熔盐准备过程中，要保证熔盐pH＝5．3～7．0，如果pH值超过7．0则添加AF添加剂调节；盐熔化后，脱水处理至关重要，一方面去除了熔盐中的水分，另一方面置换了熔盐中的杂质金属离子，从而减少工件在焊接过程中的腐蚀，保证外观质量。
焊后清洗检测：将待测风道内注满蒸馏水或去离子水，放置4小时后，用离子测试仪进行Cl（上标－）含量检测试验，Cl（上标－）的增加量不大于6mg／L。
4工装设计和机箱的加工装配
4．1工装设计制造
铝合金钎焊一般要加热到600℃左右，在这个过程中，工件极易变形，尺寸精度不易保证。铝合金钎焊夹具材料一般采用具有耐腐蚀和高温强度的不锈钢材料，采用不锈钢夹具材料时，由于不锈钢和铝合金的热膨胀系数不同，LF21的热膨胀系数为25×10（上标－6）／℃，1Cr18Ni9Ti的热膨胀系数为18×10（上标－6）／℃，工件从25℃加热到600℃时，当所限制尺寸为290mm（机箱宽度）时，铝合金与不锈钢的膨胀量差为1．18mm，当所限制尺寸为460mm（机箱长度）时，膨胀量差为1．88mm，在钎焊温度时由于不锈钢的刚性远大于铝合金，夹具在刚性固定时铝合金会产生变形。另外，工件在加热和冷却过程中由于速度不均匀也会产生变形。夹具设计时根据工件不同要求，在保证夹具支撑面平面度和刚性的条件下，在定位处采用不锈钢弹簧支撑，避免刚性定位。另外为了降低工件的冷却速度，设计一个冷却罩，在工件出炉后立即罩上，使工件与冷空气热交换减少，达到使工件均匀冷却，减少变形的目的。
盐浴钎焊夹具一方面要求抗腐蚀性强，另一方面要求自身重量轻，以减少夹具热容量对盐池温度的影响和高温下自重太大产生的变形。工装设计采用了25×25×3的方形1Cr18Ni9Ti不锈钢管，弹簧采用了高温耐腐蚀、高弹性材料，并对机箱夹具进行了多次局部结构改进。改进后的夹具采用了电火花加工，改善了焊接件的在夹具中装配的平面度和垂直度，改善了机箱的成形。
4．2机箱的加工及装配
机箱的各组成零件均采用数控加工中心加工与合理的热处理去应力工艺，在保证产品加工精度的同时也确保了零件具有优良的表面光洁度、较低的变形和很小的残余应力，保证了装配前零件平面度不大于0．05mm、装配后的焊接间隙不大于0．06mm，从而为机箱的最终焊接质量提供了保证。
ATR机箱装配采用了材质为1Cr18Ni9Ti的M3～M3不锈钢螺钉预定位，装夹≠0．1mm钎料后，为了防止钎料在机箱内窜动，采用了氩弧点固工艺方法进行一定程度的工艺辅助固定。机箱在装配过程中，要严格控制焊接间隙0．05～0．1mm，对定位螺钉、钎料窜动等问题给予高度重视，以保证焊接质量。
5焊缝强度及环境试验
5．1焊缝强度拉伸试验
为了确定盐浴焊后的焊缝强度，我们按GB11363—89制作拉伸试样，焊接试样材料为LF21－R，按优化后的工艺参数进行焊接，并按拉伸试样最终尺寸进行加工，焊缝强度满足要求，可以用于产品焊接。
5．2环境试验
为了充分暴露盐浴钎焊后焊缝潜在的缺陷，便于分析有效的纠正措施，使ATR机箱满足雷达的使用要求。对焊后的工件和试样进行了温度循环试验、随机振动试验、湿热试验。
5．3试验类别
5．3．1温度循环试验
5．3．2随机振动试验
5．3．3湿热试验
5．4试验条件
5．4．1温度循环试验条件
升温和高温（＋60℃）保持时间为2小时，降温和低温（－55℃）保持时间为2小时，一次循环时间为4小时，进行10个循环，共40小时。
5．4．2随机振动试验条件
垂直方向施振10分钟，振动的功率谱宽度为0．04g2／Hz的梯形谱。其中20～80Hz以3dB／oct斜率上升；80～350Hz功率谱宽度为0．04g2／Hz；350～2000Hz以3dB／oct斜率下降。
a．空载试验（试验时未加上下盖板、电路板、插件等附件）
b．加载试验（试验时装配好上下盖板、电路板、插件等附件）
5．4．3湿热试验条件
a．高温高湿试验：在2h内，将箱内温度由30℃升到60℃，相对湿度95％，并保温保湿6h。
b．低温高湿试验：在8h内，将箱内温度降到30℃，降温时相对湿度为85．3％。然后将相对湿度升到95％，并在30℃条件下保持8h。
将a和b为一个周期，共进行10个周期的试验。
5．5试验结果
（1）外观检查：机箱经各项环境试验，外表未发现焊缝开裂、脱漆、腐蚀等异常情况。
（2）内部检测：用锯刀片解剖切开散热翅片横截面，观察到散热翅片与侧板、面板之间的焊缝，焊接牢靠、光滑，经湿热试验后的机箱外表及风道内钎缝表面保持金属光泽，无腐蚀现象发生，焊缝不存在潜在的缺陷，满足雷达的环境试验要求。
6结论
盐浴浸渍钎焊的关键是弹性装夹夹具设计、焊接过程参数等的分析，要求焊接夹具耐蚀轻质刚性好、熔盐经过充分的脱水、保证装配钎缝间隙等。通过对机箱的工艺过程实施，ATR箱体已成功加工，该产品现已进入批量生产阶段，机箱焊缝成形良好，工艺过程稳定，为铝合金框架类零件的加工、装配开辟了全新的局面，其主要优点是钎焊质量高，尤其是那些尺寸大、结构复杂的零件，并对类似零件的设计加工有很大的参考价值。
参考文献
［1］潘际銮．焊接手册．北京：机械工业出版社，1992
［2］航空制造工程手册（焊接）．航空工业出版社，1996．9
作者简介：
梁文生，男，1966年10月出生。1989年毕业于甘肃工业大学，工程师。现在长风机器厂、主要从事工艺管理和焊接工艺工作。通讯地址：兰州市53信箱408分箱；邮编：730070；电话：7993531；E—mail：liangws@126．com。
轧辊用无钴多元高速钢的研究开发
张宇翔 冯文华 于忠武 邹晓伟
（酒钢机械制造公司 嘉峪关 735100）
摘要：轧辊用无钴多元高速钢是目前国内材料科学研究的主流，本文通过对轧辊用无钴多元高速钢成分的设计，炉前变质处理和对高速钢热处理工艺的设计实施，重点掌握了高速钢的性能特点、主要制造方法。通过在酒钢高线轧机的实际使用，总结了无钴多元高速钢制作的工艺特点。
关键词：无钴多元 高速钢 冶炼 热处理
1前言
当前，随着国内外轧钢技术和设备的发展，对轧机上各种材质的轧辊、辊环和导辊的要求越来越高。由于轧机轧制速度的提高，对辊环等高速线材轧机上的主要消耗工具，要求高硬度、高韧性、高热疲劳抗力和抗粘钢性。而传统轧机使用的碳化钨合金价格昂贵，导致较高的生产成本。国内外设备制造企业及研发部门围绕替代碳化钨合金材料开展了大量的生产研究工作，并取得突破性进展，部分成果进入生产领域。其中国外2003年研制成功高碳高钒高速钢应用在轧机轧辊上显示出优良的性能，性价比超过硬质合金，是当前国际耐磨耐热新材料发展的主流。目前以高碳、钼、钒高速钢材料逐步代替硬质合金材料作为轧机主要消耗工具是主要的发展方向之一。
2高速钢组织机理分析及化学成分设计
2．1高速钢组织机理分析
高速钢作为一种新型的高硬度材料，基于其材质本身固有的特性，决定了能够适应轧钢生产需要的高硬度、高耐磨性和高的抗冲击韧性。同时，具有很好的抗回火性能，这一性能在轧制过程中由于打滑导致辊身表面温度升高时，仍然能够保持较高的硬度显得十分重要，即高速钢具有很高的热硬性。高速钢轧辊的这些特性是由它的化学成分、组织结构所决定的。选择在高碳的高速钢中增加钼、钒等合金含量，使合金中同时形成M2C、M6C型碳化物和更硬、更细不偏析的MC碳化物，再加上W和V、Nb元素的强化作用，可使寿命比高镍铬钼球墨铸铁提高几倍。
2．2高速钢的化学成分设计
2．2．1高速钢的化学成分设计原则
化学成分是决定材料的性能和组织的重要因素，在选择化学成分时应充分考虑到本工艺的特点以及我国的资源条件，选择来源广、成本低的合金元素。要保证足够的耐磨性和淬透性，尤其是在高温时的红硬性，使高速钢很适合用作制造轧辊的材料。在保证高速钢具有高硬度、高耐磨性的前提下，尽量减少合金（特别是贵重合金）的加入量。W、Mo、Cr、V是高速钢中的基本元素，但它们的密度差别很大，用普通离心铸造方法制造，合金易产生偏析而影响产品质量。这主要是MC型碳化物的偏析，严重影响轧辊的耐磨性，研究发现MC型碳化物主要是一次结晶VC的偏析，为VC与钢水的密度相差较大所致。高速钢中添加Nb元素后可生成密度较大的MC型复合碳化物（V、Mo、Nb系碳化物），其密度与钢水密度接近，使VC减少，有效控制了离心铸造高速钢碳化物偏析，提高了高速钢的耐磨性。Co是贵重元素，价格10倍于钨，其主要特点是增加红硬性。此外，它还增加导热性、切削加工性。国外均采用含Co高速钢。但是轧辊的工作条件不同于刀具，它与工件并非连续接触，而且红硬性不如刀具那样要求高。因此在成分设计时选用无Co高速钢。
铸造高速钢中粗大的铸态组织和晶界网状共晶碳化物严重削弱材料的强韧性，且难以用热处理的方法消除，为此用RE—Mg—Ti复合变质处理。RE和Mg可以降低钢液中S和O含量，增加共晶凝固的过冷度，使共晶组织细化，RE和Mg在高速钢中还有细化晶枝作用，由于奥氏体晶枝的细化，在凝固后期，在奥氏体晶枝间由于偏析而形成的共晶钢液熔池变小，从而使共晶碳化物得到细化。Ti的夺碳能力很高，TiC的熔点也很高（3150℃），高温下即可形成。在高速钢凝固过程中，Ti与钢液中的C发生反应，生成大量弥散的TiC质点。TiC和奥氏体以及MC碳化物均为面心立方晶格，且晶格常数相近，αTiC＝0．432nm，αMC＝0．415nm，αγ＝0．357nm，晶格错配度很小，TiC可以作为奥氏体和MC的异质核心，细化奥氏体枝晶，促进孤立状MC型碳化物大量形成，使共晶碳化物的形态和分布得到改善。同时MC的增加又将促进片层状M2C的形成，抑制鱼骨状M6C的形成。
2．2．2高碳高钼高速钢的化学成分设计
（1）碳。碳在高速钢中，一方面要保证与碳化物形成元素钨、钒、铬、铌等形成足够数量的碳化物，又要有一定的碳量溶入高温奥氏体中，使高速钢淬火后获得过饱和的马氏体，以此保证辊环工作层具有高的硬度和耐磨性，以及良好的高温硬度。因此，碳含量必须与钢中的其他合金元素相匹配，含碳量过高或过低都将对其性能有不利影响。若含碳量过低。则不能保证形成足够数量的合金碳化物；同时，在高温奥氏体和尔后的马氏体中的含量亦将减少，以致降低辊环的硬度，耐磨性和高温硬度，与之相反，若碳量过高，则碳化物数量增加，同时基体组织中碳化物分布的不均匀性也增大，以致使辊环的塑性降低、脆性增加，在轧制线棒材过程中辊环表面极易发生脆性剥落。此外也将使工艺性能变坏。材质中的含碳量控制在1．5％～2．5％中，以期获得较好的综合性能。高速钢中C含量按下式（1）确定：
C％＝0．060Cr％＋0．063Mo％＋0．033W％＋0．235％ （1）
（2）钨、钼。钨是提高高温硬度和耐磨性的主要元素，它在高速钢中既能形成碳化物，又能部分溶于固体中。溶于马氏体中的钨原子与碳结合力强，强烈阻碍它在回火时的析出，构成良好的回火稳定性，约在500℃～600℃时，钨才以碳化物的形态从马氏体中沉淀出来。导致钢的二次硬化。加热时，未溶的碳化物则起阻碍奥氏体晶粒长大的作用。但是钨高密度又严重影响了高速钢在凝固过程中的均匀性，钨的密度是19300 kg／m3，极易在凝固时，尤其是采用离心铸造的凝固过程中产生偏析。钼的加入能急剧提高钢的淬透性和断面均匀性，防止回火脆性的发生，提高高速钢的回火稳定性，改善冲击韧度，增加抗热疲劳性能。而钼和钨是同族元素，结构与物理性能极其相近，可以互相代替，钼的密度为10200kg／m3，并且1％的钼可以替代1．6～2．0的钨，因此在以钼替代部分钨的高速钢中，一方面合金元素的加入量可以减少，同时通过多元合金减少偏析倾向，相应基体组织中碳化物分布的不均匀性也将减轻。高速钢中加入Mo使钢的包晶反应温度下降，反应剩下的液相减少，在更低的温度下形成的莱氏体较小，而且莱氏体的形态也发生了变化，这样可改善W系高速钢的致命的冶金缺陷——一次碳化物的不均匀性，降低了脆性。同时回火固溶的Mo可以阻止碳化物沿晶界析出，使高速钢强度和韧性提高。我们选用钨一钼复合型的高速钢，而且在化学成分匹配上基于保证碳化物均匀性以及获得较高的机械性能的考虑，在实际生产中，选钨含量为1．5％～2．0％钼为4．0％～6．0％。