差溫淬火工藝。在本試驗(yàn)中，我們主要針對淬火工藝來研究多元合金材料的熱處理工藝。

設(shè)定淬火溫度T1分別為885℃、900℃、915℃、930℃、945℃、960℃、970℃、980℃、990℃和1 000℃，然后按照設(shè)定的冷卻速度冷卻到100℃。每組試樣預(yù)備兩支，一支采取450℃回火，另一支保持淬火狀態(tài)，見圖1所示。

圖1 淬火工藝(進(jìn)爐前涂防氧化涂料)Figure 1 Quenching process of the steels

1.3 多元合金化耐磨性研究

為進(jìn)一步研究多元合金化Cr5材料的性能，并與普通Cr5材料進(jìn)行對比，對二者進(jìn)行取樣，然后采用常溫滾動磨損試驗(yàn)，通過將普通Cr5材料(A)和多元合金化Cr5材料(B)試樣相互對磨，來判斷二者的相對耐磨性，并獲得摩擦系數(shù)與轉(zhuǎn)數(shù)的關(guān)系曲線以及失重曲線。

普通Cr5材料(A)和多元合金化Cr5材料(B)試樣的實(shí)測硬度值如表1所示。

表1 硬度測試值Table 1 The value of hardness

對輥摩擦磨損試樣的尺寸為外徑?30 mm，內(nèi)徑?16 mm，高10 mm，見圖2所示。要求試樣的表面粗糙度Ra≤3.2 μm。如果有條件，外圓磨削，光潔度達(dá)到Ra0.4 μm，或者Ra0.8 μm。采用模擬熱處理爐，對粗加工后的試驗(yàn)料進(jìn)行熱處理，對A和B分別采用960℃和950℃淬火，然后進(jìn)行500℃×8 h回火。將試樣用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，并通過金相觀察獲得其組織特征。將試樣用K3[Fe(CN)6]溶液進(jìn)行腐蝕，對碳化物進(jìn)行染色，并通過金相顯微鏡觀察其碳化物的尺寸及分布特征。通過掃描電子顯微鏡觀察摩擦后的表面形貌，進(jìn)而判斷磨損機(jī)制。通過能譜分析判斷碳化物及基體的成分。

圖2 輥磨損試樣尺寸Figure 2 Specimen size for wearing

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 淬火試驗(yàn)

圖3為在不同淬火溫度下，試樣的硬度測試結(jié)果。

圖3 不同淬火溫度試樣的硬度Figure 3 Hardness of different quenching temperature

從圖3可以看出，未回火試樣的硬度基本上是隨著淬火溫度的升高而升高，低溫區(qū)(885～950℃)上升速度很快，在高溫區(qū)(>950℃)升高趨勢較平緩；經(jīng)過450℃回火的試樣硬度呈現(xiàn)出先升后降的趨勢，大致也分兩個(gè)階段，在低溫區(qū)隨淬火溫度上升而上升，高溫區(qū)隨淬火溫度上升而下降。

進(jìn)行淬火試驗(yàn)的試樣為調(diào)質(zhì)態(tài)，組織為回火索氏體，鐵素體基體上均勻分布著合金碳化物。在進(jìn)行淬火加熱過程中，加熱溫度在Ac3之上，組織奧氏體化，碳化物溶解并隨保溫時(shí)間延長，碳化物向基體中進(jìn)行擴(kuò)散，奧氏體會逐步均勻化。淬火加熱溫度愈高，保溫時(shí)間愈長，碳化物溶解愈充分，奧氏體均勻化愈完全。奧氏體和碳化物的狀態(tài)決定了后續(xù)淬火冷卻組織的性能。多元合金化成分含有很多的強(qiáng)碳化物和中等強(qiáng)度碳化物形成元素，這些合金碳化物熔點(diǎn)高，對奧氏體形成和長大都有強(qiáng)烈的阻礙作用[1]。在低溫區(qū)，由于加熱溫度較低，奧氏體的形成和長大并不充分，碳化物的溶解數(shù)量很少，在后續(xù)的淬火中，形成低碳的馬氏體基體加大量粗大的碳化物組織，造成組織的強(qiáng)度和硬度很低。隨著淬火加熱溫度的提高，奧氏體基體中的溶解碳和合金元素愈來愈多，而且擴(kuò)散的愈來愈充分，這些元素在隨后的淬火冷卻中在基體中造成很大的晶格畸變，形成高淬硬性的馬氏體，僅有極少未溶解的碳化物分布于組織中，所以組織的強(qiáng)度和硬度很高。

對于450℃回火的試樣，淬火溫度小于930℃時(shí)，硬度與未回火試樣相差不大，大于940℃時(shí)，二者相差愈來愈大，而且在高溫區(qū)回火試樣的硬度呈現(xiàn)出降低趨勢。這是因?yàn)榇慊鸺訜釡囟容^低時(shí)，合金碳化物溶解不充分，奧氏體基體內(nèi)的碳和合金元素含量較低，淬火過程中淬硬效果較差，在后續(xù)回火過程中，基體“軟化”作用較低，所以硬度較低，并且二者硬度接近。淬火溫度很高時(shí)，淬火形成合金元素含量很高的高畸變馬氏體，在450℃回火時(shí)，碳化物析出和基體回復(fù)驅(qū)動力很高，所以隨著碳化物析出、馬氏體基體的回復(fù)，硬度快速降低。

從淬火試驗(yàn)中可以得出，對于多元合金Cr5支承輥材料，比較合適的淬火加熱溫度為960℃左右，能得到比較均勻的組織，硬度符合工藝要求，綜合性能配合優(yōu)良。

2.2 常溫滾動磨損試驗(yàn)

圖4為多元合金化成分(B)與傳統(tǒng)成分(A)的耐磨性對比。

圖4 磨損失重與轉(zhuǎn)數(shù)的關(guān)系曲線Figure 4 The relationship curve between weight loss and rotation

由圖4可以看出A和B試樣對磨時(shí)磨損量的變化情況。隨著轉(zhuǎn)數(shù)的增加，A試樣的磨損量增加較快，在7 200轉(zhuǎn)時(shí)，A試樣的磨損量幾乎是B的兩倍?？梢?，B試樣的耐磨性相對較好。

從圖5中可以看出，A和B試樣的磨損形貌特點(diǎn)主要是：形成片狀的磨屑，磨損表面呈現(xiàn)魚鱗狀，并且存在裂紋和小坑，還有大塊的剝落區(qū)域，推測為粘著磨損和接觸疲勞的共同作用。其中，A試樣表面塑性變形較嚴(yán)重，B試樣變形和脫落現(xiàn)象較少，這是耐磨性優(yōu)良的主要原因。

圖6為A和B試樣的顯微組織照片，通過觀察發(fā)現(xiàn)，二者的基體組織均為馬氏體，并且有大量碳化物析出。其中，A試樣的組織及碳化物均較為粗大，而B試樣的組織及碳化物均很細(xì)小，且碳化物含量較多，這可能是導(dǎo)致其性能差異的主要原因之一。

圖5 磨損試樣微觀形貌(SEM)Figure 5 The wear morphology (SEM)

圖6 試樣A、B的顯微組織Figure 6 Microstructure of the specimen(A，B)

圖7 組織中碳化物Figure 7 The carbides

圖7為碳化物的形貌分布圖。由圖可知，A試樣的碳化物較粗大，并且分布極不均勻，呈帶狀分布；而B試樣的碳化物很細(xì)密，并且均勻分布，這也是導(dǎo)致二者性能差異的主要原因之一。

3 結(jié)論

(1)多元合金化Cr5未回火試樣的硬度基本上是隨著淬火溫度的升高而升高，低溫區(qū)(885～950℃)上升速度很快，在高溫區(qū)(>950℃)升高趨勢較平緩；經(jīng)過450℃回火的試樣硬度呈現(xiàn)出先升后降的趨勢，大致也分兩個(gè)階段，低溫區(qū)隨淬火溫度上升而上升，高溫區(qū)隨淬火溫度上升而下降。

(2)多元合金化成分最佳的淬火溫度為960℃左右，可以獲得均勻的組織和較高的硬度，而且綜合性能配合較好。

(3)多元合金化成分組織中，與傳統(tǒng)的Cr5材料相比，碳化物數(shù)量較多，碳化物細(xì)密，分布均勻，耐磨試驗(yàn)中，表面變形和剝落現(xiàn)象較少，這是多元合金化成分耐磨性優(yōu)良的重要原因。

[1] 吳承建，陳國良，強(qiáng)文江.金屬材料學(xué)[M].北京：冶金工業(yè)出版社，2005.

[2] 康大韜，葉國斌.大型鍛件材料及熱處理[M].北京：龍門書局，1998.4.

[3] 機(jī)械工程手冊(第20篇)：金屬材料強(qiáng)度[M].北京：機(jī)械工業(yè)出版社，1979.