退火温度对离心铸造轧辊用高速钢材料组织和硬度的影响

于进涛 刘汉银 赵文辉

(天津重型装备工程研究有限公司，天津300457)

自20世纪80年代末开始，日本和欧美各国相继开发使用高速钢轧辊[1]，近年来，我国也在高速钢轧辊的制造方法、碳化物形态、热处理等诸多方面进行了广泛研究[2-5]。高速钢轧辊具有工作层硬度高、耐磨性好、硬度落差小等优点，目前已广泛用于热连轧机生产。在常用的几种铸造复合轧辊制造工艺(包括离心铸造法、连续浇注外层成形法、电渣重熔法、喷射成型法等)中，离心铸造法(简称CF)因其生产制造工艺和设备相对简单、成本较低和生产率高等优点，在工业生产中被广泛采用。高速钢离心铸造轧辊的辊身工作层采用硬度高和耐磨性好的高速钢材料离心浇注成形，辊颈和芯部静止浇注强度高、韧性好的球墨铸铁。离心铸造轧辊用高速钢材料大多为高碳高钒，含有较多的Cr、Mo等合金元素，显微组织复杂，为了改善其性能以发挥高速钢材质的性能优势，需要对离心铸造高速钢轧辊进行热处理。国内很多学者对高速钢轧辊的热处理工艺开展了卓有成效的研究[6,7]，但大多集中在淬回火工艺。

由于离心铸造高速钢轧辊质量大，且采用复合铸造工艺，工件内易存在较大的应力，需要对离心铸造高速钢轧辊进行退火处理，同时需要改善切削性能以适应下序的粗加工要求。为达到最佳的退火效果，有必要对高速钢轧辊的退火工艺进行优化。本文针对高速钢轧辊的退火处理开展研究，设计了4种不同的退火温度(560℃、600℃、640℃、680℃)，对铸态和不同温度退火态试样进行对比分析，以探讨退火温度对离心铸造轧辊用高速钢材料的影响。

1 试样制备过程

试样取自离心浇注的高速钢辊套，化学成分如表1所示。完成取料后制备成金相试样块，进行退火热处理模拟实验，热处理模拟曲线如图1所示。

表1 离心铸造高速钢辊套的化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical composition of centrifugal casting rollsleeve with high speed steel (mass fraction,%)

图1 退火模拟曲线Figure 1 Simulated annealing curve

2 实验结果与分析

2.1 金相组织分析

对铸态和不同退火温度试样均采用4%硝酸酒精溶液进行腐蚀，并使用200MAT金相显微镜图像分析仪采集金相照片，其金相组织如图2所示。

轧辊用高速钢材料的铸态金相，组织为马氏体+残余奥氏体+条、块状一次碳化物+细粒状碳化物，如图2(a)所示。铸态高速钢组织在560℃～680℃退火温度下，条块状碳化物基本没有变化。马氏体基体在退火过程中发生转变：560℃～600℃退火条件下，马氏体中的过饱和碳开始逐步以碳化物的形式析出，基体转变为回火马氏体。但随着退火温度的进一步升高，当达到640℃时，α相仍具有针状特征，而碳化物进一步聚集长大，尤其是在680℃退火条件下，基体的针状形貌完全消失。

(a) 铸态金相组织

(b) 560℃退火态金相组织 (c) 600℃退火态金相组织

(d) 640℃退火态金相组织 (e) 680℃退火态金相组织图2 铸态及不同温度退火态金相组织500×Figure 2 Metallographic structure of casting state and annealing states at different temperature 500×

晶间的残余奥氏体经560℃和600℃退火后，转变为回火马氏体和莱氏体(共晶碳化物+回火马氏体)，而在640℃和680℃退火条件下，残奥分解为α相(铁素体)和碳化物(渗碳体)的机械混合物，如图2(b)～2(e)所示。

2.2 电镜分析

使用Quanta400环境扫描电镜对退火态轧辊用高速钢试样进行电镜分析，不同退火温度下SEM基体组织见图3。

轧辊用高速钢材料经560℃和600℃退火后，马氏体基体上弥散析出大量碳化物颗粒，而α相仍保持针状形态，这是典型的回火马氏体组织，如图3(a)、3(b)所示；640℃退火温度下，基体中的碳化物(或渗碳体)聚集长大成粒状，同时α相的针状形态愈发不明显，形成类似回火屈氏体的基体组织，如图3(c)所示；退火温度达到680℃时，基体中的碳化物(或渗碳体)聚集成较大的颗粒，同时马氏体的针状形态完全消失，形成多边形的铁素体，得到粒状渗碳体和铁素体的机械混合物，即回火索氏体，如图3(d)所示。

2.3 HRC硬度检测

表2为铸态和不同退火温度试样的硬度检测结果(采用660RLD/T硬度计)。检测结果表明与铸态轧辊用高速钢试样相比，560℃退火态试样硬度有所提高。随着退火温度的升高，硬度下降，尤其是退火温度升高到640℃和680℃时，硬度急剧下降。铸态及设定温度退火态硬度的变化曲线见图4。

(a) 560℃退火态SEM组织 (b) 600℃退火态SEM组织

(c) 640℃退火态SEM组织 (d) 680℃退火态SEM组织图3 不同温度退火态SEM组织Figure 3 SEM structure of annealing states at different temperature

试样铸态560℃退火600℃退火640℃退火680℃退火硬度HRC55.160.35640.737.7

图4 铸态及设定温度退火态试样的硬度变化曲线Figure 4 Hardness curve of casting state and annealing state at setting temperature

3 讨论

高速钢离心铸造轧辊由于采用冷速较快的铁模作为辊身模具，其铸态组织结构与淬火态类似，即以一次碳化物、马氏体和奥氏体为主的非平衡组织。因此，铸态组织的退火在一定程度上类似于淬火组织的回火过程：一次碳化物基本没有变化，马氏体和残余奥氏体发生转变。

轧辊用高速钢在560℃和600℃退火条件下，马氏体基体因弥散析出碳化物颗粒而转变为回火马氏体，残余奥氏体转变为回火马氏体和莱氏体，硬度有所升高；随着退火温度的提高，在640℃和680℃时，基体上细小碳化物开始聚集长大，晶格畸变逐渐消失，α相的针状形貌愈发不明显，同时残余奥氏体在较高的退火温度下发生转变，最终形成类似回火屈氏体(回火索氏体)组织，硬度急剧下降。

4 结论

(1)离心铸造轧辊用高速钢经设定的不同温度退火，一次碳化物没有明显变化，马氏体和残余奥氏体发生转变。

(2)与铸态高速钢相比，560℃和600℃退火态高速钢硬度略有上升，640℃和680℃退火态高速钢硬度急剧下降；在四种设定退火温度下，试样硬度随退火温度升高而降低。

(3)离心铸造轧辊用高速钢经640℃和680℃退火后，大大降低了材料硬度，改善了切削加工性能，同时使组织接近平衡状态，为进一步淬火热处理做好了准备；同时，考虑到节能降耗原则，高速钢离心复合铸造轧辊的适宜退火温度为640℃。

[1] 符寒光，刘金海，殷作虎. 国外高速钢复合轧辊研究的进展[J]. 铸造，1999(2):44-47.

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[3] 陈慧敏，陈跃，魏世忠. 高碳高钒高速钢复合轧辊的研究进展[J]. 重型机械，2004(2):12-15.

[4] 周宏，王金国，苏源德，等. 轧辊用高碳、钒高速钢系合金的热处理[J]. 钢铁，2000,35(1): 41-44.

[5] 刘海峰，刘耀辉，于思荣. 合金元素对高碳高速钢中碳化物形成及形态的影响[J]. 铸造，2000,49(5):260-263.

[6] 魏世忠，朱金华，龙锐. 热处理对高钒高速钢组织和性能的影响[J]. 金属热处理，2005,30(6)：64-69.

[7] 符寒光，杜建铭，邢建东. 热处理工艺对高速钢轧辊组织和性能的影响[J]. 材料与冶金学报，2003,2(2):125-128.