一种铸造低合金高速钢导辊制备方法与流程

本发明涉及耐磨导辊领域，具体属于一种铸造低合金高速钢导辊制备方法。

背景技术：

目前，国内外高速线材导辊用材大致有高碳高铬铸钢，普通高速钢和硬质合金等几种类型。高碳高铬铸钢由于有一定的耐磨性，而且价格便宜，因此得到广泛的应用，高碳高铬导辊用钢常用的材料有13Cr13WMoV和18Cr20WMoV。由于这两种钢硬度和耐磨性主要依靠铬的碳化物Cr7C3和Cr23C6，热稳定性较差，一般在450℃以上开始聚集长大而逐渐软化。在550℃时，硬度要降至HRC50以下。而高速线材导辊在高速运行下的温度可达到550℃左右，这就使导辊使用寿命明显降低。高速钢的二次硬化温度在550℃左右，硬度维持在HRC62~64，可显著地提高导辊的使用寿命；硬质合金也有很好的高温硬度和耐磨性。但由于普通高速钢和硬质合金的制造成本太高，在高线导辊材料的使用上受到限制。

技术实现要素：

本发明的目的是提供一种铸造低合金高速钢导辊制备方法，降低了高速钢中价格昂贵的W、Mo含量，同时添加微量的N、Nb和RE等元素，获得既保持较高红硬性的特性，又较大幅度地降低成本，提高导辊耐磨性的高效经济型新导辊材料。

本发明的技术方案如下：

一种铸造低合金高速钢导辊制备方法，包括有以下工艺步骤：

1）、铸造低合金高速钢导辊，浇铸后铸态钢坯中各合金化学元素的质量百分数为：C0.838-0.871%、W2.0-3.0%、Mo2.0%、V2.0%、Cr4.0%、Nb0.04-0.06%、Re0.09-0.11%，N0.09-0.11%，Ni0.4-0.8%，余量为Fe，Re为稀土硅；

2）、铸态钢坯经850-870℃退火1.8-2.2h后，进行淬火，淬火温度为1225-1275℃，回火温度500-600℃，回火3次，每隔1-2小时回火1次；

3）盐浴处理：用质量浓度为20-30%的磷酸溶液中对耐磨球进行盐浴，盐浴温度130-150℃，盐浴时间50-70min。

所述铸态钢坯中各合金化学元素的质量百分数为：C0.855%、W2.5%、Mo2.0%、V2.0%、Cr4.0%、Nb0.05%、Re0.1%，N0.1%，Ni0.6%，余量为Fe，Re为稀土硅。

与现有技术相比，本发明的有益技术效果如下：

1） 降低高速钢中W、Mo元素，同时添加微量Nb、N、RE元素的低合金高速钢W3Mo2Cr4V2NbNRE的铸态组织由连续网状的共晶莱氏体、黑色组织、马氏体及残余奥氏体组成。经退火、淬火、回火后的组织为断续网状的共晶碳化物、回火马氏体、二次碳化物和残余奥氏体。

2） W3Mo2Cr4V2NbNRE的热处理工艺为1250℃淬火+560℃三次回火，硬度达HRC64。该钢的回火稳定性也很好，在560℃保温20h后的硬度仍为HRC62。

3） 铸造低合金高速钢W3Mo2Cr4V2NbNRE的淬回火组织中虽然存在有共晶碳化物，但制造只要承受压应力状态的高速线材轧机用导辊是可行的。耐磨性远高于现行的高铬铸钢导辊，接近于普通高速钢的耐磨性。

4） W3Mo2Cr4V2NbNRE的成本比通用高速钢W18Cr4V的低，是一种节能型的耐磨材料。

附图说明

图1为试验钢的铸态金相组织示意图。

图2为试验钢铸态组织中共晶碳化物SEM示意图。

图3为试验钢共晶碳化物的EDAX示意图。

图4为试验钢的退火态金相组织示意图。

图5为试验钢退火态SEM示意图。

图6为试验钢退火后X衍射图。

图7为导辊的热应力图。

图8为550℃时保温时间对钢硬度的影响示意图。

图9为各钢种磨粒磨损对比示意图。

图10为各钢种滑动磨损对比图。

具体实施方式

一种铸造低合金高速钢导辊制备方法，包括有以下工艺步骤：

1）、铸造低合金高速钢导辊，浇铸后铸态钢坯中各合金化学元素的质量百分数为：C0.855%、W2.5%、Mo2.0%、V2.0%、Cr4.0%、Nb0.05%、Re0.1%，N0.1%，Ni0.6%，余量为Fe，Re为稀土硅；

2）、铸态钢坯经850-870℃退火1.8-2.2h后，进行淬火，淬火温度为1225-1275℃，回火温度500-600℃，回火3次，每隔1-2小时回火1次；

3）盐浴处理：用质量浓度为20-30%的磷酸溶液中对耐磨球进行盐浴，盐浴温度130-150℃，盐浴时间50-70min。

将通过本实施例制得的铸态钢坯进行淬火回火后的钢进行红硬性试验，在550℃每次保温4小时共五次20小时，每次待冷至室温后用69-1型布洛维光学硬度机测其硬度；磨粒磨损试验，试样加工成10 mm×10 mm×20mm,在自制磨粒磨损机进行无载荷磨损，磨损时间为30min，磨砂为20目的石英砂，磨后用精度为0.1mg的FA2004N型光电天平称其失重；滑动磨损试验，试样加工成6.5mm×6.5 mm×30mm，在型号为MM—200滑动磨损机上进行，载荷为15kg，试样经20min磨损后用光电天平称其失重。

试验钢的铸态及退火态组织分析：

图1为试验钢经熔模铸造后的铸态组织金相，从图中可以看出试验钢的铸态组织是由共晶莱氏体、黑色组织、马氏体及残留奥氏体组成。

共晶莱氏体比较细小，这主要是由于一方面试验钢中合金元素相对于W18Cr4V和W6Mo5Cr4V2钢要少，另一方面试验钢中加入了Nb元素，Nb是一种比V更强的碳化物形成元素，微量加入可以细化初生晶粒，细化共晶莱氏体，从而改善了铸态钢中共晶碳化物的大小和分布；复合添加Nb、V还可以形成与钢液密度相近的复合碳化物，这就可以减轻因VC与钢水密度相差较大而引起的VC偏析，提高了铸造组织的质量^[6]。

图2是共晶莱氏体的SEM照片，根据碳化物的形貌和颜色，可以看出莱氏体中的碳化物主要呈两种形式，a所指的是呈鱼骨状的白亮的碳化物，对其进行能谱分析如图3（a），可以看出碳化物中含有较多的W、Mo、Cr和少量的V。其中W、Mo、V、Cr的原子%含量（表2），与普通M2高速钢中M₂C型碳化物的组成相似，是一种含有N的复合碳化物。这种M₂C型碳化物，它是一种亚稳定碳化物，在高温加热时会发生分解：M₂C→MC+M₆C。分解出来的MC非常细小，易在淬火加热时溶入基体，有利于二次硬化；图2中b、c所代表的碳化物其形状为块状，能谱分析如图3（b），这种碳化物中含有很高的V和少量的W、Mo、Cr、N元素，这种以V为主的碳化物主要是MC型碳化物。

虽然在铸造试验钢中有晶界碳化物的存在，对钢的韧性不利，但是由图7可知，导辊表面所受的应力除最表面小于0.1mm处有拉应力外，其余部分均受到压应力作用，因此对韧性的要求较低，所以可以用铸造的钢来生产导辊，而不需经过轧制。图1中的黑色组织是屈氏体组织，易受腐蚀而成黑色。在共晶莱氏体附近的白色区域是由于非平衡冷却过程中的奥氏体共析转变受阻，过冷后形成马氏体和残余奥氏体的组织，不易被腐蚀呈白色。试验钢铸态的组织是不均匀性的，硬度较高，达到HRC58~60。

从图4中可以看出试验钢的退火组织中主要是由晶界共晶莱氏体、索氏体及细小的合金碳化物组成。与图1相比退火后晶界上的共晶莱氏体仍保留，只是其连续的网状被割断，呈不连续的分布，这是因为晶界的M₂C型碳化物在加热过程中部分被分解。

用SEM观察（图5），试验钢在退火后晶界上仍保留有不同形态的碳化物，经能谱分析，其成分与铸态时晶界的碳化物成分相似，只是碳化物的形态变得比较圆滑，原先的角状特征不复存在。铸态钢中残留奥氏体及隐针马氏体在退火过程中分解为细索氏体组织，易于侵蚀，呈深黑色。退火后的碳化物（晶界和晶内）由X-衍射(图6)可知主要有V₄C₃、Mo₂C、（Cr、Fe）₂₃ C₆和（Cr、Fe）₇ C₃几种类型，试验钢中的N元素以碳氮化物的形式（Cr、Mo）₂（C、N）存在。退火过程中析出的这些大量碳化物在随后淬火加热过程中大部分溶解，就可以保证回火后能析出更多的碳化物，提高二次硬化效果。退火后钢的硬度为HR_C25左右，有利于机械加工。

图8是试验钢与对比钢种(高铬耐磨铸钢及W18Cr4V高速钢)回火稳定性比较，从图中看出试验钢在560℃保温20h后的硬度为HRC62，大大高于13Cr13WMoV、18Cr20WMoV钢，前者20h后的硬度已下降为HRC45，后者为HRC50，与普通高速钢W18Cr4V在560℃保温20h后的硬度相当。试验钢虽然降低了W、Mo元素含量，但仍能保持有很好的回火稳定性的重要原因是钢中加入一定量的Nb、V、N大大提高了钢的抗回火稳定性。这些合金元素能形成MC或M（C、N）型复合碳化物，这种碳化物稳定性极高，在钢中呈细小而弥散分布，这些碳化物一方面在高温时自身不易聚集长大，另一方面也能制约W、Mo、Cr等与C形成的M₂C型或M₂₃C₆型碳化物的聚集长大，固溶在基体中的能在一定程度上提高马氏体回复再结晶的温度，保持了钢的热硬性。

试验钢的耐磨性：

试验钢和对比钢种的磨粒磨损试验曲线和滑动磨损试验曲线如下图9、10所示。

试验钢的耐磨性明显高于高铬铸钢而接近于普通高速钢W18Cr4V，这是由于试验钢中未溶的共晶碳化物和基体中W、Mo、V、Nb的复合碳氮化物（一次和二次析出的）对耐磨性的贡献。