牛辰睿，李光強,2，曹玉龍,2，李嘉維

(1. 武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點實驗室，湖北 武漢，430081)

高速鋼復合軋輥因具有優(yōu)良的耐磨性、紅硬性及抗表面粗糙性成為近年來的研究重點[1]。目前，高速鋼復合軋輥的制備工藝主要有離心鑄造法[2-3]、連續(xù)澆鑄外層成形法[4-5]、電渣復合法[6-8]等，其本質均屬于雙金屬的液-固復合制備。離心鑄造技術常以高速鋼為復合外層、以灰鑄鐵或球墨鑄鐵為芯材進行復合制備，但內外層結合部位易產生石墨化，并且粗大碳化物易在此處偏聚，形成脆性界面，進而降低界面結合強度[9-10]。為此，連續(xù)澆鑄外層成形法及電渣復合法等技術應運而生，兩種方法均以高速鋼為復合外層、以強韌性更好的鑄鋼或合金鍛鋼為芯材進行復合制備，可有效克服高速鋼/球墨鑄鐵復合軋輥界面結合性能較差的不足。以往，軋輥外層多為高速工具鋼[11-12]或在此成分基礎上僅添加一定量的碳[13]，因而無法促進高速鋼中高硬度MC(VC)型碳化物的析出，較難達到提高軋輥硬度和耐磨性的目的。在MC、M2C、M6C、M7C3、M23C6等不同類型碳化物中，MC型碳化物具有最高硬度[14]，隨著鋼中C、V含量的增加，高速鋼凝固過程的初晶反應由L→γ向L→MC轉變，可以促進鋼中大量高硬度MC型碳化物的析出[15]。Kim等[16]研究了軋輥用高速鋼成分對其組織和力學性能的影響，得到適宜的高速鋼成分為：w(C)(碳當量)為1.9%～2.0%、w(V)為5%～6%及一定量Cr、Mo、W。有研究者雖然使用了高C高V高速鋼作為軋輥外層，但報道集中于界面試樣拉伸斷口位置[17]、液固體積比及芯材表面狀態(tài)對界面結合狀態(tài)的影響[18]以及界面處元素分布[19]等，缺乏對雙金屬界面處元素分布、組織演變及界面性能的系統(tǒng)研究，目前尚不清楚雙金屬液-固復合過程界面結構與性能之間的內在聯(lián)系。

基于此，本文根據Kim等[16]的研究結果，選用合適成分的高C高V高速鋼，在氬氣保護氣氛下進行高速鋼/42CrMo復合材料的液-固復合制備試驗，并對雙金屬界面處元素分布、組織演變、顯微硬度及拉伸性能等進行了系統(tǒng)研究，探討了界面結構與界面性能之間的內在關系，以期為高C高V高速鋼/鍛鋼復合軋輥制備過程的界面結合控制提供參考。

1 實驗材料及方法

本研究以高C高V高速鋼(HCV-HSS)作為復合外層、42CrMo合金鋼作為芯材，在氬氣保護電阻爐內開展液-固復合制備熱態(tài)模擬試驗，材料成分如表1所示。

外層HCV-HSS的冶煉在30 kg真空感應爐中進行，芯部42CrMo合金鋼則是電爐精煉后，依次經鍛造、黑皮、正火和回火處理得到。利用Thermo-Calc熱力學軟件計算得HCV-HSS及42CrMo的固/液相線溫度分別為1227 ℃/1339 ℃及1439 ℃/1495 ℃，基于此，試驗中將雙金屬復合溫度設定為1410 ℃。

表1 HCV-HSS及42CrMo的化學成分(wB/%)

內外層材料的加工尺寸及相應的組合方案如圖1(a)所示，具體方法為：將表面有效去污除銹后的HCV-HSS/42CrMo試樣進行組合(無過盈配合)并放置在剛玉坩堝內，外置石墨坩堝予以保護，隨后放入氬氣保護的電阻爐內，以6 ℃/min升溫至1410 ℃，保溫20 min，待結束后隨爐冷卻至室溫后取出備用。

如圖1(b)所示，沿復合鑄錠軸線縱剖并在其底部區(qū)域切取含界面復合試樣，經磨制、拋光、超聲清洗及4%硝酸酒精腐蝕后，利用OM(Axio Lab.A1)、SEM(Nova 400 Nano)、EPMA(Shimadzu-8050G)等，對HCV-HSS/42CrMo復合試樣界面組織及成分進行分析；利用HVS-2000PC型維氏硬度計測定界面附近區(qū)域的顯微硬度，載荷及加載時間分別為50 g及10 s；利用Instron3382高精度電子萬能試驗機進行微拉伸測試，位移速率為2.0 mm/min。

(a)尺寸及組合方案

2 實驗結果與分析

2.1 復合材料內外層組織結構分析

圖2為復合材料外層HCV-HSS的顯微組織。由圖2可見，試樣具有明顯的枝晶形貌，在晶界處分布有大量富C、V的塊狀和條狀MC型碳化物以及富Mo、W的片層狀M2C型碳化物，晶內則彌散分布著富C、Fe的球狀或鏈條狀二次碳化物，基體組織主要為馬氏體及少量殘余奧氏體。通常，MC、M2C、M6C、M7C3、M23C6及M3C碳化物的硬度依次呈逐漸降低趨勢[16]，本研究用HCV-HSS鋼含有大量高硬度MC、M2C型碳化物，故硬度相對較高。

(a)枝晶形貌

(b)碳化物分布

圖3為復合前后芯材42CrMo的顯微組織。由圖3可知，復合前42CrMo初始組織為典型的回火索氏體，白色顆粒狀碳化物均勻分布在鐵素體基體上；復合后，其組織主要為珠光體，少量片狀珠光體位于晶界處。雙金屬復合過程中，芯材42CrMo依次經歷了加熱、保溫及降溫過程，高溫奧氏體化后的緩冷過程中，組織發(fā)生了珠光體轉變。珠光體基體具有一定的強度和塑性，經過適當熱處理可滿足復合軋輥對芯材高強韌性的要求。

(a)復合前

(b)復合后

2.2 雙金屬界面處元素分布

雙金屬液-固復合過程的界面結合是擴散和熔合共同作用的結果[20]。界面結合溫度和時間是影響界面結合狀態(tài)及結合性能的主要因素，而該影響歸根結底是對界面處元素分布的影響。利用電子探針對雙金屬過渡區(qū)(Bimetallic transition zone, BTZ)的元素分布進行測定，結果如圖4所示。由圖4可見，在界面近HCV-HSS側，C及V、Mo、W等強碳化物形成元素受碳化物分布影響明顯，均呈階躍變化趨勢；靠近42CrMo側，強碳化物形成元素含量呈現(xiàn)不同程度的降低，而與C親和力相對較弱的Cr則受碳化物影響較小，Cr含量平緩降低，其過渡層寬度為51.4 μm，F(xiàn)e含量則因HCV-HSS側合金含量較高且42CrMo側合金含量較少，而呈逐漸增加的趨勢。

在界面處，一方面，間隙原子C在高溫及長時間保溫時由HCV-HSS側向42CrMo側擴散明顯，使得HCV-HSS側C含量降低(尤其是靠近界面處)，無法形成足夠多的碳化物， C主要與強碳化物形成元素V結合形成一定量塊狀MC型碳化物及大量細小彌散的富V、Fe及含少量Mo、W、Cr的顆粒狀碳化物，而無M2C型碳化物生成；另一方面，受元素擴散影響，芯材42CrMo近界面?zhèn)鹊腃、V、Mo、W、Cr等元素含量增加，于高溫下形成高碳高合金奧氏體，使得亞共析42CrMo鋼局部過共析化，其CCT曲線存在先共析滲碳體析出區(qū)，因爐冷的冷卻速率較低，芯材在隨后冷卻時可發(fā)生充分的滲碳體轉變，形成大量細小彌散的富V、Mo、W的合金碳化物。

(a)面掃描分析區(qū) (b) C

(d)Mo (e) V

(g) Fe

2.3 雙金屬界面顯微組織演變

圖5所示為HCV-HSS/42CrMo復合試樣界面處的顯微組織，其中圖5(b)～圖5(d)分別對應于圖5(a)中區(qū)域b、c和d。由圖5可見，復合界面處存在明顯的雙金屬過渡區(qū)；HCV-HSS近界面?zhèn)冉M織中，塊狀MC碳化物及細小(<0.81 μm)彌散的顆粒狀碳化物分布于馬氏體及少量殘余奧氏體基體上；進入雙金屬過渡區(qū)，碳化物顆粒明顯細化(<0.20 μm)，基體由馬氏體向貝氏體轉變并且依舊含有一定量的殘余奧氏體；42CrMo近界面?zhèn)葎t主要由珠光體基體及少量的顆粒狀滲碳體組成。

(a) 復合界面附近區(qū)域

(b) HCV-HSS近界面?zhèn)?(c) 過渡區(qū)域

表2列出了圖2(c)中A點及圖5中B、C點處顆粒狀碳化物的成分及尺寸，可以看出，顆粒相均為一種富含C、V、Fe及含一定量Cr、Mo、W的合金碳化物?？偟膩碚f，由外層HCV-HSS向雙金屬界面過渡時，二次碳化物中C、V含量明顯增加，Cr、Fe含量明顯減少，W、Mo含量略有增加，碳化物顆粒尺寸逐漸減小，這也是富V塊狀MC型碳化物減少甚至消失的主要原因。

表2 外層及界面不同位置顆粒成分及尺寸

圖6為背散射模式下雙金屬界面區(qū)域的SEM照片。從圖6可以觀察到，從HCV-HSS層到42CrMo層組織有明顯變化并且存在過渡層，測得雙金屬過渡區(qū)寬度為35.2 μm，而Cr元素過渡區(qū)寬度為51.4 μm(見圖4(c))，可見，雙金屬結合界面的實際寬度(Cr元素過渡區(qū)寬度)比圖6中測量區(qū)域要寬，這是由于當元素濃度差異較小時，并不會表現(xiàn)為明顯的微觀組織變化。

圖6 背散射模式下雙金屬過渡區(qū)的SEM照片

2.4 復合材料力學性能

圖7為HCV-HSS/42CrMo復合試樣跨界面的顯微硬度分布，圖中坐標0點及測試區(qū)寬度見圖5(a)，圖中呈現(xiàn)了3次測量結果。由圖7可知，在HCV-HSS側，3次測量結果的顯微硬度值波動較大，原因主要是基體上分布了大量碳化物顆粒，而碳化物硬度和基體硬度值有一定差異，所以測量點位置選擇的影響相對較大；隨著距雙金屬過渡區(qū)距離的減小，組織顯微硬度(HV0.05)均值由791.7降至722.9；在雙金屬過渡區(qū)，組織顯微硬度均值由722.9降至375.1,呈線性降低的趨勢；在42CrMo側，隨著距BTZ區(qū)距離的增加，顯微硬度均值平穩(wěn)在354.6左右。

圖7 雙金屬過渡區(qū)顯微硬度分布

圖8為微拉伸試樣的尺寸及斷口位置示意圖，試樣抗拉強度為643 MPa，斷口位置位于外層HCV-HSS而非雙金屬結合界面處，表明雙金屬過渡區(qū)并非復合試樣的薄弱區(qū)，復合界面結合性能良好。拉伸斷口微觀形貌如圖9所示，斷口形貌特征顯示，試樣斷裂形式為脆性斷裂與韌性斷裂混合型，整體以脆性斷裂為主。表3為斷口不同位置的EDS分析結果。結合圖9和表3可知，A、B點為片層狀M2C型碳化物，C、D點為塊狀MC型碳化物，E、F點為基體內二次碳化物；此外，斷口處韌窩內包含細小的二次碳化物(圖9(a))，表明基體多為韌性斷裂；而MC、M2C型碳化物具有比基體更大的彈性模量及硬度，拉應力作用下，二者界面或碳化物內部產生應力集中而產生裂紋，如圖9(d)所示。

圖8 微拉伸試樣尺寸及斷口位置示意圖

表3 斷口表面不同位置處的成分分析結果

3 結論

(1)采用氬氣保護電阻爐成功制備出界面結合良好、無缺陷的HCV-HSS/42CrMo復合鑄錠。外層HCV-HSS側由馬氏體+殘余奧氏體基體、MC和M2C型碳化物以及晶內二次碳化物構成，芯材42CrMo側組織主要為混合型珠光體，二者間的雙金屬過渡區(qū)由細小彌散的合金碳化物、貝氏體+少量殘余奧氏體及珠光體基體組成。

(2)HCV-HSS側向42CrMo側過渡段，C及V、Mo、W等強碳化物形成元素受碳化物分布影響，其含量呈階躍變化且總體呈降低趨勢；Cr元素因與C的結合能力弱于V、Mo、W等而受碳化物影響較小，其含量總體呈平緩降低趨勢。雙金屬過渡區(qū)實際寬度(Cr元素過渡層寬度)為51.4μm，大于具有明顯變化的組織過渡區(qū)寬度。

(3)受元素濃度分布及組織轉變的影響，HCV-HSS/42CrMo復合材料顯微硬度從外層HCV-HSS側到芯材42CrMo側呈線性降低的趨勢，雙金屬過渡區(qū)的平均顯微硬度(HV0.05)約為549。含界面微拉伸試樣的拉伸斷口位于外層HCV-HSS側而非雙金屬過渡區(qū)，表明其界面結合性能較好。