（材料加工工程专业论文）铌含量和淬火回火温度对轧辊用高速钢组织和性能的影响.pdf

中文摘要 摘要：热轧带钢连轧机上的轧辊主要为高速钢轧辊，由于轧辊工作层的基体上通 常分布着组织粗大、硬度较低的m 3 c 型或m 7 c 3 型碳化物，导致高速钢轧辊的硬度 和热疲劳性能较低，耐磨性较差，使用寿命较短，因此“如何在高速钢轧辊工作 层的基体上获得大量细小均匀、弥散分布的m c 型碳化物”成为了研究焦点。 针对上述研究焦点，本文开展了高速钢成分与热处理对高速钢组织与性能影 响的研究，对不同含铌量的高速钢进行了淬火与回火热处理试验，研究了含铌量、 淬火温度、回火温度对高速钢硬度的影响规律，并通过x 射线衍射分析结合金相 组织显微观察和能谱分析，确定了高速钢中主要碳化物的类型及化学成分。 取得的主要研究成果如下： 1 、高速钢中的n b 元素的合理含量应为2 左右。 2 、含n b 2 的高速钢的最佳淬火温度应为1 1 0 0 1 1 5 0 ，在此温度下淬火， 高速钢的硬度达到了峰值h r c 6 9 。 3 、含n b 2 的高速钢的最佳回火温度为5 0 0 5 2 5 ，在此温度下进行二次 回火，高速钢的硬度出现了二次硬化峰h r c 6 8 5 。 4 、含铌高速钢的碳化物主要类型为：m c 、m 6 c 和m 7 c 3 等。n b 元素的加入， 提高了高速钢的淬火温度，进一步促进了细小颗粒状碳化物m c 的生成，进而提高 了高速钢的硬度。 关键词：高速钢；铌含量；洛氏硬度；碳化物 分类号：t g l 4 2 1 j e 塞塞遵太堂亟堂僮迨塞 垦曼i 睦g ! a b s t r a c t a b s t r a c t ：h i g hs p e e ds t e e ls p e c i m e n sc o n t a i n i n gv a r i o u sn i o b i u mc o n t e n ta r ep u t t oh e a tt r e a t m e n t t h eh a r d n e s so ft h e s es p e c i m e n sm e a s u r e db yr o c k w e l lh a r d n e s s e q u i p m e n tr e v e a l s t h ei n c i d e n c er e g u l a r i t yc a u s e db yq u e n c h i n gt e m p e r a t u r ea n d t e m p e r i n gt e m p e r a t u r e t h et y p ea n dc h e m i c a lc o m p o s i t i o no fm a i nc a r b i d e si nh i g h s p e e ds t e e la r es t u d i e dt h r o u g hx r a yd i f f r a c t i o na n a l y s i s ，m i c r o s t r u c t u r eo b s e r v a t i o n a n de d sm e t h o d t h ee x p e r i m e n tr e s u l t sa r ea sf o l l o w t h eb e s tq u e n c h i n gt e m p e r a t u r eo fh i 曲 s p e e ds t e e li s 110 0 115 0 c ，w h e nt h eh a r d n e s sp e a ko fh i g hs p e e ds t e e la p p e a r s ；t h e b e s tt e m p e r i n gt e m p e r a t u r eo fh i g hs p e e ds t e e li s5 0 0 5 2 54 c ，w h e ns e c o n d a r yh a r d e n i n g e f f e c ta p p e a r s ；t h et y p e so fm a i nc a r b i d e si nh i l 曲s p e e ds t e e lc o n t a i n i n gn i o b i u m i n c l u d e ：m c ，m 6 ca n dm 7 c 3 t h ec o n t r i b u t i o no fn i o b i u ma s ：h e i g h t e nt h eq u e n c h i n g t e m p e r a t u r eo fh i g hs p e e ds t e e l ，a c c e l e r a t em cf o r m i n g ，a n di m p r o v et h eh a r d n e s so f h i 曲s p e e ds t e e l k e y w o r d s ：h i g hs p e e ds t e e l ； n i o b i u m ；r o c k w e l l - h a r d n e s s ；c a r b i d e c i a s s n o ：t g l 4 21 l v 独创性声明 本人声明所呈交的学位论文是本人在导师指导下进行的研究工作和取得的研 究成果，除了文中特另t j ；h h 以标注和致谢之处外，论文中不包含其他人已经发表或 撰写过的研究成果，也不包含为获得北京交通大学或其他教育机构的学位或证书 而使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均己在论文中作 了明确的说明并表示了谢意。 学位论文作者签名：签字日期：年月日 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解北京交通大学有关保留、使用学位论文的规定。特 授权北京交通大学可以将学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索， 提供阅览服务，并采用影印、缩印或扫描等复制手段保存、汇编以供查阅和借阅。 同意学校向国家有关部门或机构送交论文的复印件和磁盘。 ( 保密的学位论文在解密后适用本授权说明) 口日 学位论文作者签名：灭乡弋 导师签名： 签字日期：2 d d 年6 月夏咱 签字日期：劫d 夕年6 月之妒 致谢 本文是在张鹏老师的悉心指导下完成的。整个毕业设计过程中，张鹏老师付 出了大量的时间和心血，耐心指导了每个环节的完成。在试验过程中，还得到了 杜云慧老师、文1 j 汉武老师、张君博士和姚莎莎博士的热心帮助与指导，以及严恺 硕：j ：、余惠玲硕： ：和刘云云硕：j 的协助与支持。论文的完成也得到了北京交通大 学材料研究所实验室很多老师、学长和同学的关心，在此一并向各位表示深深的 谢意! 1 1 高速钢概述 1 绪论 高速工具钢简称为高速钢。在我国冶金业中一般称高速钢，民间还俗称为锋 钢。高速钢属丁高碳高合金莱氏体钢【，是特殊钢中经过特殊热处理可以获得高硬 度( h r c 6 0 以上) 和高耐磨性的耐热耐磨钢类，其主要用途为制造各种机床的切削 工具，也部分用于高载荷模具，航空高温轴承及特殊耐热耐磨零部件等。 1 1 1高速钢的发展史 1 7 4 0 年英国s h e f f i e l d 的b h u n t s m a n 把钢料放在坩埚中熔化得到成分均匀的高 碳钢。1 8 6 8 年英国的r o b e r tm u s h e t 经长时间系统实验，发现往钢巾加入大量钨连 同较高的锰量，能使钢锻后在空气中冷却即可硬化，顾称为自硬钢。随着1 9 世纪 工业革命的进展，许多现代炼钢法如贝氏麦法( 1 8 5 6 年) 平炉法( 1 8 6 5 年) 托马斯法 ( 1 8 7 8 年) 相继出现，工业用钢的大量生产迫切需求机床和工具必须跟上。因此如何 提高m u s h e t 钢的性能使其所制工具的切削速度能大幅度提高已成为当时客观迫切 的要求。m u s h e t 钢的锰含量高因而降低a c l 临界点，使其很难软化退火，而且热 脆性大，可锻性很差，淬火时易过热。因此1 9 世纪最后几年m u s h e t 钢面临严重的 挑战，在美国出现了低锰含铬的c r - w 系自硬钢。2 0 世纪3 0 年代美国发现大钼矿， 从而出现了w - m o 系高速钢，其优点为：碳化物细小均匀，热冷塑性及使用韧性都 比w 系钢优越，热硬性不差，而价格却比高钨钢便宜得多1 2 j 。于是2 0 世纪5 0 年代 后先在美国迅速用m 2 ( w 6 m 0 5 c r 4 v 2 ) 代替t i ( w 1 8 c r 4 v ) ，6 0 年代在日本及欧洲也 都普遍采用w - m o 系高速钢取代大多数高钨钢。我国由于钨资源丰富，铜矿的大量 开采始于2 0 世纪7 0 年代后期，所以直到8 0 年代初期w m o 系高速钢材得以迅速 发展，到1 9 9 4 年已占高速钢总量的9 4 7 。 1 1 2 国内外高速钢发展现状 1 1 2 1 通用型高速钢 通用型高速钢是指世界各国生产量较大、用途较广且价格低廉的一类高速钢， 代表钢种有w 1 8 c r 4 v ( 美国t l 、日本s k h z 、前苏联p 1 8 、德国s 1 8 0 1 、英 虱b t i 、 瑞典h s p 1 ) 以t l 表示：w 6 m 0 5 c r 4 v 2 ( 美国m 2 、日本s k h 9 、英国b m 2 、前苏联 p 6 m 5 、德国s 6 - 5 2 、瑞典h s p 4 1 ) 以t 2 表示；t l 是使用最早的钨系高速钢，直到 5 0 年代，此类高速钢仍为世界各国广泛应用【3 】。5 0 年代后期，由于世界范围的钨 元素紧缺导致t 1 价格不断上涨，与此同时，钼矿资源不断被开发，因而促进了钼 系、钨一铝系高速钢的研制开发丁作。m 2 就是当时研制成功的典型钨铝系高速钢， 目前欧美较多国家已用钨钼系高速钢部分或全部取代了t l ，美国已基本不生产 t 1 ；德国己将其从标准系列中取消；前苏联近年米高钨钢的比重也由8 5 降低剑 1 5 。 而我国的形势又有所不同，我国富有钨矿资源( 5 2 的钨矿蕴藏在我国，美国 只占5 9 、西方国家占2 5 ，而8 3 的钼矿在西方国家) 、而且生产t 1 的技术也 较为成熟，凶此，我国通用型高速钢生产至今仍然是以t 1 为主。国际上t l 价格 高于m 2 ，且m 2 具有良好的热塑性，使其应用日趋广泛，在国内的产量也每年剧 增，但它仍然不能全部取代t l 。由此看出，钨、钼资源量的相对比蕈对高速钢系 的转变有直接的影响。 各国的工业生产能力，也影响着高速钢系的转变。钼系高速钢( 包括m 2 ) 氧化、 脱碳较为严重，而且晶粒易于长大，尤其是锻轧时，由于表面脱碳严重，成材率 较低，因此有效地防止脱碳及严格的控温是这类钢发展历程巾需要解决的重要技 术问题。美国、日本及欧洲一些工业发达国家，其热处理控温主要由电子显示， 温度波动可精确到3 ，并且在真空加热高压气体淬火、可控气氛加热淬火以及 流动粒子炉的应用等方面都具有较强的优势，这些为钼系和钨钥系高速钢种的开 发创造了有利的条件，而在工业生产能力不高的我国，短期内达到这一水平具有 相当大的难度。 1 1 2 2 高生产率高速钢 高生产率高速钢又称超硬高速钢，它是在一般的通用型高速钢中加入一些c o 、 v 、s i 、a l 等合金元素以提高高速钢的红硬性和耐磨性，主要用来制造切削性差难 加工材料的刀具，比通用犁高速钢刀具具有更高的切削速度和耐用度。超硬高速 钢的类型较多，目前应用较多的有钴高速钢、高碳高钒高速钢及铝、硅高速钢等。 本世纪初人们就开始研究钴高速钢，尤其是七八十年代，多种系列不同牌号 的钴高速钢发展迅猛。如美国研制的钨系钴高速钢t 4 、t 5 、t 6 及钼系钴高速钢 m 6 、m 3 6 、m 4 3 等；日本的钨系s k h 5 、s k h l 0 及钼系s k 5 5 、s k 5 6 等；前苏联 的p 9 k 5 、p 9 k 1 0 、p 6 m 5 k 5 等多种钢号【4 l ；我国从1 9 7 2 年开始相继研制成功 w 1 2 c r 4 v 2 c 0 5 s i 、w 6 m 0 5 c r 4 v 2 c 0 5 等6 个标准的钴高钢。由于钴在钢中可明显 增加钢的二次硬化能力、提高钢的红硬性( 抗回火软化能力) 和热硬性( 高温热状态 下测出的硬度值) ，使钴高速钢成为主要的高性能高速钢。经适当热处理后m 3 6 的 2 硬度为h r c 6 7 7 0 ，m 2 是h r c 6 3 - 6 5 ，6 0 0 的高温下m 3 6 的硬度值为h r c 5 4 ，而 m 2 仅为h r c 4 7 4 8 ：同时钴还具有良好的导热性，使钻高速钢刀具刃部温度比其 它高速钢低5 0 c - - 7 5 。因此，钴高速钢刀具切削能力的大大提高，对于切削难 加工材料、快速切削、深切削( 如深孔加工) 等具有重要的意义。 但是，钴是稀有元素之一，钴资源多集中在扎伊尔和赞比亚两国，由于多种 原因常造成原料供应危机，使钴高速钢的价格较为昂贵。尽管在欧美国家以发展 高钴型钴高速钢为主，但生产量受到原料供应限制。这样迫使人们首先考虑节约 用钻，以发展低钴型高速钢；其次大力研究钴的代用元素，因而相继研制出含铝 高速钢及高碳高钒高速钢。近年来，我国己研制成含铝高速钢，如 w 6 m 0 5 c r 4 v 2 a i ( 称5 0 1 钢) 。这种钢具有较高的高温硬度，6 0 0 硬度为h r c 5 4 ， 与m 4 2 相当，而脆性小- 丁m 4 2 ，刀具的使用寿命比t l 提高了1 - - 2 倍，l 司时该钢 成分简单，可加工性好，适合国内当前的生产加工水平，而且钢的价格比钴高速 钢低得多，与t 1 相近，因而具有良好的使用性能及经济意义。其不足之处是过热 敏感性大，氧化、脱碳倾向较为严重，凶此要正确掌握热处理工艺，并选用高质 量加热设备进行热处理。 含钒量在3 以上、含碳量在1 2 1 4 的高速钢称为高碳高钒钢。我国近 年来发展了多种高碳高钒高速钢，如b 2 0 1 、b 2 0 2 、b 2 1 1 等，含钒量均达5 。这 类钢与高钴高速钢相比，当含钒、钴量均为5 时，两者的高温硬度相近，但高碳 高钒钢的耐磨性和韧性比钴高速钢高。因此，可用高碳高钒钢代替部分钴高速钢 制造刀具，从而节省价格昂贵的钴高速钢的用量。 1 1 2 3 低碳型高速钢 低碳高速钢是在原通用型高速钢的基础上将碳含量降至0 6 - - 一0 7 左右，而 其它合金元素基本不变，已用于生产的有日本的s k h 2 r 、s k h 3 r 及我国的 6 w 6 m 0 5 c r 4 v 等。这类钢与m 2 相比，由于含碳量和含钒量不同程度的降低，使 钢中碳化物不均匀性得到改善，强度和韧性均比m 2 高，其硬度值可达h r c 6 0 6 3 ，同时具有良好耐磨性，是一种高质量的新型冷挤模具钢，经淬火同火后再采 用表面强化热处理( 如气体软氮化等) ，可使模具使用寿命显著提高，随着工业生产 的发展，它的应用会越来越广泛。 1 1 2 4 粉末冶金高速钢 用冶炼一铸锭一锻造工艺生产的高速钢，不可避免地存在着碳化物的偏析， 粉末冶金高速钢从根本上解决了高速钢中碳化物分布不均及碳化物粗大的问题。 粉末冶金高速钢不论截面积大小，碳化物级别均为1 级，其尺寸大约为2 5 l m ： 而熔炼的高速钢中的碳化物尺寸为1 2 - 3 0 l m ，由于组织均匀、碳化物细小，使粉 末冶金高速钢的强度和韧性大幅度提高，而且耐磨性比熔炼型高速钢优良。目前， 3 粉末冶金高速钢除用于制造切削刀具外，还用于制造精密模具。此外，冷轧辊、 冷锻工具及切割机刀片等均可应用粉末冶金高速钢，而且取得了良好的效果。美 国、日本、前苏联等均是粉末冶金开发较早的国家，早在4 0 年代末，苏联和美国 就开始研制生产粉末高速钢，美国c r u c i b l e 公司于1 9 7 1 年生产了1 2 0 0 吨粉末冶金 高速钢，瑞典1 9 7 2 年年产3 0 0 0 吨粉末冶金高速钢的工厂正式投入生产。我国从 6 0 年代后期开始研究试制粉末冶金高速钢，典型代表是北京钢铁研究院和上海工 具厂，他们利用高速钢废钢削，研制生产粉末高速钢，取得了很大的成功1 5 1 。由于 受生产能力的限制，国内粉末冶金高速钢价格较为昂贵( 为熔炼型高速钢的l o 倍之 多) ，在短期内这类高速钢还不可能进入实际应用阶段。 1 1 2 5 新型高速钢 日本一家公司制造了一种新型粉末冶金高速钢，其洛氏硬度( h r c ) 可达7 0 7 5 州。这种新型钢的热处理硬度很高，经过温度为5 5 0 至5 6 0 。c 的多次回火后， 该钢在l1 7 0 的高温下，其洛氏硬度最小可达到7 0 。另外，它还具有良好的耐磨 性。这种钢的化学成分为：铬1 0 5 、钨9 5 、钼6 5 、碳3 3 ，余为铁。它 在高速刀具和热加工设备方面有重要用途。 1 1 3 高速钢的性能特点 1 1 3 1 硬度和红硬性钢 这里的硬度系指二次硬度，即淬火、回火处理后的硬度，其水平主要取决于 钢的化学成分和淬火温度。高速钢按二次硬度高低分为两类：普通硬度的和超硬 的。 红硬性是高速钢和高温热作工具钢所特有的一种性能，指钢在呈暗红色的温 度下保持硬度的能力。对于二次硬化钢来说，红硬性具有双重内容： ( 1 ) 钢在上述温度保持的硬度，一般称高温硬度。 ( 2 ) 钢在超过回火温度时，由于回火转变的发展( 过同火) 而导致硬度下降。 1 1 3 2 强度和韧性 ( 1 ) 抗压强度抗压强度是工具材料基本的、最接近工作条件的力学性能之一。 高速钢( 二次硬化处理) 是要求抗压屈服程度o0 2 e 在2 0 0 0 3 o m p a 或抗压断 裂强度b 。在3 0 0 0 4 0 0 0 m p a 范围的工模具最合理的选材。 ( 2 ) 抗弯性能抗弯性能是脆性工具材料判定的可用指标之一。现在，许多人 倾向于将静弯曲时的稀有能量作为脆性材料的考察指标。优良的工具材料应在高 硬度( 相应高o 。b ) 下兼具适当的塑性。 ( 3 ) 耐磨性高速钢的抗磨损即耐磨性具有其特殊性质，与一般机械零件在较 4 长时间运转中的耐磨性有所不同。高速钢的韧性与分布在基体一卜的许多大小合金 碳化物对耐磨性也起重要作用。一次碳化物对耐磨性的影响也非常复杂，这与它 的大小、数量、分布特点以及本身的组分硬度等都有关系。粗大的一次碳化物对 抗磨粒磨损有利，但并不有利于抗黏附磨损，而基体硬度对抗两种磨损都起重要 作用。高速钢碳化物都是高硬度，其中m c 碳化物的硬度最高。 1 1 3 3 工艺性能 ( 1 ) 热塑性高速钢属于难变形的高合金莱氏钢，热传导性差，其热塑性不但 取决于金属基体而且取决于一次碳化物的形态、大小、数量与分布，尤其铸态高 速钢更是如此。 钢的热塑性包括高温下的塑性变形能力和抗变形阻力，前者越大越容易变形 而不易出现开裂，后者越小则越只需小的外力就能得到变形。 ( 2 ) 冷加工塑性经退火处理的高速钢一般具有良好的冷加工性能。钢的冷加 工性能与钢的成分、显微组织、冶金质量关系很大。退火状态拉伸试样的伸长率( 6 ) 和面缩率( 由) 常用作判断冷塑性水平的性能指标。一般说，合金度越高、碳含量越 高、退火硬度越高、则钢的6 、由值余额低，冷塑性越差。 ( 3 ) 淬火过热敏感性高速钢能够进行近熔点的高温淬火且晶粒仍不粗化，主 要依靠钢中一次碳化物的阻碍扼制作用。不过最佳温度范围较窄( 一般只有1 5 2 5 ) ，稍有不慎发生过烧就会造成无法挽回的损失，故淬火过热敏感性也是成为高 速钢性能特点之一。 ( 4 ) 裂纹敏感性因热传导系数低、内部组织不均匀、窄冷自硬及高碳( 淬火马 氏体含碳1 5 以上) 等，使高速钢在整个( 钢锭一钢坯一成才) 生产过程中，由不均 匀加热及冷却，乃至工具热处理过程都可能使热应力、组织应力或二者叠加造成 表面或内部发生裂纹甚至开裂。 ( 5 ) 异向性在钢材的同一部位按不同方向取样，测试抗弯性能及冲击韧性， 就会发现明显的差异，纵向性能高于横向。 ( 6 ) 氧化与脱碳倾向高速钢的抗氧化能力影响锻轧高温加热时所产生的氧化 皮( 铁鳞) 的厚薄，使坯材收得率约损失2 3 。 高速钢的脱碳敏感性也是其主要特性之一。因为本身含碳较高，表层脱碳层 深度超标后会影响交货，工具表层脱碳则会显著降低硬度，所以冶金厂和工具厂 都对此十分关注。 ( 7 ) 可磨削性二次硬化态的高速钢基体硬度较高，又有许多碳化物，钢的导 热性又差，所以磨削加工性能大大低于一般钢。 1 1 4 高速钢轧辊的热处理工艺 高速钢的铸态组织中存在着相当数量的残余奥氏体，特别是在m c 和m 6 c 型碳 化物周围。高速钢轧辊若含有过多的残余奥氏体，则在冷热疲劳过程中产生裂纹 的倾向较大。因此，通过热处理将铸态组织中的残余奥氏体转变为稳定的合金马 氏体是提高热稳定性能的一个重要途径。另。一方面，通过热处理可以使共晶碳化 物粒化，崮溶在基体中的合金元素析出，提高二次硬化能力，而且采用适当的热 处理工艺可以使m c 型碳化物早颗粒状弥散均匀分布，对提高耐磨性和冲击韧性具 有重要意义。 由于高速钢轧辊材质中适当提高了碳含量，这样在增加耐磨性和红硬性的同 时，也随着出现以下几个问题1 7 j ( 1 ) 淬火后残余奥氏体增加，经多次回火才能消除； ( 2 ) n 相线降低，晶界熔化的温度下降，凶而要调整淬火温度； ( 3 ) 晶粒易于粗化。 文献【8 1 认为：( 1 ) 随着淬火温度的升高，固溶在奥氏体中的碳和合金元素越多， 淬火后马氏体的过饱和度越大，回火时便可获得最大的二次硬化效应，所以高速 钢的硬度、红硬性随着升高。( 2 ) 晶粒度是影响高速钢韧性的重要因素，晶粒越细， 钢的强韧性越好，随着淬火温度升高，晶粒尺- 、j 增大，高速钢的所有韧性指标( 0b b 、 毛、孙k l 。) 随着淬火温度升高呈下降趋势。( 3 ) 随着淬火温度的改变，高速钢的k l 。 值变化不大，但a k 值变化明显。 由于与传统的工具高速钢在成分、工艺条件等方而存在着较大的差别，所以， 高速钢轧辊也不能照搬传统高速钢的热处理工艺。文献【叫o 】认为：高碳高钒类高速 钢的淬火温度较传统工具高速钢的要低，为9 5 0 l1 0 0 。高速钢的【曼l 火过程是碳 化物析出、聚集长大及残余奥氏体转变为马氏体的过程，其硬度变化与常规高速 钢的趋势相似，适宜的回火温度为5 3 0 5 5 0 ，一次回火即可。 ( 1 ) 退火：高速钢可采用不完全退火，也可采用等温退火。采用不完全退火时， 退火加热温度一般在8 2 0 8 5 0 。等温退火的等温温度可根据奥氏体等温转变曲线 进行确定。某些高速钢( 如含m o 高的钢) 退火时的氧化和脱碳倾向高，可适当降低 退火加热温度，不过退火后硬度稍高。 ( 2 ) 淬火：与一般低合金工具钢相比，高速钢中合金元素总量还是要高得多。 导热性较差，淬火温度也较高。因此，高速钢在加热到淬火温度之前要进行二次 预热，以减少和防止轧辊开裂变形。高速钢的淬火冷却一般采用油冷，也可在空 气中冷却或喷雾冷却。除了普通淬火之外，还可以进行分级淬火1 1 1 1 翻。 ( 3 ) 回火：高速钢淬火后存在着大量的残余奥氏体，因此，淬火后一般需进行 三次回火。高速钢回火时析出弥散分布的合金碳化物，使硬度、红硬性提高，即 出现“二次硬化”现象，回火温度通常在5 3 0 5 7 0 。 6 高速钢还有以下热处理方法：( 1 ) 感应加热热处理【1 3 】；( 2 ) 激光热处型t 4 - 1 5 ，( 3 ) 深冷处理【1 d 1 7 1 ( 4 ) 差温热处理；( 5 ) 其它热处理【1 8 1 。 1 1 5 高速钢的组织及转变 1 1 5 1 碳化物 碳化物是高速钢是组织中的重要组成部分，因其数量多、情况复杂，对钢的 各项性能都起着关键的作用【1 9 】。高速钢中的碳化物，按其在钢中存在的具体特征 及实际生成情况，可以分成两大类：一次碳化物和二次碳化物。前者是在钢液凝 固过程中直接从液相中析出的，故也称“初生碳化物”，包括各种先共晶和共晶碳 化物，有m 6 c 、m 2 c 、m c 等不i 一类型，它们在随后的热加上和热处理过程中被破 碎或被分解成颗粒状存在于钢中，一般情况下也称为“一次碳化物”；后者是在凝 固或热处理过程中从固态基体中析出的，这些固态基体包括高温6 铁素体、奥氏 体及马氏体，二次碳化物分为m 6 c 、m c 、m 2 3 c 6 及m 2 c 等不吲类型。 ( 1 ) 高速钢中碳化物的类型和结构 m 。c ：具有复杂的晶格结构，单位晶胞中有9 6 个金属原子位置，分别为f e 和 w ( m o ) 两类，各占一半；1 6 个碳原子。在含钨高的钢中，化学式在f e 3 m 0 3 c 至 f e 4 m 0 2 c 之间变动。 m 2 c ：具有密排六方晶格结构。以亚稳态存在于钢中，在含m o 高的钢中较多。 m c ：具有n a c l 型的面心立方晶格，成分从m c 到m 4 c 3 之间变化。其金属原子 绝大部分是v ，v 、n b 、t i 、z r 、h f 部是m c 型碳化物形成元素。 m 2 3 c 6 ：具有复杂而心立方晶格结构，主要合金元素是c r 和f e 。 m 7 c 3 ：具有复杂六方结构，主要金属元素是c r 和f e 。易在含碳量高的钢中产 生。 m 3 c ：属于介稳相，一般高速钢在淬火后回火温度较低时从基体中析出，但回 火温度较高时就消失了。 高速钢中常见的碳化物的性能见表1 1 。 7 表l 。1 高速钢中常见的碳化物 t a b l el 一1c a r b i d e si nh i g hs p e e ds t e e l ( 2 ) 一次碳化物的类型 m 6 c 是各种高速钢中数量最多的碳化物。在w 系钢中如w 1 8 ，m 6 c 直接从液 态中析出。m o 系和一些w 含量不高的w - m o 系钢中，m 6 c 是铸态m 2 c 分解产生的颗 粒，女l l m 4 2 、m 2 钢。在w 含量较高的w - m o 系钢中，m 6 c 有两个来源：一是铸态 一次碳化物，二是铸态m 2 c 分解产生的，p i i w 9 钢就是这种情况。通常直接来自铸 态的m 6 c 碳化物颗粒粗，其中最粗大的一些外形多为角状或粗的条( 片) 状。由铸态 m 2 c 分解产生的m 6 c 颗粒较细小，等轴性较好。亚稳态的m 2 c 共晶碳化物在高温加 热时，发生如下反应： m 2 c + f e ( y ) 一m 6 c + m c 生成的产物都是稳定态的。 m c ：这种碳化物主要来自铸态。在含钒量较高的钢中较多，反之则较小。如 w 1 8 钢中几乎没有，m 2 钢中很容易找到这种碳化物。w 9 钢中也较多。低钒高速 钢中的一次m c 颗粒较细小。随着钒含量的增加，如3 5 v 高v 钢中，先共晶的 一次m c 逐渐增多。t i 、n 都有n 提高m c 析出温度而粗化m c 的作用。一般从铸态 m 2 c 分解产生的m c ，颗粒较细小。 m 2 c ：这种碳化物存在于m o 高的钢中。铸态的一次m 2 c 碳化物分解不完全， 经热加工破碎后仍残留在钢中。这种碳化物的颗粒比其它类型的碳化物更容易产 生裂纹，不仅冷拉钢有，锻轧材中也有。为促进该钢中的m 2 c 分解，适当的往该钢 中! j h s i 和n 以及开胚是在高温区停留一定的时间都是比较有效的措施。 8 “m 6 c + m c + m 2 c 和“m 6 c + m c ”复合碳化物：主要存在于w - m o 系钢中。 若铸一次m 2 c 很粗大，则钢中存留的复合碳化物的机会就多，其尺寸一般较大，形 状不规则，用光学显微镜观察，无法分解其中的m c 、m 6 c 及m 2 c ，故通常其为“长 条状碳化物 。 当钢中碳化物分布不均匀时，钢的组织必然不均匀，对钢的质量和使用性能 产生了许多不良的影响：碳化物堆集处易产生碳化物剥落，使钢的低倍组织变 差；淬火时易产生局部过热，裂纹及混晶，引起不均匀变形；钢的韧性、塑 性、可焊性变差；硬度不均匀，使用寿命明显缩短等等。 1 1 5 2 淬火组织与转变 在高速钢发展的早期阶段已经发现，工具的切削性能淬火温度的提高而提高 由此发展出高温淬火工艺。而接近熔点的高温淬火又是高速钢热处理工艺的重要 特征，高速工具钢的最终性能亦于此时的组织与转变有关。 a 加热过程中的转变 高速钢加热时的第一个转变是逆向的共析反应，随着加热温度的升高，过共 析碳化物逐渐向基体中溶解。这种溶解过程不依赖于加热湿度和保温时间，其中 加热温度的影响最大。同时，不同碳化物的溶解情况差别很大，其颗粒度对溶解 也有显著的影响，小颗粒比大颗粒易溶解。 一般高速钢正常淬火温度距开始熔化温度( 即淬火组织中出现微量莱氏体的温 度) 2 0 4 0 c ，这是使基体获得尽可能高的碳和合金度，但它队晶体缺陷的作用也 不容忽视。晶体的空位能度是温度的函数，随温升而增加。近代物理学的进展发 现，在接近熔点时，各种金属中空位浓度均发生急剧上升。近熔点时超高浓度的 空位，在淬火时被冻结下来，遗传给马氏体，可增加二次硬化过程。 淬火加热保温过程中，在二次碳化物溶解的同时，还发生未溶解的碳化物的 聚集长大，尺寸最细小的未溶相发生溶解，溶质被输送到邻近尺寸较大的颗粒附 近，供其生长。 高温下奥氏体晶界在表面能驱动下的迁移受碳化物的控制，晶粒的平均尺寸 与未溶碳化物的颗粒个数有关。在相同成分的高速钢中，碳化物愈细，则个数愈 多，淬火保温结束时的碳化物颗粒个数也愈多，故晶粒尺寸较细。 在淬火后的钢中，剩余碳化物通常主要是m 6 c 和m c ，在c o 含量高的钢中还有 m 2 c ，基本上都是次碳化物【2 0 1 。剩余碳化物量淬火温度升高而减小，并于碳和 合金元素的含量有关。一般情况下，钢中的碳和合金元素的增加，所剩碳化物的 量也会增加。 b 冷却过程的转变 先共析碳化物的析出：高速钢从淬火温度冷却时，随着温度的降低，c 、w 、 9 m o 、c r 、v 等元素的溶解度减小，碳化物从基体中析出。淬火冷却速度愈慢，析 出的碳化物愈多。析出的碳化物主要是m c 和m 2 c 。 过冷奥氏体的转变：在7 6 0 6 5 0 c 之间，过冷奥氏体首先进行共析转变，生 成铁素体和合金碳化物。由于转变速度慢，故高速钢具有较高的淬透性。这种转 变的性质是扩散型的，两种相( 或更多) 同时从奥氏体中析出。在6 0 0 3 7 0 之间， 在有限的时间内，过冷奥氏体未发生可察觉到的转变。但在这一温度区间停留会 产生奥氏体的稳定化而影响随后冷却时的转变。从3 3 5 1 7 5 之间，是过冷奥 氏体的又一个等温转变区。在这一区域内转变成针状贝氏体。迄今，高速钢中仅 发现下贝氏体的形成。但高速钢贝氏体转变的特征是不能转变完全，即使长时间 的保温，最终的组织中仍保留着较多量的奥氏体。贝氏体转变后，残余奥氏体变 得很稳定，随后冷却到室温甚至0 以下很难进一步转变。当过冷奥氏体冷到m s 点以下时，即发生变温的马氏体转变。这是非扩散型相变，依靠复杂的切变过程 来完成。马氏体转变也分为形核及长大两个阶段，但长大速度很快，形核后不到 万分之一秒即生长完毕。因此，马氏体转变速度几乎完全南其形核速度所控制。 马氏体转变量只与温度有关，与保温时间无关。钢的m s 点直接影响到淬火至室温 的残余奥氏体量。m s 点与奥氏体的化学成分有关，碳含量的影响最大，随碳含量 的增高，m s 点降低。合金元素除c o 、a i 外，w 、m o 、c r 、v 均使m s 点降低。 对于同一种钢，淬火加热温度和保温时间不同也会影响m s 点，若淬火温度高、保 温时间长，使奥氏体中的碳和合金元素含量增加，则m s 下降。 高速钢中马氏体的类型主要有两种，一是位错马氏体，另一利- 是孪晶马氏体。 它们的生成与钢的化学成分和淬火温度等因素有很大关系。钢中的碳和钴元素含 量愈高，愈易生成孪晶马氏体。高速钢的基体组织中除了马氏体外，还有残余奥 氏体。残余奥氏体的量取决于m s 点，且与钢的化学成分、淬火温度等有关。钢中 的碳含量愈高、淬火温度愈高，残余奥氏体量愈多。 淬火组织相分析：淬火温度愈高，则溶入基体的碳化物等更多。淬火态碳化 物和基体的化学成分：淬火后钢中的c r 几乎都进入了基体中，留在碳化物中的很 少；大部分的v 和m o 都溶入了基体；w 在碳化物和基体中都较高。总之，淬火 的基体都溶入了大量的合金元素，对后续回火处理是产生的二次硬化起到了关键 的作用。 c 回火组织与转变 高速钢淬火后要进行回火，其目的，一是要及时消除淬火组织的内应力，避 免产生裂纹：二是实现“二次硬化”，即经过回火，硬度不仅不降低反而有所提高， 同时强韧性也提高，这是高速钢的重要特性之一。 回火二次硬化是由于淬火马氏体分解和残余奥氏体转变的联合作用的结果， 1 0 然而最直接的原因仍是从淬火马氏体基体中析 h 细小、弥散，与基体共格的m 2 c 和m c 碳化物。它们析出的数量愈多，愈弥散，细小，则二次硬化能力愈强。析出 相的晶体结构和母相之间的取向关系是接近+ 。致的，这样可使由于晶体之间的差 异所产生的弹性应变减低到最小，从而降低了析出相形成时的形核势垒，有利于 析出。 高速钢的回火组织仍是由碳化物和基体两大部分组成，基体则主要是回火马 氏体，残余奥氏体量很少。回火过程中不仅析出弥散细小与基体共格的m c 和m 2 c ， 也析出了尺寸较大些的m 6 c 和m c 。 应当说，人们通过大量的实验研究，已对回火二次硬化这一高速钢的基本特 性的本质，获取了许多可靠的认识，但远远不够，尤其是回火时的析出过程等仍 不很清楚，有待今后更加深入的研究来予以解释。 1 1 6 合金元素对碳化物及组织的影响 1 1 6 ，l 钒对碳化物及组织的影响 钒对高速钢中碳化物的类型、形态和数量具有明显的影响。钒不仪有利于m c 型碳化物的形成，而且明显促使层片状m 2 c 型碳化物的形成，抑制骨骼状m 6 c 型碳 化物，随含钒量的提高，m c 型碳化物数量增多。由于亚共晶合金的凝固顺序为： l o y 、l 1 一y + m c 和l 2 一y + m 2 c ，过共晶合金的凝固顺序为：l o - m c 、l 1 一y + m c ，l 2 一y + m 2 c ，两类合金的铸态组织明显不同。亚共晶合金主要是以枝 状方式凝固，m c 型碳化物以共晶形式析出，呈枝状、条块状，而在过共晶合金中 存在两类m c 型碳化物，自钢液中直接析出的颗粒状一次v c 形态较好；共晶析出 的m c 型碳化物则呈细小的条状。此外，提高钒含量可以明显降低新型高速钢铸态 组织中残余奥氏体的含量。 1 1 6 2 钼对碳化物及组织的影响 m o 在钢中是稳定铁素体元素，随m o 含量的提高，6 铁素体区域变宽，奥氏体 区域变窄。同时促进层片状的m 2 c 型碳化物的形成。在亚共晶合金中提高m o 含量， 层片状m 2 c 型碳化物数量增加，而骨骼状的m 。c 型碳化物被抑制，同时在组织中出 现了大量的6 铁素体。在过共晶合金组织中，随m o 含量的提高，组织中出现了层 片状m 2 c 型碳化物，但未大量出现6 铁素体，与过共晶合金相比，颗粒状m c 型碳 化物的尺寸明显增加，不利于提高耐磨性。 1 1 6 3 铬对碳化物及组织的影响 c r 在钢中是稳定铁素体元素，随c r 含量的提高，6 铁素体区域变宽，奥氏体 区域变窄。在退火态，c r 主要进入m 2 3 c 6 中。在回火析出物中，m c 和m 2 c 中含有 较多的c r ，并认为c r 可降低各析出物点阵参数，故降低了析 h 物与基体间的错配， 使生核激活能降低，回火析出更加密集与弥散。 1 1 6 4 硅对碳化物及组织的影响 在低合金高速钢中加入硅会增加回火析出特殊碳化物数量，并使其细化。因 此可以显著增加钢的二次硬化。但在w 含量较高的高速钢中，硅不但对二次硬化 无好处，而且促进粗大一次碳化物m c 的形成，对钢的韧性不利。同时还促进非共 格m 6 c 在较高的回火温度的形成。 1 2 高速钢轧辊概述 先进轧机和高效轧制技术的问世，推动了轧钢工业迅速发展，同时也促使轧 辊制造业迈向新的技术领域。8 0 年代末期，日本和美国首先开发了高速钢复合轧 辊。复合轧辊外层用高速钢材料具有硬度高、耐磨性好、红硬性高等优点。近年 来，在将高速钢用于制造新一代轧辊方面取得了突破性进展，但普通高速钢中的 碳化物多以网状形式存在，且比较粗大，其性能有待于进一步高，而组织中含有 大量细小、弥散分布的m c 及m 6 c 型碳化物的高碳高钒系新型高速钢的耐磨性比含 有m 7 c 3 型碳化物的高铬铸铁高3 倍以上，成为正在开发的新型复合轧辊的首选外 层材料。 1 2 1 高速钢轧辊的分类 目前，世界上的轧辊可分为三类：钢轧辊( 含c o 4 1 4 ) 、半钢轧辊( 含 1 4 2 4 ) 和铸铁轧辊( 含c 2 4 3 5 ) 【2 1 】，上述分类仅限于辊面材料。 钢系轧辊：具有高的抗拉强度和韧性，因此适用于轧制温度高，轧制载荷大 的开坯机或粗轧机，也用作支承辊。另外，如果进行特殊的热处理。得到h s 9 0 以 上的硬度，还可用作冷轧工作辊。钢系轧辊分为锻钢轧辊和铸钢轧辊。 锻钢系轧辊：通过冶炼，锻造，热处理，使轧辊辊身工作层具有均匀一致的 高硬度，高耐磨性，应用于冷轧以及有色轧制方面，按使用条件可分为锻钢热轧 辊和锻钢冷轧辊。锻钢热轧辊主要用于热轧开坯及型钢粗轧；锻钢冷轧辊被广泛 用于冷轧工作辊。 铸钢轧辊分为合金铸钢轧辊，铸造高铬钢轧辊和离心复合高速钢轧辊。 合金铸钢轧辊具有较高的抗拉强度和韧性，一定的耐磨性和抗热裂性。主要 用于初轧机的开胚轧辊和型钢轧机粗轧辊。 1 2 铸造高铬钢轧辊具有优良的抗热裂性能，耐磨性好，目前成为热连轧机的发 展趋势。 半钢轧辊：其主要特点是内部的硬度降低很小，因此特别适宜制造深孔型轧 辊；同时广泛用于行型钢粗轧和中孔机架，热带钢连轧粗轧和精轧前段工作辊。 半钢轧辊材质中若增加s i 的含量，通过石墨化处理，有高的抗热震性和强韧性， 可作为粗轧机开胚轧辊，大型型钢粗轧辊，开坯连轧机轧辊和热带钢连轧机立辊， 都获得了良好的轧制效果。 铸铁轧辊：按主要材料分为：普通铸铁轧辊，高镍铬无限冷硬复合轧辊，高 铬复合铸铁轧辊和合金球墨铸铁轧辊四大类。 ( 1 ) 普通铸铁轧辊分为冷硬铸铁轧辊，中低合金无限冷硬铸铁轧辊，中低合金 球墨铸铁轧辊。冷硬铸铁轧辊硬度高、耐磨性好，但有明显的裂纹敏感性，影响 其使用寿命。冷硬铸铁轧辊按制造工艺及其芯部材料叮分为非球铁，球墨复合和 球芯三大类。普通铸铁轧辊主要用于叠轧薄板轧机，三辊劳特式扳轧机，线材轧 机，棒材轧机及型钢轧机用辊。 ( 2 ) 无限冷硬铸铁是介于冷硬铸铁和灰口铸铁之间的一种轧辊材质，无限冷硬 铸铁轧辊辊身工作层的基体组织中存在着均匀分布的石墨，石墨的含量从辊身表 面往里随深度增加而提高，与之相应，硬度则随之降低。因此，无限冷硬铸铁轧 辊的辊身工作层与辊身芯部没有明显的分界线，也称为“无限冷硬铸铁轧辊”。 无限冷硬铸铁轧辊材质中含有较高的铬、镍和钼合金元素时称为高镍铬无限 冷硬铸铁，它有较高的抗磨性能，有良好的抗热裂性，被广泛的用做宽、中、厚 板轧机和带钢连轧机精轧用辊。 ( 3 ) 高铬复合铸铁轧辊是含铬1 2 - - - - 2 2 的高铬白口耐磨铸铁为轧辊辊身外层 材质，一般以球墨铸铁为轧辊芯部和辊颈材质。利用离心复合浇注工艺生产的高 合金复合铸铁轧辊，具有优异的抗磨损性能，被广泛用做热带钢连轧机粗轧和精 轧前段工作辊。 ( 4 ) 合金球墨铸铁轧辊具有良好的抗热冲击和耐磨性能，被广泛用于大型粗轧 机，型钢边轧机和大型无缝管轧机的生产。 高速钢轧辊是为了满足轧钢工业的要求而发展起来的。轧钢工业的不断进步， 对轧制效率，轧材质量要求越来越高，这就对轧辊性能提出了更高的要求，高速 钢轧辊不仅具有高的抗热裂性，同时其高的耐磨性及红硬性可大大延长轧辊寿命， 提高轧材质量。 由于高速钢材质成本高，一般高速钢轧辊采用离心浇注工艺，芯部材质为球 墨铸铁，外层材质与芯部材质成分变化很大，在结合层部位容易形成大量粗大碳 化物，使组织恶化，降低结合区域的强度，采用三层复合浇注，中间过渡层为石 1 3 墨钢，使各层间成分变化有一范围，成分降落不是十分激烈，结合部位得到良好 的结合。 1 2 2 高速钢轧辊的应用 1 2 2l 国际高速钢轧辊的应用 日本日新制钢公司在世界上首先把高速钢轧辊应用在热轧机上，1 9 8 9 年该厂 2 牟热轧机精轧：l ：作辊使用高速钢轧辊，与原来高铬铸钢轧辊和无限冷硬铸铁轧辊 相比，耐磨性更好，磨损后粗糙度也小。使用高速钢轧辊的主要效果有：由于轧 辊磨损少，带钢凸度小，与中间辊位移配合，可分散磨损程度，提高带钢表面质 量，有利于无序轧制，热轧生产线换辊次数减少，磨辊车间工作量减少，f i f 3 机架约减少6 0 换辊次数，f 4 - - - 一f 7 机架约减少3 0 换辊次数，轧制车间总的上作 量可减少3 0 ，轧制线生产率提高，轧辊单耗下降，1 9 9 4 年2 月轧辊单耗创日本 新纪录，为每吨钢0 2 2 k g 。日本新日铁、n k k 、住友金属和川崎制铁等公司也努 力开发和应用高速钢轧辊。新日铁公司开发的c p c 高速钢复合轧辊用于热轧带钢 前段机架的辊耗为：3 3 6 8 0 t m m ( 高铬铸铁轧辊4 1 6 3 t m m ) ；用于后段机架的辊耗为： 1 1 7 2 5 t r a m ( 高合金无限冷硬铸铁轧辊2 1 5 7 t m m ) 。n k k 公司京滨制铁所高速钢轧 辊使用情况是：轧辊单位消耗( t m m ) 在f 1 机架高速钢轧辊是原来使用高铬铸铁轧 辊的1 5 ，f 2 机架是1 7 ，f 4 机架是1 1 3 ，f 5 机架是1 8 。欧美在高速钢轧辊的开 发上起步较