支撑辊用来支撑中间辊和工作辊，是保证工作辊刚度和产品轧制尺寸精度的关键部件，在材料轧制成型工艺中具有重要的地位^[1−2]。除支撑与传动作用外，支撑辊在工作过程中还承受较大的接触应力、冲击和冷热循环应力作用^[3−4]。由此要求支撑辊应具有优异的综合力学性能和抗热震性能等。为满足日益提高的支撑辊性能要求，我国支撑辊合金钢走过了一条降C增Cr的技术创新之路，从Cr2系支撑辊发展到目前普遍使用的Cr5系支撑辊^[5−6]。Cr一方面固溶在奥氏体(A)中，提高A的稳定性、淬透性和淬硬性；另一方面，Cr和C形成合金碳化物，起到增强基体、提高耐磨性的重要作用。因此，Cr在支撑辊材料中具有显著的作用，对于高性能轧机，甚至发展使用Cr7~8系中碳合金钢支撑辊^{[4, 7]}。然而，贵重合金Cr的大量使用导致材料成本显著增加。为控制Cr5系支撑辊合金钢的成分和性能，GB/T 15547—2012明确规定了合金钢中Cr的成分范围^[8]。

安徽马钢重型机械制造有限公司是一家多年从事冶金装备制造的专业化公司，公司根据生产经验和市场反馈，进一步缩小了Cr5合金钢的成分范围，取得了良好的效果。但在支撑辊热加工过程中，Cr5合金钢成分的波动依然会导致支撑辊加工性能和最终使用性能的较大变化。公司支撑辊C当量的上限和下限成分分别为1.68和1.99，C当量强烈影响钢材过冷奥氏体(A’)的冷却组织转变。特别是合金元素Cr和Ni的增加，强烈影响材料A’的冷却转变(continuous cooling transformation，CCT)曲线及组织转变和组成，进而对材料的力学性能产生重要影响。为探究Cr5合金钢成分对A’冷却组织转变的影响，为支撑辊成分优化和组织性能调控提供依据，熔炼接近公司内控成分上限和下限的2种Cr5钢，采用热模拟试验机测试并绘制其CCT曲线，对其组织转变特征进行分析。

1.   试验材料与方法

1.1   试验材料

试验材料为安徽马钢重型机械制造有限公司内控Cr5钢，将其内控成分上限和下限的Cr5钢分别命名为Cr5L和Cr5U钢，2种钢的光谱测试合金成分结果如表1。由表1可知，Cr5L和Cr5U钢中合金含量接近成分范围的下限和上限。

表  1  Cr5钢的合金设计成分与试样的合金成分w/%

Table  1.  Alloy design composition of Cr5 steel and alloy composition of samples w/%

材料	C	Si	Mn	Cr	Ni	Mo	V	P	S
Cr5	0.50~0.58	0.30~0.70	0.30~0.70	5.00~5.60	0~0.50	0.50~0.60	0.05~0.15	≤0.015	≤0.010
Cr5L	0.51	0.32	0.31	5.02	0	0.51	0.06	0.014	0.005
Cr5U	0.57	0.68	0.69	5.58	0.49	0.62	0.15	0.013	0.008

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1.2   试验方法

对Cr5L和Cr5U锻态支撑辊坯进行取样，试样尺寸如图1。经分析Cr5L和Cr5U钢试样的实际晶粒度为8级，采用Gleeble–3500热模拟试验机对试样进行热模拟试验。加热温度为900 ℃、保温时间为5 min，选取的冷却速度为0.01，0.05，0.10，0.15，0.20，0.30，0.50，1.00，3.00，5.00，10.00 ℃/s。将2根热电偶丝焊接在试样的均温感应加热区，两焊点相距约1 mm，随后将样品夹持于试样台，按设置参数进行试验。试验过程中计算机会自动记录温度、时间、试样的膨胀量等物理参数的变化情况，试验结束停止记录，导出数据。通过切线法^[9]分析导出的数据，得到如马氏体转变起始温度M_s和结束温度M_f等相变转变温度点；在温度–时间对数坐标上绘制相变温度曲线和冷却速率曲线，获得CCT曲线。

图  1  热模拟试样尺寸单位：mm

Figure  1.  Size of thermal simulation sample Unit: mm

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采用线切割取下图1所示热模拟试验结束后的试样中间部分，为Ф6 mm × 6 mm的圆柱形试样。取下的试样为加热和冷却转变部位，能够反映组织转变及性能。采用4%(体积分数)的硝酸酒精溶液对试样的抛光面进行腐蚀后，分别采用MJ31型金相显微镜和MIRA3扫描电子显微镜(scanning electron microscope，SEM, TESCAN, Czech)对其进行组织形貌观察，SEM的加速电压为20 kV。采用HV–1000硬度计测量试样的维氏硬度(Vickers hardness，HV)值，加载载荷为200 g、加载时间为15 s，每个试样取8次测量值的平均值；将测试结果绘制于CCT图中，通过CCT图建立冷却速度、组织结构和性能之间的关系。

2.   结果与讨论

2.1   CCT曲线特征

图2为Cr5L和Cr5U试样的热模拟膨胀及CCT曲线。由图2可知：Cr5U钢中含较多的铁素体形成元素Cr，导致其A_C1和A_C3温度高Cr5L约10 ℃；合金元素的增加导致Cr5U钢过冷奥氏体更稳定，与Cr5L钢相比，Cr5U钢的P(珠光体)、B(贝氏体)和M(马氏体)转变整体有一定的下移，具更低的马氏体相变起始温度(M_s)和结束温度(M_f)，分别为279，153 ℃；Cr5L和Cr5A钢的M临界冷却速度分别为1.00，0.50 ℃/s，Cr5U钢的淬透性明显得到改善；由于过冷奥氏体稳定性较高，P和B转变动力学缓慢，这与文献[10]的研究结果一致(P孕育期约2800 s)，未测出P和B转变结束线，表明在小于M临界冷却速度的冷速下，钢中组织是混合组织；Cr5L和Cr5U均具有P和B转变曲线的分离现象，形成双“C”曲线，表明该类钢可通过高温回火实现“二次淬火”^[11]，进一步提升材料的性能。由以上分析可得出，Cr5钢成分在上下限之间少量波动也会导致锻造、热处理等热加工时过冷奥氏体转变特征的不同，进而影响支撑辊的性能。

图  2  Cr5L和Cr5U试样的热膨胀和CCT曲线

Figure  2.  Thermal expansion and CCT curves of Cr5L and Cr5U samples

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2.2   组织转变和硬度变化规律

热模拟试样的金相组织和扫描电镜组织观察结果如表2。由表2可知：总体上Cr5L和Cr5U钢随冷却速度的增加依次发生P，B和M转变；但Cr5L和Cr5U钢的B转变分别形成B_下和B_粒。图3为0.10，0.30，3.00 ℃/s冷却速度Cr5L试样与0.10，0.20，3.00 ℃/s冷却速度Cr5U试样的金相组织照片。Cr5U试样过冷奥氏体更稳定，因此推迟了P，B和M转变，导致在0.10 ℃/s下比Cr5L试样含更少的P(图3(a)，(d))；Cr5L和Cr5U钢P转变的最小冷却速度分别为0.30，0.20 ℃/s，如图3(b)和(e)，0.30 ℃/s下Cr5L和0.20 ℃/s下Cr5U试样的组织分别由B_下+M和B_粒+M组成。B_下和B_粒具有较好的综合力学性能，根据Cr5钢的组织转变特征，开发了贝氏体支撑辊，并取得良好的应用效果^{[3, 12]}。3.00 ℃/s的冷却速度超过试样的M形成临界冷却速度，如图3(c)和(f)，2种钢的组织均为隐针M。

表  2  不同冷却速度下Cr5钢的显微组织

Table  2.  Microstructures of Cr5 steel at different cooling rates

试样	冷却速度/(℃/s)
	0.05	0.10	0.15	0.20	0.30	0.50	1.00	3.00	5.00	10.00
Cr5L	B下+P	B下+P	B下+P	B下+P	B下+M	B下+M	M	M	M	M
Cr5U	B粒+P	B粒+P	B粒+P	B粒+M	B粒+M	M	M	M	M	M

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图  3  试样的金相组织照片

(a),(b),(c)为0.10, 0.30, 3.00 ℃/s冷却速度Cr5L试样；(d),(e),(f)为0.10, 0.20, 3.00 ℃/s冷却速度Cr5U试样。

Figure  3.  Metallographs of samples

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进一步给出0.10，3.00 ℃/s冷却速度下Cr5L和Cr5U试样的SEM组织照片，如图4。图4(a)显示：0.10 ℃/s冷却速度下Cr5L试样组织由B_下和P组成，其中B_下由一定过饱和的α–Fe及与其有共格关系的碳化物组成^[9]；碳化物沿B_下中轴线分布，并与中轴线呈一定位相关系。Cr，Mo，V等合金强烈推迟P转变^[12]，故连续冷却时P转变滞后于低温区发生，形成片间距十分细小的索氏体(S)或屈氏体(T)。0.10 ℃/s冷却速度下Cr5U试样由B_粒和少量P组成(图4(c))，由图4(e)可看出B_粒中马氏体–奥氏体岛(M–A岛)的形态。ISIJ(国际钢铁协会)贝氏体委员会明确描述粒状贝氏体是由小角度铁素体(F)晶粒和分布其上的近似等轴状的M–A岛组成，F中含高密度的位错，M–A岛中富集A形成元素^[13−14]。B_下的硬度高于B_粒，而塑韧性低于B_粒，由此可预见Cr5L和Cr5U试样在较低的冷却速度下冷却(如退火、正火或锻造等)，将具有不同的力学性能。比较图4(b)，(d)可看出：3.00 ℃/s冷却速度下Cr5U比Cr5L试样的M更细小，这是由于Cr5U钢中高含量的合金元素、特别是强碳化物形成元素(Cr，Mo，V等)阻碍加热时奥氏体长大造成的。因此，为使加热时A成分的均匀化，Cr5U支撑辊可采取稍高的奥氏体化加热温度。

图  4  试样的SEM组织照片

(a),(b)为0.10, 3.00 ℃/s冷却速度Cr5L试样；(c),(d)为0.10, 3.00 ℃/s冷却速度Cr5U试样；(e)为(d)中白框区域组织高倍图。

Figure  4.  SEM images of samples

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为初步建立组织与性能的关系，对热模拟试样进行维氏硬度值测量，结果如图2(b)，(d)。总体规律是，Cr5L和Cr5U试样的HV值随冷却速度的升高而增加。B_下的硬度高于B_粒，当进入贝氏体转变区间形成混合组织时，Cr5L试样的HV值明显高于Cr5U试样。尽管Cr5U钢具有更高含量的C和合金，但发生M相变后，Cr5U钢的HV却小于Cr5L试样。钢的性能与显微组织及相结构密切相关，这暗示着Cr5L和Cr5U试样不但具有不同的组织形貌，而且具有不同的相结构特征。

为进一步探索2种钢的相组成，对大于M形成临界冷却速度冷却的试样进行X射线衍射(X ray diffraction，XRD)测试，并采用RIETAN–2000^[15]软件对XRD测试结果进行Rietveld相含量计算，结果如图5。图中：R_wp表示拟合强度与实测强度的权重差；R_p为最小R_wp的期望值；S为拟合度因子，当S在1到3之间且R_wp小于10%时，Rietveld拟合的结果为准确值^[15]。由图5可发现：拟合结果准确；3.00 ℃/s冷却速度Cr5L试样只有α’–Fe (M)的衍射峰；Cr5U试样由α’–Fe和γ–Fe(残余奥氏体A_r)两相组成，Rietveld拟合得出M和A_r的质量分数分别为94%，6%。A_r一般以几十纳米厚薄膜的形式分布在片状M的边界上，金相和SEM组织观察基本不能分辨，故金相和SEM显示为全M的组织^[16]。一方面，大于M形成临界冷却速度冷却的Cr5U钢中含质量分数为6%左右的软韧相A_r，HV值约150^[17−18]，比M的(HV值在600左右^[9])大大下降；另一方面，C和其他合金元素富集在A_r，导致基体M中的过饱和度下降，固溶强化效果降低^[13−14]。这也是以大于B临界冷却速度冷却Cr5U试样的HV值小于Cr5L试样的主要原因。

图  5  Cr5L和Cr5U试样XRD的Rietveld拟合图谱

Figure  5.  Rietveld refinement pattern for XRD of Cr5L and Cr5U samples

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3.   结　　论

采用热模拟试验机测试Cr5系支撑辊成分下限和上限试样(分别记为Cr5L和Cr5U)的热膨胀曲线，结合组织观察和硬度测试结果，绘制2种试样的CCT曲线，分析A’连续冷却转变特征，建立材料组织、相结构与硬度之间的联系，所得主要结论如下：

1) Cr5U试样的A_C1和A_C3温度高Cr5L约10 ℃，但其具有更低的M_s和M_f点，分别为279，153 ℃。Cr5L和Cr5U试样A’连续冷却均发生P，B和M转变，且P和B转变“C”曲线发生分离，具有双“C”曲线特征。

2) Cr5L和Cr5U试样B转变分别形成B_下和B_粒，Cr5U试样具有更高的淬透性，M转变临界冷却速度由Cr5L试样的1.00 ℃/s下降到0.50 ℃/s。

3) Cr5L和Cr5U试样的HV随冷却速度的升高而增加。B_下的硬度高于B_粒，且Cr5U试样M组织中含质量分数约6%的软韧相A_r，故以大于B临界冷却速度冷却的Cr5U试样HV值小于Cr5L试样。

Cr5上限和下限成分对过冷奥氏体冷却转变有重要的影响，同时组织和相结构的不同又导致材料性能差异较大。因此，本文研究可为Cr5的成分控制提供理论依据，也可为后续的热处理组织调控和性能优化提供较好的理论支撑。