热处理对冷轧辊用钢组织形貌的影响
发布时间：
2026-10-27
热处理对冷轧辊用钢组织形貌的影响
在以轧辊为代表的大型锻件的锻后毛坯超声波探伤检测过程中，用表面波检测时会产生一种杂乱无章、像丛生的杂草一样的讯号，即为草状波。草状波缺陷会导致轧辊局部力学性能的降低，容易在该处形成微裂纹，在后续服役过程中导致轧辊剥落。而针对此种草状波的产生原因分析，目前普遍认为存在两个影响因素: 一种是锻件的组织粗细不均、碳化物分布不均现象，另一种是锻件内部细微裂纹、夹杂物和孔洞等的存在。
在轧辊调质前，通过适当的热处理工艺可以改善辊坯的草状波缺陷问题，进而避免成品出现草状波问题导致产品报废的情况。王宣等对HYRH12
半高速钢采用两次正火的方式使草状波的合格率大幅提升，可见草状波缺陷可以通过重新正火细化晶粒得到控制。刘大琦的研究也表明，对不同材料选用适当的热处理工艺可有效改善辊坯晶粒粗大或孔洞、空隙导致的草状波问题。针对70Cr5Mo钢辊坯产品超声波检测时存在的草状波缺陷问题，本文通过正火、球化退火等锻后热处理工艺，改善70Cr5Mo 钢毛坯的组织形态，得到较好的组织形貌，降低或消除毛坯草状波问题，以达到不影响检测、使用的目的。
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实验仪器
采用HＲ-150A 型洛氏硬度计(上海沪工高峰)进行硬度检测; 采用C290 型电阻炉( Nabertherm) 对样品进行加热; 采用DK7750 型线切割机床( 苏州中航) 对材料进行线切割; 采用AXIO Observer D1M 倒置金相显微镜( ZEISS) 进行金相组织观察。
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试验材料及方法
2.1 试验材料
70Cr5Mo钢的化学成分如表1 所示。图1 (a)为毛坯圆片实物图，在直径220 mm 的毛坯圆片靠近表面2mm 左右，于同一圆周方向线切割取得尺寸为30mm × 20mm × 15mm 的试样，试样实物如图1(b) 所示，共计20 个，并对试样从1# 至20# 进行编号，选择20# 试样进行毛坯金相组织观察。
2.2 正火工艺试验
选择编号为1#、2#、3#、4#的试样进行正火工艺试验，试验参数如表2 所示。
2.3 小炉炉冷速度测定试验
选择尺寸为40mm × 40mm × 40mm 的试块，设置起始炉内温度为70℃，2.5 h 后加热至970 ℃，于970 ℃ 保温22 min，然后关闭炉门、炉冷，每0.5 h 记录炉内温度，进行小炉炉冷速度的测定试验。
2.4 不同炉冷速度下的工艺试验
选用5 组70Cr5Mo 钢试样，加热至1070 ℃后正火，随后装炉加热至970 ℃进行球化处理，设置炉冷速度分别为50、70、100、130 和160 ℃ /h，降至500 ℃所需时间分别为12、8.5、6、4.75 和4 h，具体工艺见表3。热处理后观察不同炉冷速率下的金相组织。
.5 淬火试验
70Cr5Mo 钢的淬火试验分别选取1070 ℃ 淬火、970 ℃淬火和970 ℃缓慢冷却的组织作对比，选择11#、12#、13#试样进行试验，具体工艺见表4。
2.6 片状珠光体转变试验
70Cr5Mo 钢片状珠光体转变试验选择3 #、4 #、8#试样，观察试样在相同加热温度下不同等温时间的组织形态，具体工艺如表5。
为增加过冷奥氏体在珠光体区域的形核能力，提高等温温度，选择编号为6#～7#、11#～15#试样在温度为770 ℃时，研究了不同等温时间的组织形态，具体工艺如表6
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结果与分析
3.1 毛坯原始金相组织
20# 试样的毛坯初始金相组织如图2 所示。由图2 可见，辊坯组织为球化珠光体+ 保留原马氏体位向的类马氏体组织+ 残余奥氏体，金相组织粗细不均匀，洛氏硬度检测约为11HＲC，此毛坯原始组织可能是由于锻后退火温度过低或保温时间较短等因素，从而导致了球化的不完全性、不均匀性。
3.2 正火工艺试验结果
1#、2#、3#、4#试样经400#、800#、1 200#砂纸打磨、抛光后，再用4%硝酸酒精腐蚀处理后进行金相组织观察，组织形貌如图3 所示。
从图3(a) 可见，1# 试样组织晶粒较为均匀，但局部略粗; 由图3(b) 可见，2#试样组织晶粒粗大，说明奥氏体化时间明显过长; 由图3 (c) 、(d) 可见，3#、4#试样组织晶粒较细、均匀。4 个试样处理后的组织均为马氏体+ 少量碳化物+ 残余奥氏体，说明在空冷条件下，由于试样尺寸小，冷却速度足够快，已经完全淬成了马氏体组织，经洛氏硬度检测，各试样硬度均在60～61HＲC 范围内。本文选择试样正火工艺为1070 ℃保温10 min 后空冷。
3.3 小炉炉冷速度的检测结果
由表7可知，在最初的30 min 内，炉内温度由970 ℃降低至776 ℃，降温速度最快，而后冷却速度逐渐降低，低于500 ℃后冷却速度降低趋势趋于平缓。
3.4 不同炉冷速度下的工艺试验结果
由图4( a) 可见，炉冷速度为50℃/h 时，过冷奥氏体一部分通过碳化物的聚集、长大，形成片状珠光体，一部分以未溶碳化物的形核中心，形成球状碳化物，随着缓慢的冷却环境下，原片状珠光体通过渗碳体片的熔断，自发地由片状形成球状碳化物。由于冷却速度慢，部分形成的球状碳化物颗粒聚集长大，形成了链、团状。由图4 (b) 可见，炉冷速度为70℃ /h 时，过冷奥氏体的转变方式一样，但由于提升了炉冷速度，过冷度更大，碳化物的扩散能力降低，最终形成的球状碳化物比较清晰、均匀、弥散分布于基体。
由图4(c) 可见，炉冷速度为100 ℃ /h 时，过冷度进一步增加，碳化物的扩散能力进一步降低以至于来不及聚集长大，使得最终得到的碳化物颗粒极为细小。由图4(d) 可见，炉冷速度为130 ℃ /h 时，过冷度继续增加，碳化物的扩散受到较大的影响，形成的碳化物颗粒更为细小，但是碳化物在基体的分布均匀性稍差，且局部形成了珠光体( 屈氏体) ; 最终组织为细球化珠光体+ 屈氏体。由图4(e) 可见，炉冷速度为160 ℃ /h 后，试样表面少量的马氏体组织+ 残余奥氏体+ 屈氏体组织。
3.5 淬火试验结果
由图5(a) 可见，1070 ℃油冷时淬火组织为淬火马氏体+ 碳化物+ 残余奥氏体，由于保温时间不长，晶粒未长大，但在局部有微区化学成分的差异，导致有少量的针状马氏体呈条带状分布，说明原始坯料有一定的偏析。可以看到，未溶碳化物的边缘大部分呈现较为圆润的形状，说明在该温度下加热，碳化物溶解的情况较为理想; 由图5(b) 可见，1070 ℃空冷+ 970 ℃油冷时淬火组织为淬火马氏体+ 碳化物+ 残余奥氏体，该温度下淬火晶粒较细，未溶碳化物也较多。由图5(c) 可见，1070 ℃空冷+ 970 ℃炉冷时，由于炉冷速度缓慢，奥氏体中碳化物有足够的时间和驱动力进行迁移，聚集长大，一方面形成了一些片状珠光体组织，另一方面，以基体上未溶碳化物(70Cr5Mo 未溶合金碳化物较多) 为形核质点，持续形成球化珠光体。形成的片状珠光体在共析温度A1( 指铁碳相图中共析转变的水平线温度) 以下长时间保温，自发地由片状珠光体向球化珠光体转变，最终组织为大量细小的球状碳化物弥散分布在基体上
3．6 片状珠光体转变试验结果
由图6( a) 可见，在700 ℃等温1 h 后，碳化物在过冷奥氏体晶界处、未溶碳化物区域形核、长大，进而形成珠光体组织，但由于过冷度较大，不利于碳化物的迁移，可以看到珠光体组织的数量不是很多，且由于过冷奥氏体中溶入了大量的合金元素，使得过冷奥氏体的稳定性较强，等温后还保留了较多的过冷奥氏体。这些过冷奥氏体组织在随后的空冷阶段，逐渐形成马氏体组织( 白区) ，较高放大倍率下可以看到马氏体的针状形貌，因此该工艺下最终组织为珠光体+ 马氏体+ 碳化物+ 残余奥氏体。由图6( b) 可见，在700 ℃等温2 h 后，过冷奥氏体中越来越多的碳化物不断地在晶界处聚集、长大，形成的珠光体数量逐渐增多，残余奥氏体量减少，空冷阶段得到的马氏体组织也相对较少，但总体组织中相的组成基本没什么变化。由图6 (c) 可见，在700 ℃等温8 h 后，过冷奥氏体全部转变成珠光体组织，而由于等温时间较长，碳化物已发生球化，最终组织为球化珠光体，碳化物均匀、弥散分布在基体之上。
于770 ℃等温的7#、11#、12#、13#、14#、15#试样的金相组织如图7 所示。6#试样在保温5min 水冷后，硬度为56.5HＲC，未进行组织观察，判断应该与保温12 min 中试样组织类似。由图7(a) 可见，等温12 min 后，局部稳定性相对弱的过冷奥氏体转变成珠光体，而稳定性强的过冷奥氏体仍然保留，在后续的水冷过程转变成马氏体组织，因此最终的组织为淬火马氏体+ 少量珠光体+ 碳化物+ 少量残余奥氏体; 由于等温时间延长，有利于珠光体组织在奥氏体晶界以及部分未溶碳化物上形核、长大，珠光体组织的含量增大。由图7( b) 可见，组织中黑区和白区的占比一致，即有一半的过冷奥氏体转变成了珠光体组织，白区处的组织与等温12 min 试样一样，判定为马氏体+ 残余奥氏体+ 碳化物，说明该试样在等温25 min 后仍有一定量的过冷奥氏体，水冷后转变成马氏体组织，因此最终组织为淬火马氏体+ 大量珠光体+ 碳化物+ 少量残余奥氏体。由图7(c) 可见，随着等温时间继续延长，珠光体组织含量继续增加，Ⅰ区处组织为马氏体+ 碳化物，Ⅱ区处有条状铁素体组织，其上分布着较少量的细小碳化物，铁素体条方向各异，而周围的其他组织为珠光体团+ 碳化物+ 部分球化珠光体，局部还有少量的未熔断的片状组织。说明在该工艺下，保温40 min 后仍有少量的过冷奥氏体组织，在空冷阶段转变成马氏体组织; 在该工艺下，合金碳化物已经逐步发生球化，形成颗粒形状弥散分布在基体上; 铁素体条产生的原因可能为周围局部成分偏析，碳浓度高，在碳化物迁移、聚集的过程中，该处逐渐成为贫碳的区域。由图7( d) 可见，等温60 min 后组织基本为球化珠光体，局部仍有少量的未熔断的碳化物链条，说明该工艺下等温时间延长，组织球化程度逐渐升高。由图7( e) 可见，等温时间延长至90 min后，碳化物已全部完成了球化，碳化物颗粒细小、均匀，最终组织为完全的球化珠光体+ 一次粒状、块状碳化物。由图7( f) 可见，等温180 min 后金相组织中相的组成与保温90 min 情况基本一致。
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结论
通过1 070 ℃的正火试验、于700 ℃等温不同时间和于770 ℃等温不同时间的工艺试验，得出如下结论:
(1) 70Cr5Mo 钢由于含大量的合金元素，加热后奥氏体稳定性强，在空冷状态下与油冷状态下组织基本一致，均可以得到淬火马氏体+ 碳化物+ 残余奥氏体组织; 在高温短时状态下正火，有助于改善组织的粗细不均现象，正火后组织细小、均匀;
(2) 对70Cr5Mo 钢而言，由于存在大量的合金碳化物，在加热后缓慢冷却过程中，这些碳化物很容易作为球状碳化物结晶的核心，即该材质表现出很容易形成球化珠光体的特性;
(3) 奥氏体化后缓慢冷却过程，不同冷却速度对组织有较大的影响，试验表明，当炉冷速度为70～100 ℃ /h 时，可以得到较为均匀、细小的球状碳化物;
(4) 70Cr5Mo 钢若在冶炼中出现较严重的成分偏析时，在后续锻后热处理过程，例如等温退火时，局部很容易得到呈条、片的铁素体，从而引起组织的
不均匀，在表面波检测过程中形成草状波。采用正火+ 等温球化退火相结合的预处理工艺可以有效改善70Cr5Mo 钢的草状波情况，建议工艺如下: 正火，于1070 ℃ 保温一定时间后空冷→等温球化，于970 ℃保温→快冷至770 ℃保温一定时间→炉冷至500 ℃出炉空冷。
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