CN1186472C - 高速钢辊环及其制造方法 - Google Patents

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CN1186472C CNB021455481A CN02145548A CN1186472C CN 1186472 C CN1186472 C CN 1186472C CN B021455481 A CNB021455481 A CN B021455481A CN 02145548 A CN02145548 A CN 02145548A CN 1186472 C CN1186472 C CN 1186472C
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符寒光
邢建东
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西安交通大学
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Abstract

本发明公开了一种用于各类线材轧机和棒材轧机的高速钢辊环及其制造方法,其高速钢辊环化学成分是(重量%):C:1.2~3.0;W:2.0~6.0;Mo:3.0~8.0;V:1.0~10.0;Cr:4.5~12.0;Al:0.4~1.5;Ni:0.3~1.5;Co:1.69~1.83;Nb:0.5~5.0;Ti:0.1~1.0;Ce:0.05~0.30;Na:0.05~0.30;Mg:0.005~0.025;Si<1.5;Mn<1.5;S<0.05;P<0.05;其余为Fe。辊环采用电炉熔炼,离心铸造方法成型,进行退火、高温淬火和回火处理两次。其硬度大于65HRC,600℃红硬性大于60HRC,抗拉强度900~1050MPa,断裂韧性75~85MPa·m1/2,冲击韧性16~20J/cm2。辊环使用中不出现龟裂、剥落和碎辊,且轧材表面光洁、尺寸稳定。采用本发明取代高铬铸铁辊环和镍铬无限冷硬铸铁辊环,使用寿命、轧机作业率显著提高。取代硬质合金辊环,可彻底消除剥落和碎裂,同时辊环生产成本比硬质合金辊环低50%以上。

Description

高速钢辊环及其制造方法

一、技术领域本发明属于轧钢技术领域,涉及为各种线材轧机和棒材轧机辊环及其制造方法,特别涉及一种高速钢辊环及其制造方法。

二、背景技术

热轧是钢铁工业中的重要工艺过程,热轧辊是热轧生产的关键工具,必须能够承受相当强烈的力与热的作用。除了要有良好的抗断裂性能外,表面还应具有良好的耐磨、耐热性能,这不仅因为轧辊与产品的成本密切相关,而且直接决定热轧产品质量和热轧机的作业率。由于轧辊表面磨损造成的轧制中途停机,往往引起很大的经济损失,因此,提高热轧辊表面耐磨性的研究不断引起重视,热轧辊材料和热轧辊制造工艺不断地得到改进和发展,轧辊制造工艺从普通整体铸造,发展到冲洗浇注,离心复合铸造,到轧辊由总体式改为组合式,即由辊环和芯轴套装而成,可提高辊颈强度,芯轴可重复使用,还可降低轧辊成本。目前线材轧机和棒材轧机辊环主要使用合金铸铁辊环和硬质合金辊环,合金铸铁辊环强度高,韧性好,但硬度低,红硬性差,耐磨性低。硬质合金辊环具有硬度高和耐磨性好等优点,但脆性大,使用中极易发生剥落和脆裂。中国专利文献CN1174764,给出了一种耐磨性好的金属陶瓷辊环,但这种辊环必须经过热压烧结成型,生产工艺复杂,而且辊环中加入非金属陶瓷,将损害辊环的韧性,导致辊环使用中出现脆裂。

三、发明内容

本发明的目的是提供一种具有硬度、强度和韧性高,红硬性和耐磨性好的高速钢辊环的化学组成成分及其制造方法。本发明的高速钢辊环,用电炉熔炼,采用离心铸造成型。其主要特点是在高速钢中提高C含量和Cr含量,提高C含量可以增加高速钢中碳化物数量,提高高速钢耐磨性,提高Cr含量既可提高高速钢淬透性,还可提高高速钢辊环使用中表面形成氧化膜的速度,改善高速钢辊环的耐磨性。加入适量的Al和Co,以提高高速钢红硬性,提高其抗高温磨损能力。加入适量的Ni,以提高高速钢基体强度,保护高速钢辊环使用中碳化物不出现剥落,改善辊环使用性能。加入适量的Nb,以形成密度较大的MC型复合碳化物,降低碳化物和熔体密度差,减轻偏析,提高辊环耐磨性。此外还加入适量的Ti、Ce、Na和Mg,使其组织细化,特别是使共晶碳化物团球化,有利于高速钢力学性能和热疲劳性能的大幅度提高,最终将导致高速钢辊环使用寿命提高。此外,高速钢辊环离心铸造成型后,直接入炉退火处理,可节省能源。经普通退火处理后进行粗加工,经普通淬火和普通回火处理后进行精加工。

本发明的目的可以通过以下措施来实现:本发明辊环的化学组成成分是(重量%):C:1.2~3.0                W:2.0~6.0Mo:3.0~8.0               V:1.0~10.0Cr:4.5~12.0              Al:0.4~1.5Ni:0.3~1.5               Co:1.69~1.83Nb:0.5~5.0               Ti:0.1~1.0Ce:0.05~0.30             Na:0.05~0.30Mg:0.005~0.025Si<1.5                    Mn<1.5S<0.05                    P<0.05其余为Fe。

本发明辊环用电炉熔炼,其制造工艺步骤是:①将普通废钢、生铁、钨铁、钼铁、钒铁、铬铁、铌铁、钛铁、镍板和金属钴按上述成分要求混合放入炉中加热熔化;

②炉前调整成分合格后将温度升至1560℃~1660℃,加入古钢水重量0.6%~1.8%的Al脱氧和合金化,而后出炉;③将含钠变质剂、铈基稀土镁合金破碎至粒度小于15mm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高速钢辊环用离心铸造方法成型,按55200公式选择离心机转数,公式如下:n=55200γ·r·β.]]>公式中n表示离心机转数(rpm);r表示辊环内半径(m):γ表示金属液密度(N/m3);β是调整系数,对于高速钢辊环,β值选择在1.0~1.4。根据辊环内半径,离心机转数选择为500rpm~1200rpm。

⑤铸型材质是灰铸铁或球墨铸铁,壁厚50mm~120mm,预热温度为100℃~220℃,并在此温度下在铸型内表面衬上一层耐火涂料,涂料厚度1.5mm~5.0mm。铸型烘干后安装于离心机上待浇注。浇注时铸型温度为120℃~260℃。

⑥钢水浇注温度1420℃~1500℃,钢水浇注速度2.5Kg/s~8.0Kg/s,钢水浇注完毕15min~40min后,从铸型中取出辊环直接入炉退火处理,退火处理工艺为:辊环随温度不低于200℃的热处理炉加热至650℃~750℃保温1h~2h,然后继续加热至900℃~1020℃保温4h~8h,炉冷,退火后辊环硬度26~38HRC,在此条件下进行粗加工。

⑦辊环粗加工后进行淬火处理,淬火处理工艺是辊环随炉加热至950℃~1250℃,保温2h~6h,然后快速冷却。淬火后进行回火处理,回火处理工艺是辊环随炉加热至500℃~600℃,保温3h~8h,炉冷或空冷,相同工艺下回火两次,回火处理后进行精加工,得到尺寸精度和表面光洁度符合要求的辊环。

本发明高速钢辊环与现有技术相比具有如下特点:

①用本发明制造辊环只需要电炉、离心铸造机、热处理炉等普通设备,生产工艺简单,金相组织以高硬度的马氏体为主,还含有15%以上的高硬度共晶碳化物,辊环硬度高,大于65HRC,耐磨性好。用于高速线材轧机预精轧机上,轧制φ6.5mm的普通碳素钢,本发明辊环磨损率0.20mm/1000t钢~0.35mm/1000t钢,高铬铸铁辊环为1.58mm/1000t钢,高镍铬无限冷硬铸铁辊环为2.14mm/1000t钢,硬质合金辊环为0.23mm/1000t钢。用于棒材轧机精轧机上,轧制φ12mm低合金螺纹钢,本发明辊环磨损率1.01mm/1000t钢~1.56mm/1000t钢,高铬铸铁辊环为14.28mm/1000t钢,中镍铬无限冷硬铸铁辊环为18.75mm/1000t钢,硬质合金辊环为1.04mm/1000t钢。

②用本发明制造的辊环,组织细小、均匀,强度和韧性高,抗热疲劳性能好,本发明辊环使用中不会出现龟裂和剥落,也不会发生碎辊。

③本发明辊环用普通离心铸造方法制造,生产成本比硬质合金辊环降低50%以上。

④本发明用多元微合金对高速钢进行复合变质处理,可使共晶碳化物由鱼骨状、条状、带状分布变为块状、球状分布,分布均匀性提高,使高速钢抗拉强度和断裂韧性提高,冲击韧性大幅度提高,抗拉强度达到900Mpa~1050Mpa,断裂韧性达到75MPa·m1/2~85MPa·m1/2,冲击韧性达到16J/cm2~20J/cm2。

四、具体实施方式

辊环性能是由金相组织决定的,而一定的组织取决于化学成分及热处理工艺,本发明的高速钢辊环的化学成分是这样确定的:C:C是形成耐磨相碳化物的基本元素,C含量低导致碳化物数量少,降低辊环耐磨性;C含量过高会增加材料的脆性。辊环工作时与温度高达900℃以上的轧件相接触,辊环表面最高温度超过600℃,同时还受高压水的冷却。因此C含量过高,增大了辊环表面出现龟裂的危险,最终将导致辊环的破裂,因此将C含量控制在1.2%~3.0%。

W:W在高速钢中主要以Fe4W2C形式存在,淬火加热时,一部分Fe4W2C溶入奥氏体,淬火后存在于马氏体中。W原子与C原子结合力较强,能提高回火马氏体的分解温度,W原子半径大,能提高铁的自扩散激活能,提高钢的回火温度,使高速钢中马氏体加热到600℃~625℃时还很稳定。回火过程中有一部分W以W2C的形式弥散析出,造成二次硬化。淬火加热过程中未溶解的Fe4W2C能阻止高温下奥氏体晶粒长大。W含量增加,可以提高高速钢红硬性及减少热过敏性,但W含量太高会增加碳化物的不均匀性,增大钢的脆性,因此将W含量控制在2.0%~6.0%。

Mo:Mo对高速钢的影响与W相近,它同样是促进二次硬化的主要元素,Mo的原子量约为W的1/2,加入1%Mo对高速钢的影响程度相当于加入2%W。Mo加入高速钢中可以细化莱氏体组织,对改善高速钢的韧性和耐磨性是有益的。但Mo使高速钢高温热处理时脱碳倾向增大,因此将Mo含量控制在3.0%~8.0%。

V:V在高速钢中除了净化钢液,减少夹杂物和气体含量外,主要形成高硬度的MC型碳化物,高温奥氏体化时MC溶解很困难,高速钢中增加V含量,可明显提高耐磨性,但含V含量过高,由于沿晶界易出现龟裂,基体易优先磨损,轧材粘附于辊面,辊表面易粗糙,降低轧材表面质量,反而加快了辊环更换周期。此外MC数量过多,硬度过高,导致磨削加工困难,因此V含量控制在1.0%~10.0%。

Cr:Cr在高速钢中部分存在于M6C型碳化物中,也能够形成M23C6型碳化物,还有40%左右存在于基体中。含Cr的M23C6型碳化物在较低的淬火温度时便完全溶解,Cr同样能促使M6C型碳化物更好地溶解在奥氏体中,使高速钢产生较高的淬硬性和淬透能力。Cr含量过高,多余的Cr参与回火时沉淀析出的碳化物的形成,这种含Cr碳化物在较低温度时容易析出,降低了钢的热稳定性。因此将Cr含量控制在4.5%~12.0%Al:Al溶于基体中,可提高高速钢的回火稳定性、硬度和红硬性。Al还降低M2C共晶碳化物的分解温度,使共晶碳化物在高温加热时易于分解和粒化,有利于提高高速钢的韧性。但Al增加高速钢的脱碳敏感性,因此将Al含量控制在0.4%~1.5%。

Ni:Ni是一种非碳化物形成元素,它固溶于基体能够提高基体的强度和热疲劳抗力,对改善高速钢辊环的抗龟裂和剥落能力是有利的。但Ni是奥氏体稳定化元素,加入量过多,淬火组织中残余奥氏体多,降低高速钢辊环耐磨性,综合考虑将Ni含量控制在0.3%~1.5%。

Co:Co能提高高速钢的红硬性,对提高高速钢辊环高温耐磨性是非常有利的,但Co降低高速钢韧性,综合考虑将Co含量控制在1.69%~1.83%。

Nb:高速钢中含有较多的W、Mo、Cr、V等合金元素,而这些元素及其形成的碳化物的密度差别很大,在离心力作用下,易产生偏析,降低了辊环的耐磨性。加入Nb可形成密度较大的MC型复合碳化物,降低碳化物和熔体密度差,减轻偏析,提高辊环耐磨性。但Nb提高钢的淬火温度,降低二次硬度峰值出现的温度,因此Nb含量控制在0.5%~5.0%。

Ti:Ti能细化高速钢晶粒,提高其强度、韧性和耐磨性,但降低高速钢红硬性,综合考虑将Ti含量控制在0.1%~1.0%。

Ce:Ce熔点低,原子半径大,是钢铁合金中的强成分过冷元素,由于其平衡常数Ko远小于1,在凝固过程中通过溶质再分配而富集在初生奥氏体生长前沿的熔体中,造成成分过冷,使奥氏体枝晶细化。由于奥氏体枝晶的细化,在凝固后期,在奥氏体枝晶间由于偏析而形成的共晶钢液熔池变小,从而使共晶碳化物也得到细化,提高高速钢的强韧性。Ce在高速钢中还有减轻W、Mo等合金元素偏析的作用。Ce加入量过多,夹杂物增多,反而降低高速钢的强度和韧性。综合考虑将Ce含量控制在0.05%~0.30%。

Na:Na加入高速钢可降低高速钢的初晶结晶温度和共晶结晶温度,初晶结晶温度和共晶结晶温度的下降,有助于钢水在液相线和共晶区过冷,而合金的结晶过冷度增大,会使形核率增加,因此,Na使初晶奥氏体晶核增多,初晶奥氏体细化,初晶奥氏体的细化导致共晶反应时残留钢液相互被隔开的趋势增强,进而导致共晶组织的细化。此外,Na在共晶结晶时选择性地吸附在共晶碳化物择优生长方向的表面上,形成吸附薄膜,阻碍钢液中的W、Mo、Cr等原子长入共晶碳化物晶体,降低了共晶碳化物[010]择优方向的长大速度,导致[010]方向长大减慢,而[001]、[100]方向长大速度增大,促使共晶碳化物由鱼骨状变成团球状,有利于提高高速钢韧性。Na合适的加入量是0.05%~0.30%Mg:高速钢中加Mg可以降低钢液中S、O含量,增加共晶凝固的过冷度,使共晶组织细化,同时Mg是表面活性元素,富集于奥氏体枝晶生长前沿,阻碍奥氏体长大,细化奥氏体枝晶,提高高速钢韧性。Mg合适的加入量是0.005%~0.025%。

Si:Si是非碳化物形成元素,主要溶于基体中,增加基体脆性,高速钢辊环中,Si含量过高,使用中辊面极易出现龟裂和剥落,因此将其含量控制在1.5%以下。

Mn:Mn促使高速钢组织粗大,降低高速钢的强度和韧性,将其含量控制在1.5%以下。

不可避免的微量杂质是原料中带入的,其中有P和S,均是有害元素,为了保证高速钢辊环的强度、韧性和耐磨性,我们将P含量控制在0.05%以下,S含量控制在0.05%以下。

辊环的性能还与铸造和热处理工艺有直接关系,其制订依据是:离心机转数是影响辊环质量的重要因素,转数过低,辊环致密度低,辊环耐磨性差。转数过高,离心力过大,合金元素易产生偏析,反而降低辊环耐磨性,此外转数过高,离心机机械振动增大,导致辊环易出现铸造裂纹。根据高速钢的密度和辊环内半径,选择离心机转数为500rpm~1200rpm。

选用灰铸铁或球墨铸铁做铸型,具有导热性好、热应力低、成本低和加工性能好等特点,铸型壁厚过小,辊环冷却快,辊环内应力大,辊环表面易出现裂纹,铸型壁厚过大,辊环冷却过慢,导致辊环组织粗大,降低辊环耐磨性,同时铸型壁厚过大,搬运和安装较困难,离心铸造辊环时,消耗动力多,铸型壁厚在50mm~120mm,搬运和安装较方便,而且可获得组织细小、致密,无铸造裂纹的高速钢辊环。

此外铸型预热温度过低,涂料不易粘附在铸型上,铸型预热温度过高,涂料易起皮,剥落。铸型预热温度100℃~220℃,并在此温度下衬涂料,可以在铸型内表面衬上一层致密、均匀、与铸型粘附牢靠的耐火涂料。涂料厚度过小,辊环冷却快,易出现铸造裂纹,涂料厚度过大,涂料易开裂、剥落,降低了辊环表面质量。涂料厚度在1.5mm~5.0mm,可以获得组织致密、表面光洁,无铸造缺陷的高速钢辊环。浇注时铸型温度过低,辊环易出现铸造裂纹,铸型温度过高,导致辊环冷却速度减慢,辊环组织粗大,降低辊环的热疲劳性能和使用性能,浇注时铸型温度120℃~260℃;可获得组织细小、致密,无铸造裂纹的高速钢辊环。

浇注温度对辊环质量影响较大,根据结晶学原理,铸件凝固过程中,冷却时间和冷却速度由铸件结构、钢水浇注温度、金属热物理常数及铸型的散热系数来确定。在特定情况下,铸件结构、金属热物理性能都不变化,而钢水凝固速度及铸型的散热条件却是人为因素,尤以浇注温度对凝固速度影响最大,浇注温度过高,钢水凝固慢,结晶组织粗大,降低辊环的力学性能和疲劳强度,最终将影响辊环的使用寿命。浇注温度过低,钢液流动性低,辊环浇注过程中易粘浇包,而且辊环易出现冷隔。浇注温度控制在1420℃~1500℃可以获得组织致密,无铸造缺陷的高速钢辊环。

钢水浇注速度过慢,辊环表面易出现冷隔,浇注速度过快,铸型中的气体不易排出,导致辊环内部易出现气孔,降低辊环使用性能。钢水浇注速度2.5Kg/s~8.0Kg/s,可获得组织致密,无铸造缺陷的高速钢辊环。辊环浇注完毕后在离心机上转动的时间过短,辊环没有完全凝固,无法得到内、外层组织均匀致密的辊环;时间过长,由于辊环冷却过程中发生相变,导致辊环内应力增大,离心力的作用促使辊环出现裂纹。钢水浇注完毕15mi~40min后,离心机停机,从铸型中取出辊环直接入炉退火处理,即可节约能源,还可消除高速钢辊环的开裂。

辊环退火处理时,炉温低于200℃,由于铸造高速钢辊环应力大,易出现裂纹。辊环随炉加热至650℃~750℃保温1h~2h可以减轻辊环热应力,防止辊环加热时出现裂纹。退火加热温度低于900℃,高速钢辊环组织不能全部转变为奥氏体,残留部分马氏体,导致退火后辊环硬度高,加工困难。退火加热温度高于1020℃,辊环高温奥氏体组织中溶解的碳和合金元素多,退火组织中残余奥氏体多,粗加工时产生加工硬化,导致加工困难。退火加热时保温时间低于4h,高速钢辊环组织不能全部转变为奥氏体,还有部分马氏体,导致退火后辊环硬度高,加工困难。退火加热时保温时间多于8h,辊环高温奥氏体组织中溶解的碳和合金元素多,退火组织中残余奥氏体多,粗加工时产生加工硬化,导致加工困难。本发明高速钢辊环退火采用随温度不低于200℃的热处理炉加热至650℃~750℃保温1h~2h,然后继续加热至900℃~1020℃保温4h~8h,炉冷,高速钢辊环组织为珠光体和共晶碳化物,硬度为26~38HRC,加工性能良好。

高速钢辊环淬火温度低于950℃,高温奥氏体中溶解的碳和合金元素少,高温奥氏体稳定性低,淬火组织中含有低硬度的珠光体组织,降低高速钢辊环的耐磨性。高速钢辊环淬火温度高于1250℃,高速钢组织粗大,机械性能恶化。淬火加热的保温时间低于2h,高温奥氏体中溶解的碳和合金元素少,高温奥氏体稳定性低,淬火组织中含有低硬度的珠光体组织,降低高速钢辊环的耐磨性。淬火加热的保温时间高于8h,高速钢辊环高温奥氏体组织中溶解的碳和合金元素过多,淬火组织中残余奥氏体量太多,将增加回火次数,延长辊环生产周期。本发明高速钢辊环采用随炉加热至950℃~1250℃,保温2h~6h,然后快速冷却。获得了马氏体+残余奥氏体+共晶碳化物的组织,高速钢辊环淬火后硬度大于62HRC。

高速钢辊环回火温度低于500℃,淬火组织中的残余奥氏体不能完全转变为马氏体,导致高速钢辊环使用中易出现剥落。高速钢辊环回火温度高于600℃,淬火马氏体中析出的二次碳化物不断聚集、长大,降低了马氏体中的碳和合金元素含量,从而降低高速钢辊环的耐磨性。回火保温时间低于3h,淬火组织中的残余奥氏体不能完全转变为马氏体,导致高速钢辊环使用中出现剥落。回火保温时间高于8h,淬火马氏体中析出的二次碳化物不断聚集、长大,降低了马氏体中的碳和合金元素含量,从而降低高速钢辊环的耐磨性。高速钢辊环一次回火后,由于发生残余奥氏体转变为马氏体的相变,导致辊环中存在较大的内应力,在相同工艺下回火两次,可消除辊环内应力。本发明高速钢辊环回火处理采用随炉加热至500℃~600℃,保温3h~8h,炉冷或空冷,相同工艺下回火两次,获得了马氏体+少量残余奥氏体+共晶碳化物+二次碳化物的组织,高速钢辊环回火后硬度大于65HRC,具有优异的耐磨性。

以下结合发明人所完成的实施例对本发明作进一步详细说明。这些实施例仅是本发明的较佳的实施例,但本发明并不限于这些实施例。

实施例1:1、配料:各种原料的用量(重量%)普通废钢:12.0;生铁:42.4;钨铁:4.5;钼铁:11.0;钒铁:5.5;碳素铬铁:12.5;金属铝:0.7;金属镍:1.30;金属钴:1.70;铌铁:6.0;钛铁:1.0;铈基稀土镁合金:0.60;含钠物质0.80。

2、熔炼:用250kg中频感应电炉熔炼①将30.0kg普通废钢、106.0kg生铁、11.25kg钨铁、27.5kg钼铁、31.25kg碳素铬铁、4.25kg金属钴和3.25kg金属镍按上述成分要求混合放入炉中加热熔化,钢水熔清后,加入13.75kg钒铁、15.0kg铌铁和2.5kg钛铁。

②炉前调整成分合格后将温度升至1640℃,加入1.75kg铝锭脱氧和合金化,而后出炉。

③将1.5kg铈基稀土镁合金和2.0kg含钠变质剂破碎至粒度8~12mm的小块,经180℃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。

3、辊环的铸造①辊环用卧式离心机浇注,辊环毛坯尺寸φ140/φ300×280(mm),离心机转数890rpm。

②铸型材质是灰铸铁,壁厚80mm,预热温度为180℃,并在此温度下在铸型内表面衬上一层耐火涂料,涂料厚度2.4mm。铸型烘干后安装于离心机上待浇注。浇注时铸型温度为210℃。

③钢水浇注温度1470℃,钢水浇注速度5.3Kg/s,钢水浇注完毕22min后,从铸型中取出辊环直接入炉退火处理。

4、辊环热处理①退火处理工艺为:辊环随温度为280℃的热处理炉加热至700℃保温1.2h,然后继续加热至930℃保温5h,炉冷,退火后辊环硬度31.3HRC,在此条件下进行粗加工。

②辊环粗加工后进行淬火处理,淬火处理工艺是辊环随炉加热至1160℃,保温3h,快速冷却。

③回火处理工艺是辊环随炉加热至580℃,保温6h,炉冷,相同工艺下回火两次,回火处理后进行精加工,得到尺寸精度和表而光洁度符合要求的辊环。

从辊环上取样进行化学分析,其成分如下(重量%):2.56C,3.36W,6.51Mo,2.12V,7.49Cr,0.53Al,1.28Ni,1.69Co,3.21Nb,0.35Ti,0.13Ce,0.08Na,0.013Mg,1.12Si,0.59Mn,0.010S,0.017P,其余为Fe。

从辊环上取样测试其性能,结果如下:辊面硬度大于65HRC,辊面硬度差小于1.2HRC,距辊面30mm处的硬度大于64HRC。600℃红硬性为61.8HRC,抗拉强度978Mpa,断裂韧性79.4MPa.m1/2,冲击韧性18.5J/cm2。

实施例2:1、配料:各种原料的用量(重量%)普通废钢:22.55;生铁:30.9;钨铁:7.8;钼铁:8.0;钒铁:6.5;碳素铬铁:11.5;金属铝:0.8;金属镍:0.65;金属钴:1.85;铌铁:7.4;钛铁:0.5;铈基稀土镁合金:0.55;含钠物质1.0。

2、熔炼:用500kg中频感应电炉熔炼①将112.75kg普通废钢、154.5kg生铁、39.0kg钨铁、40.0kg钼铁、57.5kg碳素铬铁、9.25kg金属钴和3.25kg金属镍按上述成分要求混合放入炉中加热熔化,钢水熔清后,加入32.5kg钒铁、37.0kg铌铁和2.5kg钛铁。

②炉前调整成分合格后将温度升至1640℃,加入4.0kg铝锭脱氧和合金化,而后出炉。

③将2.75kg铈基稀土镁合金和5.0kg含钠变质剂破碎至粒度10mm~14mm的小块,经180℃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。

3、辊环的铸造①辊环用卧式离心机浇注,辊环毛坯尺寸φ200/φ380×550(mm),离心机转数760rpm。

②铸型材质是灰铸铁,壁厚100mm,预热温度为185℃,并在此温度下在铸型内表面衬上一层耐火涂料,涂料厚度2.7mm。铸型烘干后安装于离心机上待浇注。浇注时铸型温度为200℃。

③钢水浇注温度1460℃,钢水浇注速度5.8Kg/s,钢水浇注完毕28min后,从铸型中取出辊环直接入炉退火处理。

4、辊环热处理①退火处理工艺为:辊环随温度为260℃的热处理炉加热至700℃保温1.5h,然后继续加热至930℃保温6h,炉冷,退火后辊环硬度30.8HRC,在此条件下进行粗加工。

②辊环粗加工后进行淬火处理,淬火处理工艺是辊环随炉加热至1160℃,保温4h,快速冷却。

③回火处理工艺是辊环随炉加热至580℃,保温6.5h,炉冷,相同工艺下回火两次,回火处理后进行精加工,得到尺寸精度和表面光洁度符合要求的辊环。

从辊环上取样进行化学分析,其成分如下(重量%):2.07C,5.20W,4.17Mo,2.66V,6.89Cr,0.62Al,0.64Ni,1.83Co,4.05Nb,0.17Ti,0.12Ce,0.11Na,0.012Mg,1.06Si,0.73Mn,0.011S,0.018P,其余为Fe。

从辊环上取样测试其性能,结果如下:辊面硬度大于65HRC,辊面硬度差小于1.4HRC,距辊面30mm处的硬度大于64HRC。600℃红硬性为61.9HRC,抗拉强度972Mpa,断裂韧性81.4MPa·m1/2,冲击韧性18.8J/cm2。

取本发明辊环在高速线材轧机预精轧机和棒材轧机精轧机上进行装机使用,结果如下:使用本发明配比和工艺制造的高速钢辊环与已有辊环相比,具有组织细小、均匀,强度和韧性高,抗热疲劳性能好,本发明辊环使用中不出现龟裂和剥落,也不发生碎辊。生产成本比硬质合金辊环低50%以上。用于速度120m/s的高速线材轧机预精轧机上轧制φ6.5mm的普通碳素钢,辊环磨损率0.27mm/1000t钢。用于速度15m/s的棒材轧机精轧机上,轧制φ12mm低合金螺纹钢,辊环磨损率1.13mm/1000t钢,而且轧材表面光洁、尺寸稳定。取代高铬铸铁辊环和镍铬无限冷硬铸铁辊环,使用性能显著改善。取代硬质合金辊环,可彻底消除硬质合金辊环易剥落和碎裂难题,同时还可显著降低生产成本。

Claims (2)

1.一种用于各类线材轧机和棒材轧机的高速钢辊环,其特征在于,该高速钢辊环的化学成分是(重量%):C: 1.2~3.0         W: 2.0~6.0Mo:3.0~8.0         V: 1.0~10.0Cr:4.5~12.0        Al:0.4~1.5Ni:0.3~1.5         Co:1.69~1.83Nb:0.5~5.0         Ti:0.1~1.0Ce:0.05~0.30       Na:0.05~0.30Mg:0.005~0.025Si<1.5              Mn<1.5S<0.05              P<0.05其余为Fe。
2.如权利要求1所述的高速钢辊环的制造方法,采用电炉熔炼,离心铸造成型;其特征在于,其工艺步骤是:①将普通废钢、生铁、钨铁、钼铁、钒铁、铬铁、铌铁、钛铁、镍板和金属钴按上述成分要求混合放入炉中加热熔化;②炉前调整成分合格后将温度升至1560℃~1660℃,加入占钢水重量0.6%~1.8%的Al脱氧和合金化,而后出炉;③将含钠变质剂、铈基稀土镁合金破碎至粒度小于15mm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高速钢辊环用离心铸造方法成型,离心机转数选择为500rpm~1200rpm;⑤铸型材质是灰铸铁或球墨铸铁,壁厚50mm~120mm,预热温度为100℃~220℃,并在此温度下在铸型内表面衬上一层耐火涂料,涂料厚度1.5mm~5.0mm,铸型烘干后安装于离心机上待浇注,浇注时铸型温度为120℃~260℃;⑥钢水浇注温度1420℃~1500℃,钢水浇注速度2.5Kg/s~8.0Kg/s,钢水浇注完毕15min~40min后,从铸型中取出辊环直接入炉退火处理,退火处理工艺为:辊环随温度不低于200℃的热处理炉加热至650℃~750℃保温1h~2h,然后继续加热至900℃~1020℃,保温4h~8h,炉冷,退火后辊环硬度26HRC~38HRC,在此条件下进行粗加工;⑦辊环粗加工后进行淬火处理,淬火处理工艺是辊环随炉加热至900℃~1250℃,保温2h~6h,然后快速冷却;淬火后进行回火处理,回火处理工艺是辊环随炉加热至500℃~600℃,保温3h~8h,炉冷或空冷,相同工艺下回火两次,回火处理后进行精加工,即可得到尺寸精度和表面光洁度符合要求的高速钢辊环。
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