轧辊（辊环）用高速钢组织及性能研究

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山东大学硕士学位论文摘要目前，我国钢铁行业使用的轧辊寿命低、质量差，严重地影响产品质量和生产效率，其原因是绝大多数企业使用的轧辊为同一材质制造而成。轧辊的耐磨性依靠铸造时辊面的激冷形成激冷层起作用，但对这样的轧辊来说，激冷层厚轧辊耐磨性好，但韧性差易断辊，反之激冷层薄，生产中企业不得不牺牲耐磨性来保证不断辊。轧辊寿命成为制约钢铁企业发展的一大难题。目前，连轧生产的推广对轧辊提出了更高的要求，研究开发质量优良、高寿命的轧辊则是当务之急。轧辊目前的发展方向是将不同性能的金属材料复合在一起形成轧辊，其特点是表面为耐磨材料，具有好的耐磨性，而心部是韧性材料使其具有好的韧性，这一方面解决了单一材质耐磨性和韧性的矛盾，同时还可节约大量贵重材料，降低生产成本，处于研究前端的就是高速钢复合轧辊。本文针对这一现状研究开发了高碳、钒高速钢系合金作为轧辊(辊环)材质。在轧辊及辊环用高速钢中添加不同含量的K／Na—RE复合变质剂，对试样分别进行HSVM及力学性能测试。结果表明，K、Na及RE元素均具有很强的脱氧、脱硫能力，使得低熔点的硫、氧化物不能在晶界聚集，晶界大大净化，有效减少了杂质的数量。随着复合变质剂含量的增加，并进行适当的热处理，高速钢中铸态碳化物趋于断网，而奥氏体晶粒急剧变小，由大的枝晶变为小的等轴晶，且分布趋于均匀。一。进一步研究表明，随着K／Na_RE复合变质剂加入量的增加，高速钢的强度和韧性明显提高，红硬性显著提高，耐磨性有明显改善。当复合变质剂的加入量为1．o％时，高速钢的组织及力学性能较好。关键词：轧辊，辊环，K／Na-RE复合变质，高速钢，组织，力学性能，热处理 山东大学硕士学位论文ABSTRACTAtDresent．thelowlongerltyandpoorqualltyofroIIersseriouslyaffectproductqualityandtheirproductivityintheironandsteelindUStryofournation．That’Sbecausetherollersaremadeupofonlyonekindofmaterialinmostenterprises．Thewear—resistancedependsonchilllayerascast．Generally，thethickerthechilllayeris，thebetterwear—resistanttherollercanachieve，butitstoughnessispooranditiseasytobreak．Theenterpriseshavetosacrificewear—resistanceinordertoensuretherollernottorupture．Thetrendofrollerdevelopmentistocompounddifferentkindsofmetalstogethertoformrollers．Thesurfaceoftheserollersismadeupofwearresistancematerialswhichensuretherollershavehighwear—resistingproperty．Theinsideofrolleristoughmaterialswhichsettlethecontradictionofwear-resistanceandtoughness．Thismaysavemostofmaterialandreducecost．Thelateststudyingrollerishighspeedsteelcompoundroller．Theexperimentofhighcarbidesandvanadiumhigh—speedsteeliscarriedoutinvestigationintothecompoundmetalroller．TheeffectofdifferentamountsofK／Na—‘REadditionintohigh—。speedsteel(HSS)usedforrollerwasinvestigatedutilizingHi—scopevideomicroscope(HSVM)andmechanicalpropertymeasurement．Theresultsshowthat，withtheincreaseofK／Na—REadditionandproperheattreatmentthenetofcastingcarbidestendtobebrokenup．Aftermultiplemodification，YcrystalgrainshavegreatchangethatthebigdendriticcrystalsturnintosmallequiaxedcrystalsandthecarbidesandcrystalgrainsofHSSaredistributedhomogeneouslyinthemicrostructure．FurtheranalysisshowsthatwiththeincreaseofK／Na—REadditionstrength，toughness，hot—hardnessandresistantpropertiesofHSShaveevidentimprovement．Andthehighspeedsteelhasbettermorphologyand·V- 山东大学硕士学位论文mechanicalpropertywith1．Owt．％modifier．Keywords：roller，rollcollar，K／Na—REmultiplemodification，high—speedsteel，microstructure，mechanicalproperty，heattreatment-vh 原创性声明本人郑重声明：所呈交的学位论文，是本人在导师的指导下，独立进行研究所取得的成果。除文中已经注明引用的内容外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的科研成果。对本文的研究作出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。本声明的法律责任由本人承担。论文作者签名：盗盎羡日期：础：王，≥1关于学位论文使用授权的声明本人完全了解山东大学有关保留、使用学位论文的规定，同意学校保留或向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查阅和借阅；本人授权山东大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或其他复制手段保存论文和汇编本学位论文。(保密论文在解密后应遵守此规定)论文作者签名：浩扬复导师签名：日期：丛弓’27f 山东大学硕士学位论文1．1选题的目的及意义第一章绪论轧辊是轧钢生产中的主要消耗备件，其性能好坏直接影响轧材的表面质量和轧材的成本，在轧钢生产中占有重要地位。在热轧厂中由于薄板和高强钢板量的增加，轧制条件变得更加复杂苛刻。这些条件要求轧辊具有高硬度、优良的耐磨性和低表面粗糙度。因此，以提高热疲劳特性和良好的耐磨擦磨损为特征的高速钢辊正在替代传统的高铬铸铁辊“一．高速钢被广泛的用于制造工具，它具有优良的硬度、耐磨性和高温特性。最近高速钢被用于轧辊材料，目的是在热轧过程中使轧制的板材具有均匀的厚度和一致的表面，从而提高轧制板材的质量和延长轧辊寿命阻”．轧辊的性能主要由制造方法、材料的成分和热处理工艺所决定。由于目前轧辊成分变化范围相当的宽，而且没有一个统一的标准，再加上技术方面的原因，国外对热处理工艺很少有详细的报道，所以本文将点放在材料的成分设计和变质工艺及热处理工艺方面的研究，希望通过试验的方法，找到合理的成分配比和变质及热处理工艺方案．同时，对目前说法不一的高速钢轧辊中的碳化物类型进行研究，为以后的研究工作提供准确的参考依据。我国是一个钢铁大国，而轧钢又是钢铁生产中的一个重要领域，轧制产品质量的优劣直接影响到我国同其它国家在国际市场上的竞争力。目前，我国在轧制产品质量和精度方面同一些发达国家(如日本)相比，还存在一定差距，而轧制产品质量的好坏与轧辊技术的发展密切相关‘州。20世纪90年代以来，世界轧辊发展取得的最令人瞩目和巨大经济效益的项目是铸造高速钢系列轧辊的研制成功。铸造高速钢轧辊在热带连轧机精轧前架上使用，其寿命是高铬铸铁轧辊的3倍。日本是最早使用高速钢轧辊的国家，现在几乎在所有的热带连轧机精轧前架都使用了高速钢轧辊，欧美各国在这些轧机上也在大量使用高速钢轧辊。他们经过多年的研制、开发和使用已经积累了丰富的知识和经验，已经走在了世界的前列“””．为了在轧辊技术上赶超世界先进水平，必须加快我国高速钢轧辊的研制与开发。 山东大学硕士学位论文线材轧制技术的发展对辊环性能提出了更高的要求，为适应这一要求，国内外开发了用无限冷硬镍铬铸铁、贝氏体球铁、高铬铸铁生产的辊环及硬质合金辊环“+⋯。前者成本低，但使用寿命短；后者具有优良的耐磨性，然而成本太高。因此，近年来又开发了高速钢辊环“”。高速钢作为热轧辊环材料的应用在1988年始于日本，20世纪90年代初期在北美开始采用，它在提高耐磨性、改善产品质量和减少更换辊环次数、减轻工人劳动强度等方面体现出了优点。我国高速钢辊环的研究及应用，与国外先进水平相比，差距较大。近年来我们进行了离心铸造高速钢辊环研究，研究表明国产高速钢辊环的性能明显超过常用高镍铬无限冷硬铸铁辊环和高铬铸铁辊环，已接近了硬质合金辊环的水平，但生产成本仅为硬质合金辊环的20％一25％，推广应用高速钢辊环具有较好的经济效益“”∞。1．2轧辊及辊环的失效形式及材料进展1．2．1轧辊的失效形式轧辊的主是磨损机理是摩擦磨损，在摩擦过程中，显微切削、表面塑性变形和初始裂纹同时出现，这由摩擦粒子的形状和硬度所决定㈨州。此外，由于轧辊表面受到周期性的加热和冷却产生的热疲劳和氧化磨损、疲劳磨损以及轧制材料粘着在轧辊表面也会影响轧辊的磨损‘矧。在热轧过程中轧辊表面直接和高温轧制材料接触，由于与轧材、表面碎削和表面粗糙物的摩擦而遭到损坏，从而导致轧制力的增加和SL锖JJ产品表面质量的恶化溉“．轧制力的增加归因于轧辊和轧材间磨擦系数的增加，并且产生TSL钼I产品尺寸的不精确和一些缺陷。轧辊的耐磨性可以通过在基体内增加非常硬的碳化物而得到改善，但是碳化物同基体的硬度不同，引起严重的表面不规则，因此而恶化了表面粗糙度。所以，合理的基体硬度会同时改善轧辊的耐磨性和表面粗糙度㈨．高速钢辊环主要用离心铸造方法生产，因高速钢中合金元素密度差较大，在离心力作用下，高速钢辊环易产生严重偏析，密度大的元素(如w、Mo)富集于辊环外层，密度小的元素(如V)富集于辊环内层，使其优异的耐磨性能得不到充分发挥；同时元素的偏析也使得辊环的硬度均匀性降低。 山东大学硕士学位论文1．2．2轧辊及辊环材质发展趋势及国内外发展情况(1)材质的发展趋势在60年代，热轧带钢工作辊材质采用半钢，70年代使用高铬铸铁到80年代末开始采用高速钢；冷轧带钢工作辊材质由2％铬钢发展到3％铬钢、5％铬钢，90年代以后开始使用半高速钢、高速钢侧。从总的发展趋势看，轧辊材质的合金含量逐渐增加，合金化程度越来越高。提高轧材的质量、精度和降低成本是当今轧钢技术进步不断努力的方向。以带钢轧制为例，交叉轧制(PC轧机)、弯辊技术、多辊轧机、低温及大压下量轧制、连铸连轧短流程等技术对轧辊耐磨性，强度及韧性等性能提出了更高的要求。“删。表1．1嘶叫示出了轧钢技术进步对轧辊性能要求的变化。表1．1轧辊技术进步对轧辊性能要求的变化Tablel．1Thechangeoftheadvancementabouttherollingtechnic节能板型．低温轧制(大压下轧制＼辊颈减小交叉辊轧制弯辊轧制(工作辊)极小直径工件作辊轧制辊颈扭转应力增加50～100100～200辊身接触应力增加1000～20002000～2500辊颈推力增加<60150～350辊颈弯曲应力增加<50100～150辊颈弯曲应力增加<50>300(2)国内外发展情况80年代以前，锻造高速钢轧辊已经开始用于多辊轧机的中间辊和工作辊，但高速钢大型铸锭不但锻造和热处理难度极大，而且极易因组织的不均匀偏析等缺陷影响轧辊的性能嘲．因此阻捌，锻造高速钢轧辊的研究和推广应用进展十分缓慢。高速钢热轧轧辊的正式采用是从1988年开始的，当时是用在日本一家热 山东大学硕士学位论文轧带钢连轧机上；美国是从90年代初开始引入高速钢轧辊的，欧洲起步较晚o”。我国高速钢热轧轧辊的研制和生产还处于起步阶段，一些轧钢企业普遍使用的仍是传统轧辊，与国外先进水平相比差距较大。目前，国内一些科研机构已经丌始组织人力物力进行这方面的研究，并取得了可喜的成绩。目前，世界上包括日本新日铁公司、美国Inland钢公司、加拿大Dofasco公司等数十家钢铁企业己应用了高速钢复合轧辊，并取得了可喜的成果。1996年在英国召开的“轧辊2000年”学术交流会，探讨了世界轧辊的现状及2l世纪的发展趋势。会上提供的资料表明，高速钢轧辊是今后一个时期内的发展方向，预计在10年内高速钢轧辊将完全取代目前使用的高铬铸铁轧辊⋯’。据报道m“’，日本新日铁公司用CPC法生产的高速钢复合轧辊具有极高的耐磨性，见表1．2。使用高速钢轧辊后，辊耗明显下降，换辊次数显著减少，轧辊研磨量减少，轧机能力提高，燃料和动力消耗降低，有助于降低轧制成本和提高带钢质量。表1．2新日铁公司各种轧辊的辊耗比较““Tablel．2Thecompareofdifferentrolls日本川崎制铁公司知多厂在连续轧管机组上试用了高速钢轧辊。其成分如下：2％～396C、5％～％cr、5％～7％V、1％～3％Nb。结果表明，使用球墨铸铁轧辊时，孔型底部的平均粗糙度(Ra)随着轧制量的增加而增加，SLC目J2000根时需进行换辊；使用高铬铸铁轧辊时，在轧制初期Ra随着轧制量的增加而增加，其后Ra变化不大；而使用高速钢轧辊后，从轧制初期开始，Ra就稳定在较低值，可以连续轧$,]12000根钢管。因此，使用高速钢轧辊后，可大幅度提高轧辊使用寿命和降低轧辊消耗。加拿大Dofasco公司自1993年试用铸造高速钢轧辊以来，比例不断提高，目前F2、F3和F4机架上已全部采用铸造高速钢轧辊，使用高速钢轧辊后，轧辊消耗 山东大学硕士学位论文明显减少，轧机作业率明尽提高，F4机架的平均过钢量从1992年6月的360t／h提高至U1994年11月的490t／h，带钢表面质量提高了20％。至1992年，已有150支以上的半高速钢复合轧辊由日本日立公司生产并在轧机上使用⋯1，轧辊直径为250—630mm，在实际轧制中取得了良好的效果，与常规的含596Cr和含lO％Cr的整体锻钢轧辊相比，半高速钢轧辊的磨损少，疲劳层浅，因而轧辊消耗显著减少，生产相同数量的冷轧带钢，轧辊消耗量仅为5％Cr钢的21％。近年来，我国也开展了高速钢轧辊的研究，据报道“”，钢铁研究总院与河北唐山联强冶金轧辊有限公司共同开发了高速钢复合轧辊，采用普通离心铸造方法生产，在热轧窄带钢成品机架上使用，在$L$02．1mm厚、120～183mm宽的普碳钢时，每次轧钢lt比原来使用的高镍铬钥无限冷硬铸铁轧辊提高2．5～3倍，修磨量仅为原来的1／4，其综合使用效果比原来提高10倍以上．浙江新安江特种合金铸造厂采用普通离心铸造方法生产的高速钢辊环，在新余钢铁公司第三型钢厂无扭高速线材轧机精轧机组卜4号使用，经多次上机后检测，1号和3号轧机(孔型为椭圆孔)每生产千吨钢材磨损0．35～O．41mm，在2号和4号轧机(孔型为圆孔)每生产千吨钢材磨损0．26～0．35rm。轧槽磨损均匀，耐磨性好，使用寿命达到碳化钨辊环的50％，但其价格仅为碳化钨辊环的1／3，性能价格比高，而且该产品具有良好的韧性和抗热裂性能，解决了碳化钨辊环的裂辊问题，提高了生产率，降低了生产成本。综合考查轧辊材质的发展历史，一个明显的趋势就是合金元素的总含量不断提高，目前一般可达15％以上“”1。目前，在轧辊材料高合金化方面进行的大量工作就是试图用大量细小弥散分布的高硬度碳化物和高稳定性的基体来提高轧辊的性能。表1．3列出了不同材质中碳化物的形态和硬度，其中Mc型碳化物的硬度最高“町。 山东大学硕士学位论文表1．3不同轧辊材质中碳化物形态和硬度Tablel．3Conformationandhardnessofdifferentrollingmaterial轧辊用高速钢的成分设计就是围绕如何获得大量均匀、弥散分布的Mc型碳化物而展开的。H．F．Fishmeister油1的研究结果表明，高含量的钒和铌(强碳化物形成元素)及高碳对形成Mc型碳化物是有利的。这就决定了轧辊用高速钢不可能采用常规高速钢，其成分基础应是高碳高钒(铌)系高速钢。表1．4列出了目前几种研制中的高速钢复合轧辊外层材料的成分(质量分数，以下如未专门注明者，均为质量分数)．表1．4高速钢复合轧辊工作层材料成分(霄t％)Tablel．4Componentofworkingfloorinrolls1．3高速钢轧辊的特点高速钢轧辊的特性主要依靠碳化物的类型和硬度，这些碳化物或者是凝固过程中形成的初晶碳化物或者是在回火过程中从固溶体中析出的二次碳化物‘删．据报道，在凝固过程中形成的初晶碳化物主要沿晶界分布，并且，甚至保留到最终的产品中，这会导致轧辊的断裂韧性和热疲劳寿命的降低哪． 山东大学硕士学位论文通常高速钢轧辊中含碳大约在1．5—2．O％左右，大多数碳与强碳化物形成元素v、W、Mo等复合““”。剩余的碳大约在0．3-0．6％左右，固溶在基体内，当碳含量低于0．4％时，形成板条马氏体；当碳含量高于0．4％，形成片状马氏体“”。20世纪80年代末以前，锻造高速钢轧辊已用于制造多辊轧机的工作辊和中间辊，使用的是标准类型钨铝高速钢，如美国M2、M4和高碳类型的T15等，其成分见表1．5口21．但高速钢大型铸锭不但锻造和热处理难度极大，而且极易因组织不均匀、偏析和疏松等缺陷影响轧辊性能，此外，高速钢合金含量高，制成整体轧辊成本高，因此锻造高速钢轧辊的推广使用进展缓慢。表1．5锻造高速钢轧辊成分⋯1Tablel．5Componentofforgingrolis高速钢复合轧辊是利用具有高硬度，尤其是具有很好红硬性、耐磨性和淬透性的高速钢作为轧辊的工作层，用韧性满足要求的锻钢、铸钢、高强度灰铁或球铁作为轧辊的芯部材料，把工作层和芯部以冶金结合的方式复合起来的高性能轧辊。其主要特点如下：(1)以往使用的轧辊工作层，其基体上分布的多为M3C型或％型共晶碳化物，组织粗大，硬度较低。高速钢轧辊的工作层一般采用高碳、高钒型高速钢，工作层的基体上分布着高硬度MBc、MC型碳化物，而且随着钒含量的增加，高速钢组织的骨骼状MBc型碳化物向粒状的vc型碳化物转化，各种碳化物的形态和硬度见表1．6。 山东大学硕士学位论文表1．6各种轧辊材质中碳化物形态和硬度Tablel．6Conformationofthecarbideindifferentrolls(2)高速钢轧辊外层因含有较多的钨、铬、钼、钒等元素，具有较好的热稳定性(表1．7嘲)，在高温下具有高的硬度，用作热轧工作辊具有良好的耐磨性。表1．7各种轧辊材料的热稳定性⋯Tabtel．7Heat—stabilityofdifferentrolls(3)高速钢轧辊可以采用高强度的锻钢做芯部材料，芯部没有断裂危险，由此可提高轧辊的弯曲载荷，有利于获得较好的带钢板形。，(4)普通轧辊使用初期由于无氧化膜保护，因此在一个轧制周期内初期的磨损较大，而高速钢轧辊使用中氧化膜能很快形成，同普通轧辊相比，高速钢轧辊的初期磨损较小，这对于提高高速钢轧辊耐磨性是非常有利的。1．4高速钢轧辊中的合金元素(1)碳。简单地说‘删，高速钢的主要特征就是它能被淬火到高硬度，并能在相对较高的温度下保持其硬度。因此，碳是其最重要的组成元素。高速钢中的碳，一部分固溶在基体中，一部分以化合态存在于合金碳化物中。目前，在高速钢轧辊的成分设计中，碳的含量一般在1．5％-3．5％，成分范围相当的宽。众所周知，常规高速钢的碳含量只有0．8％左右，而高速钢轧辊的碳含量竟然接近20％a， 山东大学硕士学位论文甚至更高。这是因为高速钢轧辊不象一般高速钢工具。首先，它是轧钢工具，在这里它是热轧工具：其次，它是铸件，而且是大型铸件。轧辊内必须有足够的碳化物以维持其高温硬度和减轻与轧材间的粘着：再次，碳高则固相线低，流动性对铸造来说是十分重要的。当然，碳高则奥氏体化温度上不去，这对热处理来说是一种约束。然而，高速钢轧辊体积庞大，并不用盐炉淬火，本来淬火温度就上不去，故不能象普通高速钢那样考虑热处理温度与碳含量间的制约关系。(2)钒。它们是强碳化物形成元素，在外层高速钢金属液在模型中凝固时，首先析出的是钒的碳化物。钒在高速钢中能明显提高钢的红硬性、硬度和耐磨性，降低钢的过热敏感性．一般来说，铸态高速钢中的钒，有95％以上是以一次碳化物(包括共晶碳化物)状态析出的。铸造轧辊一直在大量利用一次碳化物。而一次碳化物中，碳化钒的形态是最有利的，在体积上也是最有利的。当然，钒很贵，但出于对轧辊抗热裂性和减少偏析的特殊考虑，由于钒锯碳化物的高硬度，以及它们的细化晶粒作用，因此，钒将对高速钢轧辊的耐磨性和强韧性同时做出贡献。钒对热处理的影响，主要表现在以下几个方面：1)能细化钢的组织，提高晶粒粗化温度，从而降低了钢的过热敏感性，并相应提高了钢的强度和韧性，这主要由于Mc型碳化物不易溶解，并且在高温下不易发生聚集长大，所以能有效的防止晶粒长大。2)能增加高速钢淬火后的回火稳定性。溶解的钒在提高热硬性和二次硬化方面，都要比钨更为强烈．这主要由于溶解的钒在回火时析出的碳化物vc(vc，)，分散粒度大，更不易聚集长大。3)淬火剩余碳化物，随钢中钒和碳量的增加而增加，所以耐磨性也随之明显增加。由于钒和碳的结合力强，因此淬火加热时，要强烈的影响碳固溶到基体中的量。所以为了得到理想的热处理硬度，必须使钒和碳保持一定的关系．当碳量固定时，随钒量增加，对高速钢淬火硬度的影响如图1．1所示。当钒的含量超过一定数量时，则硬度值很快的下降，这是钢中出现6一铁素体所致。有人曾对6％W、5％Mo、4％cr钢中的钒和碳的变化进行了系统的研究，得出这种钢碳和钒的最佳成分，其变化范围如图1．2所示，指出在0．55％C、1％V或0．8％C、2％V的基础上，如果增加1％v，需要增加0．2596c，甚至还可多加一些．钒的增加，可显著提高钢的热硬性。从图1．3可以看出，若含钒量增加，其高温硬度也将随之增加删． 山东大学硕士学位论文图1．1钒最对高速钢淬火硬度的影响Fi91．1Effectofvanadiumcontentonthehardnessofhighspeedsteel2·OI．1I．≤1．●三l·2氍I·O0·8O．60．4O．2OIZ3了—r1厂—r]帆‘％，图1．26％W、5涮o、4％cr高速钢Fi91．26％W、5％Mo，496crhighspeedsteel-lo．譬}I 山东大学硕士学位论文试验温度(F)018许、4'ECr、J％V口189饼、4q6Cr．删△18哺．4，6Cr．谢图1．3高速中含钒最与高温硬度的关系F191．3EffectofvanadiumcontentOnthehightemperaturehardnessofHighspeedsteel(3)钨。有几种合金元素可以促进高速钢的抗回火性或红硬性。历史上，钨是首选元素，所以其它元素的贡献都要折算成钨当量。钨主要生成Fe。w￡型碳化物。共晶的M6C型碳化物在形貌上呈鱼骨状，轧辊淬火温度低，它不易变成分散态。此外，W2C型碳化物的理论密度高达17．2，在离心力的作用下，铸造时容易发生偏析。当然，从碳化物的体积百分数来说，用钨也是不合算的。但是钨提高钢的抗氧化性，因为高速钢轧辊淬火前在空气炉中加热，所以在成分设计时仍然把钨作为保留元素。按2％的钨计算，只生成不到lv01％的碳化物。钨在高速钢中的原始(退火)状态下形成M6C型碳化物，淬火加热时只能部分溶解，溶解的钨在回火时多以w2C型析出，产生弥散硬化，部分留在回火后的a相中，从而提高其高温硬度和抗回火性，而淬火时剩余的为数相当多的M6C，又可起细化晶粒作用。所以钨首先是强化高速钢的回火马氏体基体。而淬火时在高速钢基体中，大约固溶7％左右。正是这部分钨，赋予高速钢高温硬度以及二次硬化，从而给予高速钢优良的性能。钨原子和碳原子的结合力大，提高了马氏体的高温分解稳定性，钨高速钢在450℃以上，马氏体才开始分解，温度高至550—600℃，还能保持马氏体晶格特性，以维持高的硬度。同时也使钨的碳化物在500。C保持极为细小的尺寸，于是提供了钢的二次硬化能力。据文献。”报导，含钨量过低的铜，在加热到高温时，出现粗大晶粒，脆性很大，而且低钨高速钢熔点低，淬火时又要保证溶入足够的钨，所以淬火温度很窄，热处理时必须严格控制温度，否则易于发生因过热而报废的事故。钨量对高速钢的淬火及回火硬度有很大影响， 山东大学硕士学位论文图1．4是淬火及回火硬度随钨变化的曲线。o基^铬薯J，、I18’·11．．，～i2∞C冬II25Ilt‘●7．^-v～∥，、．、’．●。溅。3Ill、-IIt!|l：f‘：·^、●町氧，／，艄t髯、《警杉‘走r7／1．5··l’’口●V’7y‘i∞‘+睁、—一鼍火m慝‘℃'图1．4含钨量对高速钢淬火及回火硬度的影响Fig1．4Effectoftungstencontentonthehardnessofquenchandtemperinhighspeedsteel(4)钼。高速钢中钼和钨的作用相近，大约1％的钼可以取代1．8％一2％的钨，即钼的钨当量为1．8—2％。共晶的M02c型碳化物形貌上呈捧状或羽毛状，易于处理成分散态。Mo。C的理论密度为9．18，从碳化物的量和偏析来考虑，都比钨有利。但若完全用钼取代钨，轧辊热处理时因在空气炉中加热，氧化脱碳都会加剧。所以，在成分中含2％钨和5％钼。就是说，单是钨和钼的钨当量就达到了11％。(5)铬。所有常用高速钢中都含有4％左右的铬(3．8-4．4％)。铬在高速钢中的主要作用是提高淬透性，退火状态下，铬部分溶于铁素体，部分溶于Mhc型碳化物中。淬火时铬几乎全部溶于奥氏体中，使钢的淬透性增加。此外，铬也是保证抗氧化性的基本元素，所以高速钢轧辊中铬含量高于4％，但含铬量过高会显著增加淬火后残余奥氏体的数量和稳定性，需要增加回火次数““。1．5高速钢轧辊的制造方法1．5．1离心铸造法离心铸造法的主要特点是将外层材料和芯部材料以一定时间间隔浇入铸型内。控制离心旋转时间、芯部铁液浇注间隔时间、浇注温度及防止内层材料和外 山东大学硕士学位论文层材料之间界面氧化是此类轧辊制造成败的关键。采用离心铸造法制造高速钢复合轧辊，其设备简单，成本低，但生产工艺参数要求较高，存在着相当多未解决的关键技术问题。由于高速钢中含有较多的W、Mo、Cr、V等合会元素，而这些元素及其形成的碳化物密度差别很大(见表1．8)6”，在普通离心铸造条件下，高速钢轧辊合金元素偏析严重，外层V含量低，而W、Mo含量高，内层正好相反。由于离心铸造的特殊性。无论如何设计轧辊的外层成分，外层材料总是存在着一定的不均匀性，虽然采用三层结构能改善界面结合状态和提高芯材强度，但同时又增加了工艺复杂程度，从提高外层材料耐磨性出发，希望提高淬火温度，但淬火温度高会使界面烧损，而且芯材所用的铸造材料，其强度己不适应某些轧机(如ME轧机)的要求。不过由于离心铸造法的优点相当突出，而且生产成本较低，通过合理设计合金成分和工艺参数所生产的高速钢复合轧辊。可以满足大多数轧机的需要，因而在相当长的一段时间内离心铸造高速钢复合轧辊仍将处于主要地位。表I．8高速钢中常见元素和碳化物密度⋯1’Tablel．8DensityofdafferentelementsandcarbidesI．5．2连续浇铸复合铸造法为克服离心铸造高速钢轧辊的偏析缺陷，日本新日铁公司开发了高速钢轧辊的连续浇铸复合铸造法(CPC法)[S4Jp如图1．5所示。 山东大学硕士学位论文礁预热冷却水出图1．5CPC法生产高速钢复合轧辊示意图Fi91．5]dethodofCPC其基本原理是把作为轧辊外层材质的钢水浇铸到垂直竖立的芯棒(铸钢或锻钢)和水冷铸型间的空隙里，在钢水逐渐与芯棒熔敷的同时，依次使其凝固，连续向下方拉拔，制成复合轧辊。为了使浇铸的外层材质与芯棒通过电磁感应加热对钢水和芯棒供热．用CPC法生产的高速钢复合轧辊辊身组织细小、均匀、夹杂物少，几乎没有缩孔、疏松等缺陷发生，综合性能明显优于普通离心铸造高速钢复合轧辊。用CPC法制造高速钢复合轧辊，不仅克服了常规离心铸造方法所产生的合金元素偏析，而且新的复合轧辊芯部可采用高强度锻钢，辊芯具有较高的强度，这也是离心铸造方法所做不到的。目前，国#tcPc法已实现了工业化，日本日新制钢所设计的一套CPC装置，其设计能力如下：辊身直径250—850ram、辊身长度<。3000m、外层厚度≤100mm、轧辊长度≤700wan、轧辊重量≤15000kg。1．5．3旋转电渣熔铸法锻造成形法是生产冷轧工作辊的主要方法。但由于合金含量高，锻造难度大，材料利用率低，生产成本高，限制了高速钢轧辊在冷轧中的推广使用。高速钢通常用感应炉熔炼，这一方法生产的钢水质量很难达到冷轧辊对钢的纯净度要求。近年开发的旋转电渣熔铸法是生产半高速钢复合冷轧工作辊的有效方法慨“． 山东大学硕士学位论文电结晶器渣金属熔池底扳图1．6电渣重熔法示意图Fi91．6Methodofdregsremelting作为辊芯与辊颈的锻钢轴放于水冷结晶器中间，两者同心；半高速钢制成的管状电极插在锻钢轴与结晶器之间，它熔化后形成复合轧辊的外层；管状电渣重熔的同时，锻钢轴与结晶器同步旋转，二者之间的空隙不断被重熔的半高速钢钢液充满，钢液将锻钢轴表面熔融，使钢水凝固后与锻钢轴形成冶金结合；随着钢液不断注入，不断凝固，结晶器向上移动，最终形成外层为半高速钢，辊芯和辊颈为锻钢的复合轧辊．用旋转电渣熔铸法生产的半高速钢复合轧辊有如下特点：(1)外层厚度均匀；(2)外层与辊芯冶金结合良好；(3)结合部有高的强度；(4)外层宏观组织致密；(5)外层续净度高。1．5．4液态金属电渣熔接法最近，乌克兰ELMET轧辊公司开发了液态金属电渣熔接法制造高速钢复合轧辊新工艺，它是在CPC法的基础上加上电渣净化作用的一种新的轧辊制造方法，图1．7是ESSLM法示意图㈣． 山东大学硕士学位论文浇包金属液水冷凝结图1．7ESSLM法制造高速钢复合轧辊示意图Fi91．7MethodofESSIJI用ESSLM法制造轧辊时，其外层是在特殊设计的导电水冷铜结晶器中凝固形成的，结晶器不仅使浇入的外层钢液凝固，而且也可保持电渣过程中不消耗电极．过程开始时，先将作为高速钢复合辊芯部的芯轴插入结晶器中，并与其同轴。轴的外表面和结晶器的内表面的间隙决定复合辊外层厚度．然后将在另外的熔化装置中熔化的渣液浇入结晶器和芯轴的间隙中，渣液形成渣池，它的热量将芯轴表面预热。然后再浇入外层高速钢水，可连续浇入，也可按预先设定的程序浇入。钢液将熔渣上浮，同时在通过渣池时被渣精炼。钢液与已经预热的芯轴表面熔合，并因结晶器的冷却而凝固，形成复合层．借助移动装置不断由结晶器中拉出已经凝固的部分(或结晶器上移)，同时上部钢液不断注入，直至达到预定的复合轧辊长度为止。已用此方法生产了344mmX650mm的高速钢复合轧辊用作热带钢工作辊，其外层化学成分为1．896c、0．3％Si、0．7％Mn、4．5116cr、1．5％Ni、3．5嘣o、6．1％V、4．4％W。国内杨国民㈨发明的复合轧辊制造方法和装置与乌克兰ELMET轧辊公司开发的液态金属电渣熔接法相类似，其装置包括结晶器、辊芯把持器、固定架、引锭头、中间包、电源及其电回路。该复合轧辊的制造方法是预先将辊芯制备好，然后将它置于结晶器的中心，并以辊芯为导体，作为电回路的一部分，组成电加热回路，将辊芯直接加热，当辊芯预热到一定温度后，向结晶器中浇入热渣和钢液，钢液开始凝固后，向下抽动辊芯和引锭头，使钢液逐步凝固在辊芯周围，形成复合轧辊。 山东大学硕士学位论文1．5．5喷射工艺近来，喷射成形工艺(OSPREY)的研究引起了国内外的广泛关注，如图1．8”’它是从熔融金属制成半成品的先进工艺，所获得的半成品具有以下特征：(1)没有宏观偏析；(2)各向同性而且组织均匀弥散；(3)初始晶粒弥散析出；(4)氧含量低；(5)热加工性能得到改善。7图1．8OSPREY法制造高速钢复合轧辊示意图1．熔融高速钢2．坩埚3．雾化氮气喷嘴4．喷射粉未5．锻钢心6．转动机构7．沉积室Fi91．8MethodofOSPREY正由于OSPREY工艺具有上述优点，将它用于制造高速钢轧辊己引起了人们的重视。据报道嘲，英国国家轧辊制造公司用0sprayT艺生产的高速钢复合轧辊，辊身尺寸达400mm×1000mm，其组织比锻造组织细微得多，而且完全消除了粗大的共晶碳化物，在辊芯和喷射层之间边界的结合是良好的冶金结合，轧辊疲劳性能提高，使用寿命延长，目前正开发制造800mX2000m的高速钢复合轧辊设备。美国的BABCOCK公司和WILCOX公司与国家轧辊公司也正在计划同样的项目，研究用OSPREY工艺制造高速钢复合轧辊． 山东大学硕士学位论文1．5．fi热等静压法用热等静压工艺(HIP)生产的高速钢复合轧辊，与相同成分的铸造高速钢轧辊相比，碳化物更细小、均匀，而碳化物的形貌及分布对轧辊的热疲劳性能、抗剥落性能及韧性起决定性作用，因此用HIP工艺生产的高速钢轧辊的综合性能明显优于铸造轧辊删。此外，为了进一步提高耐磨性，HIPI艺采用更高的碳含量和合金含量，保持良好的碳化物形貌。用HIPI艺生产高速钢轧辊时，一般是用铸、锻钢材料制成辊芯，在辊芯外填充辊身外层所用的高速钢粉末，抽真空后在1000℃以上高温和IOOMPa以上压力下烧结成轧辊。目前由于设备限制，HIPI艺还只能生产小直径的高速钢轧辊。I．6高速钢轧辊研究的重点为提高我国高速钢轧辊的研究、制造和使用水平，应重点对以下几个方面进行研究：(1)加快高速钢轧辊制造方法的研究。目前我国高速钢轧辊的制造方法主要是普通金属型铸造和普通离心铸造。用普通金属型铸造的高速钢轧辊组织粗大，轧辊内部易产生气孔、缩孔和疏松等铸造缺陷，轧辊使用效果差。用普通离心铸造法生产的高速钢轧辊，因轧辊中的各种合金元素密度差别极大，离心力作用下产生严重的偏析，严重影响轧辊的使用效果。国外开发的CPC法制造的铸造高速钢轧辊尽管具有较好的性能，但引进CPCI艺和设备投资巨大，在目前国内冶金和机械工业不景气的情况下，走引进CPc工艺和设备道路是十分困难的，建议国内冶金、机械的主管部门尽快组织国内的科研、设计和制造单位，开展CPCI艺和设备的研究，争取尽快开发国产的CPc工艺设备。在普通离心铸造的基础上，通过在凝固过程中增加电磁搅拌等措施，有望减轻甚至消除元素偏析，提高铸造高速钢轧辊质量。电渣法生产的高速钢轧辊组织细小、致密，偏析轻，投资不太大，也值得推广应用．(2)加强对高速钢轧辊化学成分的研究。目前高速钢轧辊的成分范围相当的宽，没有一个统一的标准，所以应该加快高速钢轧辊的成分研究。高速钢轧辊的化学成分应在大量试验研究的基础上进行科学设计．国外钨资源缺乏，因此在高 山东大学硕士学位论文速钢轧辊中加入大量的Cr、Mo等合金元素，而我国情况则不同，w资源十分丰富，cr、Mo相对缺乏，开发高速钢轧辊应结合我国国情，在满足轧辊使用要求的情况下，尽量降低成本。(3)加强高速钢轧辊热处理工艺的研究。高速钢轧辊的性能除了与其化学成分及制造工艺有关外，热处理工艺也有很大影响。目前国外文献对高速钢轧辊的热处理工艺报道较少，并不能说明国外对高速钢轧辊的热处理不重视，主要原因是出于对热处理技术的保护。国内有些学者提出高速钢轧辊的热处理可采用高速钢刀具热处理相同的工艺，实际上是不行的。复合高速钢轧辊的辊芯通常采用灰铸铁、球铁、铸钢或锻钢，而高速钢的常规淬火温度在1250‘C以上，若高速钢轧辊的淬火温度选择在1250"C以上，则辊芯的组织显著粗大，甚至出现局部熔化现象，使辊芯强度显著降低，轧辊使用中易出现断辊现象，影响轧机设备的正常运行。国外已开发成功了高速钢轧辊的亚温热处理工艺，但未对工艺作详细报道。我们应立足国内，尽快开发高速钢轧辊热处理工艺，新开发的热处理工艺应该在取消高温淬火保证辊芯具有较高强度的前提下，做到简便易行，能耗低，污染少。(4)尽快制订高速钢轧辊标准。在开发高速钢轧辊过程中，应结合我国国情，尽快制订高速钢轧辊标准。该标准应具有国际先进水平，只有制订了高水平的标准，高速钢轧辊的推广使用才会出现新起色。(5)加强高速钢轧辊使用特性的研究。高速钢轧辊尽管具有较高的耐磨性，但随着轧制负荷的增加，轧辊粘氧化铁皮问题日益严重，国外报道加润滑油润滑能改善其使用性能，但对润滑油的成分、性能、加入量和加入方法均无详细报道，值得我们深入研究。此外研磨高速钢轧辊时，辊身上脱落的硬质碳化物容易划伤辊面，研磨高速钢轧辊的磨粒及磨削工艺也有待进行深入研究帆“1．1．7研究目标及内容1．7．1研究目标本文以轧辊(辊环)用高速钢为研究对象，主要研究化学成分尤其是变质处理对高速钢材质的组织及性能的影响，试图开发出性能优于传统高铬铸铁轧辊的新一代轧辊(辊环)用高速钢材质。尽管高速钢轧辊已经用于生产领域，但化学 山东大学硕士学位论文成分对高速钢材料组织畸形的影响的研究尚不成熟，并且急需开发适合我国国情的轧辊(辊环)用高速钢材质。本文通过研究化学成分以及复合变质处理轧辊(辊环)用高速钢的显微组织结构、热处理工艺和性能的影响，试图为我国高速钢复合轧辊的生产提供科学依据。1．7．2研究内容(1)通过研究不同化学成分对高速钢组织及性能的影响，确定合适的高碳高钒高速钢的化学成分。(2)研究变质处理对高速钢组织性能的影响，变质剂为K／Na-RE复合变质剂。(3)研究热处理工艺对高速钢组织及性能的影响。(4)研究高速钢性能与组织之间的关系。 山东大学硕士学位论文第二章实验材料及实验方法2．1试验材料的成分设计及变质剂的选择2．1．I合金化元素的确定(1)碳含量的确定为了给合金元素提供足够的碳，高速钢轧辊中的碳含量远大于常规高速钢(0．8％左右)，一般在1．5—3．5％。如何确定高速钢中的碳含量是一个相当困难的问题，目前主要是依靠理论和试验相结合的方法来确定轧辊用高速钢的碳含量，平衡碳理论陋叫在几种常规高速钢的成分上得到了验证，对于轧辊用高速钢还需要验证。本文对碳的选取仍选用平衡碳公式：C=O．033W+0．063Mo+0．060Cr+O．2V+(0．129Nb)(2)钒和铌含量的确定当含钒或铌的高速钢开始凝固时，首先析出以钒或铌为主要成分的Mc型碳化物陋删。在一次碳化物中，碳化钒和碳化铌的形态和体积对性能最有利S．Karagoez等删的研究结果表明，铌与碳的亲和力比钒与碳的大，因而更易形成Mc型碳化物。但只加入铌的高速钢不具备回火二次硬化能力。此外，在铸造成形过程中铌系的Mc型碳化物较钒系的Mc型碳化物粗大，故而在早期轧辊用高速钢的研究中，一般采用高碳高钒系高速钢，不加入铌。复合添加钒和铌的优点是相当显著的，因为铌的夺碳能力强于钒，可以使更多的钒溶于基体之中，以获得良好的回火二次硬化效果。同时，加入Nb后生成的复合MC型碳化物密度大，可以减少偏析。本文设计的成分V的含量变化较大，从4％至IJ5．5％到7％，希望最终能够得出V含量变化对轧辊性能和组织的影响：Nb的加入全部为O．5％，主要是防止产生粗大的Mc型碳化物，同时生成密度较大的复合型Mc型碳化物，减少偏析。(3)其它合金元素的确定合金元素w是提高红硬性和耐磨性的主要元素。Mo与W结构和物理性能相近，可以相互代替，一般说来1％Mo可以代替1．6％～2．O％W．本文所设计的成分中假设W和Mo的性质完全相同，经过计算得出I％／Ho相当于l，996w，并且将其折换成钨当量 山东大学硕士学位论文透性，同时Cr还是抗氧化性的重要元素，一般Cr的含量为4％，为增加抗氧化性2．I．2变质剂的选择(I)K、Na在共晶结晶时选择性地吸附在共晶碳化物择优生长方向的表面上，形成吸附薄膜，阻碍钢液中的Fe、w、Mo、Cr，C等原子长入共晶碳化物晶体，降低了共晶碳化物[OlO]择优方向的长大速度，导致[010]方向长大减慢，而[001]、[100]方向长大速度增大，导致共晶碳化物变成不规则的团块状m”1。由于奥氏体枝晶的细化，在凝固后期，在奥氏体枝晶间由于偏析而形成共晶钢液熔池订21，从而使共晶碳化物得到细化。(2)RE可降低钢液中S和0含量，增加共晶凝固的过冷度，使共晶组织细化”“，RE在高速钢中还有细化枝晶的作用。因此，确定辊环用高速钢的基本元素成分如下表2．1：表2．I辊环用高速钢的化学成分w-％Table2．1ThechemicalcompositionofhigIl—speedsteelusedforrollcollar(wb％)铸造高速钢中粗大的铸态组织和晶界网状共晶碳化物严重削弱材料的强韧性，且难以用热处理方法消除，为此用K／Na_RE复合变质剂对高速钢进行变质处理，确定加入变质剂的量，如下表2．2：‘表2．2K／Na-RE复合变质剂的加入蹙(质量分数％)Table2．2TheaddingquantityofK／Na—REmultiplemodification(w‘％)2．2试样的熔炼及制备高速钢用50kg碱性中频感应电炉熔炼．熔炼过程中先加高速钢废料、废钢、生铁、铝铁、钨铁，钢水熔清后加入铬铁，出炉前加入钒铁，加入造渣剂，插铝出钢，钢水出炉温度1520～1560℃，采用传统的随流加入法加入不同量的复合变质剂，颗粒混合在0．5pm左右，变质剂使用前还进行了烘干处理．熔化均匀 山东大学硕士学位论文变质剂，颗粒混合在O．5Itm左右，变质剂使用前还进行了烘干处理。熔化均匀后按顺序依次浇注，将高速钢熔液浇入表面刷上含Ca、Mg涂料且预热的金属型中，每轮试验浇出四组高50mm直径20mm的棒状试样，每浇出一组试样，随即回炉，加入不同量的变质剂、造渣剂，然后浇注下一组试样。2．3热处理高速钢能够具有高的硬度和耐磨性，特别是很好的热稳定性，其主要原因除含有大量的能形成碳化物的合金元素外，还取决于高速钢的热处理删。通常高速钢的热处理是淬火+回火，在加热到商温时，高速钢中的二次碳化物充分溶解，一次共晶碳化物部分溶解，这些碳化物所含有的碳和合金元素溶入奥氏体中，增加了奥氏体中的碳和合金元素的含量，在淬火时它们固溶于马氏体中，而在回火时析出了弥散状的碳化物，出现二次硬化，因此高速钢淬火时的加热，可在保证晶粒不长大的原则下，尽可能提高加热温度，但对于高速钢复合轧辊，加热温度过高，芯部材料将会变形甚至溶化，所以高速钢复合轧辊的淬火即要保证工作层的淬火效果，又要兼顾芯部材料。淬火工艺：将试样放入电炉，60min内升到760℃，保温10h；然后30min内升到1050℃，保温lOmin；之后降到1020℃，保温lOmim然后在5min内将温度升到1050℃，保温lOmin；之后降到1020℃，保温lOmin；然后在5min内将温度升到1050℃，保温lOmin，将试样拿出炉外空淬。回火工艺：试样冷却后，在50min内将炉温升到565℃，保温2h；之后降到500℃，lOmin内升到565"C，保温2h；然后将温度降到500"C，lOmin内升到565℃，保温2h；将温度降到200℃，保温8min后，拿出炉外空冷。2．4分析及测试方法2．4．1力学性能实验通过HRC硬度试验机测量各种试样的硬度，在MH一6型显微硬度仪上测量基体的显微硬度和各种碳化物的微观硬度。根据测量的结果，分析淬火温度对基体显微硬度和宏观硬度的影响，以及成分变化对这些性能的影响。 山东大学硕士学位论文2．4．2组织观察与分析试样的微观组织观察所用设备为岛津一550型扫描电子显微镜(带能谱)，以4％硝酸酒精做为腐蚀剂，将试样深腐蚀。试验对最终热处理后的高速钢组织进行了观察，分析了热处理温度对及复合变质剂成分变化对微观组织的影响，同时对各种碳化物进行了能谱分析，以确定不同形态的碳化物中所含合金元素的成分。2．5本章小结本章介绍了材料成分、熔炼方法、试样制备方法及组织分析与力学性能测试方法。按照设计的成份进行配料，采用中频感应电炉熔炼，得到了成分合格的轧辊用铸造高速钢试样，按照试样制备标准制备了不同试验用的试样，利用论文中介绍的实验方法和仪器观察试样组织及测试性能，为后续研究分析提供了保障。 山东大学硕士学位论文第三章复合变质剂对轧辊用高速钢铸态组织的影响高速钢的性能有下列结构因素决定：(1)彬化物的类型、形态、分而和体积分数；(2)马氏体基体的特征：(3)晶粒尺寸。为了获得性能优良的高速钢轧辊，需要控制和优化上述微观组织。在影响高速钢性能的诸多微观组织结构因素中，碳化物尤其是晶界碳化物的类型、形态、分布和体积分数的作用最为关键。本章研究了'K／Na及RE复合变质对轧辊用高速钢组织及性能的影响，探讨了钢中复合变质剂的最优加入量。3．1K／Na及RE复合变质对轧辊用高速钢组织的影响K、Na可降低高速钢的初晶结晶温度和共晶结晶温度，这有助于钢水在液相线和共晶区过冷，而合金的结晶过冷度增大，会使形核率大大增加”“。因此，K、Na使初晶奥氏体晶核增多，初晶奥氏体得以细化。初晶奥氏体的细化导致共晶反应时残留钢液相互被隔开的趋势增强，进而导致共晶组织的细化。RE可降低钢液中S和0含量，增加共晶凝固的过冷度，使共晶组织细化m1，RE在高速钢中还有细化技晶的作用。从图3．1中可以看出随着K／Na_RE复合变质剂加入量的增加，粗大的奥氏体枝晶逐渐断开细小，团块化的趋势逐渐增强，当加入量增至1．o％时，枝晶组织全部消失，晶粒为均匀的团块状等轴晶。(a)未变质(b)0．5％变质剂 山东大学硕士学位论文(c)0．7％变质捌(d)I．溉变质荆’图3．I热处理前K／Na-RE复合变质剂不同加入景对高速钢铸态组织的影响Fig．3．IEffectofdifferentK／Na—REmultiplemodificationonas-castcrystalstructureofhigII—speedsteelbeforeheattreatmem一图3．2为加入1．O％K／Na-RE复合变质后，试样边缘与中心部分的组织比较，可以看出，组织均匀性较好，均为细小等轴晶分布。图3．2热处理前加入质蘑分数为1．o％的K／Na-RE复合变质剂后试样边缘与心部组织比较Fig．3．2Comparisonofaustenitecrystalstructureatedgeandcenterofhigh·speedsteeladdedbyI．0％multiplemodificationofK／Na-REheforeheattreatment-26- 山东大学硕士学位论文3．2K／Na及RE复合变质对轧辊用高速钢碳化物的影响3．2．1变质剂对高速钢铸态碳化物分布的影响(a)未变质(c)0．7％变质剂(b)0．5％变质剂(d)1．096变质荆图3．3热处理前K／Na-RE复合变质剂不同加入置对高速钢铸态碳化物的影响Fig．3．3EffectofdifferentK／Na-REmultiplemodificationonas—castcarbidesofhigh—speedsteelbeforeheattreatment图3．3(a)到(d)依次为四组试样在边缘处的光学显微组织。试样a为高速钢原始试样，碳化物明显，且呈网状。试样b加入了0．5％的K／Na-RE复合变质剂，网状碳化物有所断开，且有所聚集。试样c中加入了O．7％的K／Na-RE复合变质剂，碳化物形貌进一步得到改善。试样d中加入了1．096变质剂，晶粒得到细化，碳化物网状断开，呈块状或粒状。3．2．2碳化物的定性分析高速钢中常见的碳化物有MC、M￡、M3c、M6C、M7c和M。G，对于不同类型的 山东大学硕士学位论文高速钢，其中的碳化物种类也不相同。MC型碳化物主是包括面心立方的VC和NbC、简单立方的MoC和wc。vc单位晶胞中含有8个原子(4M+4C)，MoC和wc单位晶胞中含有2个原子(IM+IC)。它们的点阵常数见表3．1。表3．1tiC型碳化物的点阵常数”Table3．1Latticeconstantof托carbideM6c型碳化物的标准化学分子式为A。B￡，九B：c和A：B,C，这里A代表钒、铬、锰、铁、钴、镍等，而B代表钛、锆、钒、钽、钼、钨等。M6c属立方晶系，单胞中含有16个分子单位，112个原子。各种M6c型碳化物和它们的点阵常数列于表3．2中。表3．2M￡型碳化物的点阵常数⋯1Table3．2LatticeconstantofM￡carbideM2c型碳化物是指具有密排六方晶格的Mo：C、w2c、Nb￡、V2C相，单位晶胞中含有原子数为3个(2M+IC)，它们的特点是容易形成缺碳固溶体。这些相的点阵常数见表3．3。M7c。型碳化物主要指Cr，C，、Mn，C。和Fe7c，型碳化物，具有六方结构，单胞中含有80(56M+42C)个原子。 山东大学硕士学位论文M：。C。型碳化物主要指Cr：3c6和Mn：矗，属于十面体间隙相，具有复杂面心立方结构，单胞中含有116(92M+24C)个原子。Ⅵ，C型碳化物主要指FeC和Mn，C，属币交晶系，Fe，c只有代表性，单胞中含有16(12M+4C)个原子。表3．3Mzc型碳化物的点阵常数⋯’Table3．3Latticeconstantof眦carbide点阵常数碳化物———■■———————————————一参考资料础kclAc／aM02CW2CNb2CV2C2．998-3．0114．742-4．7731．582．1．5853．0022．9943．OOl2．993．1273．1193．1174．7244．7224．7364．721．574I．5761．5781．5754．965—4．9721．588—1．5904．9534．9541．581．5892．885-2．9024．5705—4．57701．584．1．5772【3l】[23】JCPDS【3l】JCPDS【311【23】JCPDS【31】r2．9944．7241．578[23】3．2．3碳化物类型分析为确定碳化物的类型，对加入质量分数为1．o％的K／Na—RE复合变质剂后的试样组织中的典型碳化物进行了电子探针显微分析。l、球粒状碳化物球粒状碳化物扫描电镜分析的扫描点及扫描结果如下图3．4：-29． 山东大学硕士学位论文图3．4球粒状碳化物扫描电镜分析点Fi93．4SEMofgrainycarbide扫描电镜的能谱曲线如图3．5：30002500∞20∞善1500u10005∞09∞8∞7∞e∞5∞400300加O100O012345678910ab图3．5球粒状碳化物a、b的能谱曲线Fi93．5Energycurveofgrainycarbide*#．暑u 山东大学硕士学位论文扫描电镜点成分的能谱分析结果如下表3．4：表3．4球粒状碳化物类犁扫描电镜成分分析结果Table3．4Analysisofgrainycarbide由上述成分可以看出，球粒状碳化物为钒的碳化物。2、鱼骨状碳化物鱼骨状碳化物扫描电镜分析的扫描点及扫描结果如下图3．6：图3．6鱼骨状碳化物类璋!扫描电镜分析点扫描电镜的能谱曲线如下图3．7： 山东大学硕士学位论文图3．7鱼骨状碳化物的能谱曲线Fi93．7Energycurveoffashbonecarbide扫描电镜点成分的能谱分析结果如下表3．5所示表3．5鱼骨状碳化物类埤!扫描电镜分析结果Table3．5Analyslsofflshbonecarbide由上述成分可以得出，鱼骨状碳化物为铬或钼的碳化物。3、条带状碳化物条带状碳化物扫描电镜分析的扫描点及扫描结果如下图3．8：船黜勰88裟o，‘{1，∞鼍：oU 山东大学硕士学位论文图3．8条带状碳化物扫描电镜分析点Fi93．8SEMofstripcarbide扫描电镜的能谱曲线如下图3．9：∞O700a∞5∞柏O3∞知O100Oa·一A姒，b图3．9条带状碳化物a、b的能谱曲线Fi93．9Energycurveofstripcarbide-33．裟黜抛8暑88斯oii∞暑孚oo 山东大学硕士学位论文扫描电镜点成分的能谱分析结果如下表3．6所示：表3．6条带状碳化物成分能谱分析结果Table3．6Analysisofstripcarbide由上述成分可以得出，条带状碳化物为铬的碳化物。因此，经过1．0％的K／Na—RE复合变质后的高速钢组织，其外部主要为细小弥散分布的钒的碳化物及少量的钨、钼碳化韧，往心部的方向，钨、钼碳化物所占比例开始增多，心部碳化物尺寸较大，且数量有所减少，包括钒碳化物、钨钼碳化物和锰的碳化物，但与未变质试样相比要更加均匀。3．3本章小结(1)在轧辊用铸造高速钢中，K／Na-RE复合变质剂加入量在1．0％范围内时，随着复合变质剂加入量的增加，铸念高速钢的奥氏体晶粒明显细化，组织进一步优化，且加入量达到1．o％时组织最好，且组织的均匀性较好。(2)K／Na-RE复合变质剂加入量在1．096范围内时，随着复合变质剂加入量的增加，共晶碳化物趋于断网且团絮化，加入量达到1．O％时碳化物全部呈块状或粒状，且分伟均匀。(3)经过1．096的K／Na—RE复合变质后的高速钢组织，其外部主要为细小弥散分布的钒的碳化物及少量的钨、钼碳化物，往心部的方向，钨、钼碳化物所占比例开始增多，心部碳化物尺寸较大，数量有所减少，且更加均匀。 山东大学硕士学位论文第四章热处理对复合变质后高速钢组织及碳化物的影响对于高钒高速钢而占，淬火(空冷)回火处理过程中，碳化物的类型、形态、分却无明显变化。淬火加热温度较高时，M，C，型碳化物的边角可少量溶入基体，边角圆整度稍有提高m1。但基体组织中马氏体与残余奥氏体的数量，则可在相当大的范围内变化。残余奥氏体量对钢铁材料的硬度、冲击韧性和耐磨性有重要影响，通过改变高钒高速钢淬火加热温度和回火温度来获得不同数量的残余奥氏体。钢中残余奥氏体过多或过少均不利于材料耐磨性及硬度的提高，残余奥氏体量在一定范围方可获得最佳耐磨性及硬度。在磨粒磨损条件下，以磨损量及硬度为指标，高钒高速钢合适的残余奥氏体量为20％～40％(v01％)In!o图4．1淬火温度对残余奥氏体量的影响Fi94．1Effectofquenchonremainaustenite 山东大学硕士学位论文图4．2回火温度对残余奥氏体君的影响F194．2Effectoftemperonremainaustenite图4．1、图4．2分别反映了淬火加热温度与回火温度对高钒高速钢残余奥氏体的影响⋯’。由图1可知，淬火加热温度相同时，随回火温度升高，残余奥氏体含量呈明显降低趋势；由图2可知。回火温度相同时，淬火加热温度升高，残余奥氏体含量显著升高。在实验所用淬火温度范围内，相同淬火温度条件下，450"C以下回火时，残余奥氏体含量变化不明显；回火温度达N550℃时，残余奥氏体含量迅速降低(图2)。淬火加热温度不超过950"C时，550℃回火可使残余奥氏体量降到比较低的水平；淬火温度达到1000℃后，淬火温度升高，使残余奥氏体降至较低水平的回火温度逐渐增加。淬火温度较低时，奥氏体中溶解的碳及钒、铬、钼等合金元素的量较少，马氏体转变的终止温度M，点较高，奥氏体的稳定性差。淬火冷却过程中，马氏体转变较为充分，淬火后，残余奥氏体量较少。淬火温度较高时，更多的碳及钒、铬、铝溶于奥氏体中，奥氏体稳定性提高，M，点降低。淬火过程中，马氏体转变量较少，残余奥氏体增多。故淬火加热温度升高，残余奥氏体量增加。4．1淬、回火工艺的确定本试验成分的高钒高速钢，在450℃以下回火碳析出、降低位错密度的作用。虽然回火温度超过M，点，但奥氏体化温度较低，向马氏体转变的相变驱动力小，回火过程中难于转变为马氏体，故450"C以下回火时，残余奥氏体量变化不大。 山东大学硕士学位论文回火温度达到550℃后，马氏体相变驱动力增加，回火过程中有较多的残余奥氏体转变为马氏体，回火温度继续增加，马氏体转变更为充分，残余奥氏体量更少。综上所述，确定高速钢的淬、回火工艺如下：淬火工艺：将试样放入电炉，60min内升到760℃，保温lOh；然后30min内升到1050℃，保温lOmin；之后降到1020℃，保温lOmim然后在5min内将温度升到1050"C，保温lOmin；之后降到1020"C，保温lOmim然后在5min内将温度升到1050℃，保温lOmin，将试样拿出炉外空淬。温度℃1050℃1020℃1050℃时问(分钟)图4．3淬火工艺示意图jFi94．3Sketchmapofquenchtechnics回火工艺：试样冷却后，在50min内将炉温升到565℃，保温2h：之后降到500℃，lOmin内升到565"C，保温2h；然后将温度降到500℃，lOmin内升到565℃，保温2h：将温度降到200℃，保温8min后，拿出炉外空冷。温度℃时I．丑J(分钟)图4．4I廿I火工艺示意图Fi94．4Sketchmapoftempertechnics 山东大学硕士学位论文4．2热处理对变质前后高速钢显微组织的影响4．2．1对变质前高速钢显微组织的影响(a)边缘热处理前(a’)边缘热处理后(b)中心热处理前(b7)中心热处理后图4．5未变质试样热处理前后边缘及中心处组织Fi94．5Effectofheat—treatmentonedgeandcenterstructurebeforeandafterheat—treatmentwlthoutmodification如图4．5所示为未变质的原始试样与经过热处理后的试样的显微组织的比较，可以看出，经过热处理晶粒有所粗大，碳化物未发生明显的断网，且局部存在严重的聚集和粗化。4．2．2对变质后高速钢显微组织的影响未变质试样，经过热处理后晶粒有些粗大，但随着变质剂加入量的增加，枝晶明显减少，等轴晶逐渐增多，且分布均匀，碳化物逐渐聚集并团块化。见图4．6。 山东大学硕士学位论文(a)未变质(c)0．7％变质剂(b)0．5％变质剂(d)1．o％变质剂图4．6热处理后K／Na-RE复合变质剂不同加入鼍对高速钢显微组织的影响Fig．4．6EffectofdifferentK／Na-REmultiplemodificationOilas—castcrystalstructureofhigh—speedsteelafterheat—treatment参‘^t，4．3热处理对变质后高速钢碳化物的影响由上可知，经过热处理后，晶界碳化物发生明显的断网，且随着变质剂加入量的增加，断网情况更加理想。如图4．7、4．8所示，共晶碳化物的形态和分稚大为改善，但经过变质处理后，共晶碳化物发生溶解和粒化，在局部形成许多细小的粒状碳化物，在晶界上的碳化物也变为团球状。说明变质时的共晶碳化物在加热过程中发生溶解和粒化，碱金属的溶点低，原子半径大，是表面活性元素，吸附在碳化物与奥氏体的界面上，由于在碳化物择界面的吸附与偏聚也使得从奥氏体中脱溶而出的碳和合金元素难以偏聚到晶界上形成网状共晶碳化物。 山东大学硕士学位论文图4．71．O％K／Na—RE复合变质试样热处理前后7mm处组织Fi94．7The7mstructurebeforeandafterheat—treatmentwith1．O％modlfzcation图4，81．O％K／Na—RE复合变质试样热处理前后中心处组织Fi94．8Thecenterstructurebeforeandafterheat—treatmentwith1．096modificatzon从图4．9中可以看出，加入1．o％K／Na—RE复合变质剂，再通过适当的热处理后，铸态共晶碳化物发生明显变化，网状碳化物基本消失，碳化物以独立粒状或团块状在基体中均匀分布。 山东大学硕士学位论文图4．9第四组1．O％K／Na-RE复合变质剂对热处理后高速钢碳化物的影响，(a)是电子探针下胡良-t协一*t3“铸态碳化物图像，(b)(c)(d)(e)(f)分别是碳，钒、铬，钨、钼的图像，，Fig．4．9Electronprobemlcroanalysis(EPMA)ofeutecticcarbidesinhsswith1．O％，≯，*modlficatzon：(a)SEIshowingtheeutecticcarbides：(b)c_X'rayimage：(c)V-X—raylmage：(d)cr—X—rayimage；(e)W-X—rayimage：(f)140—x_rayimage．4．4本章小结(1)确定了针对轧辊用铸造高速钢的合理的淬、回火工艺。(2)经过热处理后，未变质试样中晶粒有所粗大，经过变质后枝晶逐渐消失，等轴晶逐渐增多，且分布均匀。(3)经过热处理后，晶界碳化物发生明显的断网，且随着变质剂加入量的增加，断网情况更加理想，加入量为1．096时，共晶碳化物发生明显变化，网状碳化物基本消失，碳化物以独立粒状或团块状在基体中均匀分布。 山东大学硕士学位论文第五章复合变质及热处理对高速钢晶粒及夹杂的影响5．1复合变质及热处理对晶粒的影响在光学显微镜下对10个视野直接数晶粒数，然后用公式N=n／12计算单位面积内的晶粒数(N-1舢2内的晶粒数；n—lO个视野内的平均晶粒数；卜视野边长／放大倍数)，结果见表5．1，经过1．0％复合变质后，单位面积的晶粒数由1200增加到1600。由此看来，K／Na—RE复合变质剂能明显细化晶粒。这是因为K／Na及RE元素与s和0有很强的亲合力，能形成高熔点的s、0复合夹杂物(见图5．1)。在钢液凝固过程中，这些央杂物可作为非自发结晶的核心，使品粒细化“”。另一方面，K／Na及RE为表面活性元素，易富集在结晶前沿，阻止晶粒长大，使铸态晶粒细化。同时K／Na及RE元素沿晶界富集，抑制了奥氏体晶粒的长大，使晶粒进一步细化”1。表5．1变质削对高速钢单位血积巾晶粒数的影响Table5．16rainnumberinunitareaofsamplewithorwithoutmodification 山东大学硕士学位论文图5．1经变质处理的高速钢中夹杂物的电子探针分析(a)s的分布；(b)O的分布：(c)Cr的分布；々～(d)Ce的分布毫。，《Fig．5．1EP姒analysisofinclusioninhsswithmodification：(a)S—X—rayimage；(b)，一／沪X—rayimage；(c)Cr—x—rayimage；(a)Ce《1ayimage．．簧5．2复合变质及热处理对夹杂物的影响夹杂物(特别是硫化物夹杂)的形态、大小及分布显著影响钢的力学性能。因此，改变硫化物的形态、大小及分布能稳定冶金质量、提高钢的力学性能。图5．2是高速钢中夹杂物的形态和分布。由图5．2可知，未经变质的高碳高速钢中的夹杂物以硫化物为主，加上少量球状和块状夹杂物，并且这些夹杂物在晶界聚集分布。变质后，主要以球状夹杂物为主，加上少量块状夹杂物，其尺寸细小、分布均匀、数量有所增加，消除了沿晶界聚集分布的硫化物夹杂。究其原因在于稀土与硫或氧有很强的亲和力它与钢中的硫或氧形成高熔点复合夹杂物，这些夹杂物在液态下形成、长大，并可作为结晶核心m1，使钢液依附于夹杂物结晶，从而阻止了夹杂物的长大使夹杂物细小、浑圆，均匀分布于晶内，消除了沿晶界聚集分布的硫化物夹杂对钢的危害。．43． 山东大学硕士学位论文～-警矿t●●，嘲∞”≯．I}一●圈5．2高速铜中夹杂物的形态和分布(a)未变质：(b)1．0％变质后Fig．5．2Morphologyanddistributionofinclusioninhss(a)withoutmodification：(b)with1．096modification5．3本章小结(1)K／Na-RE复合变质剂能明显细化晶粒。(2)1．O％K／Na—RE复合变质后，主要以球状夹杂物为主，加上少量块状夹杂物，其尺寸细小、分布均匀、数量有所增加，消除了沿晶界聚集分布的硫化物夹杂。，， 山东大学硕士学位论文第六章复合变质及热处理对高速钢机械性能的影响轧辊足高速轧机的主要磨损件之一。如何提高轧辊的力学性能和使用寿命，以适应轧钢企业发展的需要是当Ij{『的一个重要课题。为了达到这一目的，希望轧辊获得更高的硬度、韧性和耐磨性。为了使小直径工作辊能承受因直径减小而增加的辊面接触压力和轧制周次并保持良好的辊面质量，要求轧辊具有硬而致密的外层材料，以便使其磨损率下降睁“。此外，轧辊是用于热带钢轧制，因此要求其外层材料在高温下仍能保持优良性能。在热处理后的圆环铸件上直接截取试样。冲击试验采用lOrmn×lOmmX55mm的无缺口试样，在JB-147／294A型冲击试验机上测试冲击韧性，每组测试3根试样，取其平均值；硬度试验在HR一150D型洛氏硬度计上进行，每组测试3根试样，每根试样测试4点，取其平均值。采用AJS-35C扫描电镜、电子探针和能谱对微观组织、夹杂物和断口进行分析。6．1对硬度及冲击韧性的影响高速钢的冲击韧性较低一直以来是一个未能很好解决的问题，分析认为可能与下面的一些因素有关：(1)试样的制备。由于在浇注时对钢液的流量控制不好，时快时慢有时还会短时断流，会造成浇注的辊环形成分层，在冲击样的断口处有时会看到黑色的氧化夹层。再者，由于试样的线切割都较为困难，常常造成冲击试样表面的凹纹或凸纹，也会对冲击结果产生误差。但是在多次冲击试验后，也有很多表面加工平整，尺寸准确，断口整齐无分层现象的试样其韧性值还是不高，所以最终认为，试样的制备方面却是对冲击韧性值偏低造成一定影响，但不是主要原因。(2)热处理工艺的选择。不同的热处理工艺条件对冲击韧性有较明显的影响，如前所述，硬度和韧性不可能同时得到峰值，通过提高淬火温度和回火温度，在损失较小硬度的前提下可同时提高一定冲击韧性值。所以，热处理条件的选择是影响冲击韧性的一个原因。(3)杂质的影响。实验室受设备和冶炼条件所限，对磷、硫等杂质难以有效控制，经化学分析，高速钢试样中含磷约为0．053％，硫约为0．12％，而高的磷、硫 山东大学硕士学位论文等杂质含量对提高冲击韧性是不利的。高铬铸铁1．0％复合变质后高速钢图6．1试样断U的S酬照片高速钢Fi96．1SEMfractgraphsoftypicalspecimens图6．1为高速钢变质前后，试样冲击断口的形貌与高铬铸铁的对比，从断口看，未变质的为脆性断裂，变质后为准解理断裂+小韧窝。未变质式样的韧性较差，裂纹扩展阻力很小，行程较大，撕裂棱显得粗大且沿裂纹扩展方向平行分布：而变质后韧性较好，裂纹扩展途径复杂曲折，行程较短，最后形成短小曲折的撕裂棱。未变质高速钢试样中，由于网状碳化物的存在，使得晶粒J’日J的联系被割断，晶粒间的结合强度大大降低，在受到冲击的情况下，由于碳化物与晶粒界面处严重的形变不适应，裂纹容易沿着碳化物与晶粒界面萌生，当裂纹遇到碳化物网时，裂纹将沿着境界传播，使裂纹的扩展速度加快。因此，未变质高速钢的冲击韧性很低。硬度是辊环的重要性能指标，辊环在工作过程中为保证线材的尺寸精度，应能保持其轧槽形状和尺寸不会发生变化。辊环在轧制过程中承受高温及较大的冲 山东大学硕士学位论文击，因此，使高速钢保持足够的硬度和韧度，有利于延长辊环的寿命。钢的晶粒度和钢中碳化物的数量、大小及分布情况以及残留奥氏体量等均对钢的强度和韧性有很大的影响。K／Na—RE复合变质剂具有脱硫、去气、净化铜液的作用，它与钢液中的硫或氧形成高熔点球状或块状复合硫化物夹杂，消除了沿晶界聚集分布的硫化物夹杂对钢性能的危害，碳化物由连续网状趋于团球状，奥氏体晶粒细化，晶界脆化大大减轻，裂纹不容易沿晶界扩散而主要通过使晶粒发生解理而传播，此外，稀土元素有净化晶界和强化晶界的作用，从而使试验钢的热塑性得以提高【7B79】a采用适当的热处理工艺对高速钢进行处理时，提高热处理的温度可使冲击韧性有较明显的提高。提高淬火温度，在较高温度淬火温度下保温，有利于合金元素的扩散和碳化物的溶解，在回火时可以弥散析出，减小碳化物不均匀分布和对基体的割裂作用；另外，·一般高速钢的回火特点是：在硬度和强度出现峰值的回火温度下往往塑性有所下降，提高回火温度，由于马氏体的分解和合金碳化物的。一聚积，会使硬度、强度下降但塑性升高。本实验采用的540"C回火正是硬度出现峰值的温度范围，所以也可能是塑性、韧性较低的温度，采用较高温度570"C回火，在损失较小硬度的情况下提高了高速钢的韧性。所以，提高淬火温度和回火温度可以使冲击韧性有所改善．对加入质量分数为1．O％K／Na-RE复合变质剂后的3个高速钢试样热处理1魏后硬度及冲击韧度进行检测，并与高铬铸铁进行比较，见表6．1、表6．2。表6．1K／Na-RE复合变质处理高速钢的硬度Table6．1Strengthofhigh—speedsteelinvestigated硬度(HRC)试样1试样2试样3平均值边缘67．567．267．3高速钢中心高铬铸铁66．961．O66．859．367．O60．666．960．3 山东大学硕士学位论文表6．2复合变质处理后高速钢的无缺口冲击韧度(Jlcm2)Table6．2Non—notchedimpacttoughnessofhigh—speedsteelinvestlgated，由表6．1、6．2可阻看出，加入1．o％复合变质剂，并经过适当的热处理后，通过检测高速钢试样的不同区域的硬度，并与高铬铸铁进行比较，可见，高速钢辊环的硬度比高铬铸铁辊环的高，硬度均匀性明显优于高铬铸铁辊环，并用线切割机加工出lOmXlOmmX55ram的试样，测试了冲击韧性，可见高速钢辊环热处理后的冲击韧度可达到高铬铸铁辊环的3倍左右。6．2对红硬性的影响采取一些措施，在保证奥氏体晶粒不长大的前提下，提高淬火温度，可以有效的提高回火后硬度及红硬性，有可能使红硬性高于其他高速钢。在淬火后，常规回火前增加一次380℃低温回火，可以提高回火后硬度及红硬性。测试温度，。C图6．26v试样的高温硬度Fi96．2Hightemperaturehardnessof6v 山东大学硕士学位论文图6．2㈣为含钒量为6．096的高速钢在不同含碳量时的高温硬度。将高速钢在硬度峰值空淬，并在565±5℃进行回火处理，然后分别在500。C、600。C、700"C、800℃测定各钢的高温硬度，其结果如图2、3所示。随温度升高，硬度下降，钒量、碳量增加硬度下降的幅度变小，不难理解，碳、钒含量高，碳化物数量多，因而高温时支撑的力量大，使高温硬度降低缓慢。表6．3变质前后高温硬度对比Table6．3Compareofhightemperaturehardnesswithandwithoutmodlfication由上表可以看出，变质后高速钢淬火后硬度，因残余奥氏体增多而随淬火温度升高而不断下降。回火后硬度则随淬火温度升高而升高。淬火温度为105022时，硬度可达66HRC以上，这是因为试验用的高速钢的平衡碳量偏高，碳饱和浓度偏低。结合奥氏体晶粒度考虑，该钢淬火温度为1050。C。如在淬火后，常规回火前，先进行一次380℃低温回火，则可使回火后的硬度及红硬性均得到提高，这是因为3804C低温回火可以促使随后的常规回火时析出的碳化物更加弥散，故而提高了回火后的硬度及红硬性。6．3对耐磨性的影响图6．3179]为高速钢中典型的碳化物的形态，不同的碳化物形态对耐磨性也有不同的影响。粒状Mc型碳化物羽毛状M2c型碳化物 山东大学硕士学位论文鱼骨状M6c型碳化物复杂碳化物M2C／Mc型碳化物图6．3铸态高速钢中各种碳化物的形态Fi96．3SEMmicrographsofdifferentcarbides试验结果表明，各种成分的高碳高钒系高速钢的硬度较高，其耐磨性均优于高铬铸铁，相对耐磨性提高了1183～7164倍；在高碳高钒系高速钢中，具有弥散分布眦型碳化物的合金的耐磨性能明显优于其它成分的合金，其中含钒8％时耐磨性较佳。采用SEM观察高钒系高速钢磨损表面形貌。可以看出，磨损表面存在着深浅、宽窄不等的犁沟和已脱落或要脱落的磨屑。这表明，新型高速钢的磨损机理是犁削和疲劳剥落。从磨损表面还反映，2M028V高速钢磨痕浅而细，犁削不太明显，所以耐磨性最高，其主要原因是其组织中存在大量的细小弥散分布的高硬度碳化物，既可以有效地保护基体，阻止磨粒的切入，减少切入深度，又能够减少疲劳脱落。其它成分的合金因MC型碳化物尺寸相对较大，形貌不圆整，有的合金还存在数量不等的沿晶界分布的鱼骨状的M：c碳化物，因而它们的耐磨性较差。此外，含4％Nb的合金中，基体韧性较差，尽管磨损量较小，但在磨损过程中出现了表面龟裂，这表明在此类钢中铌含量不宜过高㈨。高碳高钒系高速钢中MC型碳化物的形态可以分为三类：一是在亚共晶成分中自奥氏体中析出的分散块状，条状及共晶析出的骨架状Mc型碳化物；二是加铌后，自液态直接析出的孤立的大块状Mc型碳化物；三是过共晶成分中出现细小，弥散分布的Mc型碳化物。在高载荷磨损条件下，随磨损时间的延长，试样温度上升，基体的强韧性下降，在碳化物和基体的界面上会产生较大的应力集中，同时有些尺寸较大的碳化物在压应力作用下将产生碎裂，其尺寸越大，碎裂的可能性越大。另一方面碳化物剥落后作为磨屑又会加剧磨损。第一类Mc型碳化物形态不圆整，第二类孤立的Mc型碳化物在磨损过程中其碳化物基体的界面应力要比第三类形态圆整，弥散分布的MC型碳化物要大，因而在磨损过程中容易剥落，导致失效。 山东大学硕士学位论文第三类细小，弥散分布的MC型碳化物，既有利于保护基体，又有利于碳化物之间的相互保护，可以有效的提高轧辊用高速钢的耐磨性能””。冲击磨损下试样固定于转动轴上恒速转动，上试样固定在重锤上，由凸轮机构带动作间歇式往复运动，磨料在两试样问流动，上试样随重锤上开至一定高度后，自由下落冲击磨料及下试样，由于下试样做匀速转动，使两试样产生相对运动。磨料在重锤的作用下，刺入试样，由试样本身的硬度、韧性及冲击功大小不同，其磨损的机制不同。冲击功较小材料韧性较高、硬度较低时，磨料刺入试样相对刺入的深度也比较浅，随着下试样的转动，刺入试样的磨料受到切向力的作用，对试样进行凿削，但材料韧性较低，硬度较高时，磨料刺入试样困难，在试样上形成压坑并使压坑下面及周围产生脆性破裂，作用在碳化物上时，使其产生裂纹，并沿其匀速扩展，最后剥落。冲击功增大后，当材料的韧性好，硬度低时，磨料刺入试样的深度增加，使磨料周围的材料发生翻边、堆积，下试样转动时，磨料切削试样所受到的阻力馋，．k加大，很难切削试样，大部分随试样一起移动最后落下，翻边和堆积在其它磨料、的作用下发生剥落，当材料硬度高、韧性差时，磨料作用在材料上的压力更大，。使其产生更大的压坑，从而造成更大的剥落队821。本试验范围内，各合金的磨损可归纳如下：低冲击功时，低碳、低钒试样的碳化物量较少，硬度相对较低，磨料在冲击力的作用下，刺入试样较浅的磨橼则对其进行切削；刺入试样深的磨粒，使磨料周围的材料发生翻边或堆积最后产生剥落，v量增加时，组织中VC量增加，碳化物总量也有所增加，合金的硬度有所提高，抵抗切削和剥落的能力有所增加，增加碳量，碳化物数量大幅度增加，磨损总量增加，磨屑的尺寸也有所增大。高冲击功时，同低冲击功相比磨料切入试样的深度增加，或对碳化物的压力更大。从磨屑看，仍呈长块块状，但长度较小，厚度增加。 山东大学硕士学位论文变质前变质后图6．4变质前后磨屑的形态Fi96．4SEMmicrographsvithandwithoutmodification回火温度升高，回火次数增加，合金的韧性变好，抗剥落的能力增强，故而总的耐磨性变好。碳化物形态、尺寸及基体组织的强韧性对高速钢的耐磨性具有决定性作用。具有弥散分布颗粒状碳化物和高强韧基体组织的试样的耐磨性较高。图6．4为变质前和加入1．O％K／Na-RE复合变质剂后，磨屑的形态。复合变质处理可促进弥散分布的颗粒状碳化物组织的形成；实验中设计的成分组合有利于获得大量的细小、弥散分布的高硬度Mc型碳化物和较少数量的地c型碳化物，相应的合金试样的组织形态和耐磨性能最佳。6．4本章小结l、试验钢经K／Na_RE复合变质处理后，其力学性能得到了改善。与未经变质处理的试验钢相比，硬度有所提高，均匀性较好，冲击韧性大幅度提高；且经过变质后的高速钢经过适当热处理后具有较好的红硬性。2、K／Na—RE复合变质剂可以促进高速钢中弥散分布的颗粒状碳化物组织的形成，从而改善其组织形态和耐磨性能。经变质和热处理的高速钢中具有大量细小、弥散分布的颗粒状Mc型碳化物，因而具有较高的硬度和良好的耐磨性，其在高载荷下的耐磨性尤为突出。 山东大学硕士学位论文第七章结论1、经K／Na—RE复合变质处理，可大大减轻W、Ⅵo、Cr、V等合会元素的偏析基体和碳化物均得到细化，共晶碳化物网断裂，骨骼状碳化物减少，孤立块状碳化物增加。2、高速钢经过淬火和回火处理后，K／Na—RE复合变质高速钢中的基体和共晶碳化物的形态和分布进一步改善，并形成许多细小的粒状、团球状碳化物。1．O％K／Na-RE复合变质后，夹杂物主要以球状为主，加上少量块状，其尺寸细小，分布均匀；沿晶界聚集分布的硫化物夹杂基本消除。3、1．o％K／Na-RE复合变质试样热处理后，高速钢的组织及力学性能较好，硬度有所提高，韧性、红硬性明显改善，耐磨性增强。 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山东大学硕士学位论文致谢本文是在杨华副教授的悉心指导下完成的。从论文的选题到撰写的过程中，导师杨华副教授倾注了大量的心血。导师渊博的知识，严谨的治学态度，敏锐的科学洞察力，机敏的思维方式深深的影响着我，导师对事业孜孜不倦的追求，面对困难无所畏惧的精神，崇尚创新的科学理念时时感染着我。导师精心营造的求实、团结、勤奋的科学氛围，呕心沥血创造的科研条件是我们不断向前的前提条件。几年来，杨老师在学业上严格要求，在生活上关怀备至，为作者早日成材倾注了大量心血，这将永远使学生铭记在心，也必将激励学生终生奋发向上，锐意进取。在此，谨向我的导师杨华副教授致以崇高的敬意和衷心的感谢!山东大学材料液态结构及其遗传性教育部重点实验室的边秀房教授、刘相法教授、田学雷教授、秦敬玉教授、王伟民教授、王丽副教授和秦绪波高工，给作者许多有益的指导与讨论。论文的实验得到了张均艳老师、李士同老师的大力支持和帮助，在此对他们一并表示感谢。感谢山东大学材料液态结构及其遗传性教育部重点实验室的博士生潘义川，硕士生侯晓霞、张行河、焦金玲、孙晓敏、谢瑞财、魏代斌，任怀喜等，与他们交流对我的研究工作启发很大，并使我终生受益。感谢材料液态结构及其遗传性教育部重点实验室所有给予我帮助的老师和同学!另外，我还感谢我的亲人，是他们多年来对我的理解、支持和鼓励，是他们给了我勇气和决心，我才得以顺利完成学业。潘福贞2006年3月24日于山大 山东大学硕士学位论文附录攻读硕士期间发表的论文：1．潘福贞，杨华，焦金玲等．K／Na—RE复合变质对辊环用高速钢组织及力学性能的影响．铸造．2006，55(2)：164—1682．张行河，杨华，潘福贞．碳化物对高铬镍钢与Cr60堆焊材料耐蚀性的影响．铸造．2004，53(12)：1047—10493．张行河，杨华，潘福贞．高铬镍钢与Cr60堆焊材料耐蚀性对比．现代铸铁．2004，24(3)：16—174．HouXiaoxia'YangHua，ZhaoYan，PanFuzhen．EffectofSiontheinteractionbetweendiecastingdieandaluminumalloy．Materialsletters，58(2004)：3424-3427(SCI、EI收录)