奥氏体化温度和时间对Cr5钢组织和性能的影响

2014-06-07岳慎伟刘瑞莉王文焱袁海伦岳宗格

河南科技大学学报(自然科学版) 2014年1期

关键词：碳化物马氏体淬火

岳慎伟，刘瑞莉，王文焱，袁海伦，岳宗格

（1.河南科技大学材料科学与工程学院，河南洛阳 471023；2.中信重工机械股份有限公司，河南洛阳 471003）

奥氏体化温度和时间对Cr5钢组织和性能的影响

岳慎伟1，刘瑞莉2，王文焱1，袁海伦2，岳宗格2

（1.河南科技大学材料科学与工程学院，河南洛阳 471023；2.中信重工机械股份有限公司，河南洛阳 471003）

运用扫描电子显微镜、X射线衍射仪、金相软件和洛式硬度计，对Cr5钢组织进行了观察、物相（淬火前后）分析、碳化物含量的计算和硬度测试。研究结果表明：Cr5钢中碳化物相主要是Cr7C3、Cr23C6和Cr3C2相，其形貌特征有球状、椭球状和棒状，并且无规律地分布于基体上；淬火后碳化物部分溶入基体，未溶碳化物以细小颗粒状分布于马氏体上；碳化物的溶解量随温度的升高和保温时间的延长而增加，970℃时，碳化物大部分溶解；保温开始阶段，碳化物溶解速率较快，随时间的延长溶解速率减慢，超过60 m in时，溶解速率趋于零；Cr5钢硬度随加热温度的升高和保温时间的延长先增加后降低，970℃加热保温60 min硬度达到峰值，为55.4HRC。

Cr5钢；淬火温度；保温时间；微观组织；硬度

0 引言

支承辊是现代轧机上的重要消耗件，主要用来支撑中间辊或工作辊工作，防止工作辊由于受到较大的径向应力而发生变形，从而影响制品的质量［1－2］。随着轧机向大型化、智能化以及高速化方向发展，对工作辊性能的要求不断提高，与之配套的支承辊性能也相应提高［3］。支承辊材质的发展趋势为降低碳含量，增加铬含量，并在此基础上添加钼和钒等合金元素［4］。目前，Cr3、Cr4钢已不能满足现代轧机所需的要求，增加合金元素是制造支承辊材料发展的必然途径。

Cr5钢是目前制造支承辊的常用钢，Cr5钢是在Cr3钢的基础上降低碳含量增加铬含量发展而来，随着铬含量的增加，支承辊内部富铬碳化物相的体积分数随之提高，碳化物相的形态、大小和分布均对材料的性能有重要影响［5］。大型铸锻件中碳化物异常聚集于局部会引起一种称为点状偏析的组织缺陷。点状偏析是横向上呈现不规则的黑色或灰色斑点，而纵向上表现为暗色条带［6－9］。热处理（加热、保温）是消除或减轻碳化物偏聚的有效方式之一，Cr、Fe系碳化物对温度较为敏感，一般在950℃左右即会溶入基体，在随后保温时间内，合金元素即会在奥氏体中均匀化，增加奥氏体的稳定性，为得到淬火马氏体作准备［10－11］。本文就淬火中加热温度和保温时间对Cr5钢中偏聚碳化物的溶解和淬火后Cr5钢硬度做了研究，为以后调整钢的组织打下一定基础。

1 试验方法

本文所用材料为Cr5钢（锻后热处理态），化学成分见表1。锻后热处理的工艺为900℃正火＋800℃球化退火＋扩氢处理。用钼丝线切割机将材料切割成大小为8 mm×8 mm×8 mm的试样；将试样放在型号为SX-4-10型的箱式电阻炉进行加热，温度分别为940℃、955℃、970℃、985℃和1 000℃，保温时间分别为30 min、60 min、90 min和120 min，然后出炉油淬。金相试样的制备：将热处理前后的试样进行机械磨制和抛光，然后用4%的硝酸酒精溶液进行腐蚀。用SM-5610LV扫描电子显微镜观察热处理前后试样的组织，采用D8X射线衍射仪对试样的物相进行分析，洛式硬度计测试淬火后试样的硬度，用金相软件计算碳化物相的体积分数。

表1 Cr5支承辊的化学成分（质量分数，%）

2 结果分析

2.1 淬火前微观组织及淬火前后X射线衍射分析

图1和图2分别为锻后热处理态Cr5钢显微组织图片和淬火前后Cr5钢的X射线衍射（XRD），其中，图1a为正常组织图片，图1b为点状偏析处组织图片。由图2中淬火前XRD可以看出：锻后热处理态的Cr5钢的基体为α-Fe相，碳化物相主要为Cr7C3、Cr23C6和Cr3C2相［12］，图2b为图2a中A、B和C所对应区域的放大图，由图2b可知：Cr7C3、Cr23C6和α-Fe相的衍射角度较为接近，故而在同一XRD图中显示重峰。由图1可以看出：Cr5钢点状偏析处碳化物聚集异常严重，其形貌特征也各不相同，并且分布极不均匀。

图1 锻后热处理态Cr5钢点状偏析处组织

图2 淬火前后Cr5钢的XRD及其局部XRD

2.2 加热温度对C r5钢组织的影响

图3是一组不同温度、相同保温时间淬火后显微组织图片，图3a～图3e所对应的加热温度分别为940℃，955℃，970℃，985℃和1 000℃，保温时间均是60 m in。Cr5钢是中碳中合金钢，其主要合金元素Cr与基体Fe元素同属于过渡族元素，在钢中容易取代Fe原子形成置换固溶体或与碳元素形成碳化物［13］。Cr元素与C元素形成的碳化物类型有Cr3C、Cr7C3、Cr23C6以及Cr3C2等，一定条件下，碳化物类型会发生变化。Cr、Fe元素形成的碳化物大多对温度较为敏感，如（Cr，Fe）3C型碳化物溶入基体的温度为Acl或Accm以上，（Cr，Fe）7C3和（Cr，Fe）23C6型碳化物溶入基体的温度为950℃以上［7］。

由图3可以看出：淬火后支承辊的组织均为马氏体、残余奥氏体以及未溶碳化物，基体中大块的球状、椭球状和棒状碳化物（见图1b）已消失。温度较低（940℃和955℃）时，钢中仍有大量未溶碳化物，并且以颗粒状分布于马氏体上；随着加热温度的升高，碳化物的溶解量也随之增加，当加热温度继续升高到1000℃时，碳化物基本全部溶入基体中。由图2淬火后Cr5钢的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碳化物几乎全部溶入基体中。温度的升高不仅仅意味着碳化物溶解量的增加，同时伴有马氏体组织的粗化，加热温度较低时，马氏体组织较细小，当温度高于970℃时，马氏体组织粗化现象较为明显。

图3 不同温度淬火态Cr5钢组织图片

2.3 保温时间对Cr5钢组织的影响

图4是一组相同加热温度、不同保温时间淬火的显微组织图片，其中，图4a和图4b分别对应保温30min和120min淬火后的显微组织（保温温度均为970℃）。加热过程中，碳化物的溶解不仅仅是溶入基体，也涉及到合金元素的扩散。合金元素扩散的本质是合金原子无规则运动，其运动的距离与时间也存在必然联系［13］，如

图4 不同保温时间淬火态Cr5钢组织图片

2.4 Cr5钢碳化物溶解规律

图5是一组Cr5钢淬火后碳化物溶解规律图，其中，图5a为Cr5钢淬火后碳化物相的剩余体积分数与加热温度之间的关系图，图5b为Cr5钢淬火后碳化物溶解率与保温时间之间关系图。碳化物相的体积分数采用金相软件（Image J）测量，淬火前点状偏析处碳化物相的体积分数为25%。由图5a可知：碳化物的溶解量随加热温度的升高和保温时间的延长而增加，温度较低（940℃）碳化物的溶解量较少，淬火后组织中依然存在较多的碳化物；温度升高到1 000℃时，碳化物大量溶解，保温60 m in后碳化物体积分数仅为1%左右。碳化物任一时间的溶解率可由式（2）进行计算［14］：

其中，V0和Vt分别表示锻后热处理态碳化物的体积分数和任一保温时间淬火后碳化物的体积分数。碳化物溶解率曲线的斜率即表示碳化物溶解速率。

由图5b可以看出：加热温度较高（970℃以上）时，保温开始时碳化物溶解速率较大，时间在30～60 min时，碳化物溶解速率逐渐减慢，时间超过60 m in时，溶解速率接近零。温度为970℃和1 000℃，保温60 m in时，碳化物已大量溶解，时间继续延长，碳化物的溶解速率趋向于平衡，而940℃保温时，碳化物的溶解速率一直较快。

图5 加热温度和保温时间对Cr5钢碳化物溶解规律的影响

2.5 淬火后Cr5钢的硬度

图6 淬火后Cr5钢的硬度

图6是淬火后Cr5钢的硬度变化图。由图6可以看出：Cr5钢淬火后其硬度随温度的升高先升高后降低；加热温度在970℃以下时，Cr5钢的硬度随保温时间的延长而升高；而985℃以上时，Cr5钢的硬度却随着时间延长而降低，温度在1 000℃时，其硬度基本不随时间变化而变化。马氏体中含碳量小于0.4%时，马氏体的硬度随着碳含量增加快速增加；碳含量超过0.4%时，马氏体硬度随碳含量增加缓慢升高，这与硬度曲线的升高部分走向相同。当淬火温度为970℃，保温时间为60 min时，硬度达到峰值，为55.4HRC。随着溶入奥氏体碳量的继续增加，会降低Ms（马氏体转变温度）点，淬火后马氏体的硬度虽然增加，但是残余奥氏体的含量也随之增加，两者共同作用使得钢的硬度有所降低。奥氏体晶粒也会随着加热温度的提高而长大，由图3可知：加热温度超过970℃时，原奥氏体晶粒长大较快，马氏体组织变得较粗大，这也对硬度有一定的影响。残余奥氏体的增加和奥氏体晶粒长大的共同作用致使加热温度超过970℃，保温时间超过60 m in时，淬火后钢的硬度快速下降，当温度升高到1 000℃，保温时间延长到120 m in时，其硬度降至50.2HRC左右。