Cr5M 钢支撑辊回火脆性及整体浸入式调质处理研究

李 奇 ，赵士光 ，王 成 ，高安阳 ，斯庭智

(1.安徽工业大学 材料科学与工程学院, 安徽 马鞍山 243032；2.安徽马钢重型机械制造有限公司 技术中心,安徽 马鞍山 243000)

Cr5 钢因含有较高的合金含量而拥有良好的淬硬性、耐磨性和抗断裂性，在强度较高的同时具有较好的韧性[1-2]，被广泛用于各种冷热作模具[3]、连轧机支承辊[4-5]和有色轧机工作辊[6]的制造。Cr5 钢在应用的过程中，需经淬火、回火处理，其中采用的回火温度范围较宽(250～650 ℃)。研究[7-9]表明，Cr合金钢在回火时会产生一定的回火脆性，导致材料的延性、韧性下降和氢脆敏感性的增强。Cr5 钢是Cr 合金钢的一种，同样具有回火脆性行为。林国标等[10]研究回火温度对4Cr5MoSiV1Nb 合金钢组织和性能的影响，发现300～550 ℃回火产生二次硬化现象，并伴随韧性的下降。相似地，研究[11-12]发现4Cr5MoSiV1 和4Cr5Mo2V 合金钢也有回火脆性现象，其中4Cr5Mo2V 钢的回火脆性温度范围为480～550 ℃，且550 ℃回火试样的冲击性能最差[12]。本课题组[13]在常规5Cr5MoV 钢的基础上，通过适当调整C 和适量提高C 和Mo 的含量开发Cr5M 钢(M 为modulation 的缩写)，一方面可提高淬透性，增加淬硬层的深度；另一方面，回火时Cr5M 钢中析出的含Mo 碳化物更多，利于提高淬硬层硬度，增强支撑辊的耐磨性能，从而较大提高支撑辊的使用寿命。然而，合金成分的调整对回火脆性的影响尚不清楚，进一步探明回火脆性温度区间，利于Cr5M 支撑辊热处理工艺制度的进一步优化。

调质处理Cr5 支撑辊可获得高强高韧的优良综合性能，但支撑辊构件庞大，辊径往往超过1 500 mm，支撑辊整体调质处理要求高(热处理设备占地面积大、一次性投入大)，辊体整体淬透困难。目前普遍采用差温热处理或表面淬火等工艺制造Cr5 支撑辊，存在热处理工艺复杂、精确温控困难和奥氏体化层深较浅等不足，导致支撑辊的硬度均匀性差、工作层(淬硬层)深度浅(≤8 cm)和产品稳定性不足[14-15]。整体浸入式淬火在加热时工件整体温度一致，可大大减小由工件截面温度梯度造成的热应力，更重要的是淬火加热和冷却时，工件表面温度均匀，能获得均匀的组织和性能，对于尺寸较小的Cr5 钢模具工件采用整体浸入式油淬已取得良好效果[16-18]。尽管大型支撑辊采用整体浸入式淬火不普及，但市场对冶金支撑辊性能提了新要求：辊面肖氏硬度(HSD)40～50 HSD、辊面硬度均匀性≤2 HSD，工作层深≥12 cm、工作层硬度降≤5 HSD，加大整体浸入式调质处理设备投入及开发相应热处理工艺势在必行。鉴于此，研究Cr5M 钢的回火脆性，探讨满足辊面40～45 HSD 硬度要求的Cr5M 钢支撑辊整体浸入式调质处理工艺，以期提高Cr5M 支撑辊的综合使用性能。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

为安徽马钢重型机械制造有限公司自主开发的Cr5M 钢，经电炉熔炼浇铸为直径约800 mm 的铸锭，其合金成分如表1。

表1 Cr5M 钢的合金成分 w/%Tab.1 Alloy compositions of Cr5M steel w/%

1.2 实验方法

1.2.1 热处理

经8 000 t 油压机将Cr5M 钢锭锻造成直径约1 500 mm、长5 500 mm 的锻坯，经锻后退火，截取一段长约500 mm 的锻圆。在锻圆上制取回火脆性测试试样，试样粗加工尺寸57 mm × 11 mm × 11 mm。粗加工试样的淬回火实验步骤：经960 ℃×2 h 加热后在含17%(体积分数)的PAG(聚烷撑乙二醇)淬火液中淬火；对淬火试样进行200～675 ℃的回火(温度间隔25 ℃)，回火2 h 后空冷待用。

参考回火脆性的研究结果(Cr5M 钢未发现高温回火脆性现象)以及回火硬度值，选择满足辊面40～45 HSD 要求的Cr5M 钢支撑辊整体浸入式调质处理工艺，工艺流程如图1。淬火液为含体积分数为17%的PAG，支撑辊粗加工尺寸为Ф1 500 mm ×5 000 mm；淬火和回火温度分别为960，615 ℃；为减小大型支撑辊加热过程产生热应力而导致热裂纹的风险，淬火加热时采取400，670 ℃分段均温处理，在回火加热时采用300 ℃均温处理。

图1 Cr5M 支撑辊调质处理工艺曲线Fig.1 Quenching and tempering treatment curves of Cr5M back-up roll

1.2.2 力学性能测试及结构表征

为研究Cr5M 钢回火脆性与硬度之间的关系，参照GB/T 229—2020 将回火试样加工成V 型缺口(缺口深2 mm)冲击试样，按GB/T 229—2020 规定对试样进行冲击吸收能量的测试，测试温度为室温；采用TQC LD0551 型便携式肖氏硬度计测量冲击测试完成试样的肖氏硬度，沿每个试样长度方向测试5 个点，取平均值为回火试样的硬度值。对测试完成的试样制取金相和断口观察试样，采用Tescan MIRA3 XMU 型扫描电子显微镜(scanning electron microscope, SEM)观察回火试样的显微组织和断口形貌，其中显微组织试样经砂纸打平、抛光后由4%(体积分数)的硝酸酒精腐蚀显示组织特征。

为分析回火试样相结构对脆性的影响，采用Rigaku MiniFlex 600 日本理学X 射线衍射仪测定样品的X 射线衍射(X ray diffraction，XRD) 图谱，采用Cu–Kα 辐射，工作电压50 kV，工作电流为50 mA，扫描步长、速度和角度分别为0.01°，5.0°/min 和30°～90°。测试完成，采用基于Rietveld 法的RIETAN–2000 程序[19]对XRD 谱图进行拟合。

试样经整体浸入式调质处理后，截取一段长约500 mm 的辊圆，采用TQC LD0551 型便携式肖氏硬度计测试锯断圆面的肖氏硬度，由表面沿径向每间隔1 cm 的圆周线上测试5 个点，取其平均值为最终结果，测试范围为距表面深15 cm。在辊圆半径1/3处制取拉伸试样，按GB/T 228.1—2021 进行拉伸测试。且对表面、距表面深7 和15 cm 处的金相试样进行金相和SEM 组织观察。

2 结果与讨论

2.1 回火脆性特征

2.1.1 回火硬度与冲击吸收能量

图2 为Cr5M 试样回火硬度和冲击吸收能量随回火温度升高的变化曲线。由图2 可发现：淬火试样的冲击吸收能量仅4.0 J，硬度达73.9 HSD，表明淬火试样的脆性大、硬度高，冷热模具或支撑辊需经适当温度回火才能满足精加工及应用要求；200～250 ℃，随回火温度的升高，Cr5M 的冲击韧性有所改善，250 ℃回火冲击吸收能量达到阶段高值，为14.5 J，这主要归因于低温回火导致试样淬火应力松弛及回火马氏体固溶强化减弱等对韧性的贡献；回火温度为300 ℃时，试样韧性开始下降，400 ℃时达最低值(7.6 J)；随后随回火温度的升高呈线性快速升高。由此表明：Cr5M 钢具有一定程度的回火脆性特征，回火脆性温度范围300～500 ℃；特别的500 ℃以上显示良好的韧性，这为调质处理在Cr5M 支撑辊中的应用提供了坚实基础。

图2 回火温度与Cr5M 钢冲击功和与肖氏硬度的关系曲线Fig.2 Relationship curves of temper temperature vs impactenergy and Shore hardness (HSD) of Cr5M steel

2.2 回火温度对组织的影响

研究[13]发现，Cr5M 钢奥氏体化后在大的冷却速度下冷却，导致组织中含少量的残余奥氏体(Ar)。这与C，Cr，Mn，Ni，Mo 等稳定奥氏体合金元素有关，且随这些合金元素含量的增加，Cr5 钢淬火组织中的Ar 含量增加[16-18]。图3 为Cr5M 钢淬火、回火试样的XRD 测试结果及Rietveld 拟合图谱。其中：Rwp为拟合强度与实测强度的权重差；Rp为最小Rwp的期望值；S为拟合度因子。当S在1 到3 之间，Rwp小于10% 时，Rietveld 拟合的结果准确[19]。由图3可发现：淬火试样由质量分数为92% 的α’–Fe 相(马氏体M)和8%的γ–Fe 相(Ar)组成。回火时，碳钢在100～ 250 ℃发生M 分解，在200～ 300 ℃发生Ar 分解；根据合金对回火抗力的贡献及钢中合金含量，合金钢发生M 和Ar 分解的温度向高温发生不同程度的延后。Cr5M 试样中含较多的稳定奥氏体合金元素，在250 ℃回火时，Ar 含量略有下降(7%，质量分数)，暗示着Ar 回火分解温度在250 ℃附近。由图3(a) 可进一步发现：与250 ℃回火试样相比，375 ℃回火试样XRD 图谱中γ–Fe 衍射峰有所减低，且400 ℃回火试样的组织由单相α’–Fe 组成。由此判断Cr5M 支撑辊Ar 分解开始温度约250 ℃，结束温度约400 ℃。综合分析图2 可知：200～400 ℃回火，Cr5M 的硬度下降有限，表明合金元素推迟M的分解，M 的分解对材料韧性的改善有限；250～400 ℃回火，软韧相Ar 的分解对韧性的影响占主导地位，导致回火脆性现象的发生。

图3 Cr5M 试样XRD 图谱及淬火与250 ℃回火试样XRD 的Rietveld 拟合图谱Fig.3 XRD patterns of Cr5M samples and Rietveld fitting patterns of XRD for quenched and tempered at 250 ℃ samples

图4 为Cr5M 钢400，600，675 ℃回火试样的SEM 照片。由图4(a)可发现：400 ℃回火试样基体存在3 种形貌的碳化物，即球状、薄片状和细小颗粒状，对其进行EDX 点扫描，扫描点(scan point)在图4(a)中分别标记为sp1，sp2 和sp3(sp 为scan point的缩写)，由对应的能谱图可判断，球状碳化物的成分更接近于(Fe，Cr)23C6(图4(a)–1)，薄片状碳化物的成分更接近于(Fe，Cr)2.4C(图4(a)–2)。研究[20]表明，大的球状(Fe，Cr)23C6为淬火加热未熔碳化物，能阻碍加热过程中奥氏体晶粒的长大，利于获得细晶组织。根据热处理原理，合金钢在低温回火时首先析出薄片状ε 碳化物(Fe2.4C)，随回火温度的升高，碳化物发生重熔和重新析出，析出物为颗粒状碳化物(Fe，M)3C(M 为合金元素) 或其他特殊合金碳化物，由图4(a)–3 可证明细小颗粒状碳化物中含Cr，Mo，V等合金元素，合金元素的弥散析出利于材料综合力学性能的改善。含较高含量Cr，Mo，V 等合金的钢回火时，会在400～600 ℃间发生二次硬化[11，17]。二次硬化的原因：合金减缓碳的扩散，推迟马氏体分解(图4(a)中基体依然保持淬火片状M 的形态)；合金提高残余A 转变的温度范围，残余A 在回火时分解成硬脆的M，Cr，Mo，V 等在500～600 ℃范围沉淀析出特殊碳化物。由图2 可知：Cr5M 钢在400～475 ℃范围回火出现轻微的二次硬化，400 ℃回火硬度升到阶段新高，为67.6 HSD，得益于上述3 个方面。由图4(b)(c)可看出：600 ℃回火薄片状碳化物明显减少，细小颗粒状碳化物显著增多；升温到675 ℃，颗粒状碳化物球化并聚集长大，协同基体的完全再结晶，Cr5M 支撑辊的冲击吸收能量显著提高到120.9 J，硬度下降到38 HSD。根据支撑辊辊面硬度40～45 HSD 的要求，结合图2 所示的回火温度对硬度的影响规律，考虑长时间加热工件表面脱碳对硬度的影响，选择Cr5M 支撑辊的高温回火温度为615 ℃。

图4 Cr5M 回火试样的SEM 组织照片及对应碳化物的EDX 图谱Fig.4 SEM images of microstructures of the tempered Cr5M samplesand the corresponding EDX results

2.3 断口形貌分析

图5 为Cr5M 钢250，400，600 ℃回火试样冲击断口形貌。由图5 可知：250 ℃回火试样断口由放射区和少量纤维区组成；纤维区断口起伏较大，表明250 ℃回火试样的韧性有所改善，但整体依然为脆性断口特征，表明低温回火对韧性的改善有限；值得关注的是，400 ℃回火试样冲击断口由全放射区组成，放射区断口平整，为沿晶解理断裂。这与冲击测试结果一致，表明400 ℃回火试样脆性较大，Cr5M 钢有一定的低中温(300～500 ℃) 回火脆性特征。由图2 可知：高于500 ℃回火试样的硬度快速下降，韧性快速升高，这与回火组织转变有关；与250 ℃回火试样相比，600 ℃回火试样的纤维区面积增大，纤维区显示韧窝和撕裂岭等韧性断裂微观断口特征，其结果与性能测试结果一致。

图5 Cr5M 回火试样SEM 断口形貌Fig.5 SEM images of fractures of the tempered Cr5Msamples

2.4 整体浸入式调质处理效果

整体浸入式调质处理的Cr5M 支撑辊硬度测试结果如图6(a)。由图6(a)可知：Cr5M 支撑辊调质处理后表面硬度均匀，最大与最小硬度之间的差值仅0.7 HSD，平均硬度为40.1 HSD，满足支撑辊对硬度的要求。与差温热处理和表面淬火处理支撑辊[14-15]相比，整体浸入式调质处理Cr5M 支撑辊的硬度均匀性得到明显改善。由图6(a)还可发现：支撑辊次表面的硬度大于表面，初步判断与长时间淬火、回火加热导致表面产生脱碳有关；除表面层硬度外，试样的肖氏硬度总体随距表面深度的增加而减小，距表面深15 cm 处的硬度降低，仅2.1 HSD，满足支撑辊对“淬硬层深度（按硬度突变进行评估）≥120 mm，且辊身工作程层硬度降5 HSD”的要求。由于支撑辊整体淬火加热到奥氏体化温度以上，相较于差温和表面加热的奥氏体化层[14-15]，整体浸入式调质处理Cr5M 支撑辊的工作程层深度显著增加，利于支撑辊整体性能的改善，显著提高支撑辊的使用寿命。由图6(b) 可知：整体浸入式调质处理支撑辊辊颈1/3 半径处纵向屈服强度和抗拉强度分别为750，903 MPa，延伸率和断面收缩率分别为15%，38%。表明支撑辊具有良好的综合力学性能，完全满足支撑辊“辊颈1/3 半径处纵向屈服强度≥650 MPa，抗拉强度≥850 MPa”的要求。

图6 整体浸入式调质处理Cr5M 支撑辊的硬度降低曲线及拉伸曲线Fig.6 Hardness drop and stress-strain curves of the overall immersion quenched and tempered Cr5M back-up roll

图7 为整体浸入式调质处理Cr5M 支撑辊表面试样脱碳层金相和SEM 组织照片。由图7 可发现：表面脱碳层厚度为372 µm，表明长时间的淬火、回火等加热过程导致支撑辊表面产生一定的脱碳；表面组织回火充分，再结晶等轴状α’–Fe 基体上均匀弥散地分布着尺寸约200 nm 的颗粒状碳化物，此组织为回火索氏体(S回)。由此表明，表面的脱碳和高温回火充分是表面层硬度低于次表面的主要原因。

图7 整体浸入式调质处理Cr5M 支撑辊表面脱碳层组织照片Fig.7 Photos of the decarbonizing layer on surface of Cr5M back-up roller treated with overall immersion quenching andtempering

通常以淬火组织半马氏体的深度作为淬透层深度，淬火支撑辊回火时马氏体转变为回火组织，其他淬火组织一般不发生回火转变。因此，可通过观察回火组织确定淬透层深度；也可根据硬度沿截面深度的变化判断淬透层深度，即硬度的突变深度。由图6(a)可知，距表面深度15 cm 内，硬度未发生突变，表明淬透性好，淬硬层深度大于15 cm。图8 为距表面深7，15 cm 处试样的金相组织。由图8 可知：支撑辊组织均由S回+少量铁素体(F) 组成，与7 cm处相比，深15 cm 处试样组织中F 有所增加，但远少于50%。进一步证明Cr5M 钢淬透性好，支撑辊淬硬层深度大于15 cm。综上，整体浸入式调质处理可替代支撑辊的差温热处理或表面淬、回火热处理，经整体浸入式调质处理的支撑辊综合性能优良。

图8 整体浸入式调质处理Cr5M 支撑辊截面金相组织照片Fig.8 Photos of cross section of Cr5M back-up roller treated with overall immersion quenching and tempering

3 结论

研究回火温度与Cr5M 钢冲击性能及硬度的关系，据此制定Cr5M 支撑辊整体浸入式调质处理工艺，对调质处理支撑辊的组织和性能进行分析，得到以下主要结论：

1) Cr5M 钢在300～500 ℃表现出一定的回火脆性特征，并且400 ℃回火试样冲击吸收能量达到最低值(7.6 J)，随后随回火温度的升高冲击吸收能量快速升高，高温回火Cr5M 钢具有较好的韧性；Cr5M钢在400～475 ℃回火出现轻微的二次硬化现象，400 ℃回火硬度升到阶段新高，为67.6 HSD。

2) 淬火Cr5M 钢中含质量分数为8%的Ar，Ar回火分解温度在250 ℃附近，结束温度约400 ℃；在250～400 ℃回火，软韧相Ar 的分解对韧性的影响占主导地位，导致回火脆性现象的发生。

3) 采用960 ℃淬火+615 ℃高温回火的整体浸入式调质处理可替代支撑辊的差温热处理或表面淬火、回火热处理，经整体浸入式调质处理支撑辊的综合性能更优良，Cr5M 支撑辊表面硬度均匀，最大与最小硬度之间的差值仅为0.7 HSD，平均硬度为40.1 HSD，工作层(淬硬层)深大于15 cm，工作层组织为S回+少量的F，工作程层硬度降为2.1 HSD。