張博涵， 李浩楠， 高鵬沖， 喬桂英， 劉杰兵， 肖福仁

(1. 燕山大學 材料科學與工程學院 亞穩(wěn)材料科學與制備技術國家重點實驗室， 河北 秦皇島 066004;2. 燕山大學 材料科學與工程學院 河北省金屬產(chǎn)品工藝與性能優(yōu)化重點實驗室， 河北 秦皇島 066004;3. 燕山大學 環(huán)境與化學工程學院 河北省應用化學重點實驗室， 河北 秦皇島 066004;4. 邢臺德龍機械軋輥有限公司 河北省軋輥綠色制造技術創(chuàng)新中心， 河北 邢臺 054009)

軋輥是鋼鐵軋制最重要的零部件之一，其服役性能、使用壽命和成本直接影響軋材的質(zhì)量、生產(chǎn)效率和成本[1-3]。然而，由于不同軋制生產(chǎn)線的軋材產(chǎn)品、服役工況的不同，在軋輥的選材上不僅追求軋輥的性能，更需要考慮軋輥綜合成本[4-5]。高鉻鑄鐵軋輥因其具有良好的適應性和低的成本，仍然是目前熱連軋生產(chǎn)線應用量最大的軋輥之一[4-5]。

大型高鉻鑄鐵軋輥通常采用離心復合鑄造工藝生產(chǎn)，離心鑄造高鉻鑄鐵工作層的組織中，馬氏體/殘留奧氏體基體及大量的高硬度M7C3型共晶碳化物保證了鑄態(tài)高鉻鑄鐵軋輥具有高的硬度[6]。但大型軋輥凝固及冷卻時間長，基體中Cr含量的不均勻分布提高了奧氏體的穩(wěn)定性，增加軋輥中殘留奧氏體含量和分布的不均勻[6-7]。大量殘留奧氏體不僅影響鑄態(tài)軋輥的硬度，還會在服役過程中因殘留奧氏體轉(zhuǎn)變引起應力集中，增加軋輥開裂風險[7]。研究表明[8-9]，通過優(yōu)化去穩(wěn)熱處理加熱溫度和回火溫度，改善基體組織及二次碳化物的形態(tài)和分布，從而改善和提高軋輥的性能。然而，這些研究中，淬火往往采用小試樣直接空冷的方式，這種冷卻方式與實際軋輥工藝有很大的不同。對于大型軋輥而言，因其尺寸大、冷卻速度低，而且為避免軋輥的開裂，當軋輥冷卻至表面低于回火溫度時直接進行第一次回火[10]。然而，從理論上看，高鉻鑄鐵在該溫度條件下處于奧氏體穩(wěn)定區(qū)，等溫過程的實質(zhì)是軋輥內(nèi)外的均溫過程，應屬分級淬火范圍[11]。但到目前為止，實際上軋輥的分級淬火溫度主要依據(jù)其回火溫度制定[8,10,12]，為使軋輥快速冷卻到該溫度，在軋輥冷卻后期通常采用吹風冷卻的方式，這會增加開裂的風險。因此，研究分級淬火溫度對軋輥組織和性能的影響，對在保證軋輥淬火后性能的同時降低軋輥開裂風險具有重要的意義。本文針對離心復合鑄造高鉻鑄鐵軋輥，通過模擬軋輥的淬火冷卻過程，研究了分級淬火溫度對其組織和性能的影響，為合理制定軋輥的淬火工藝，降低軋輥開裂傾向提供參考。

1 試驗材料及方法

試驗材料取自商用離心復合鑄造高鉻鑄鐵軋輥工作層，軋輥直徑φ800 mm，其主要化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為2.45C、0.70Si、0.88Mn、17.10Cr、1.33Mo、0.44V、1.15Ni、0.005Ti。為研究分級淬火冷卻過程對軋輥組織和硬度的影響，采用LINSEIS L78膨脹儀模擬軋輥熱處理工藝，試樣尺寸為φ3 mm×10 mm，差溫分級淬火工藝為試樣快速加熱到900 ℃，保溫5 min后以40 ℃/min的升溫速率加熱到1100 ℃，保溫20 min后再冷卻至1070 ℃并保溫30 min；保溫結(jié)束后以約11.5 ℃/s的冷卻速度冷卻至840 ℃；再以20 ℃/s的冷卻速度冷卻至750 ℃，然后以12.5 ℃/s的冷卻速度冷卻至500 ℃和560 ℃，保溫60 min 模擬分級淬火，最后以約300 ℃/min冷卻速度空冷至室溫，具體工藝如圖1 所示。同時采用膨脹法測定冷卻過程中的相變點。為對比分級淬火溫度對相變的影響，同時測試從分級淬火溫度直接冷卻至室溫的試樣相變點。采用馬弗爐對淬火后試樣進行回火，回火工藝為400～550 ℃保溫10 h，回火兩次。

圖1 差溫加熱分級淬火工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of the differential heating and step quenching process

采用Axiovert 200 MAT光學顯微鏡(OM)、S-3400掃描電鏡(SEM)及能譜儀(EDS)分析鑄態(tài)和熱處理后試樣的組織及成分分布；采用D/MAX2500 PC型X射線衍射儀(XRD)分析相結(jié)構(gòu)。采用HR-150C硬度計測定不同工藝處理后試樣的硬度。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 鑄態(tài)組織

離心復合鑄造高鉻鑄鐵軋輥工作層鑄態(tài)組織為典型的亞共晶鑄鐵組織[13]，如圖2所示，主要為先共晶奧氏體基體和分布在基體周圍的共晶組織(見圖2(a))。此外，基體中還分布著大量菱形和點狀二次碳化物，二次碳化物分布不均勻，在共晶碳化物和大尺寸二次碳化物附近幾乎沒有二次碳化物析出，且共晶組織由形狀不規(guī)則的共晶碳化物和奧氏體枝晶組成(見圖2(b))。XRD分析結(jié)果表明，高鉻鑄鐵軋輥的鑄態(tài)顯微組織主要為馬氏體、奧氏體和M7C3型碳化物(見圖2(c))。由此可以證實，鑄態(tài)軋輥的基體組織主要為馬氏體和殘留奧氏體，共晶碳化物則為M7C3型碳化物。通過定量分析得出，共晶M7C3型碳化物和殘留奧氏體的體積分數(shù)分別約為25.2%和21.7%。大量高硬度的M7C3型共晶碳化物和馬氏體基體使高鉻鑄鐵軋輥具有較高的硬度，為58.5 HRC。

圖2 高鉻鑄鐵軋輥的鑄態(tài)組織(a, b)和XRD圖譜(c)Fig.2 Microstructure(a, b) and XRD pattern(c) of the as-cast high-Cr cast iron roller

另外，由于鑄態(tài)凝固的特點，基體組織中的碳及合金元素分布極不均勻，如圖3所示。共晶碳化物為富Cr的M7C3型碳化物；而在基體內(nèi)部Cr含量高，析出了大量富Cr的二次碳化物；而共晶碳化物周圍的基體因冷卻過程中富Cr的二次碳化物析出并依附共晶碳化物生長，導致沒有碳化物析出，促使該區(qū)域奧氏體的穩(wěn)定性增加，以殘留奧氏體形式保留到室溫。這種不均勻分布的殘留奧氏體顯著影響軋輥的性能。

圖3 高鉻鑄鐵軋輥的鑄態(tài)組織(a)及其Cr、Fe元素分布(b)Fig.3 Microstructure(a) and Cr and Fe element distribution(b) of the as-cast high-Cr cast iron roller

2.2 分級淬火溫度對Ms點及顯微組織的影響

圖4為模擬差溫加熱分級淬火冷卻過程中膨脹量-溫度曲線?？梢?，在冷卻過程中，即使改變冷卻速度及分級淬火溫度，冷卻過程中并沒有相變發(fā)生。而分級淬火溫度對Ms略有影響，如表1所示。直接冷卻時Ms點為235 ℃，分級淬火則使Ms點降低，當分級淬火溫度為500 ℃時，Ms點降低到216 ℃；而當分級淬火溫度升高到560 ℃時，Ms點略有升高，為232 ℃。

表1 高鉻鑄鐵軋輥不同淬火處理時的Ms點、殘留奧氏體量和硬度Table 1 Ms point, amount of retained austenite and hardness of the high-Cr cast iron roller after different quenching processes

圖4 高鉻鑄鐵軋輥淬火過程的膨脹曲線Fig.4 Dilatometric curves of the high-Cr cast iron roller during quenching processes

圖5為高鉻鑄鐵經(jīng)不同淬火處理后的顯微組織，圖6為560 ℃分級淬火后的基體和共晶組織形貌?？梢?，與鑄態(tài)組織相比，淬火對高鉻鑄鐵軋輥的共晶組織及共晶碳化物影響不大，但基體組織均勻性得到明顯改善，且粗大二次碳化物數(shù)量減少。然而，淬火對基體周圍與共晶碳化物交界處的無碳化物析出區(qū)的組織形態(tài)影響不大，但該區(qū)域及共晶區(qū)的基體中馬氏體針的數(shù)量有增加的趨勢(見圖6(b))，導致殘留奧氏體含量略有降低。分級淬火對Ms點及組織的影響也影響高鉻鑄鐵軋輥的硬度(見表2)。與鑄態(tài)的硬度相比，淬火后的硬度由58.5 HRC提高到60.6 HRC；而經(jīng)500 ℃分級淬火后，硬度降低到57.3 HRC；相反，當分級淬火溫度為560 ℃時，淬火后的硬度則升高到62.1 HRC。分級淬火降低Ms點與奧氏體熱穩(wěn)定性有關[14]，而淬火后硬度的變化與Ms點的變化引起殘留奧氏體含量的變化有關。在500 ℃和560 ℃分級淬火溫度下，高的分級淬火溫度對冷卻過程中的相變影響不大，淬火后的硬度則略有提高。從軋輥的淬火冷卻過程看，選擇高的分級淬火溫度有利于降低軋輥淬火開裂的風險。

圖5 高鉻鑄鐵軋輥不同淬火處理后的顯微組織(a)直接冷卻；(b) 500 ℃分級淬火；(c) 560 ℃分級淬火Fig.5 Microstructure of the high-Cr cast iron roller after different quenching processes(a) direct cooling; (b) step quenching at 500 ℃; (c) step quenching at 560 ℃

圖6 高鉻鑄鐵經(jīng)560 ℃分級淬火后的基體(a)和共晶(b)SEM形貌Fig.6 SEM images of the matrix(a) and eutectic microstructure(b) of the high-Cr cast iron roller after step quenching at 560 ℃

2.3 回火對組織和硬度的影響

圖7為高鉻鑄鐵軋輥經(jīng)560 ℃分級淬火和不同溫度回火后的SEM組織形貌。當回火溫度低于460 ℃時，與淬火組織圖相比，組織沒有明顯的變化(見圖8(a, b))，但隨著回火溫度的升高，靠近共晶碳化物的無碳化物析出區(qū)馬氏體含量有增加的趨勢；而當回火溫度升高到500 ℃時，組織明顯細化，殘留奧氏體分解，馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體，且有大量細小碳化物析出，但組織仍保持馬氏體特征；隨回火溫度進一步升高到550 ℃時，組織變得更加均勻，馬氏體組織特征消失，組織向回火索氏體轉(zhuǎn)變。圖8高鉻鑄鐵為不同溫度回火后的XRD圖譜，與鑄態(tài)相比，經(jīng)淬火和回火后組織中仍主要為馬氏體、奧氏體和M7C3型碳化物，但殘留奧氏體含量明顯減少，而且隨回火溫度的增加，殘留奧氏體含量進一步降低。圖9為回火溫度對硬度的影響，當回火溫度低于500 ℃時，硬度隨著回火溫度的增加而增加，由淬火后的62.1 HRC增加到64.4 HRC；而回火溫度進一步增加到550 ℃時，硬度則快速降低到55.5 HRC。

圖7 高鉻鑄鐵軋輥不同溫度回火后的組織Fig.7 Microstructure of the high-Cr cast iron roll tempered at different temperatures(a) 400 ℃； (b) 450 ℃； (c) 500 ℃； (d) 550 ℃

圖8 高鉻鑄鐵軋輥回火后的XRD譜Fig.8 XRD patterns of the high-Cr cast iron roll after tempering

圖9 高鉻鑄鐵軋輥回火后的硬度Fig.9 Hardness of the high-Cr cast iron roll after tempering

綜上所述，在500和560 ℃分級淬火溫度下，提高分級淬火溫度，高鉻鑄鐵的Ms點升高，淬火后硬度增加；在450～500 ℃回火范圍內(nèi)出現(xiàn)二次硬化，硬度進一步增加。另外，高的分級淬火溫度有利于減小軋輥冷卻過程中的內(nèi)外溫差及熱應力，降低軋輥開裂風險。因此，對大型高鉻鑄鐵軋輥，在差溫加熱分級淬火處理時，為保證淬透應適進行當提高分級淬火溫度。

3 結(jié)論

1) 高鉻鑄鐵軋輥分級淬火的冷卻過程中沒有其它相變發(fā)生，僅發(fā)生低溫馬氏體轉(zhuǎn)變。與直接淬火相比，分級淬火降低Ms點，且隨分級淬火溫度的降低，Ms點降低幅度增大。

2) 提高分級淬火溫度有利于減少殘留奧氏體含量，增加軋輥的硬度，減少淬火冷卻過程中內(nèi)外溫差、熱應力和軋輥開裂傾向。

3) 高鉻鑄鐵軋輥經(jīng)分級淬火后在450～500 ℃溫度范圍內(nèi)回火，可獲得最大的硬度。