高速钢辊环及其制造方法技术

本发明专利技术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：０．５～１０．０；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.ｍ＃＋［１／２］，冲击韧性１６～２０Ｊ／ｃｍ＃＋［２］。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。采用本发明专利技术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。（*该技术在2022年保护过期，可自由使用*）

【技术实现步骤摘要】

本专利技术属于轧钢
，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。本专利技术的目的可以通过以下措施来实现本专利技术辊环的化学组成成分是(重量％)C 1.2～3.0 W2.0～6.0Mo3.0～8.0 V1.0～10.0Cr4.5～12.0 Al0.4～1.5Ni0.3～1.5 Co0.5～10.0Nb0.5～5.0 Ti0.1～1.0Ce0.05～0.30 Na0.05～0.30Mg0.005～0.025Si＜1.5Mn＜1.5S＜0.05P＜0.05其余为Fe。本专利技术辊环用电炉熔炼，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，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26～38HR，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。本专利技术高速钢辊环与现有技术相比具有如下特点①用本专利技术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，本专利技术辊环磨损率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，本专利技术辊环磨损率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用本专利技术制造的辊环，组织细小、均匀，强度和韧性高，抗热疲劳性能好，本专利技术辊环使用中不会出现龟裂和剥落，也不会发生碎辊。③本专利技术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本专利技术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，本专利技术的高速钢辊环的化学成分是这样确定的CC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％。WW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％。MoMo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％。VV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％。CrCr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％AlAl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％。NiNi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％。CoCo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降低高速本文档来自技高网...

【技术保护点】
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：２．０～６．０ 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：０．５～１０．０ 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。

【技术特征摘要】

【专利技术属性】
技术研发人员：符寒光，邢建东，
申请(专利权)人：西安交通大学，
类型：发明
国别省市：87[中国|西安]