退火工艺对工作辊用高铬钢材料组织性能的影响

刘红才

(天津重型装备工程研究有限公司，天津300457)

从20世纪80年代至今，热带连轧机粗轧工作辊材质变化经历了由整体铸造半钢到离心球芯复合高铬铸铁、再到离心球芯复合高铬铸钢(或离心复合半高速钢)的过程。目前高铬铸钢球芯离心复合轧辊在热带连轧机粗轧机上已得到广泛应用。高铬钢离心复合轧辊属于莱氏体钢，其热处理工艺决定了最终的使用性能。目前，关于高铬钢材料开发及成分设计的研究较多，而有关热处理工艺对该材质使用性能及组织转变的影响的研究没有系统性。为此，我们对复合轧辊用高铬钢设计了4种不同的退火温度(550℃、600℃、650℃、700℃)，通过金相法、X射线衍射、扫描电子显微镜观察、能谱分析以及硬度测试等手段，系统研究了高铬钢在不同退火温度下的显微组织与性能转变规律。

1 实验过程

试料取自工厂生产试验件。工作层钢水采用10t工频炉熔炼，模具规格为∅550 mm×2 000 mm。离心机浇注，先浇注工作层，待工作层冷却后再浇注芯部材料，浇注层厚度设定为70 mm。保温缓冷，打箱取料，制作标准金相试块(25 mm×25 mm×20 mm)。在不同的退火温度下进行热模拟实验，检测分析。工作层高铬钢冶炼化学成分范围为(质量分数，%)：C1.5～2.5，Si0.5～1.5，Mn0.5～1.5，Cr11～15，Ni1～2，Mo1.5～2.5。热模拟曲线见图1所示。

图1 退火模拟曲线Figure 1 Annealing simulation curve

2 实验分析

2.1 金相组织分析

对不同退火试样进行金相组织检验，检验标准为GB/T13298—1991、GB/T6394—2002。检验设备为200MAT金相显微镜图像分析仪。组织见图2。

由图2(a)、(b)可知：铸态下高铬钢材质的金相组织为大量的残余奥氏体，晶界周围分布大量的共晶碳化物和一次碳化物，鱼骨状的M6C型碳化物和花状的M7C3型碳化物呈网状结构；由图2(c)、(d)可以看出：经低温退火，残余奥氏体开始析出颗粒状第二相，随着退火温度增加，第二相增多，基体组织由原来的奥氏体逐步转变为珠光体。550℃、600℃退火组织与铸态组织类似，其中奥氏体内析出细小的碳化物颗粒，由于细小碳化物对基体组织进行强化作用，其硬度要比铸态硬度有所升高；由图2(e)、(f)可知：残余奥氏体大部分转化为珠光体，剩余转化为白色基体组织，为分析白色组织及相组成，我们做了SEM微区能谱分析及XRD检测。

2.2 SEM分析

由金相组织分析可以看出，经过650℃和700℃退火后，残余奥氏体转变为黑色的珠光体和白色转变产物。为分析转变产物的组织及相组成，对650℃退火试样进行SEM微区能谱分析。采用标准GB/T 13298—1991、GB/T17359—1998，检验设备使用Quanta400 扫描电镜及能谱仪，分析结果见图3。

由图3可知，1区为白色转变产物，2区为黑色转变产物。由能谱分析结果可知，1区为富Cr转变产物，根据金相组织和能谱分析不能确定是残余奥氏体还是其它组织；2区为贫Cr产物，主要为珠光体组织，第二相以Cr系元素为主。

2.3 XRD检测

为系统研究工作辊用高铬钢在不同退火温度下相的转变规律，我们对铸态和退火试样进行了XRD检测，检验设备为PW 3040/60 X射线衍射仪。

高铬钢XRD图谱见图4。

上述XRD分析结果可知，在550℃、600℃退火物相主要有奥氏体+铁素体+Cr7C3，与金相组织结合分析，一部分奥氏体转变为珠光体，还有大量的奥氏体残留。650℃、700℃退火，铸态的奥氏体基体一部分转变为珠光体，另一部分转变为回火马氏体，因此XRD峰与铁素体峰相同，一次碳化物Cr7C3几乎没有变化。由图4(c)、(d)可知，随退火温度升高，析出更多的二次碳化物相。

2.4 硬度检测

工作辊辊身硬度是最重要的性能技术指标，因此对高铬钢材质性能的检测主要以硬度检测为主。其硬度随退火温度变化曲线见图5。

3 讨论

综上所述，结合金相和SEM分析，随着退火温度的升高，铸态下奥氏体晶界的一次碳化物形态和量几乎没有变化，还是以Cr7C3相为主。铸态下的奥氏体基体向珠光体转变，550℃退火有少量的颗粒状第二相析出。奥氏体组织几乎没有转变，第二相以Cr7C3颗粒弥散分布。由于低温退

图2 不同退火温度下高铬钢微观组织照片Figure 2 High chrome microstructure pictures at different annealing temperatures

图3 650℃退火能谱分析Figure 3 650 ℃ annealing energy spectrum analysis

图4 高铬钢XRD衍射图谱Figure 4 High chrome XRD diffraction mapping

火消除了铸造应力，经550℃退火后硬度有所降低。600℃退火可以看出，一部分奥氏体组织从内部开始向珠光体转变，第二相大量析出，由于晶格畸变和第二相强化作用，硬度升高。结合650℃退火XRD图谱分析可知，面心立方晶格结构残余奥氏体已经完全转变为体心立方结构的α-Fe。从金相照片可以看到奥氏体转变为白色区域和黑色区域。对白色和黑色区域做能谱分析发现，白色区域富Cr，黑色区域贫Cr。对白色区域和黑色区域进行显微硬度分析，白色区域的平均硬度为485HV，黑色区域的平均硬度为449HV。由此我们判断黑色为奥氏体转变为珠光体组织，第二相以颗粒状Cr系元素弥散分布在珠光体中；白色区域Cr系元素合金以过饱和形势固溶在α-Fe中，硬度比黑色区域还要高，为回火马氏体组织。用定量金相法测定650℃退火态高铬钢各组织体积分数，珠光体体积分数约为66.7%。在650℃退火，碳化物几乎不发生变化。因此回火马氏体为21.6%。700℃退火与650℃退火组织转变类似，白色区域(回火马氏体)量变少，因此700℃退火试样硬度有所下降。

图5 硬度与退火温度的关系Figure 5 The relations of hardness and the annealing temperature

4 结论

(1)经退火后，分布在晶界的一次碳化物及共晶碳化物体积分数几乎没有变化，约为11.7%。

(2)随退火温度的升高，基体组织由残余奥氏体向珠光体和回火马氏体转变，650℃退火回火马氏体体积分数最大，700℃退火回火马氏体量变少。

(3)硬度随退火温度变化趋向为：先降后升再降。

(4)最终热处理工艺(淬火回火)对该材质的组织性能影响还待进一步研究。

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