CN111172476A

CN111172476A - 一种铸造导辊合金及其制备方法

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Publication number: CN111172476A
Application number: CN202010069311.9A
Authority: CN
Inventors: 罗丰华; 卢静; 赵甲正; 杨欣宇
Original assignee: Central South University
Current assignee: Central South University
Priority date: 2020-01-21
Filing date: 2020-01-21
Publication date: 2020-05-19

Abstract

一种铸造导辊合金及其制备方法，各元素的质量百分含量为Cr：4.0～4.8，Ni：0.7～1.2，Nb：0.4～0.9，B：1.3～1.6，C：0.55～0.66，Mn：0.5～1.0，Si：≤1.0，P：≤0.1，S：≤0.06，其余为铁。将原料在1490～1620℃熔化，使得纯铁和铬铁、铌铁、金属镍充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1300～1340℃后，用配料总量0.1～0.15％的纯铝脱氧；继续保温约5～10分钟，待熔体温度为1260～1330℃时，迅速浇铸合金。本发明得到的铸锭整体硬度达到HRC60～66，冲击韧性达到8.0～12.0J/cm²，抗弯强度达到1220～1614MPa。

Description

一种铸造导辊合金及其制备方法

技术领域

本发明属于高硬度、高韧性的耐磨铸铁领域，涉及一种由不连续晶间硼化物和马氏体基体相的耐磨铸铁及其制备方法，可推广应用到轧制工艺的导辊和其他高耐磨场合。

技术背景

轧制是金属压力加工的主要生产工艺，轧制导卫装置由滑动方式改变为滚动方式，轧制速度大幅度提高，最高速度甚至超过了100m/s，在设备高速运转下，导卫装置的稳定性和耐用性就变得非常重要。作为主要消耗部件，国内年消耗量大概为100万吨以上，国际年消耗量接近1000万吨。

导辊在高速运转过程中，不仅受到线材的摩擦作用，还受到线材的冲击和高温线材的间接加热和冷却水的激冷，导卫装置在轧制过程中承受较大的不规则应力，应用环境非常严酷，所以往往设备失效都是由导卫装置失效引起，失效原因多为高温磨损、表面粘钢、热裂等情况。

滚动导卫辊的主要技术要求有以下几个方面：

(1)高硬度和高耐磨性：由于频繁、快速的摩擦磨损，参考铸造高速钢(W、Mo、Cr、V)HRC应在55～60以上，尤其是红硬性，在550～560℃高温下应当硬度不会有显著降低；(2)高韧性：由于轧件的冲击，残余应力、机械应力、热应力的多方面复杂作用，必须有足够的韧性，高钒高速钢(C、V 5-12％、Cr、Mo)，冲击韧性在8～12J/cm²；(3)耐热性：热轧时温度在室温和500℃之间频繁变化，发生激热激冷，要求钢材的性能不发生较大改变，能维持应有的强度和力学性能；(4)抗粘钢性：防止在高温轧制过程中导轮与轧件发生粘结。

导卫装置经过多年的发展，先后经历了碳钢、球墨铸铁、白口铸铁和高铬铸铁这几个阶段，而现在也开始出现合金钢、金属陶瓷等新材料制备的导卫辊。其中：(1)高铬铸铁，硬度和耐磨性达标，但热处理后塑性和韧性不足，容易破碎；(2)普通模具钢，冲击韧性较好，但是硬度和耐磨性不足；(3)WC硬质合金硬度和冲击韧性都符合要求，但承受激热激冷的能力较差，容易粘钢；(4)铜钨合金，耐磨性和导热性较好，不粘钢，但是整体硬度不高，容易拉伤。因此发展高强度或高硬度的金属陶瓷材料、强度和韧性较高的合金材料、以及表面强化等措施都是导辊的研究方向。表1列举了几种应用较多的导卫辊材质。

表1常见导卫辊材质

从表1可知，导卫辊材质主要是高碳，并且含有大量的昂贵金属V、W、Mo等元素，材料成本较高；并且这些合金往往需要复杂的加工和热处理工艺，才能得到高硬度和高韧性，满足使用需要，工序时间长，成本高。

发明内容

本发明的目的是提供一种铸造导辊合金及其制备方法，该合金以B元素取代C元素，形成晶间析出网状结构M₂B硬质相，而基体为高硬度马氏体相；利用Nb与C元素形成颗粒析出相，破坏M₂B硬质相的连续网状结构，形成断网组织，这种组织在表现高硬度的同时，具有高韧性特点，满足导辊的性能要求。

本发明选用的高韧性、高硬度的FeCrNiNbBC合金，含Fe、Cr、Ni、B、C等元素的多元共晶合金，各元素的质量百分含量为Cr：4.0～4.8，Ni：0.7～1.2，Nb：0.4～0.9，B：1.3～1.6，C：0.55～0.66，Mn：0.5～1.0，Si：≤1.0，P：≤0.1，S：≤0.06，其余为铁。其中Mn、Si为有益杂质元素，P、S为有害杂质元素。

优选的，所述Nb元素的质量百分含量为：0.7～0.9。

优选的，所述Ni元素的质量百分含量为：0.8～1.0。

优选的，所述B元素和C元素的总质量百分含量为，2.0～2.2。

B在铁基体中的溶解度很低，易与Fe、Cr元素形成M2B化合物，M代表Fe和Cr元素，加入Cr：4.1～4.9％和B：1.3～1.6％，主要是为了获得高硬度的网状结构M2B组织。

C含量为0.56～0.65％，主要是使基体组织发生马氏体相变时处于板条状马氏体和片状马氏体混合相变区域，在这个区域马氏体相变容易发生，并且有较好的韧性。

Nb为强碳化物形成元素，与C元素形成颗粒析出相，在基体相晶间形成，从而破坏M₂B硬质相的连续网状结构，提高材料的韧性和硬度。

Ni为基体相固溶强化元素，在烧结硬化钢中，0.7～1.3％的Ni即能促进马氏体相变，又能起到固溶强化基体相的作用。

其余Mn、Si、P、S杂质的含量参照高铬合金的标准，有利于工业生产配料。

在具体制备合金时，可采用铬铁(高碳、中碳、微碳)、铌铁、硼铁、镍块和纯铁等按照成分要求配料。表2中列举了原材料及其成份。

表2可应用于制备发明合金的原料及成份

表2的原料成分并非唯一的，具体成分由实际可获得的原材料来确定。其中铬铁、铌铁、硼铁、镍块提供发明合金的Cr、Nb、B、Ni的含量，高碳铬铁用来平衡C含量。纯铁可以是电工纯铁、电磁纯铁或工业纯铁，工业废钢也可以作为Fe的原料。

具体的熔炼与铸造工艺为：

按照成分要求配比称量好相应原材料后，可采用感应炉、真空感应炉等来熔炼制备合金。首先将铬铁(高碳、中碳、微碳)、铌铁、硼铁、镍块和纯铁熔化，熔化温度处于1490～1620℃，使得纯铁和铬铁、铌铁、金属镍充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1300～1340℃后，用配料总量0.1～0.15％的纯铝脱氧；继续保温约5～10分钟，待熔体温度为1260～1330℃时，迅速浇铸合金。

铸造方法可参照铸造高速钢、高钒高速钢等导卫辊的生产方法，如普通砂型模铸造或者熔模铸造、消失模铸造、金属型铸造、陶瓷型铸造、压铸等特殊铸造方法。铸锭不需要重新加热淬火，可直接使用。

本发明的主要特点采用B元素代替部分C元素，形成高硬度、高韧性的网状硼化物；利用Nb与C元素形成晶间颗粒析出相，破坏M₂B硬质相的连续网状结构，提高韧性；同时利用Ni、C控制基体相硬度，形成高硬度铸造合金。铸锭组织细密，合金的冲击韧性和抗弯强度提高。铸锭整体硬度达到HRC60～66，冲击韧性达到8.0～12.0J/cm²，抗弯强度达到1220～1614MPa。

附图说明

图1本发明实例1铸造金相组织；

图2本发明实例2铸件断口扫描形貌；

图3本发明实例3铸件电子扫描照片；

图4本发明实例4铸件组成相能谱成分分析。

具体实施方式

本发明的各种熔炼方法、铸造方法不受下述实例的限制，任何在本发明的权利要求书要求保护的范围内的改进和变化都在本发明的保护范围之内。

选用高碳铬铁、微碳铬铁、铌铁、硼铁、金属镍、工业纯铁等为原料，在发明要求的成分范围内配制成合金。

实施例1.按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用感应炉来熔炼制备合金。首先将铬铁(高碳、中碳、微碳)、铌铁、硼铁、镍块和纯铁熔化，熔化温度处于1490℃，使得纯铁和铬铁、铌铁、金属镍充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1300℃后，用配料总量0.15％的纯铝脱氧；继续保温约10分钟，待熔体温度为1260℃时，迅速浇铸合金。图1为合金金相组织，可以看出合金的金相组织由大量的球形初晶相和其晶粒间网状的共晶组织所构成。所得FeCrNiNbBC合金中各元素的质量百分含量为Cr：4.8，Ni：1.2，Nb：0.9，B：1.6，C：0.55，Mn：0.5，Si：0.6，P：0.05，S：0.03，其余为铁。铸锭整体硬度达到HRC62，冲击韧性达到8.0J/cm²，抗弯强度达到1220MPa。

实施例2.按照成分要求配比称量好相应原材料后，可采用真空感应炉来熔炼制备合金。首先将铬铁(高碳、中碳、微碳)、铌铁、硼铁、镍块和纯铁熔化，熔化温度处于1620℃，使得纯铁和铬铁、铌铁、金属镍充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1340℃后，用配料总量0.1％的纯铝脱氧；继续保温约5分钟，待熔体温度为1260℃时，迅速浇铸合金。所得FeCrNiNbBC合金中各元素的质量百分含量为Cr：4.0，Ni：0.7，Nb：0.4，B：1.3，C：0.66，Mn：1.0，Si：1.0，P：0.1，S：0.06，其余为铁。铸锭整体硬度达到HRC60，冲击韧性达到11.0J/cm²，抗弯强度达到1514MPa。图2为其断口形貌，主要由解理断裂面组成，断裂面很细小，高低不平，说明断裂面积大幅度超过其平断面，断裂韧性得以提高。

实施例3.按照成分要求配比称量好相应原材料后，可采用感应炉来熔炼制备合金。首先将铬铁(高碳、中碳、微碳)、铌铁、硼铁、镍块和纯铁熔化，熔化温度处于1550℃，使得纯铁和铬铁、铌铁、金属镍充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1320℃后，用配料总量0.12％的纯铝脱氧；继续保温约9分钟，待熔体温度为1300℃时，迅速浇铸合金。所得FeCrNiNbBC合金中各元素的质量百分含量为Cr：4.6，Ni：0.9，Nb：0.8，B：1.5，C：0.59，Mn：0.7，Si：0.8，P：0.07，S：0.03，其余为铁。铸锭整体硬度达到HRC66，冲击韧性达到10.0J/cm²，抗弯强度达到1480MPa。图3为其金相组织的电子扫描照片，从该照片可以看出，其网状共晶组织呈不连续的骨骼状，并且在网状结构中出现了白色颗粒状的物质。

实施例4.按照成分要求配比称量好相应原材料后，可采用感应炉来熔炼制备合金。首先将铬铁(高碳、中碳、微碳)、铌铁、硼铁、镍块和纯铁熔化，熔化温度处于1600℃，使得纯铁和铬铁、铌铁、金属镍充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1330℃后，用配料总量0.135％的纯铝脱氧；继续保温约8分钟，待熔体温度为1320℃时，迅速浇铸合金。所得FeCrNiNbBC合金中各元素的质量百分含量为Cr：4.5，Ni：1.0，Nb：0.7，B：1.54，C：0.66，Mn：0.9，Si：0.6，P：0.045，S：0.030，其余为铁。铸锭整体硬度达到HRC64，冲击韧性达到12.0J/cm²，抗弯强度达到1430MPa。图4为其金相组织的电子扫描照片，并且做了4个点的能谱分析，其中spot 1表示是白色颗粒状相的能谱分析，主要是Nb和C元素，其Nb和C含量比其他三个Spot要高很多，说明是NbC化合物，该化合物存在于共晶组织中，使连续的共晶组织得以中断，从而提高合金的韧性和强度。

实施例5.按照成分要求配比称量好相应原材料后，可采用真空感应炉来熔炼制备合金。首先将铬铁(高碳、中碳、微碳)、铌铁、硼铁、镍块和纯铁熔化，熔化温度处于1595℃，使得纯铁和铬铁、铌铁、金属镍充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1335℃后，用配料总量0.12％的纯铝脱氧；继续保温约6分钟，待熔体温度为1310℃时，迅速浇铸合金。所得FeCrNiNbBC合金中各元素的质量百分含量为Cr：4.6，Ni：0.9，Nb：0.8，B：1.5，C：0.58，Mn：0.7，Si：0.8，P：0.08，S：0.05，其余为铁。铸锭整体硬度达到HRC63，冲击韧性达到10.6J/cm²，抗弯强度达到1614MPa。

各实施例所制备铸造合金性能检测如下所述：

1.对实例铸造金属采用HR-150A洛氏硬度机进行硬度测试，载荷为150Kg，打五个点后取平均值。

2.对实例铸造金属采用JBS-300B冲击试验机进行冲击韧性测试，量程为150J，打五个样后取平均值。

3.对实例铸造金属材料电子万能实验机进行三点抗弯实验，样品尺寸为2×5×50mm的矩形试样，跨距为30mm，取三个相同处理样品的抗弯强度平均值。

图4中，4个点Spot 1、Spot 2、Spot 3、Spot 4元素含量为如下表所示：

Claims

1.一种铸造导辊合金，其特征在于：各元素的质量百分含量为Cr：4.0～4.8，Ni：0.7～1.2，Nb：0.4～0.9，B：1.3～1.6，C：0.55～0.66，Mn：0.5～1.0，Si：≤1.0，P：≤0.1，S：≤0.06，其余为铁。

2.如权利要求1所述的铸造导辊合金，其特征在于：所述Nb元素的质量百分含量为：0.7～0.9。

3.如权利要求1所述的铸造导辊合金，其特征在于：所述Ni元素的质量百分含量为：0.8～1.0。

4.如权利要求1所述的铸造导辊合金，其特征在于：所述B元素和C元素的总质量百分含量为，2.0～2.2。

5.如权利要求1～4任意一项所述的铸造导辊合金的制备方法，其特征在于：按照成分要求配比称量好相应原材料后，首先将原料熔化，熔化温度为1490～1620℃，使得纯铁和铬铁、铌铁、金属镍充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1300～1340℃后，用配料总量0.1～0.15％的纯铝脱氧；继续保温5～10分钟，待熔体温度为1260～1330℃时，迅速浇铸合金。

6.如权利要求5所述的铸造导辊合金的制备方法，其特征在于：浇造方法为普通砂型模铸造，或者为熔模铸造、消失模铸造、金属型铸造、陶瓷型铸造、压铸。