奧氏體化溫度和時(shí)間對(duì)Cr5鋼組織和性能的影響

岳慎偉，劉瑞莉，王文焱，袁海倫，岳宗格

（1.河南科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，河南洛陽 471023；2.中信重工機(jī)械股份有限公司，河南洛陽 471003）

奧氏體化溫度和時(shí)間對(duì)Cr5鋼組織和性能的影響

岳慎偉1，劉瑞莉2，王文焱1，袁海倫2，岳宗格2

（1.河南科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，河南洛陽 471023；2.中信重工機(jī)械股份有限公司，河南洛陽 471003）

運(yùn)用掃描電子顯微鏡、X射線衍射儀、金相軟件和洛式硬度計(jì)，對(duì)Cr5鋼組織進(jìn)行了觀察、物相（淬火前后）分析、碳化物含量的計(jì)算和硬度測試。研究結(jié)果表明：Cr5鋼中碳化物相主要是Cr7C3、Cr23C6和Cr3C2相，其形貌特征有球狀、橢球狀和棒狀，并且無規(guī)律地分布于基體上；淬火后碳化物部分溶入基體，未溶碳化物以細(xì)小顆粒狀分布于馬氏體上；碳化物的溶解量隨溫度的升高和保溫時(shí)間的延長而增加，970℃時(shí)，碳化物大部分溶解；保溫開始階段，碳化物溶解速率較快，隨時(shí)間的延長溶解速率減慢，超過60 m in時(shí)，溶解速率趨于零；Cr5鋼硬度隨加熱溫度的升高和保溫時(shí)間的延長先增加后降低，970℃加熱保溫60 min硬度達(dá)到峰值，為55.4HRC。

Cr5鋼；淬火溫度；保溫時(shí)間；微觀組織；硬度

0 引言

支承輥是現(xiàn)代軋機(jī)上的重要消耗件，主要用來支撐中間輥或工作輥工作，防止工作輥由于受到較大的徑向應(yīng)力而發(fā)生變形，從而影響制品的質(zhì)量［1－2］。隨著軋機(jī)向大型化、智能化以及高速化方向發(fā)展，對(duì)工作輥性能的要求不斷提高，與之配套的支承輥性能也相應(yīng)提高［3］。支承輥材質(zhì)的發(fā)展趨勢為降低碳含量，增加鉻含量，并在此基礎(chǔ)上添加鉬和釩等合金元素［4］。目前，Cr3、Cr4鋼已不能滿足現(xiàn)代軋機(jī)所需的要求，增加合金元素是制造支承輥材料發(fā)展的必然途徑。

Cr5鋼是目前制造支承輥的常用鋼，Cr5鋼是在Cr3鋼的基礎(chǔ)上降低碳含量增加鉻含量發(fā)展而來，隨著鉻含量的增加，支承輥內(nèi)部富鉻碳化物相的體積分?jǐn)?shù)隨之提高，碳化物相的形態(tài)、大小和分布均對(duì)材料的性能有重要影響［5］。大型鑄鍛件中碳化物異常聚集于局部會(huì)引起一種稱為點(diǎn)狀偏析的組織缺陷。點(diǎn)狀偏析是橫向上呈現(xiàn)不規(guī)則的黑色或灰色斑點(diǎn)，而縱向上表現(xiàn)為暗色條帶［6－9］。熱處理（加熱、保溫）是消除或減輕碳化物偏聚的有效方式之一，Cr、Fe系碳化物對(duì)溫度較為敏感，一般在950℃左右即會(huì)溶入基體，在隨后保溫時(shí)間內(nèi)，合金元素即會(huì)在奧氏體中均勻化，增加奧氏體的穩(wěn)定性，為得到淬火馬氏體作準(zhǔn)備［10－11］。本文就淬火中加熱溫度和保溫時(shí)間對(duì)Cr5鋼中偏聚碳化物的溶解和淬火后Cr5鋼硬度做了研究，為以后調(diào)整鋼的組織打下一定基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)方法

本文所用材料為Cr5鋼（鍛后熱處理態(tài)），化學(xué)成分見表1。鍛后熱處理的工藝為900℃正火＋800℃球化退火＋擴(kuò)氫處理。用鉬絲線切割機(jī)將材料切割成大小為8 mm×8 mm×8 mm的試樣；將試樣放在型號(hào)為SX-4-10型的箱式電阻爐進(jìn)行加熱，溫度分別為940℃、955℃、970℃、985℃和1 000℃，保溫時(shí)間分別為30 min、60 min、90 min和120 min，然后出爐油淬。金相試樣的制備：將熱處理前后的試樣進(jìn)行機(jī)械磨制和拋光，然后用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕。用SM-5610LV掃描電子顯微鏡觀察熱處理前后試樣的組織，采用D8X射線衍射儀對(duì)試樣的物相進(jìn)行分析，洛式硬度計(jì)測試淬火后試樣的硬度，用金相軟件計(jì)算碳化物相的體積分?jǐn)?shù)。

表1 Cr5支承輥的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

2 結(jié)果分析

2.1 淬火前微觀組織及淬火前后X射線衍射分析

圖1和圖2分別為鍛后熱處理態(tài)Cr5鋼顯微組織圖片和淬火前后Cr5鋼的X射線衍射（XRD），其中，圖1a為正常組織圖片，圖1b為點(diǎn)狀偏析處組織圖片。由圖2中淬火前XRD可以看出：鍛后熱處理態(tài)的Cr5鋼的基體為α-Fe相，碳化物相主要為Cr7C3、Cr23C6和Cr3C2相［12］，圖2b為圖2a中A、B和C所對(duì)應(yīng)區(qū)域的放大圖，由圖2b可知：Cr7C3、Cr23C6和α-Fe相的衍射角度較為接近，故而在同一XRD圖中顯示重峰。由圖1可以看出：Cr5鋼點(diǎn)狀偏析處碳化物聚集異常嚴(yán)重，其形貌特征也各不相同，并且分布極不均勻。

圖1 鍛后熱處理態(tài)Cr5鋼點(diǎn)狀偏析處組織

圖2 淬火前后Cr5鋼的XRD及其局部XRD

2.2 加熱溫度對(duì)C r5鋼組織的影響

圖3是一組不同溫度、相同保溫時(shí)間淬火后顯微組織圖片，圖3a～圖3e所對(duì)應(yīng)的加熱溫度分別為940℃，955℃，970℃，985℃和1 000℃，保溫時(shí)間均是60 m in。Cr5鋼是中碳中合金鋼，其主要合金元素Cr與基體Fe元素同屬于過渡族元素，在鋼中容易取代Fe原子形成置換固溶體或與碳元素形成碳化物［13］。Cr元素與C元素形成的碳化物類型有Cr3C、Cr7C3、Cr23C6以及Cr3C2等，一定條件下，碳化物類型會(huì)發(fā)生變化。Cr、Fe元素形成的碳化物大多對(duì)溫度較為敏感，如（Cr，F(xiàn)e）3C型碳化物溶入基體的溫度為Acl或Accm以上，（Cr，F(xiàn)e）7C3和（Cr，F(xiàn)e）23C6型碳化物溶入基體的溫度為950℃以上［7］。

由圖3可以看出：淬火后支承輥的組織均為馬氏體、殘余奧氏體以及未溶碳化物，基體中大塊的球狀、橢球狀和棒狀碳化物（見圖1b）已消失。溫度較低（940℃和955℃）時(shí)，鋼中仍有大量未溶碳化物，并且以顆粒狀分布于馬氏體上；隨著加熱溫度的升高，碳化物的溶解量也隨之增加，當(dāng)加熱溫度繼續(xù)升高到1000℃時(shí)，碳化物基本全部溶入基體中。由圖2淬火后Cr5鋼的XRD可以看出：淬火后Cr7C3和Cr23C6碳化物峰已基本消失，也就是Cr7C3和Cr23C6碳化物幾乎全部溶入基體中。溫度的升高不僅僅意味著碳化物溶解量的增加，同時(shí)伴有馬氏體組織的粗化，加熱溫度較低時(shí)，馬氏體組織較細(xì)小，當(dāng)溫度高于970℃時(shí)，馬氏體組織粗化現(xiàn)象較為明顯。

圖3 不同溫度淬火態(tài)Cr5鋼組織圖片

2.3 保溫時(shí)間對(duì)Cr5鋼組織的影響

圖4是一組相同加熱溫度、不同保溫時(shí)間淬火的顯微組織圖片，其中，圖4a和圖4b分別對(duì)應(yīng)保溫30min和120min淬火后的顯微組織（保溫溫度均為970℃）。加熱過程中，碳化物的溶解不僅僅是溶入基體，也涉及到合金元素的擴(kuò)散。合金元素?cái)U(kuò)散的本質(zhì)是合金原子無規(guī)則運(yùn)動(dòng)，其運(yùn)動(dòng)的距離與時(shí)間也存在必然聯(lián)系［13］，如

圖4 不同保溫時(shí)間淬火態(tài)Cr5鋼組織圖片

2.4 Cr5鋼碳化物溶解規(guī)律

圖5是一組Cr5鋼淬火后碳化物溶解規(guī)律圖，其中，圖5a為Cr5鋼淬火后碳化物相的剩余體積分?jǐn)?shù)與加熱溫度之間的關(guān)系圖，圖5b為Cr5鋼淬火后碳化物溶解率與保溫時(shí)間之間關(guān)系圖。碳化物相的體積分?jǐn)?shù)采用金相軟件（Image J）測量，淬火前點(diǎn)狀偏析處碳化物相的體積分?jǐn)?shù)為25%。由圖5a可知：碳化物的溶解量隨加熱溫度的升高和保溫時(shí)間的延長而增加，溫度較低（940℃）碳化物的溶解量較少，淬火后組織中依然存在較多的碳化物；溫度升高到1 000℃時(shí)，碳化物大量溶解，保溫60 m in后碳化物體積分?jǐn)?shù)僅為1%左右。碳化物任一時(shí)間的溶解率可由式（2）進(jìn)行計(jì)算［14］：

其中，V0和Vt分別表示鍛后熱處理態(tài)碳化物的體積分?jǐn)?shù)和任一保溫時(shí)間淬火后碳化物的體積分?jǐn)?shù)。碳化物溶解率曲線的斜率即表示碳化物溶解速率。

由圖5b可以看出：加熱溫度較高（970℃以上）時(shí)，保溫開始時(shí)碳化物溶解速率較大，時(shí)間在30～60 min時(shí)，碳化物溶解速率逐漸減慢，時(shí)間超過60 m in時(shí)，溶解速率接近零。溫度為970℃和1 000℃，保溫60 m in時(shí)，碳化物已大量溶解，時(shí)間繼續(xù)延長，碳化物的溶解速率趨向于平衡，而940℃保溫時(shí)，碳化物的溶解速率一直較快。

圖5 加熱溫度和保溫時(shí)間對(duì)Cr5鋼碳化物溶解規(guī)律的影響

2.5 淬火后Cr5鋼的硬度

圖6 淬火后Cr5鋼的硬度

圖6是淬火后Cr5鋼的硬度變化圖。由圖6可以看出：Cr5鋼淬火后其硬度隨溫度的升高先升高后降低；加熱溫度在970℃以下時(shí)，Cr5鋼的硬度隨保溫時(shí)間的延長而升高；而985℃以上時(shí)，Cr5鋼的硬度卻隨著時(shí)間延長而降低，溫度在1 000℃時(shí)，其硬度基本不隨時(shí)間變化而變化。馬氏體中含碳量小于0.4%時(shí)，馬氏體的硬度隨著碳含量增加快速增加；碳含量超過0.4%時(shí)，馬氏體硬度隨碳含量增加緩慢升高，這與硬度曲線的升高部分走向相同。當(dāng)淬火溫度為970℃，保溫時(shí)間為60 min時(shí)，硬度達(dá)到峰值，為55.4HRC。隨著溶入奧氏體碳量的繼續(xù)增加，會(huì)降低Ms（馬氏體轉(zhuǎn)變溫度）點(diǎn)，淬火后馬氏體的硬度雖然增加，但是殘余奧氏體的含量也隨之增加，兩者共同作用使得鋼的硬度有所降低。奧氏體晶粒也會(huì)隨著加熱溫度的提高而長大，由圖3可知：加熱溫度超過970℃時(shí)，原奧氏體晶粒長大較快，馬氏體組織變得較粗大，這也對(duì)硬度有一定的影響。殘余奧氏體的增加和奧氏體晶粒長大的共同作用致使加熱溫度超過970℃，保溫時(shí)間超過60 m in時(shí)，淬火后鋼的硬度快速下降，當(dāng)溫度升高到1 000℃，保溫時(shí)間延長到120 m in時(shí)，其硬度降至50.2HRC左右。

3 結(jié)論

（1）鍛后熱處理態(tài)Cr5鋼的基體相為α-Fe相（淬火前），碳化物相主要為Cr7C3、Cr23C6和Cr3C2相，碳化物形貌特征有球狀、橢球狀和棒狀，并且無規(guī)律地分布于基體上。

（2）隨著加熱溫度的升高和保溫時(shí)間的延長，碳化物的溶解量隨之增加；溫度低于970℃，碳化物溶解量較少；溫度高于970℃時(shí)，碳化物大部分溶入基體；溫度達(dá)到1 000℃時(shí)，碳化物基本全部溶入基體。

（3）保溫開始階段，碳化物的溶解速率較大，隨著保溫時(shí)間的延長碳化物溶解速率減慢，保溫60 min以上時(shí)，溶解速率基本為零。

（4）Cr5鋼的硬度隨加熱溫度的升高和保溫時(shí)間的延長先增加后降低，溫度為970℃，保溫時(shí)間為60 m in時(shí)，硬度達(dá)到峰值為55.4HRC。

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TG156.1

A

1672－6871（2014）01－0004－05

河南省重大科技攻關(guān)基金項(xiàng)目（6020091020132－1）

岳慎偉（1985－），男，河南濮陽人，碩士生；王文焱（1963－），男，河南洛陽人，教授，博士，碩士生導(dǎo)師，主要從事金屬材料的分析.

2013－09－27