摘要：采用氩气保护电阻炉进行高C高V高速钢/42CrMo复合材料液-固复合制备的热态模拟试验，利用OM、SEM、EPMA、维氏硬度计、万能试验机等，对双金属界面处显微组织、元素分布及力学性能等进行表征，并分析了界面结构与界面性能的内在联系。结果表明，不同于高速钢侧块状MC及片层状M2C型碳化物，双金属界面处形成了大量细小且弥散分布的碳化物颗粒，界面基体组织由马氏体+残余奥氏体向贝氏体+珠光体转变。由高速钢侧向42CrMo侧过渡时，与C、V、Mo、W明显受碳化物分布影响不同的是，与C亲和力相对较弱的Cr元素浓度呈平缓降低的趋势，Cr过渡层宽度为51.4μm。受元素分布和组织变化影响，自高速钢侧至42CrMo侧，双金属显微硬度呈线性降低趋势，含界面复合试样的拉伸断口均位于高速钢侧而非结合界面处，表明双金属结合性能良好。
关键词：高速钢;复合轧辊;元素分布;界面组织;碳化物;力学性能
高速钢复合轧辊因具有优良的耐磨性、红硬性及抗表面粗糙性成为近年来的研究重点[1]。目前，高速钢复合轧辊的制备工艺主要有离心铸造法[2-3]、连续浇铸外层成形法[4-5]、电渣复合法[6-8]等，其本质均属于双金属的液-固复合制备。离心铸造技术常以高速钢为复合外层、以灰铸铁或球墨铸铁为芯材进行复合制备，但内外层结合部位易产生石墨化，并且粗大碳化物易在此处偏聚，形成脆性界面，进而降低界面结合强度[9-10]。为此，连续浇铸外层成形法及电渣复合法等技术应运而生，两种方法均以高速钢为复合外层、以强韧性更好的铸钢或合金锻钢为芯材进行复合制备，可有效克服高速钢/球墨铸铁复合轧辊界面结合性能较差的不足。以往，轧辊外层多为高速工具钢[11-12]或在此成分基础上仅添加一定量的碳[13]，因而无法促进高速钢中高硬度MC(VC)型碳化物的析出，较难达到提高轧辊硬度和耐磨性的目的。在MC、M2C、M6C、M7C3、M23C6等不同类型碳化物中，MC型碳化物具有最高硬度[14]，随着钢中C、V含量的增加，高速钢凝固过程的初晶反应由L→γ向L→MC转变，可以促进钢中大量高硬度MC型碳化物的析出[15]。Kim等[16]研究了轧辊用高速钢成分对其组织和力学性能的影响，得到适宜的高速钢成分为：w(C)(碳当量)为1.9%～2.0%、w(V)为5%～6%及一定量Cr、Mo、W。有研究者虽然使用了高C高V高速钢作为轧辊外层，但报道集中于界面试样拉伸断口位置[17]、液固体积比及芯材表面状态对界面结合状态的影响[18]以及界面处元素分布[19]等，缺乏对双金属界面处元素分布、组织演变及界面性能的系统研究，目前尚不清楚双金属液-固复合过程界面结构与性能之间的内在联系。
基于此，本文根据Kim等[16]的研究结果，选用合适成分的高C高V高速钢，在氩气保护气氛下进行高速钢/42CrMo复合材料的液-固复合制备试验，并对双金属界面处元素分布、组织演变、显微硬度及拉伸性能等进行了系统研究，探讨了界面结构与界面性能之间的内在关系，以期为高C高V高速钢/锻钢复合轧辊制备过程的界面结合控制提供参考。
1实验材料及方法
本研究以高C高V高速钢(HCV-HSS)作为复合外层、42CrMo合金钢作为芯材，在氩气保护电阻炉内开展液-固复合制备热态模拟试验，材料成分如表1所示。
外层HCV-HSS的冶炼在30kg真空感应炉中进行，芯部42CrMo合金钢则是电炉精炼后，依次经锻造、黑皮、正火和回火处理得到。利用Thermo-Calc热力学软件计算得HCV-HSS及42CrMo的固/液相线温度分别为1227℃/1339℃及1439℃/1495℃，基于此，试验中将双金属复合温度设定为1410℃。
内外层材料的加工尺寸及相应的组合方案如图1(a)所示，具体方法为：将表面有效去污除锈后的HCV-HSS/42CrMo试样进行组合(无过盈配合)并放置在刚玉坩埚内，外置石墨坩埚予以保护，随后放入氩气保护的电阻炉内，以6℃/min升温至1410℃，保温20min，待结束后随炉冷却至室温后取出备用。
如图1(b)所示，沿复合铸锭轴线纵剖并在其底部区域切取含界面复合试样，经磨制、抛光、超声清洗及4%硝酸酒精腐蚀后，利用OM(AxioLab.A1)、SEM(Nova400Nano)、EPMA(Shi-madzu-8050G)等，对HCV-HSS/42CrMo复合试样界面组织及成分进行分析;利用HVS-2000PC型维氏硬度计测定界面附近区域的显微硬度，载荷及加载时间分别为50g及10s;利用In-stron3382高精度电子万能试验机进行微拉伸测试，位移速率为2.0mm/min。
2实验结果与分析
2.1复合材料内外层组织结构分析
图2为复合材料外层HCV-HSS的显微组织。由图2可见，试样具有明显的枝晶形貌，在晶界处分布有大量富C、V的块状和条状MC型碳化物以及富Mo、W的片层状M2C型碳化物，晶内则弥散分布着富C、Fe的球状或链条状二次碳化物，基体组织主要为马氏体及少量残余奥氏体。通常，MC、M2C、M6C、M7C3、M23C6及M3C碳化物的硬度依次呈逐渐降低趋势[16]，本研究用HCV-HSS钢含有大量高硬度MC、M2C型碳化物，故硬度相对较高。
图3为复合前后芯材42CrMo的显微组织。由图3可知，复合前42CrMo初始组织为典型的回火索氏体，白色颗粒状碳化物均匀分布在铁素体基体上;复合后，其组织主要为珠光体，少量片状珠光体位于晶界处。双金属复合过程中，芯材42CrMo依次经历了加热、保温及降温过程，高温奥氏体化后的缓冷过程中，组织发生了珠光体转变。珠光体基体具有一定的强度和塑性，经过适当热处理可满足复合轧辊对芯材高强韧性的要求。
2.2双金属界面处元素分布
双金属液-固复合过程的界面结合是扩散和熔合共同作用的结果[20]。界面结合温度和时间是影响界面结合状态及结合性能的主要因素，而该影响归根结底是对界面处元素分布的影响。利用电子探针对双金属过渡区(Bimetallictransi-tionzone，BTZ)的元素分布进行测定，结果如图4所示。由图4可见，在界面近HCV-HSS侧，C及V、Mo、W等强碳化物形成元素受碳化物分布影响明显，均呈阶跃变化趋势;靠近42CrMo侧，强碳化物形成元素含量呈现不同程度的降低，而与C亲和力相对较弱的Cr则受碳化物影响较小，Cr含量平缓降低，其过渡层宽度为51.4μm，Fe含量则因HCV-HSS侧合金含量较高且42CrMo侧合金含量较少，而呈逐渐增加的趋势。
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在界面处，一方面，间隙原子C在高温及长时间保温时由HCV-HSS侧向42CrMo侧扩散明显，使得HCV-HSS侧C含量降低(尤其是靠近界面处)，无法形成足够多的碳化物，C主要与强碳化物形成元素V结合形成一定量块状MC型碳化物及大量细小弥散的富V、Fe及含少量Mo、W、Cr的颗粒状碳化物，而无M2C型碳化物生成;另一方面，受元素扩散影响，芯材42CrMo近界面侧的C、V、Mo、W、Cr等元素含量增加，于高温下形成高碳高合金奥氏体，使得亚共析42CrMo钢局部过共析化，其CCT曲线存在先共析渗碳体析出区，因炉冷的冷却速率较低，芯材在随后冷却时可发生充分的渗碳体转变，形成大量细小弥散的富V、Mo、W的合金碳化物。
2.3双金属界面显微组织演变
图5所示为HCV-HSS/42CrMo复合试样界面处的显微组织，其中图5(b)～图5(d)分别对应于图5(a)中区域b、c和d。由图5可见，复合界面处存在明显的双金属过渡区;HCV-HSS近界面侧组织中，块状MC碳化物及细小(<0.81μm)弥散的颗粒状碳化物分布于马氏体及少量残余奥氏体基体上;进入双金属过渡区，碳化物颗粒明显细化(<0.20μm)，基体由马氏体向贝氏体转变并且依旧含有一定量的残余奥氏体;42CrMo近界面侧则主要由珠光体基体及少量的颗粒状渗碳体组成。
表2列出了图2(c)中A点及图5中B、C点处颗粒状碳化物的成分及尺寸，可以看出，颗粒相均为一种富含C、V、Fe及含一定量Cr、Mo、W的合金碳化物。总的来说，由外层HCV-HSS向双金属界面过渡时，二次碳化物中C、V含量明显增加，Cr、Fe含量明显减少，W、Mo含量略有增加，碳化物颗粒尺寸逐渐减小，这也是富V块状MC型碳化物减少甚至消失的主要原因。
图6为背散射模式下双金属界面区域的SEM照片。从图6可以观察到，从HCV-HSS层到42CrMo层组织有明显变化并且存在过渡层，测得双金属过渡区宽度为35.2μm，而Cr元素过渡区宽度为51.4μm(见图4(c))，可见，双金属结合界面的实际宽度(Cr元素过渡区宽度)比图6中测量区域要宽，这是由于当元素浓度差异较小时，并不会表现为明显的微观组织变化。
2.4复合材料力学性能
图7为HCV-HSS/42CrMo复合试样跨界面的显微硬度分布，图中坐标0点及测试区宽度见图5(a)，图中呈现了3次测量结果。由图7可知，在HCV-HSS侧，3次测量结果的显微硬度值波动较大，原因主要是基体上分布了大量碳化物颗粒，而碳化物硬度和基体硬度值有一定差异，所以测量点位置选择的影响相对较大;随着距双金属过渡区距离的减小，组织显微硬度(HV0.05)均值由791.7降至722.9;在双金属过渡区，组织显微硬度均值由722.9降至375.1，呈线性降低的趋势;在42CrMo侧，随着距BTZ区距离的增加，显微硬度均值平稳在354.6左右。
图8为微拉伸试样的尺寸及断口位置示意图，试样抗拉强度为643MPa，断口位置位于外层HCV-HSS而非双金属结合界面处，表明双金属过渡区并非复合试样的薄弱区，复合界面结合性能良好。拉伸断口微观形貌如图9所示，断口形貌特征显示，试样断裂形式为脆性断裂与韧性断裂混合型，整体以脆性断裂为主。表3为断口不同位置的EDS分析结果。结合图9和表3可知，A、B点为片层状M2C型碳化物，C、D点为块状MC型碳化物，E、F点为基体内二次碳化物;此外，断口处韧窝内包含细小的二次碳化物(图9(a))，表明基体多为韧性断裂;而MC、M2C型碳化物具有比基体更大的弹性模量及硬度，拉应力作用下，二者界面或碳化物内部产生应力集中而产生裂纹，如图9(d)所示。
3结论
(1)采用氩气保护电阻炉成功制备出界面结合良好、无缺陷的HCV-HSS/42CrMo复合铸锭。外层HCV-HSS侧由马氏体+残余奥氏体基体、MC和M2C型碳化物以及晶内二次碳化物构成，芯材42CrMo侧组织主要为混合型珠光体，二者间的双金属过渡区由细小弥散的合金碳化物、贝氏体+少量残余奥氏体及珠光体基体组成。
(2)HCV-HSS侧向42CrMo侧过渡段，C及V、Mo、W等强碳化物形成元素受碳化物分布影响，其含量呈阶跃变化且总体呈降低趋势;Cr元素因与C的结合能力弱于V、Mo、W等而受碳化物影响较小，其含量总体呈平缓降低趋势。双金属过渡区实际宽度(Cr元素过渡层宽度)为51.4μm，大于具有明显变化的组织过渡区宽度。
(3)受元素浓度分布及组织转变的影响，HCV-HSS/42CrMo复合材料显微硬度从外层HCV-HSS侧到芯材42CrMo侧呈线性降低的趋势，双金属过渡区的平均显微硬度(HV0.05)约为549。含界面微拉伸试样的拉伸断口位于外层HCV-HSS侧而非双金属过渡区，表明其界面结合性能较好。——论文作者：牛辰睿1，李光强1，2，曹玉龙1，2，李嘉维1
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