CN101078090A

CN101078090A - 一种低合金高速钢轧辊材料及其制造方法

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Publication number: CN101078090A
Application number: CNA2007100181261A
Authority: CN
Inventors: 蒋志强; 符寒光; 冯锡兰; 宗学文; 施进发; 李明伟; 张轶
Original assignee: Zhengzhou University of Aeronautics
Current assignee: Zhengzhou University of Aeronautics
Priority date: 2007-06-26
Filing date: 2007-06-26
Publication date: 2007-11-28
Anticipated expiration: 2027-06-26
Also published as: CN100465324C

Abstract

本发明涉及一种低合金高速钢轧辊材料及制造方法，其材料的化学成分是(重量％)：C：1.2～1.8％，Cr：4.5～6.5％，W：1.0～3.0％，Mo：1.0～3.0％，V：3.0～5.0％，Al：0.6～1.2％，Si：0.8～1.2％，N：0.05～0.15％，B：0.04～0.12％，Nb：0.05～0.20％，Ti：0.06～0.18％，Y：0.04～0.15％，Mn＜0.5％，P＜0.04％，S＜0.04％，余量Fe，且实际碳含量为：0.033W+0.063Mo+0.060Cr+0.200V+(0.08～0.20)。制造用电炉熔炼，轧辊采用离心复合铸造或连续复合铸造成型，轧辊经过粗加工后进行淬火和回火处理，最后精加工至规定尺寸和精度。该低合金高速钢轧辊材料含有较少的钨、钼合金元素，不含价格昂贵的钴元素，生产成本低，具有良好的红硬性、强韧性和耐磨性。本发明可提高轧机生产率，延长轧辊寿命，降低轧材成本。

Description

一种低合金高速钢轧辊材料及其制造方法

技术领域

本发明属于耐磨材料技术领域，涉及一种用做轧辊的高速钢材料及其制造，特别涉及一种合金含量少的低合金高速钢轧辊材料及其制造方法。

背景技术

随着轧钢技术的进步，包括对更高的轧制效率、更高的轧材质量和更低的轧制成本的不懈追求，使轧辊制造技术也在发生飞跃性发展。20世纪80年代末，日本首先开发了高速钢轧辊。之后不久，欧美各国钢铁企业也纷纷开发使用高速钢轧辊。目前高速钢轧辊在国外得到了广泛应用，不仅应用于冷热轧板、带轧机，而且应用于线、棒材轧机、粗轧机、钢管轧机等。近年来，国内轧钢企业也相继从国外引进高速钢轧辊，并成功应用于板带轧机上。此外，国内也有多家轧辊生产企业自行研制成功了高速钢轧辊，并应用于带钢和型材轧机上。日本专利公报JP6330235公开了一种离心铸造高速钢轧辊材料的化学组成如下：C：1.4-2.6％，Si：0.2-1.5％，Mn＜1.5％，Cr：3-8％，(2Mo+W)：6-14％，V：4-8％，Ti：0.3-2.5％，余量Fe。这种轧辊材料具有优异的耐磨性，但含有较多的合金元素，因此生产成本高。美国专利US6095957也公开了一种高速钢轧辊材料，其化学成分(重量％)是：C：2.4～2.9，Cr：12.0～18.0，Mo：3.0～9.0，V：3.0～7.0，Nb：0.5～4.0，Si＜1.0，Mn＜1.0，W＜1.0。这种轧辊材料同样含有较多的合金元素，具有较高的生产成本。

中国发明专利CN1264749公开了一种高耐磨性铸造高速钢，其具体化学成分(重量％)如下：C：1.8～4.2％，W：2～12％，Mo：3～12％，Cr：4～15％，Co：0～10％，V：2.5～10％，Nb：0.3～2.5％，Si：0.5～1.5％，Mn：0.3～0.8，Al：0.2～0.6％，N：0.02～0.10％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe，该发明高碳、高钒、高铬型铸造高速钢，铸造性能良好，耐磨及红硬性好，适用于大型耐磨件、复合轧辊工作层。中国发明专利CN1807671公开了连续复合高速钢轧辊工艺配方，高速钢轧辊外层辊身的工艺配方(重量％)是：C：1.5～3.5，Cr：2.0～7.0，Mo：2.0～7.0，V：4.0～10.0，W：4.0～10.0，Co：0～10.0，Ni＜2.0，其余为Fe。采用该配方可以开发W、V含量高、偏析轻、耐磨性好的复合高速钢轧辊，来满足热连轧技术的需求。而上述这些高速钢轧辊同样存在贵重合金元素加入多，生产成本高的不足。

高速钢之所以在热轧辊生产中得到广泛的应用，是由于它在550℃～620℃之间具有高的红硬性，在高温磨损时，不易软化。其强化机制主要为固溶强化、析出强化、弥散强化。为了使高速钢得到较好的红硬性，通常要加入大量的W、Mo、Cr、V等合金元素，这些合金元素及碳固溶在基体中，使晶格产生畸变，对位错起到钉扎作用，即产生固溶强化。在淬火后的回火过程中，合金元素以高硬度合金碳化物的形式析出，这些析出物细小、弥散地分布在基体中，即产生析出强化和弥散强化。由于多种强化机制的同时存在，使得高速钢具有很高的强韧性，在工业生产中，尤其在制造热轧辊和高速切削工具方面，得到了广泛的应用。近年来，由于W、Mo等合金的价格涨幅很大，在一定程度上限制了高速钢轧辊的应用和发展。因此，从降低成本，节省贵重金属资源，节约能源出发，用廉价的Al、Si、N和B等元素替代部分W、Mo等合金元素，发展经济型的低合金高速钢材料，将是高速钢轧辊发展的一个新方向。

发明内容

本发明目的在于，提供一种低合金高速钢轧辊材料及其制造方法，该轧辊材料用Al、Si、N和B等元素，替代高速钢轧辊中的部分W、Mo合金元素，达到减少高速钢轧辊中贵重合金元素W、Mo的加入量，从而实现降低轧辊生产成本的目标。

本发明的目的可以通过以下措施得以实现：

一种低合金高速钢轧辊材料，其特征在于制得的该轧辊材料的化学成分及其重量百分比为：C：1.2％～1.8％，Cr：4.5％～6.5％，W：1.0％～3.0％，Mo：1.0％～3.0％，V：3.0％～5.0％，Al：0.6％～1.2％，Si：0.8％～1.2％，N：0.05％～0.15％，B：0.04％～0.12％，Nb：0.05％～0.20％，Ti：0.06％～0.18％，Y：0.04％～0.15％，Mn＜0.5％，P＜0.04％，S＜0.04％，余量为Fe，化学成分的总和为100％。

上述低合金高速钢轧辊材料中的实际碳含量相对G.Steven公式(G.Steven，Trans A.S.M.，1964，No.11)计算的平衡碳(Cp)约高0.08～0.20。

本发明的低合金高速钢轧辊材料用电炉熔炼，其制造工艺步骤是：

①将普通废钢、生铁、铬铁、钨铁和钼铁混合加热熔化，钢水熔清后加入硅铁和钒铁，出炉前依次加入金属铝、含氮铬铁、铌铁和钛铁；

②炉前调整成分合格后将温度升至1580℃～1620℃，而后出炉；

③将钇基稀土和硼铁破碎至粒度小于16mm的小块，经200℃以下烘干后，置于浇包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理；

④采用以下两种方法的任意一种制备高速钢轧辊：

第一种方法：用离心复合铸造方法制造高速钢轧辊，辊芯选用球墨铸铁或高强度铸铁，钢水浇注温度1440℃～1470℃；

第二种方法：用连续复合铸造方法制造高速钢轧辊，辊芯选用低合金铸钢或锻造碳钢，钢水浇注温度1420℃～1450℃。

⑤上述任一方法制作的高速钢轧辊，经过粗加工后进行淬火和回火处理，其中淬火加热温度：1060～1150℃，保温时间：4～10小时，随后喷水雾冷却至辊面温度低于400℃进行回火处理。回火加热温度：530～570℃，保温时间：6～15小时，然后空气冷却至室温。相同工艺下回火两次，最后精加工至规定尺寸和精度即成。

本发明与现有技术相比，具有以下显著的优点：

①本发明的低合金高速钢轧辊材料含有较少的钨、钼合金元素，也不添加价格昂贵的钴元素，与常用高速钢相比，生产成本降低30％以上。

②本发明低合金高速钢含有铝、硅、氮和硼等廉价合金元素，具有良好的红硬性，600℃的红硬性大于58HRC。

③本发明低合金高速钢轧辊材料经铌、钛和钇稀土变质处理后，碳化物和基体组织明显细化，因此材料具有良好的强韧性和耐磨性，其中室温硬度大于64HRC，抗弯强度大于3500MPa，冲击韧性大于25J/cm²。

④本发明的低合金高速钢轧辊材料的使用寿命比高镍铬无限冷硬铸铁轧辊提高6～8倍，比高铬白口铸铁轧辊提高3～5倍。

具体实施方式

下面结合本发明的低合金高速钢轧辊材料其化学成分制定依据和发明人给出的实施例对本发明作进一步详述。

合金材质的性能是由金相组织决定的，而金相组织取决于化学成分及热处理工艺，本发明的化学成分是这样确定的：

碳：碳在高速钢中，一方面要保证与碳化物形成元素钨、钼、铬、钒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，以此保证轧辊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，在高温奥氏体和随后的马氏体中的含量亦将减少，以致降低轧辊的硬度和耐磨性。与之相反，若含碳量过高，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，导致轧辊的塑性降低、脆性增加，在轧钢过程中轧辊表面极易发生脆性剥落。

为了保证低合金高速钢轧辊具有良好的耐磨性，高速钢中碳含量(Cs)相对G.Steven公式(G.Steven，Trans A.S.M.，1964，No.11)计算的平衡碳(Cp)约高0.08～0.20，目的是使淬火基体中碳过饱和，获得高硬度的马氏体，并充分发挥合金元素作用，获得最大的二次硬化。考虑其利弊，将碳含量控制在1.2％～1.8％，且高速钢轧辊中实际碳含量(Cs)按下式确定：

实际碳含量(Cs)＝0.033W+0.063Mo+0.060Cr+0.200V+(0.08～0.20)

钨和钼：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。钼的加入能急剧提高钢的淬透性和断面硬度均匀性，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，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，这样可改善钨系高速钢一次碳化物不均匀性的致命冶金缺陷，降低了脆性。同时回火固溶的钼可以阻止碳化物沿晶界析出，使高速钢强度和韧性提高。本发明选用钨—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，将钨含量控制在1.0％～3.0％，钼含量控制在1.0％～3.0％。

铬：铬除了对保证高速钢的淬透性和抗氧化性有重要作用外，对二次硬化也有一定贡献，因此可以通过适当提高铬含量来弥补低合金高速钢中钨钼数量的不足，但铬含量提高，将导致热塑性降低，过热敏感性增大，残余奥氏体量增多，回火碳化物抗聚集能力降低。因此，本发明低合金高速钢的铬含量控制在4.5％～6.5％。

钒：钒是提高低合金高速钢轧辊耐磨性的重要合金元素之一，这是由于钒可以增加高速钢中高硬度MC型碳化物的数量，有利于提高高速钢耐磨性。但是，增加钒含量的同时，必须相应提高碳含量，才能保证MC型钒碳化物的形成。另外，钒能细化钢的组织，提高晶粒粗化温度，从而降低钢的过热敏感性。钒还能增加高速钢淬火后的回火稳定性。钒含量过高，高速钢轧辊磨削性能恶化，且轧钢过程中轧辊易打滑，轧材表面易出现擦伤，因此，钒含量控制在3.0％～5.0％。

铝：铝在高速钢中大部分溶解于基体，少量的与氮化合形成AlN，起细化晶粒作用。基体中的铝由于减慢钨钼等元素在铁中的扩散速度，从而减慢回火析出碳化物的长大，提高钢的热稳定性。另外，在轧钢过程中，高速钢中铝因摩擦热和轧材的加热而氧化生成Al₂O₃，可避免轧辊粘钢，改善轧材表面质量，提高轧辊寿命。但含铝高速钢存在高温下易被氧化、奥氏体晶粒不均匀等缺陷，因此铝含量控制在0.6％～1.2％。

硅：硅在高速钢中除了降低奥氏体稳定性，促进回火时残余奥氏体的分解外，对碳化物相的类型、数量、溶解和沉淀有重要影响。在高碳钼系和钨钼系钢中，硅抑制M₂C在凝固过程中的形成，促进M₂C的分解，硅增加回火析出的特殊碳化物数量，并显著细化回火析出的MC型特殊碳化物，硅也显著抑制M₃C碳化物在回火中的沉淀。但硅促进过时效回火时粗大的M₆C碳化物的析出，降低钢的红硬性，而且硅含量过高的高速钢轧辊，使用中易出现龟裂，降低轧辊使用寿命，考虑其利弊，将硅含量控制在0.8％～1.2％。

氮：氮是低合金高速钢主要添加元素之一。低合金高速钢中加氮可细化晶粒，提高淬火温度，提高二次硬度。当有与氮亲和力强的元素(如Al、Ti、Nb等)存在时，氮与之化合形成难熔的特殊氮化物；没有上述元素存在时，氮参与形成稳定的M(C、N)和M₆(C、N)，且以形成钒的氮化物倾向较大。这两种情况下，加氮均能细化晶粒，提高淬火温度，提高基体合金度，从而提高钢的二次硬度和红硬性。但由于氮使一次碳化物析出反应与共晶反应的温度间隔增大，钢中加入氮后易形成较粗大的MC初生碳化物，于韧性不利，考虑其利弊，将氮含量控制在0.05％～0.15％。

硼：在高速钢的凝固过程中，由于硼在钢的固液两相中的分配系数k<<1，即使向钢液中加入微量硼，也会发生剧烈偏析而富集在枝晶生长前沿，造成成分过冷，有利于奥氏体枝晶的细化与凝固末期在枝晶间钢液中形成的共晶碳化物的细化，硼还促进高速钢中共晶碳化物在加热过程中的断网和团球化，改善高速钢的强度和韧性。当加入较多硼时，在凝固末期，由于偏析，会有大量的硼富集在枝晶间的剩余钢液中，而硼在钢液中提高碳元素的活度，使得共晶反应可以在相对较低的碳和钨、钼等合金元素浓度下发生，即可以在较高的液相分数下发生，因此，共品区域变宽，共晶碳化物的层片变得粗大，数量增加，反而降低高速钢的强度和韧性，合适的硼加入量是0.04％～0.12％。

铌：铌是一种强碳、氮化物形成元素，与C、N均有很大的亲合力，在高速钢中，铌主要以Nb(C，N)的形式存在，分布在基体上，而Nb(C，N)的析出温度大于1300℃，在高速钢的液相线以上就已形核析出，Nb(C，N)的析出引起了周围熔体中Fe、Cr、W、Mo、V等元素的大量富集，促使初生奥氏体在Nb(C，N)周围形核析出。铌含量越高，析出的Nb(C，N)数量越多，在其表面优先析出的奥氏体晶核也越多，奥氏体的细化作用就愈好。此外，铌还降低共晶温度，促使碳化物形核率增加，从而导致碳化物的均匀细化，初生奥氏体和共晶碳化物的细化，有助于高速钢韧性的大幅度提高。铌还可提高碳化物显微硬度，延缓高温热处理后碳化物硬度的降低，因此铌还可增大高速钢的耐磨性，铌加入量过多，组织中Nb(C，N)数量增多，尺寸增大，反而增大高速钢脆性，因此将铌含量控制在0.05％～0.20％。

钛：在高速钢凝固过程中，钛和钢液中C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，a_TiC＝0.432nm，a_MC＝0.415nm，a_γ＝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，促进孤立块状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，改善高速钢轧辊的力学性能和抗热疲劳性能，合适的钛含量宜控制在0.06％～0.18％

钇：钇是表面活性元素，可以在共晶碳化物上选择吸附，共晶凝固时，它主要聚集于共晶碳化物优先生长的方向上，阻止钢液中Fe、Cr、W、Mo、V、C等原子正常长入共晶碳化物的晶体中，从而降低了共晶碳化物领先相在这个方向的生长速度，迫使共晶碳化物变小、变钝。此外，共晶奥氏体将伸入过冷液相区中生长，对该生长方向上的碳化物形成包围外壳，也限制并降低了该方向上共晶碳化物的生长速度，这就进一步促使共晶碳化物变小、变钝。钇也具有增加奥氏体形核的作用，促使奥氏体组织更加紧密、细小和均匀，由于共晶碳化物和奥氏体的细化，高速钢的强度和韧性显著提高。但过量的钇促使高速钢中夹杂物增多，反而降低高速钢的强度和韧性，因此将钇含量控制在0.04％～0.15％。

锰：实际生产中，应将高速钢轧辊中的锰含量控制在0.50％以下。当含锰量大于0.50％时，将促使高温下的晶粒长大。更为重要的是，过高的含锰量将导致轧辊在热处理过程中产生热裂。

不可避免的微量杂质是原料中带入的，其中有磷和硫，均是有害元素，为了保证低合金高速钢的强度、韧性和耐磨性，将磷含量控制在0.04％以下，硫含量控制在0.04％以下。

低合金高速钢轧辊的性能还与热处理工艺有直接关系，其制订依据是：

高速钢轧辊铸态基体组织由马氏体、珠光体和奥氏体组成，硬度低，耐磨性差。高速钢轧辊淬火目的是为了获得高硬度的马氏体基体，改善轧辊耐磨性。高速钢轧辊淬火处理时，若加热温度过低，或保温时间过短，淬火组织中残留低硬度珠光体，损害轧辊的耐磨性；如果加热温度过高，或保温时间过长，淬火组织中残留过多的低硬度奥氏体，不利于改善轧辊耐磨性。加热温度过高或保温时间过长还易使轧辊组织粗大，损害轧辊的强度和韧性。低合金高速钢轧辊选择淬火加热温度1060℃～1150℃，保温时间4～10小时，随后喷水雾冷却的淬火工艺，可以获得细小马氏体加均匀分散的碳化物组织，具有优异的耐磨性。

高速钢轧辊回火的目的是为了稳定组织，消除淬火应力，确保轧辊使用中不出现剥落和开裂，使轧辊能正常、安全使用。回火温度过低或回火保温时间过短，轧辊淬火应力不易消除，轧辊安全使用受影响。回火温度过高或回火保温时间过长，则在轧辊基体组织中出现二次碳化物聚积、长大现象，轧辊硬度降低，轧辊耐磨性下降。高速钢轧辊选择回火加热温度530℃～570℃和回火保温时间6～15小时，可使轧辊具有良好的强韧性和耐磨性。

以下是发明人给出的具体实施例：

实施例1：

采用2500公斤容量的中频感应电炉熔炼低合金高速钢轧辊材料，其制造工艺步骤是：

②炉前调整成分合格后将温度升至1596℃，而后出炉；

④用离心复合铸造方法制造高速钢轧辊，辊芯选用球墨铸铁，钢水浇注温度1461℃；

⑤高速钢轧辊经粗加工后进行淬火和回火处理，淬火加热温度1072℃，保温时间8小时，随后喷水雾冷却至辊面温度低于400℃进行回火处理。回火加热温度545℃，保温时间10小时，然后空气冷却至室温。相同工艺下回火两次，最后精加工至规定尺寸和精度。

本实施例制造的低合金高速钢轧辊材料的化学成分见表1，其机械性能见表2。

表1低合金高速钢轧辊材料的化学成分

元素	C	Cr	W	Mo	V	Al	Si	N
元素	C	Cr	W	Mo	V	Al	Si	N	成分	1.63	5.14	2.08	2.61	4.59	0.77	0.92	0.08
元素	B	Nb	Ti	Y	Mn	S	P	Fe	成分	1.63	5.14	2.08	2.61	4.59	0.77	0.92	0.08
元素	B	Nb	Ti	Y	Mn	S	P	Fe	成分	0.09	0.11	0.13	0.08	0.31	0.026	0.033	余量

表2低合金高速钢轧辊材料的机械性能

室温硬度HRC	抗弯强度MPa	冲击韧性J/cm²	600℃红硬性HRC
室温硬度HRC	抗弯强度MPa	冲击韧性J/cm²	600℃红硬性HRC	65.4	3617	26.2	59.3

实施例2：

采用1500公斤容量的中频感应电炉熔炼低合金高速钢轧辊材料，其制造工艺步骤是：

②炉前调整成分合格后将温度升至1607℃，而后出炉；

④用连续复合铸造方法制造高速钢轧辊，辊芯选用锻造碳钢，钢水浇注温度1436℃；

⑤高速钢轧辊经过粗加工后进行淬火和回火处理，其中淬火温度1129℃，保温时间：5小时，随后喷水雾冷却至辊面温度低于400℃进行回火处理。回火加热温度560℃，保温时间：8小时，然后空气冷却至室温。相同工艺下回火两次，最后精加工至规定尺寸和精度。

本实施例所制造的低合金高速钢轧辊材料的化学成分见表3，其机械性能见表4。

表3低合金高速钢轧辊材料的化学成分

元素	C	Cr	W	Mo	V	Al	Si	N
元素	C	Cr	W	Mo	V	Al	Si	N	成分	1.42	4.89	1.79	2.88	3.95	1.03	1.14	0.12
元素	B	Nb	Ti	Y	Mn	S	P	Fe	成分	1.42	4.89	1.79	2.88	3.95	1.03	1.14	0.12
元素	B	Nb	Ti	Y	Mn	S	P	Fe	成分	0.06	0.08	0.09	0.13	0.30	0.027	0.035	余量

表4低合金高速钢轧辊材料的机械性能

室温硬度HRC	抗弯强度MPa	冲击韧性J/cm²	600℃红硬性HRC
室温硬度HRC	抗弯强度MPa	冲击韧性J/cm²	600℃红硬性HRC	64.9	3560	27.7	58.6

取上述实施例所制造的低合金高速钢轧辊，在热轧带钢精轧前部轧机和棒材轧机成品机架进行装机使用，结果如下：

在热轧带钢精轧前部轧机上，采用本发明的低合金高速钢轧辊材料使用寿命比高铬白口铸铁轧辊提高3～5倍。在棒材轧机成品机架上，采用本发明的低合金高速钢轧辊材料使用寿命比高镍铬无限冷硬铸铁轧辊提高6～8倍。

本发明的低合金高速钢轧辊材料与现有技术相比有如下优点：

本发明的低合金高速钢轧辊材料含有较少的钨、钼合金元素，也不含价格昂贵的钴元素，生产成本比常用高速钢材料降低30％以上。本发明低合金高速钢含有铝、硅、氮和硼等廉价合金元素，具有良好的红硬性。本发明低合金高速钢经铌、钛和钇稀土变质处理后，碳化物和基体组织明显细化，因此具有良好的强韧性和耐磨性。应用本发明可提高轧机生产率，延长轧辊寿命，减轻工人劳动强度，降低轧材成本，具有优异的经济和社会效益。

Claims

1、一种低合金高速钢轧辊材料，其特征在于制得的该轧辊材料的化学成分及其重量百分比为：C：1.2％～1.8％，Cr：4.5％～6.5％，W：1.0％～3.0％，Mo：1.0％～3.0％，V：3.0％～5.0％，Al：0.6％～1.2％，Si：0.8％～1.2％，N：0.05％～0.15％，B：0.04％～0.12％，Nb：0.05％～0.20％，Ti：0.06％～0.18％，Y：0.04％～0.15％，Mn＜0.5％，P＜0.04％，S＜0.04％，余量为Fe，化学成分的总和为100％。

2、权利要求1所述的低合金高速钢轧辊材料的制造方法，用电炉生产，其特征在于，其工艺步骤是：

(1)将普通废钢、生铁、铬铁、钨铁和钼铁混合加热熔化，钢水熔清后加入硅铁和钒铁，出炉前依次加入金属铝、含氮铬铁、铌铁和钛铁；

(2)炉前调整成分合格后，将温度升至1580℃～1620℃，而后出炉；

(3)将钇基稀土和硼铁破碎至粒度小于16mm的小块，经200℃以下烘干后，置于浇包底部，用包内冲入法对钢水进行复合变质处理；

(4)采用以下两种方法的任意一种制备高速钢轧辊：

第二种方法：用连续复合铸造方法制造高速钢轧辊，辊芯选用低合金铸钢或锻造碳钢，钢水浇注温度1420℃～1450℃；

(5)上述任一方法制造的高速钢轧辊，经过粗加工后进行淬火和回火处理，其中淬火加热温度：1060℃～1150℃，保温时间：4～10小时，随后喷水雾冷却至辊面温度低于400℃进行回火处理，回火加热温度：530℃～570℃，保温时间：6～15小时，然后空气冷却至室温，在相同工艺下回火两次，最后精加工至规定尺寸和精度即成。