退火工藝對工作輥用高鉻鋼材料組織性能的影響

劉紅才

(天津重型裝備工程研究有限公司，天津300457)

從20世紀80年代至今，熱帶連軋機粗軋工作輥材質變化經歷了由整體鑄造半鋼到離心球芯復合高鉻鑄鐵、再到離心球芯復合高鉻鑄鋼(或離心復合半高速鋼)的過程。目前高鉻鑄鋼球芯離心復合軋輥在熱帶連軋機粗軋機上已得到廣泛應用。高鉻鋼離心復合軋輥屬于萊氏體鋼，其熱處理工藝決定了最終的使用性能。目前，關于高鉻鋼材料開發及成分設計的研究較多，而有關熱處理工藝對該材質使用性能及組織轉變的影響的研究沒有系統性。為此，我們對復合軋輥用高鉻鋼設計了4種不同的退火溫度(550℃、600℃、650℃、700℃)，通過金相法、X射線衍射、掃描電子顯微鏡觀察、能譜分析以及硬度測試等手段，系統研究了高鉻鋼在不同退火溫度下的顯微組織與性能轉變規律。

1 實驗過程

試料取自工廠生產試驗件。工作層鋼水采用10t工頻爐熔煉，模具規格為?550 mm×2 000 mm。離心機澆注，先澆注工作層，待工作層冷卻后再澆注芯部材料，澆注層厚度設定為70 mm。保溫緩冷，打箱取料，制作標準金相試塊(25 mm×25 mm×20 mm)。在不同的退火溫度下進行熱模擬實驗，檢測分析。工作層高鉻鋼冶煉化學成分范圍為(質量分數，%)：C1.5～2.5，Si0.5～1.5，Mn0.5～1.5，Cr11～15，Ni1～2，Mo1.5～2.5。熱模擬曲線見圖1所示。

圖1 退火模擬曲線Figure 1 Annealing simulation curve

2 實驗分析

2.1 金相組織分析

對不同退火試樣進行金相組織檢驗，檢驗標準為GB/T13298—1991、GB/T6394—2002。檢驗設備為200MAT金相顯微鏡圖像分析儀。組織見圖2。

由圖2(a)、(b)可知：鑄態下高鉻鋼材質的金相組織為大量的殘余奧氏體，晶界周圍分布大量的共晶碳化物和一次碳化物，魚骨狀的M6C型碳化物和花狀的M7C3型碳化物呈網狀結構；由圖2(c)、(d)可以看出：經低溫退火，殘余奧氏體開始析出顆粒狀第二相，隨著退火溫度增加，第二相增多，基體組織由原來的奧氏體逐步轉變為珠光體。550℃、600℃退火組織與鑄態組織類似，其中奧氏體內析出細小的碳化物顆粒，由于細小碳化物對基體組織進行強化作用，其硬度要比鑄態硬度有所升高；由圖2(e)、(f)可知：殘余奧氏體大部分轉化為珠光體，剩余轉化為白色基體組織，為分析白色組織及相組成，我們做了SEM微區能譜分析及XRD檢測。

2.2 SEM分析

由金相組織分析可以看出，經過650℃和700℃退火后，殘余奧氏體轉變為黑色的珠光體和白色轉變產物。為分析轉變產物的組織及相組成，對650℃退火試樣進行SEM微區能譜分析。采用標準GB/T 13298—1991、GB/T17359—1998，檢驗設備使用Quanta400 掃描電鏡及能譜儀，分析結果見圖3。

由圖3可知，1區為白色轉變產物，2區為黑色轉變產物。由能譜分析結果可知，1區為富Cr轉變產物，根據金相組織和能譜分析不能確定是殘余奧氏體還是其它組織；2區為貧Cr產物，主要為珠光體組織，第二相以Cr系元素為主。

2.3 XRD檢測

為系統研究工作輥用高鉻鋼在不同退火溫度下相的轉變規律，我們對鑄態和退火試樣進行了XRD檢測，檢驗設備為PW 3040/60 X射線衍射儀。

高鉻鋼XRD圖譜見圖4。

上述XRD分析結果可知，在550℃、600℃退火物相主要有奧氏體+鐵素體+Cr7C3，與金相組織結合分析，一部分奧氏體轉變為珠光體，還有大量的奧氏體殘留。650℃、700℃退火，鑄態的奧氏體基體一部分轉變為珠光體，另一部分轉變為回火馬氏體，因此XRD峰與鐵素體峰相同，一次碳化物Cr7C3幾乎沒有變化。由圖4(c)、(d)可知，隨退火溫度升高，析出更多的二次碳化物相。

2.4 硬度檢測

工作輥輥身硬度是最重要的性能技術指標，因此對高鉻鋼材質性能的檢測主要以硬度檢測為主。其硬度隨退火溫度變化曲線見圖5。

3 討論

綜上所述，結合金相和SEM分析，隨著退火溫度的升高，鑄態下奧氏體晶界的一次碳化物形態和量幾乎沒有變化，還是以Cr7C3相為主。鑄態下的奧氏體基體向珠光體轉變，550℃退火有少量的顆粒狀第二相析出。奧氏體組織幾乎沒有轉變，第二相以Cr7C3顆粒彌散分布。由于低溫退

圖2 不同退火溫度下高鉻鋼微觀組織照片Figure 2 High chrome microstructure pictures at different annealing temperatures

圖3 650℃退火能譜分析Figure 3 650 ℃ annealing energy spectrum analysis

圖4 高鉻鋼XRD衍射圖譜Figure 4 High chrome XRD diffraction mapping

火消除了鑄造應力，經550℃退火后硬度有所降低。600℃退火可以看出，一部分奧氏體組織從內部開始向珠光體轉變，第二相大量析出，由于晶格畸變和第二相強化作用，硬度升高。結合650℃退火XRD圖譜分析可知，面心立方晶格結構殘余奧氏體已經完全轉變為體心立方結構的α-Fe。從金相照片可以看到奧氏體轉變為白色區域和黑色區域。對白色和黑色區域做能譜分析發現，白色區域富Cr，黑色區域貧Cr。對白色區域和黑色區域進行顯微硬度分析，白色區域的平均硬度為485HV，黑色區域的平均硬度為449HV。由此我們判斷黑色為奧氏體轉變為珠光體組織，第二相以顆粒狀Cr系元素彌散分布在珠光體中；白色區域Cr系元素合金以過飽和形勢固溶在α-Fe中，硬度比黑色區域還要高，為回火馬氏體組織。用定量金相法測定650℃退火態高鉻鋼各組織體積分數，珠光體體積分數約為66.7%。在650℃退火，碳化物幾乎不發生變化。因此回火馬氏體為21.6%。700℃退火與650℃退火組織轉變類似，白色區域(回火馬氏體)量變少，因此700℃退火試樣硬度有所下降。

圖5 硬度與退火溫度的關系Figure 5 The relations of hardness and the annealing temperature

4 結論

(1)經退火后，分布在晶界的一次碳化物及共晶碳化物體積分數幾乎沒有變化，約為11.7%。

(2)隨退火溫度的升高，基體組織由殘余奧氏體向珠光體和回火馬氏體轉變，650℃退火回火馬氏體體積分數最大，700℃退火回火馬氏體量變少。

(3)硬度隨退火溫度變化趨向為：先降后升再降。

(4)最終熱處理工藝(淬火回火)對該材質的組織性能影響還待進一步研究。

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