第3期 解国良等：包覆浇铸和热轧工艺制备Q235CWMn刀具材料 ,341. 表1Q235 A /C Mn基复合刀具材料各组元材料化学成分（质量分数） Table 1 Chen ical comnposition ofQ235A and CMn steel % 钢种 91 Mn Cr 0235A 0.14-0.22 ≤0.30 0.30-0.65 0.050 ≤0.045 CMn 0.90-1.05 0.15-0.35 0.80-1.10 0.90-1.20 1.20-1.60 ≤0.030 ≤0.030 1.2复合坯料制备及成形 50%KC1十30%CaCb的盐浴中，在管式热处理炉 将CWMn钢棒材在10kg真空感应炉中加热到 中加热到830土5℃，保温20min然后分别水淬、油 1500℃左右重熔，以提高其钢液纯净度.随后将其 淬、空冷至室温 浇铸成锭，经机械加工后制成50mm×70mm× 表2Q235 A /CVMn复合板坯轧制过程道次分配 80mm的芯部材料，并用丙酮对其进行超声波清洗， Tabl 2 Pass reduction of hot molling process for Q235A C Mn con- 将方形铸铁模具预热至500℃左右，放入芯料 posite slabs 和支架，模具示意图如图1所示，模具厚度为 厚度mm 道次 相对压下量% 80mm采用10kg真空感应炉把Q235A棒材加热到 80 1500℃左右重熔，将其钢液沿外浇道浇铸到模具 70 1 12.5 中，以减小浇铸时模具上浇口与模具底部的温差， 10~64 2-8 20-25 外层的Q235A材料包覆在芯料周围，浇注温度为 5~10 9~11 20-30 1550~1600℃.钢液先在真空下缓冷至500℃左 右，再空冷至室温，制备成复合坏料. 1.4性能组织分析 外层钢液 对热轧后和热处理后的样品进行机械打磨、抛 光后在5%左右的硝酸乙醇溶液中侵蚀约30s采 用LE01450扫描电镜观察复合材料的界面组织、成 外浇道 分和性能的变化：对热处理后的样品沿双金属界面 方向使用HVS-1000数显显微硬度仪测定其HV显 025 微硬度，载荷1.96N,加载时间为15s 2实验结果与分析 2.1成形过程中的组织变化 本实验中，为防止浇铸过程中发生氧化，模具和 芯料的预热温度都比较低，在浇铸过程中，芯料的 过冷度约为1000℃左右，使得内外层金属之间并没 有形成完全的冶金结合，在界面附近甚至存在少量 100 显微缝隙，经大变形量的轧制后，使各层金属中的 图10235 A/CVMn复合坯料浇铸示意图（单位：mm 铸态组织发生了破碎、细化，界面上的显微缝隙也在 Fig 1 Schenatic diagnm of Q235A /CMn canposite casting 热变形过程中被焊合.轧制过程中复合材料的界面 pmcess (unit mm) 组织变化如图2所示，从图2(a)中可以看出，复合 将复合坯料在箱式电阻加热炉中加热至 板坯厚度为10mm,累积压下量达87%时，界面结合 1150℃，保温1h后，在350型轧机上进行热轧，复 比较完整，但仍然存在着少量缝隙，随着变形程度 合板坯的热轧温度为900~1150℃.热轧初始道次 的增加，界面结合得更加牢固.当复合板厚度减为 变形量为10%，中间各道次的变形量为20%~ 5mm、累积压下量达94%时，界面附近已经观察不 30%,具体变形制度见表2热轧后，缓冷至600℃ 到明显的缝隙，如图2(b)所示，由于轧制过程是在 左右，再空冷至室温 两种钢的奥氏体温度以上进行的，冷却方式均为空 1.3热处理工艺 冷，因此图2所示的不同轧制阶段中各组元金属的 将轧制复合后的材料切割成三个尺寸为 室温金相组织相同，Q235A钢一侧为铁素体十珠光 10mm×10mm×5mm的样品，置于20%NaCl+ 体组织，CWMn钢一侧则为马氏体组织十少量残余第 3期 解国良等： 包覆浇铸和热轧工艺制备 Ｑ235／ＣｒＷＭｎ刀具材料 表 1 Ｑ235Ａ／ＣｒＷＭｎ基复合刀具材料各组元材料化学成分 （质量分数 ） Ｔａｂｌｅ1 ＣｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆＱ235ＡａｎｄＣｒＷＭｎｓｔｅｅｌ ％ 钢种 Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｃｒ Ｗ Ｓ Ｐ Ｑ235Ａ 0∙14～0∙22 ≤0∙30 0∙30～0∙65 — — ≤0∙050 ≤0∙045 ＣｒＷＭｎ 0∙90～1∙05 0∙15～0∙35 0∙80～1∙10 0∙90～1∙20 1∙20～1∙60 ≤0∙030 ≤0∙030 1∙2 复合坯料制备及成形 将 ＣｒＷＭｎ钢棒材在10ｋｇ真空感应炉中加热到 1500℃左右重熔‚以提高其钢液纯净度．随后将其 浇铸 成 锭‚经 机 械 加 工 后 制 成 50ｍｍ×70ｍｍ× 80ｍｍ的芯部材料‚并用丙酮对其进行超声波清洗． 将方形铸铁模具预热至 500℃左右‚放入芯料 和支架‚模具示意图如图 1所示‚模具厚度为 80ｍｍ．采用 10ｋｇ真空感应炉把 Ｑ235Ａ棒材加热到 1500℃左右重熔‚将其钢液沿外浇道浇铸到模具 中‚以减小浇铸时模具上浇口与模具底部的温差． 外层的 Ｑ235Ａ材料包覆在芯料周围‚浇注温度为 1550～1600℃．钢液先在真空下缓冷至500℃左 右‚再空冷至室温‚制备成复合坯料． 图 1 Ｑ235Ａ／ＣｒＷＭｎ复合坯料浇铸示意图 （单位：ｍｍ） Ｆｉｇ．1 Ｓｃｈｅｍａｔｉｃｄｉａｇｒａｍ ｏｆＱ235Ａ／ＣｒＷＭｎｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃａｓｔｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ（ｕｎｉｔ：ｍｍ） 将复 合 坯 料 在 箱 式 电 阻 加 热 炉 中 加 热 至 1150℃‚保温 1ｈ后‚在 350型轧机上进行热轧．复 合板坯的热轧温度为 900～1150℃．热轧初始道次 变形量为 10％‚中间各道次的变形量为 20％ ～ 30％‚具体变形制度见表 2．热轧后‚缓冷至 600℃ 左右‚再空冷至室温． 1∙3 热处理工艺 将轧 制 复 合 后 的 材 料 切 割 成 三 个 尺 寸 为 10ｍｍ×10ｍｍ×5ｍｍ的样品‚置于 20％ ＮａＣｌ＋ 50％ ＫＣｌ＋30％ ＣａＣｌ2 的盐浴中‚在管式热处理炉 中加热到 830±5℃‚保温 20ｍｉｎ‚然后分别水淬、油 淬、空冷至室温． 表 2 Ｑ235Ａ／ＣｒＷＭｎ复合板坯轧制过程道次分配 Ｔａｂｌｅ2 ＰａｓｓｒｅｄｕｃｔｉｏｎｏｆｈｏｔｒｏｌｌｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓｆｏｒＱ235Ａ／ＣｒＷＭｎｃｏｍ- ｐｏｓｉｔｅｓｌａｂｓ 厚度／ｍｍ 道次 相对压下量／％ 80 — — 70 1 12∙5 10～64 2～8 20～25 5～10 9～11 20～30 1∙4 性能组织分析 对热轧后和热处理后的样品进行机械打磨、抛 光后在 5％左右的硝酸--乙醇溶液中侵蚀约 30ｓ‚采 用 ＬＥＯ1450扫描电镜观察复合材料的界面组织、成 分和性能的变化；对热处理后的样品沿双金属界面 方向使用 ＨＶＳ--1000数显显微硬度仪测定其 ＨＶ显 微硬度‚载荷 1∙96Ｎ‚加载时间为 15ｓ． 2 实验结果与分析 2∙1 成形过程中的组织变化 本实验中‚为防止浇铸过程中发生氧化‚模具和 芯料的预热温度都比较低．在浇铸过程中‚芯料的 过冷度约为 1000℃左右‚使得内外层金属之间并没 有形成完全的冶金结合‚在界面附近甚至存在少量 显微缝隙．经大变形量的轧制后‚使各层金属中的 铸态组织发生了破碎、细化‚界面上的显微缝隙也在 热变形过程中被焊合．轧制过程中复合材料的界面 组织变化如图 2所示．从图 2（ａ）中可以看出‚复合 板坯厚度为 10ｍｍ‚累积压下量达 87％时‚界面结合 比较完整‚但仍然存在着少量缝隙．随着变形程度 的增加‚界面结合得更加牢固．当复合板厚度减为 5ｍｍ、累积压下量达 94％时‚界面附近已经观察不 到明显的缝隙‚如图 2（ｂ）所示．由于轧制过程是在 两种钢的奥氏体温度以上进行的‚冷却方式均为空 冷‚因此图 2所示的不同轧制阶段中各组元金属的 室温金相组织相同．Ｑ235Ａ钢一侧为铁素体 ＋珠光 体组织‚ＣｒＷＭｎ钢一侧则为马氏体组织 ＋少量残余 ·341·