CN112743064A - 一种高氮高速钢离心复合轧辊及其制备工艺 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及轧辊技术领域，提出了一种高氮高速钢离心复合轧辊，由外层和芯部组成；其中，外层为高氮高速钢，外层按照重量百分比由以下组分组成：C：0.8～1.8％、Si：0.3～1.0％、Mn：0.4～1.0％、P：≤0.030％、S：≤0.025％、Cr：5.0～15.0％、Mo：0.5～4.0％、Ni：≤2.0％、V：≤5.0％、Nb：≤3.0％、W：≤5.0％、[N]：60～300ppm，其余为Fe；芯部为高强度球墨铸铁，芯部按照重量百分比由以下组分组成：C：2.5～3.5％、Si：2:0～3.0％、Mn：0.3～0.8％、P：≤0.10％、S：≤0.03％、Mo：≤0.5％、Cr：≤0.5％、Mg：≥0.04％，其余为Fe。通过上述技术方案，解决了现有技术中外层的韧性、耐磨性和抗热疲劳裂纹性差的问题。

Description

一种高氮高速钢离心复合轧辊及其制备工艺
技术领域
本发明涉及轧辊技术领域，具体的，涉及一种高氮高速钢离心复合轧辊及其制备工艺。
背景技术
轧辊对于钢铁工业的发展，特别是对轧钢厂的发展，是非常重要的。当今我国的轧辊制造业进入了快速发展阶段。轧辊制造技术在引进国外技术的基础上突飞猛进。从20世纪末到21世纪初的十余年间，国际上开发出热轧带钢连轧机精轧前段使用的高碳高速钢复合工作辊并成功应用以来，在轧辊制造业中爆发出了一场材质创新的技术大革命。与此同时，热轧带钢连轧机粗轧机架使用的半高速钢、粗轧专用高速钢复合工作辊也都取得了优异的使用效果和良好的经济效益。但是目前的轧辊的力学性能已经不能满足不同工况的需要。高铬复合铸铁工具辊是目前耐磨性最优异的耐磨材料之一，得到广泛应用，常规高铬复合铸铁工作辊主要是依赖辊身工作层基体组织中含有25％～35％的Cr7C3型共晶碳化物，来体现它在轧制生产中的优越性，忽略了Cr7C3型共晶碳化物特性的另一个侧面，即导热性差和抗热疲劳性能低，在一些高应力强磨损工况条件下，耐磨性、耐冲击性仍难以满足实际需要。
发明内容
本发明提出一种高氮高速钢离心复合轧辊及其制备工艺，解决了现有技术中的韧性、磨损性和抗热疲劳裂纹性差的问题。
本发明的技术方案如下：
一种高氮高速钢离心复合轧辊，由外层和芯部组成；
其中，外层为高氮高速钢，外层按照重量百分比由以下组分组成：C：0.8～1.8％、Si：0.3～1.0％、Mn：0.4～1.0％、P：≤0.030％、S：≤0.025％、Cr：5.0～15.0％、Mo：0.5～4.0％、Ni：≤2.0％、V：≤5.0％、Nb：≤3.0％、W：≤5.0％、[N]：60～300ppm，其余为Fe；
芯部为高强度球铁，芯部按照重量百分比由以下组分组成：C：2.5～3.5％、Si：2:0～3.0％、Mn：0.3～0.8％、P：≤0.10％、S：≤0.03％、Mo：≤0.5％、Cr：≤0.5％、Mg：≥0.04％，其余为Fe。
作为进一步的技术方案，所述轧辊的外层抗拉强度为700～900MPa，外层硬度为75～85HSD。
作为进一步的技术方案，所述轧辊外层基体组织为回火马氏体、残余奥氏体、共晶碳化物、二次碳化物，其中残余奥氏体≤5％。
作为进一步的技术方案，所述轧辊外层基体组织为回火马氏体上弥散分布有氮化钒、氮化钨、氮化铌、氮化钼、氮化铬等多元复合含氮碳化物。
本发明还提出一种高氮高速钢离心复合轧辊的制备工艺，其特征在于，包括以下步骤：
S1、配制化学成分；
S2、熔炼：分别对轧辊外层和芯部进行熔炼，熔炼温度分别为1580～1620℃、1500～1550℃；当外层钢水出炉时向钢包中添加变质剂；芯部的铁水出炉后进行球化孕育处理；
S3、离心铸造：浇注外层，浇注温度为1500±10℃，当温度降低到1250±10℃时，停止旋转，合箱后1400±20℃浇注芯部铁水；
S4、保温缓冷：在浇注坑内进行保温缓冷24～48小时，然后冷却至≤200℃开箱；
S5、粗加工：进行表面加工处理，预留加工余量8～10mm；
S6、热处理：淬火：以20～30℃/h的升温速度升温至1000～1050℃保温5～10小时，出炉后空冷至400～450℃；回火：回火温度为500～550℃，回火时间10～20小时，进行2～4次回火；
S7、精加工。
本发明的原理及有益效果为：
1、本发明的高氮高速钢离心复合轧辊外层韧性高，耐磨性高，抗热疲劳裂纹性优良，通过对成分和热处理工艺的控制，外层硬度可达75～85HSD，外层抗拉强度700～900MPa。可用于棒材轧机的精轧机架，增加作业时间，改善钢材的表面质量。本发明的高氮高速钢离心复合轧辊具有以下性能特点：控制高氮高速钢轧辊外层材质中的碳、使碳化物的脆性相应减小，其含量为5～10％，结晶组织细小。高氮高速钢轧辊耐磨性的提高，不是单纯依靠共晶碳化物的数量，主要是依靠基体组织中的特性，轧辊经高温热处理后基体组织均匀性提高，残余奥氏体量控制很低，具有较高的外层硬度。碳和碳化物的含量减少，外层摩擦系数提高，咬入性能良好。热处理使轧辊表面具有一定水平的残余压应力，提高轧辊疲劳热裂抗力，具有良好的抗热裂和抗事故性。
2、本发明申请人根据棒材轧机的轧制特性，通过化学成分的合理调配，运用特殊的变质处理，及热处理工艺技术，研制出特别适合棒材轧机预切分、切分、成品前、成品架使用的高氮高速钢离心复合轧辊，正常轧制状态下，成品架轧辊轧制Φ12、Φ14、Φ16、Φ25等钢筋一次过钢比普通轧辊轧制量提高3～5倍。
3、本发明采用合理的化学成分调配，氮作为合金元素可以和钢中的其它合金元素(Mn、Cr、V、Nb、W等)交互作用，而赋予该钢种上述的优异性能。
4、申请人在开发高氮高速钢离心复合轧辊的同时，认识到高氮高速钢的制备过程，必须解决存在的一些特殊问题，一方面需要根据材料性能的要求，设计含氮高速钢的成分；另一方面是通过何种制备手段来得到合乎成分要求的高氮高速钢。由于氮在钢中的溶解度很小，因此高氮高速钢生产中的关键问题是提高钢中氮的浓度达到60～300ppm，防止冷凝过程中钢内氮的逸出和保证氮在钢中均匀分布。高氮高速钢与其它钢种不同，不容易冶炼，为了加入足够量的氮，钢的合金成分和冶炼工艺两者都必须加以调整，使得氮的溶解度足够高，氮的溶解度取决于压力、温度和合金成分。高氮高速钢轧辊材质中的碳、铬含量的多少，应以保证控制基体组织中Cr7C3型共晶碳化物含量为5～10％，以及满足钒和钨强碳化物形成元素生成特殊碳化物所需的碳含量为基准。钼使连续冷却曲线右移，从而显著地提高高氮高速钢轧辊的淬透性，其作用强于铬，可有效地提高马氏体开始转变点；钼是碳化物形成元素，在改进高氮高速钢轧辊中，钼与钨、钒形成高硬度的M2C多元复合型和M6C复合碳化物，产生二次硬化，有助于提高外层耐磨性和高温强度，有利于提高基体组织的回火稳定性。镍提高高氮高速钢的力学性能，特别可以提高高氮高速钢轧辊的韧性和塑性。氮元素在高氮高速钢轧辊材质中，将发挥间隙原子与位错的相互作用，促使基体强化，并且氮与其他合金元素形成弥散分布的氮化钒、氮化钨、氮化铌、氮化钼、氮化铬等多元复合含氮碳化物。氮在钢水中的溶解度也随合金元素含量的高低而变化，加少量的V、Ti可以大大提高氮在钢水中的溶解度，Cr、Mn也增大钢水中氮的溶解度。
5、高氮高速钢的凝固方式为L→γ→(γ+MC)→(γ+M2C)→(γ+M7C3)。高氮高速钢在凝固时会发生一系列复杂的反应，生成奥氏体和多种类型的碳化物。高氮高速钢的铸态组织主要为奥氏体+马氏体+索氏体+合金碳化物。为了提高高氮高速钢轧辊的使用寿命，对高氮高速钢轧辊铸坯进行包括保温缓冷、淬火和多次回火的热处理工艺操作，使残余奥氏体充分转变为回火马氏体并消除相变应力，保证成品轧辊外层基体组织为回火马氏体+残余奥氏体(≤5％)+共晶碳化物、二次碳化物。本发明的轧辊外层基体组织为回火马氏体基体上弥散分布有氮化钒、氮化钨、氮化铌、氮化钼、氮化铬等多元化的复合含氮碳化物。其独特就在于高强度，高耐磨的基体上，稳固的存在着弥散分布的复合型碳化物颗粒，保证了外层硬度均一，孔型磨损均匀。
附图说明
下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。
图1为高氮高速钢离心复合轧辊示意图。
图2为高氮高速钢离心复合轧辊热处理温度曲线。
图3为实施例3高氮高速钢铸态组织100×。
图4为实施例3高氮高速钢铸态组织500×。
图5为实施例3高氮高速钢热处理后组织100×。
图6为实施例3高氮高速钢热处理后组织500×。
图7为实施例3制备的高氮高速钢离心复合轧辊产品实物使用前照片。
图8为实施例3制备的高氮高速钢离心复合轧辊使用后照片。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都涉及本发明保护的范围。
如图1所示为高氮高速钢离心复合轧辊示意图，分为外层和芯层，本发明的实施例和对比例都制备成如图1所示结构的离心复合轧辊。如图2为高氮高速钢离心复合轧辊热处理温度曲线，实施例和对比例的制备方法均按照图2进行。
实施例1
S1、配制化学成分：外层按照重量百分比由以下组分组成：C：1.8％、Si：1.0％、Mn：1.0％、P：0.030％、S：0.025％、Cr：15.0％、Mo：2.0％、Ni：2.0％、V：0.5％、Nb：1.0％、W：1.0％、[N]：300ppm，其余为Fe；配制芯部化学成分为：C：3.5％、Si：3.0％、Mn：0.8％、P：0.10％、S：0.03％、Mo：0.5％、Cr：0.5％、Mg：0.08，其余为Fe；
S2、熔炼：分别对轧辊外层和芯部进行熔炼，熔炼温度分别为1620℃、1550℃；当外层铁水出炉时向钢包中添加变质剂；芯部的铁水出炉后进行球化孕育处理；
S3、离心铸造：浇注外层，浇注温度为1490℃，当温度降低到1240℃时，停止旋转，合箱后1380℃浇注芯部铁水；
S4、保温缓冷：在浇注坑内进行保温缓冷24小时，然后冷却至200℃开箱；
S5、粗加工：进行表面加工处理，预留加工余量8～10mm；
S6、热处理：淬火：以30℃/h的升温速度升温至1000℃保温6h，出炉后空冷至400℃；回火：回火温度为500℃，回火时间20h，进行四次回火；
S7、精加工。
实施例2
S1、配制化学成分：外层按照重量百分比由以下组分组成：C：0.8％、Si：0.3％、Mn：0.4％、P：0.020％、S：0.020％、Cr：5.0％、Mo：4.0％、Ni：0.5％、V：5.0％、Nb：3.0％、W：5.0％、[N]：60ppm，其余为Fe；配制芯部化学成分为：C：2.5％、Si：2.0％、Mn：0.3％、P：0.02％、S：0.01％、Mo：0.1％、Cr：0.1％、Mg：0.04，其余为Fe；
S2、熔炼：分别对轧辊外层和芯部进行熔炼，熔炼温度分别为1580℃、1500℃；当外层铁水出炉时向钢包中添加变质剂；芯部的铁水出炉后进行球化孕育处理；
S3、离心铸造：浇注外层，浇注温度为1510℃，当温度降低到1260℃时，停止旋转，合箱后1420℃浇注芯部铁水；
S4、保温缓冷：在浇注坑内进行保温缓冷48小时，然后冷却至80℃开箱；
S5、粗加工：进行表面加工处理，预留加工余量8～10mm；
S6、热处理：淬火：以20℃/h的升温速度升温至1050℃保温5小时，出炉后空冷至450℃；回火：回火温度为550℃，回火时间10小时，进行2次回火；
S7、精加工。
实施例3
S1、配制化学成分：外层按照重量百分比由以下组分组成：C：1.4％、Si：0.7％、Mn：0.6％、P：0.015％、S：0.018％、Cr：10.0％、Mo：2.0％、Ni：1.5％、V：3.0％、Nb：2.0％、W：3.0％、[N]：150ppm，其余为Fe；配制芯部化学成分为：C：3.1％、Si：2.5％、Mn：0.5％、P：0.06％、S：0.02％、Mo：0.2％、Cr：0.15％、Mg：0.05％，其余为Fe。
S2、熔炼：分别对轧辊外层和芯部进行熔炼，熔炼温度分别为1600℃、1520℃；当外层铁水出炉时向钢包中添加变质剂；芯部的铁水出炉后进行球化孕育处理；
S3、离心铸造：浇注外层，浇注温度为1500℃，当温度降低到1245℃时，停止旋转，合箱后1395℃浇注芯部铁水；
S4、保温缓冷：在浇注坑内进行保温缓冷36小时，然后冷却至120℃开箱；
S5、粗加工：进行表面加工处理，预留加工余量8～10mm；
S6、热处理：淬火：以25℃/h的升温速度升温至1020℃保温8小时，出炉后空冷至420℃；回火：回火温度为530℃，回火时间15小时，进行3次回火；
S7、精加工。
实施例4
S1、配制化学成分：外层按照重量百分比由以下组分组成：C：1.3％、Si：0.7％、Mn：0.6％、P：0.020％、S：0.020％、Cr：10.0％、Mo：2.0％、V：3.0％、Nb：2.0％、W：3.0％、[N]：200ppm，其余为Fe；配制芯部化学成分为：C：3.2％、Si：2.8％、Mn：0.5％、P：0.06％、S：0.02％、Mo：0.1％、Cr：0.15％、Mg：0.04％，其余为Fe；
S2、熔炼：分别对轧辊外层和芯部进行熔炼，熔炼温度分别为1610℃、1530℃；当外层铁水出炉时向钢包中添加变质剂；芯部的铁水出炉后进行球化孕育处理；
S3、离心铸造：浇注外层，浇注温度为1500℃，当温度降低到1250℃时，停止旋转，合箱后1400℃浇注芯部铁水；
S4、保温缓冷：在浇注坑内进行保温缓冷40小时，然后冷却至130℃开箱；
S5、粗加工：进行表面加工处理，预留加工余量8～10mm；
S6、热处理：淬火：以23℃/h的升温速度升温至1030℃保温6小时，出炉后空冷至430℃；回火：回火温度为520℃，回火时间18小时，进行4次回火；
S7、精加工。
对比例1
与实施例3相比，外层化学成分缺少钼，制备方法相同。
对比例2
与实施例3相比，外层化学成分去掉Cr，制备方法相同。
表1高氮高速钢复合离心轧辊性能
Figure BDA0002869103160000061
本发明实施例3制备过程中的铸态组织变化如图3～6所示，高氮高速钢的铸态组织主要为奥氏体+马氏体+索氏体+合金碳化物如图3～4所示。为了提高高氮高速钢轧辊的使用寿命，对高氮高速钢铸坯进行退火、喷淬和多次回火，使得使残余奥氏体充分转变为回火马氏体并消除相变应力，保证成品轧辊外层基体组织为回火马氏体+残余奥氏体(≤5％)+共晶碳化物、二次碳化物如图5～6所示。
本发明制得的高氮高速钢轧辊工作层硬度可达75～85HSD，抗拉强度700～900MPa，实施例4没有添加镍，制得的高氮高速钢的韧性和强度以及硬度等力学性能比其他实施例低。对比例1缺少钼，所得高氮高速钢的抗拉强度仅为684MPa，弹性模量仅为196GPa，说明钼的存在有助于提高强度和弹性模量。对比例2没有添加Cr，性能明显下降，这主要是由于Cr的作用是形成Cr7C3型共晶碳化物，并且增加氮的溶解度，当缺少这种组分时，氮的溶解度降低，碳化物以M3C型共晶碳化物为主，从而导致所得高氮高速钢的力学性能降低。
按照本发明实施例3制备得到的的高氮高速钢离心复合轧辊，使用前后状态对比图如图7～8所示，图8为使用3个月后的轧辊的状态，由于在轧辊的使用过程中，需要大量冷水，因此表面会不可避免的生锈，不影响后续使用，但是可以看出表面没有发生变形，磨损，也没有出现凹槽。
高氮高速钢轧辊在国内某连轧棒材轧机的预切分、切分、成品前及成品机架上使用，对比普通贝氏体球墨铸铁轧辊，单组槽轧制量在3～5倍之间。
以φ12螺纹四线切分(单道预切)为例：
Figure BDA0002869103160000071
以上仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (5)

1.一种高氮高速钢离心复合轧辊，其特征在于，由外层和芯部组成；
其中，外层为高氮高速钢，外层按照重量百分比由以下组分组成：C：0.8～1.8％、Si：0.3～1.0％、Mn：0.4～1.0％、P：≤0.030％、S：≤0.025％、Cr：5.0～15.0％、Mo：0.5～4.0％、Ni：≤2.0％、V：≤5.0％、Nb：≤3.0％、W：≤5.0％、[N]：60～300ppm，其余为Fe；
芯部为高强度球铁，芯部按照重量百分比由以下组分组成：C：2.5～3.5％、Si：2:0～3.0％、Mn：0.3～0.8％、P：≤0.10％、S：≤0.03％、Mo：≤0.5％、Cr：≤0.5％、Mg：≥0.04％，其余为Fe。
2.根据权利要求1所述的一种高氮高速钢离心复合轧辊，其特征在于，所述轧辊的外层抗拉强度为700～900MPa，外层硬度为75～85HSD。
3.根据权利要求1所述的一种高氮高速钢离心复合轧辊，其特征在于，所述轧辊外层基体组织为回火马氏体、残余奥氏体、共晶碳化物、二次碳化物，其中残余奥氏体≤5％。
4.根据权利要求3所述的一种高氮高速钢离心复合轧辊，其特征在于，所述轧辊外层基体组织为回火马氏体上弥散分布有氮化钒、氮化钨、氮化铌、氮化钼、氮化铬等多元复合含氮碳化物。
5.一种高氮高速钢离心复合轧辊的制备工艺，其特征在于，包括以下步骤：
S1、配制化学成分；
S2、熔炼：分别对轧辊外层和芯部进行熔炼，熔炼温度分别为1580～1620℃、1500～1550℃；当外层钢水出炉时向钢包中添加变质剂；芯部的铁水出炉后进行球化孕育处理；
S3、离心铸造：浇注外层，浇注温度为1500±10℃，当温度降低到1250±10℃时，停止旋转，合箱后1400±20℃浇注芯部铁水；
S4、保温缓冷：在浇注坑内进行保温缓冷24～48小时，然后冷却至≤200℃开箱；
S5、粗加工：进行表面加工处理，预留加工余量8～10mm；
S6、热处理：淬火：以20～30℃/h的升温速度升温至1000～1050℃保温5～10小时，出炉后空冷至400～450℃；回火：回火温度为500～550℃，回火时间10～20小时，进行2～4次回火；
S7、精加工。
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