铸造高碳高速钢是20世纪80年代末开发成功的一种新型耐磨材料，已成功地用于制造轧辊和辊环[ 1， 2].普通铸造条件下，高碳高速钢的铸造组织粗大，共晶碳化物呈网状、片状分布，导致其脆性大、热疲劳抗力小、耐磨性差，制造轧机导板、导辊等部件时易出现脆裂和剥落。改善铸造高碳高速钢组织，提高力学性能的研究已引起了国内外的重视是，仅用稀土进行变质处理，碳化物形态仍为网状、条带状，冲击韧性小于8 JPcm 2，很难直接应用于工业生产中。用REM gTi对高碳高速钢进行复合变质处理，细化了基体组织，改善了共晶碳化物的形态和分布，使其冲击韧性提高1倍以上，热疲劳抗力和高温耐磨性也明显改善。用REMgTi复合变质高碳高速钢制造的导辊，使用时不粘钢、不破碎、不剥落，寿命比高镍铬合金铸钢导辊提高3倍以上，接近硬质合金导辊。
1试验材料及方法在250 kg碱性中频感应电炉中采用不氧化法熔炼高碳高速钢。钢水熔清后用铝脱氧，钢水出炉温度1 600 1 640 e.浇包内预先放置含稀土、镁和钛的复合变质剂，变质剂粒径6 10 mm，变质剂加入量为 .实验用高碳高速钢的化学成分见加工试样。高速钢淬火工艺： 1 080 1 120 e 2 h，在JB30A型摆锤式冲击试验机上测试冲击韧性在Instron1251型动静疲劳试验机上测试断裂韧性（ K）和疲劳裂纹扩展门槛值（ K） ，试样尺寸mm的缺口。用HR150A型硬度计测定硬度，抗拉强度（ R）在电子拉伸试验机上测试。
热疲劳试验在自制的自约束型热疲劳试验机上进行。采用高频感应加热，自来水冷却，循环温度为形状和尺寸见图1.试验中每循环一定周次后，停机观察缺口裂纹萌生情况，测量裂纹扩展长度。
以放大40倍的显微镜下观察到的出现裂纹时的循环次数作为热疲劳裂纹的萌生次数，作出裂纹长度与循环次数之间的关系曲线，曲线的斜率表示热疲劳裂纹的扩展速率。
磨损试验在由M L10型磨损试验机改造而成的高温磨损试验机上进行，试验装置如图2所示。
未变质变质后适量该装置主要由机械传动部分、加热部分、控温部分等组成。磨损试样尺寸为6 mm 25 mm.
2试验结果及分析变质处理对显微组织的影响未变质的铸造高碳高速钢显微组织中的共晶碳化物呈层片状，见图3（ a） 变质处理后，共晶碳化物变成球状，分布均匀，见图3（ b）。这是因为复合变质剂中的稀土能降低钢液中硫和氧的含量（表2） ，增加共晶凝固的过冷度，使共晶组织细化。同时，稀土是表面活性元素，它富集于奥氏体枝晶生长前沿，阻碍奥氏体长大，细化奥氏体晶粒。由于奥氏体枝晶的细化，凝固后期在奥氏体枝晶间因偏析而形成的共晶钢液熔池变小，从而使共晶碳化物细化。钛改善共晶碳化物的形态和分布的主要原因是T iC在钢液中的形成自由焓随着凝固分数的增加及温度的下降而降低。T iC在高速钢钢液中可以优先于M C碳化物形成。而TiC和MC均为面心立方晶格，在它们结晶时[ 100]晶向是其优生长方向，因此当结晶结束时，晶体将被（ ）晶面所包围。T iC和M C的晶格常数分别为a M C以TiC的（ ）晶面作为形核界面时，二维晶格错配度D= .MC与T iC之间的晶格错配度钢铁研究学报（ a）未变质（ b）变质后未变质变质后很小， TiC可以作为M C碳化物形核的有效异质核心，因而可促使MC碳化物细化。镁是表面活性元素，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，阻碍钢液中的钨、钼、铬等原子长入共晶碳化物晶体，降低了共晶碳化物[ 010]择优方向的长大速度，导致[ 010]方向的长大速度减慢，而[ 001]、[100]方向的长大速度加快，促使共晶碳化物由层片状变成球状。
变质处理对力学性能的影响变质处理能提高高碳高速钢的韧性（特别是冲击韧性大幅度提高） ，但对硬度、红硬性和强度影响不大，见表3.断裂力学理论指出，脆性断裂包括裂纹的萌生和扩展。对于高碳高速钢，后者主要受控于组织中碳化物的数量、形貌、分布及尺寸。变质处理后韧性的提高应归功于碳化物形貌、分布和尺寸的改善使裂纹扩展受到基体的阻碍。普通高速钢，其共晶碳化物粗大且呈层片状，裂纹易于沿着碳化物扩展，因此韧性较低。经REM gT i复合变质后，共晶碳化物分布均匀且变成球状，裂纹不易扩展，韧性相应提高。硬度和红硬性主要取决于化学成分和淬火温度[ 6]，因此变质处理后高碳高速钢的硬度和红硬性变化不大。
变质处理对热疲劳特性的影响变质处理对高碳高速钢热疲劳裂纹萌生和扩展的影响见图4.未变质高速钢热疲劳裂纹萌生所需要的循环次数少于20次，变质处理后该次数多于30次，且前者的热疲劳裂纹扩展速率大于后者，变质处理明显改善了高速钢的热疲劳抗力。这是因为碳化物是热疲劳裂纹扩展的主要通道[ 7].由于碳化物脆性大，在循环热应力作用下容易破碎，且一旦出现裂纹即迅速扩展，因此材料的热疲劳抗力主要取决于碳化物的形态。未变质高速钢中共晶碳化物呈层片状，热疲劳裂纹扩展速率大，热疲劳抗力低。变质处理后，碳化物变成球状，裂纹沿碳化物扩展时常常被基体阻隔，裂纹必须穿过基体才能从一个碳化物颗粒扩展到相邻的碳化物颗粒。而基体组织的强韧性远远大于碳化物，对裂纹扩展阻力大，因此变质处理高速钢具有较高的热疲劳抗力。
变质处理对高温耐磨性的影响变质处理对高碳高速钢高温耐磨性的影响见图5.高速钢的磨损体积随初始加热温度的提高而增红硬性（H RC）变质后未变质符寒光等： REMgTi复合变质高碳高速钢轧辊的组织和性能6月加。但初始加热温度在600 e以下时，磨损体积增加较缓慢超过600 e后，磨损体积迅速增加。此外，载荷增大，磨损体积也增加。相同的温度和载荷下，变质高碳高速钢的磨损体积小于未变质的高碳高速钢。高温滑动磨损条件下，材料的磨损主要由微切削和疲劳控制[ 8].高碳高速钢中含有较多的钒、铬、钴、钨、钼等合金元素，红硬性高，在600 e时硬度仍维持在HRC 60以上，但超过600 e后硬度明显下降。因此600 e以下高速钢磨损量较少，超过600 e磨损量急剧增加。载荷增大导致微切削力增加，促使高速钢磨损体积增加。变质处理提高高速钢耐磨性的主要原因是，变质处理细化了高速钢基体组织和共晶碳化物，提高了韧性，减缓了高温磨损时疲劳裂纹萌生和扩展的速率，从而提高了耐磨性。此外，当碳化物体积分数f一定时，碳化物粒径d及碳化物颗粒间的平均间距K有如下关系式中C是常数。当碳化物体积分数一定时，碳化物颗粒越细小，间距越小，分布也越均匀。这样一来，磨损过程中磨粒直接切削基体的几率减小，从而有效地保护了基体。另外， REM gT i复合变质剂的加入使得碳化物变成球状，削弱了磨损过程中的应力集中，减小了碳化物颗粒松动脱落的几率，提高了耐磨性。
变质处理高碳高速钢的应用高速钢变质处理后，力学性能尤其是冲击韧性大幅度提高，热疲劳抗力和高温耐磨性也明显改善。
用变质高碳高速钢制造了滚动导卫（导辊） ，并在120 mPs高速线材轧机精轧机组上进行了运行考核。不同导辊的性能见表4，导辊使用结果见图6.从中可看出：变质高碳高速钢导辊的强度高，韧性和耐磨性好，抗热疲劳和抗氧化性优良，使用时不脆裂、不剥落、不粘钢，寿命比高镍铬合金铸钢导辊长3倍以上，接近硬质合金导辊。
3结论（ 1）高碳高速钢经REMgTi复合变质处理后，基体组织细化，共晶碳化物由层片状变成球状，断裂韧性和疲劳裂纹扩展门槛值有所提高，冲击韧性大幅度提高（达到1815 JPcm） ，抗热疲劳性能和高温耐磨性也明显改善。
（ 2）变质高碳高速钢导辊应用于高速线材轧机精轧机组时，轧材表面光洁，尺寸精度高，导辊使用过程中从未出现断裂、剥落和粘钢，寿命比高镍铬合金铸钢导辊长3倍以上，接近硬质合金导辊。
材质红硬性（HRC）热冲击温度Pe磨损体积P（ mm变质高速钢高镍铬钢硬质合金钢铁研究学报宋延沛，李秉哲，朱景芝，等。稀土复合变质剂对高碳高速钢性能及组织的影响[ J] .钢铁研究学报， 2001， 13（ 6） ： 4.
邓玉昆，陈景榕，王世章。高速工具钢[ M] .北京：冶金工业出刘佐民。 M50高速钢高温摩擦磨损特性的研究[ J] .摩擦学学轧辊温度对轧件温度也有一定的影响。从图6（ c）可看出轧辊温度在25 200 e范围变化时，轧件温度约变化10 20 e.
3结论（ 1）粗轧过程中，轧件中心温度和平均温度缓慢下降。在轧制区轧三丰量具总代理件表面温度变化剧烈，在轧制间隙，轧件表面温度变化相对缓慢。轧件宽度方向的表面温度梯度比较大，中部温度分布均匀，边部与中部的大温差可达100 e.
（ 2）粗轧各工艺因素对轧件温度场有影响：轧制速度对轧件温度影响较大，轧制速度越大，终轧温度越高，轧制过程中轧件厚度方向的温差也越小增大压下量会使塑性变形造成的轧件温升加大轧辊温度对轧件温度也有一定的影响。
孙卫华，王国栋，吴国良。带钢热轧过程中轧件横断面上温度刘振宇，王国栋，张强。板带热连轧过程中横向温度分布不均匀性的计算解析[ J] .钢铁研究学报， 1993， 5（ 4） ： 25 30.
张鹏，鹿守理，高永生，等。板带轧制过程温度场有限元模拟及影响因素分析（ò） [ J] .北京科技大学学报， 1998， 20（ 2） ：日本钢铁协会。板带轧制理论与实践[ M] .王国栋，吴国良，译。北京：中国铁道出版社， 1990.
陶文铨。数值传热学[ M] .西安：西安交通大学出版社， 1988.
符寒光等： REMgTi复合变质高碳高速钢轧辊的组织和性能6月
