高耐磨表面硬化型热轧盘条及其生产方法与流程

本发明涉及一种盘条及其生产方法，尤其是一种高耐磨表面硬化型16MnCr5热轧盘条及其生产方法。

背景技术：

汽车表面耐磨零部件是汽车的基础零件，通常需要经过表面渗碳、渗氮等表面硬化处理。长期以来，我国机械行业中合金渗碳钢多以20CrMnTi为主，远不能满足各种工业制造领域渗碳件的要求。近年来，随汽车工业的发展，引进和开发了许多新型的合金渗碳齿轮钢，按照合金系列分类有Cr系、Cr-Mn系、Cr-Mo系及Cr-Ni-Mo系等。国内研发新一代高级齿轮钢是目前钢铁企业研发高端产品的必然趋势。

中国专利CN201080002424.1公开了一种表面硬化钢、渗碳部件及表面硬化钢的制造方法，其成分控制中通过Ti、Nb的碳氮化物弥散析出的作用，达到细化晶粒的作用；此外，还进一步含有Cr、Mo、Ni、V、B中的1种或2种以上。这种表面硬化钢的合金元素设计复杂，Ti、Nb的添加造成生产成本较高；组织控制要求贝氏体含量低于30%，贝氏体会对冷镦塑性产生不利影响，控制水平较低，缺乏普适性。中国专利CN200610064138.3公开了一种经渗碳处理的机器零件，其通过加工表面硬化钢并通过真空渗碳进行渗碳处理制得；其所用表面硬化钢的成分要求包含一定的Ti、Mo、B，另外Pb、Bi、Ca中的一种或者多种。该表面硬化钢的成分设计复杂，成本较高。中国专利CN200980100886.4公开了一种表面硬化用机械结构用钢及机械结构钢部件，其主要特点是采用的中碳合金钢添加了形成硬质相的W元素，某些机械结构部件还要求添加Ti、Mo、Nb、Zr等合金元素，以达到软氮化的要求。该中碳合金钢中碳含量较高，塑韧性相对低碳合金钢较差；因此冷镦变形量较差，无法制作变形复杂的异形件，用途较窄。

上述现有技术中，钢种化学成分均添加了贵重金属，或者特殊表面热处理等方法，以达到表面耐磨的目的，生产成本较高；某些方法由于C含量较高，降低了材料的切削性能，对冷镦塑性变形能力也有不利的影响。

技术实现要素：

本发明要解决的技术问题是提供一种低成本、高性能的高耐磨表面硬化型热轧盘条；本发明还提供了一种高耐磨表面硬化型热轧盘条的生产方法。

为解决上述技术问题，本发明成分的重量百分比为：C 0.10～0.25%，Si 0.01～0.20%，Mn 1.10～1.50%，Cr 0.90～1.20%，Al 0.02～0.10%，P≤0.015%，S 0.010～0.050%，Cu≤0.5%，N 0.0030～0.0120%，O≤0.0015%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

本发明所述热轧盘条的组织为铁素体＋珠光体。

本发明所述热轧盘条中铁素体晶粒度为7～8级，非金属夹杂物A/B/C/D类均不超过1.0级。

本发明的成分设计原理如下：

氧含量：氧含量的高低对钢材耐磨性的影响主要是纯净度方面，严重影响齿轮表面硬化钢的疲劳寿命，降低接触疲劳强度。氧元素在钢中的溶解度非常小，几乎全部以氧化物夹杂的形式存在于钢中，如FeO、Al₂O₃、SiO₂、MnO、CaO、MgO等。在实际生产中，多通过降低钢中的氧含量来控制夹杂物的水平，从而改善其疲劳性能。对于具有回火索氏体组织的调质钢，氧含量对其疲劳性能有显著影响，并且强度水平越高，这种影响越显著。因此对耐磨性要求高的钢材进行脱气精炼是必须的环节，且氧含量控制越低越好。

非金属夹杂物：非金属夹杂物破坏了钢的基体的连续性，在静载荷和动载荷的作用下，往往成为裂纹的起点。减小内部夹杂物的尺寸能够显著地提高高强度钢的疲劳强度。对高强度钢的高周特别是超高周疲劳而言，疲劳断裂服役周期的绝大部分消耗于亚表面疲劳裂纹的萌生。当夹杂物小到一定尺寸（临界夹杂尺寸）时，疲劳裂纹将不再从该处萌生，而从表面基体或内部基体缺陷处萌生，即可克服由夹杂物引起的疲劳断裂。在一定的应力下，钢中夹杂物的尺寸与其疲劳寿命具有良好的相关性，细化钢中夹杂物可以有效地推迟疲劳裂纹的萌生，进而提高疲劳寿命和疲劳强度。

晶粒度：在高温长时间渗碳过程，晶粒不可避免地表现出长大倾向，细小均匀的奥氏体晶粒可以稳定末端淬透性，减小热处理变形，提高渗碳钢的脆断能力，并且对零件的强度、韧性均有特殊贡献，特别是对提高齿轮用途的表面硬化钢的断裂韧性，增强齿轮的脆断抗力具有重要意义。目前我国齿轮钢的奥氏体晶粒度级别一般要求细于或等于5级。而日本特别强调渗碳齿轮表面硬化钢的晶粒度应不低于6级。但考虑到晶粒尺寸过于细小会降低材料的淬透性，因此晶粒度以7～8级为宜。

碳：是影响钢材冷镦塑性变形的最重要元素。含碳量越高，钢的强度越高，而塑形越低。实践证明，含碳量每提高0.1%，其屈服强度约提高27.4MPa；抗拉强度提高58.8～74.4MPa；而伸长率则降低4.3%，断面收缩率降低7.3%。控制C含量0.10～0.25%，可以保证足够的塑性能力，同时保持一定的强度。

锰：Mn和Fe形成固溶体，提高钢中铁素体硬度和强度；同时又是碳化物形成元素，进入渗碳体中取代一部分铁原子。锰在钢中由于降低临界转变温度，起到细化珠光体的作用，也间接地起到提高珠光体钢强度的作用。锰稳定奥氏体组织的能力仅次于镍，也强烈增加钢的淬透性，这对表面硬化钢要求的淬透能力是有利的。但是，锰有增加钢晶粒粗化的倾向和回火脆性敏感性。若冶炼浇注或者锻轧冷却不当，容易使钢产生白点。综合考虑，控制Mn含量水平1.10～1.50%。

铬：在调质钢中，铬的主要作用是提高淬透性，使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能。含铬钢的零件经研磨容易获得较高的表面加工质量。在渗碳型表面硬化钢中还可以形成含铬的碳化物，从而提高材料表面的耐磨性。综上所述，从保证淬透性与渗碳后获得耐磨性的方面考虑，使铬含量控制在0.90～1.20%，效果较好。

硅：经验表明，含硅量超过0.20%且含碳量较高时，对冷镦塑形降低有很大的影响。钢中含硅量超过0.15%时，使钢形成非金属夹杂物增多。因此，除了产品有高强度性能要求外，冷镦钢总是尽量要求减少硅的含量。因此，硅元素应当控制在较低的水平0.01～0.20%，以适当提高淬透性，又不至于过度降低材料的塑性变形能力。

硫：在钢中偏析严重，恶化钢的质量，在高温下，降低钢的塑性，是一种有害元素，它以熔点较低的FeS的形式存在。钢在1100～1200℃进行轧制时，晶界上的FeS就将熔化，大大削弱了晶粒之间的结合力，导致钢的热脆现象。但表面硬化钢的零部件往往需要切削加工，为了提高钢材的切削性能，控制硫含量0.010～0.050%。以获得良好的表面质量，降低工具的磨损。

磷：磷有固溶强化作用，能提高钢的强度和硬度，但会急剧降低钢的冲击韧性，磷会在晶界处积聚，形成严重的偏析，造成回火脆性，其含量严格控制在≤0.015%的水平。

铝：主要用来脱氧和细化晶粒。在渗氮型表面硬化钢中促使形成坚硬耐蚀的渗氮层。能抑制低碳钢的时效，提高钢在低温下的韧性。铝在钢中固溶强化作用大，提高渗碳钢的耐磨性、疲劳强度及心部力学性能。在铁素体及珠光体钢中，铝含量较高时，给冶炼、浇铸等方面带来若干困难。使铝含量保持在0.02～0.10%，效果较好。

氧：表面硬化钢耐磨零部件，要求具备良好的表面耐磨性能，需对B、D类夹杂进行严格控制，B、D类夹杂对使用性能有严重影响，即氧化物及脆性夹杂应予以控制，氧元素在钢中的溶解度非常小，几乎全部以氧化物夹杂的形式存在于钢中，影响材料的疲劳寿命，降低接触疲劳强度。所以氧含量是评价夹杂物的重要方面，因此[O]≤0.0015%是本设计钢适宜的含量。

氮：可与铝形成AlN，分布在晶界位置，在渗碳渗氮高温处理过程，可以防止奥氏体晶粒过度粗化，达到细化晶粒的目的。但是氮含量过高易造成加工硬化率偏大。本发明的钢中氮含量保持在0.0030～0.0120%。

本发明方法包括炼钢、开坯、缓冷、轧制和冷却工序；所述炼钢工序，转炉冶炼后经LF炉和RH真空精炼，然后浇注得到连铸坯；所述连铸坯成分的重量百分比如上所述。

本发明方法所述缓冷工序中，缓冷时间为48～72小时。

本发明方法所述轧制工序：均热温度1080～1130℃，精轧开始温度900～940℃，吐丝温度840～860℃。

本发明方法所述炼钢工序：钢水恒拉速浇注成大方坯，中间包过热度控制在15～30℃，拉坯速度为0.5～0.75m/min；采用凝固末端动态轻压下工艺，总压下量12mm，压下道次4～6道，道次压下量2～4mm；所得连铸坯的中心C偏析指数≤1.06。

本发明方法所述开坯工序：连铸坯进行加热，控制均热温度为1150～1200℃。

本发明方法所述冷却工序：采用斯太尔摩冷却线进行冷却，关闭斯太尔摩风冷线的风机，辊道速度为0.75～1.00m/s。

采用上述技术方案所产生的有益效果在于：本发明通过成分设计，在不添加贵重合金元素情况下有效地提升了耐磨指数；本发明碳含量较低，使之具有良好的塑性变形能力；本发明具有良好的淬透性和切削性，尤其适用于φ20mm以上较大截面零件，热处理后能得到高的表面硬度和耐磨性。本发明可满足汽车、工程机械等用零部件对于耐磨、切削加工、表面渗碳氮处理、冷镦变形量大等综合性能的要求，高温渗碳渗氮过程防止晶粒粗化，满足冷镦大变形量以及切削的综合使用要求；经渗碳、氮淬火等表面处理之后，主要用于制造发动机气门挺柱、齿轮、涡轮、密封轴套等零部件。

本发明方法得到的热轧组织为铁素体+珠光体，一方面是由于成分的设计，另一方面则是控轧控冷的作用。机理是，轧制前钢坯进行缓冷处理，以获得表面和心部的均匀一致性，避免钢坯出现表面裂纹；在奥氏体区下限附近完成轧制后，保持较低的冷却速度，避免出现贝氏体等硬相组织；铁素体相的硬度低，塑性良好，利于大变形量的冷镦；在高速轧机上采用微低温轧制，达到细化晶粒的目的，7～8级，为高温渗碳渗氮做好组织准备，同时，晶粒尺寸又不过度细小，防止出现不利于淬火方面的问题。

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是本发明实施例1所得热轧盘条的金相组织形貌图（100μm）；

图2是本发明实施例1所得热轧盘条的金相组织形貌图（20μm）。

具体实施方式

表面耐磨零部件对氧的要求极高，氧对钢材的影响主要是纯净度方面，氧元素严重影响齿轮表面硬化钢的疲劳寿命。日本曾对此作过对比试验，当氧含量从2.5×10^-5降至1.0×10^-5时，齿轮的接触疲劳寿命可提高四倍。氧含量从2.8×10^-5降至1.8×10^-5时，齿轮接触疲劳强度可提高27%；SCM420H钢的氧含量从4.5×10^-5降至2.0×10^-5时，接触疲劳强度可提高47%。20CrMnTi钢采用一般电炉和炉外精炼两种冶金方法，氧含量从2.3×10^-4降至1.3×10^-5，齿轮弯曲疲劳强度提高了119%，接触疲劳强度提高了143%，因此对齿轮钢进行脱气精炼是必须的环节。当前GB/8539对齿轮钢的氧含量要求是小于2.0×10^-5。

表面耐磨零部件还受到非金属夹杂物的影响，钢中往往存在FeS、MnS、硅酸盐、氮化物及磷化物等。这些非金属夹杂物破坏了钢的基体的连续性，在静载荷和动载荷的作用下，往往成为裂纹的起点。它的性质、大小、数量及分布的状态不同程度的影响着钢的各种性能，尤其对钢的塑形、韧性、疲劳强度和腐蚀性能等危害很大。因此，应当严格控制钢材的非金属夹杂物的级别。

还有一点降低接触疲劳强度的因素是晶粒度，在高温长时间渗碳过程，晶粒不可避免地表现出长大倾向，细小均匀的奥氏体晶粒可以稳定末端淬透性，减小热处理变形，提高渗碳钢的脆断能力，并且对零件的强度、韧性均有特殊贡献，特别是对提高齿轮用途的表面硬化钢的断裂韧性，增强齿轮的脆断抗力具有重要意义。目前我国齿轮钢的奥氏体晶粒度级别一般要求细于或等于5级。而日本特别强调渗碳齿轮表面硬化钢的晶粒度应不低于6级。但考虑到晶粒尺寸过于细小会降低材料的淬透性，因此晶粒度以7～8级为宜。

综上所述，本高耐磨表面硬化型热轧盘条采用下述成分配比以及生产方法：

1、成分的重量百分比为：C 0.10～0.25%，Si 0.01～0.20%，Mn 1.10～1.50%，Cr 0.90～1.20%，Al 0.02～0.10%，P≤0.015%，S 0.010～0.050%，Cu≤0.5%，N 0.0030～0.0120%，O≤0.0015%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。组织为铁素体＋珠光体，铁素体晶粒度为7～8级。规格范围φ5.5～φ38mm。

2、生产方法：（1）炼钢工序：转炉冶炼后经LF炉和RH真空精炼处理，钢水软吹前喂钙线对钢中夹杂物进行变性处理。经处理好的钢水浇注成端面尺寸为280mm×325mm大方坯，中间包过热度控制15～30℃，恒拉速浇注，拉坯速度控制在0.5～0.75m/min，采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下量12mm，压下道次4～6道，道次压下量2～4mm，铸坯中心C偏析指数≤1.06，连铸坯缓冷处理。

（2）开坯工序：连铸坯进行加热，控制均热温度1150～1200℃，采用8道次方形孔型轧制至160×160mm方坯，即热轧钢坯。

（3）缓冷工序：热轧钢坯进行缓冷48～72h，然后进行表面全修磨处理。

（4）轧制工序：均热温度1080～1130℃，控制轧制速度80～100m/s，将除磷后的热轧钢坯进行28道次轧制，6架减定径，精轧机组进口温度为900～940℃，吐丝温度为840～860℃。

（5）冷却工序：进入斯太尔摩冷却线，关闭斯太尔摩风冷线风机关闭，调节辊道速度0.75～1.00m/s，即可得到所述的热轧盘条。

本方法利用现有设备生产，不添加Ti、Nb、Mo、Ni等贵重合金元素，从成分设计方面可以降低生产成本。采用转炉→LF炉→RH炉真空脱气冶炼工艺，保证最低的氧含量。大方坯浇注为280×325mm端面的连铸坯，并采用缓冷、开坯工艺，以减少表面裂纹缺陷，为冷镦塑性变形提供有利条件。合适的控冷控轧工艺与低C控制，得到热轧盘条金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度级，结合合金元素的调整以保证表面渗碳、氮过程仍保持较小的晶粒尺寸，防止热处理变形。按照《钢中非金属夹杂物含量的测定 标准评级图显微检验法10561》检验，非金属夹杂物A/B/C/D类均不超过1.0级，最大程度降低夹杂物对材料耐磨性造成的负面影响。热轧盘条具有良好的淬透性和切削性，尤其适用于φ20mm以上较大截面零件，热处理后能得到高的表面硬度和耐磨性。本方法所得热轧盘条的氧含量低于0.0010%，低的氧含量是提高钢材纯净度的关键措施，能辅助减少夹杂物含量；晶粒度达到7～8级范围，结合合金元素的作用，既可以适用于高温渗碳氮处理，又不至于晶粒过于细化而降低淬透性；非金属夹杂物A/B/C/D类均不超过1.0级细小夹杂物水平，是零部件获得高耐磨性的重要保证；金相组织为铁素体＋珠光体，且碳含量低，可以获得良好的塑性变形能力，冷顶锻达到1/3及以上合格。

实施例1：本高耐磨表面硬化型热轧盘条的具体生产工艺如下所述。

（1）炼钢工序：转炉冶炼后经LF炉和RH真空精炼处理，中间包过热度控制20～30℃，拉坯速度控制在0.72m/min；采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下量12mm，压下道次6道，道次压下量2mm，铸坯中心C偏析指数≤1.06，连铸坯缓冷处理。所得连铸坯成分的重量百分比为：C 0.12%，Si 0.10%，Mn 1.38%，Cr 1.18%，Al 0.03%，P 0.010%，S 0.018%，Cu 0.02%，[N] 0.0060%，[O] 0.0008%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

（2）开坯和缓冷工序：控制均热温度1170℃；缓冷60h。

（3）轧制和冷却工序：均热温度1090℃，轧制速度95m/s，精轧机组进口温度为910℃，吐丝温度为850℃；调节斯太尔摩风冷线的辊道速度0.85m/s。

本实施例所得φ14mm热轧盘条的金相组织和冷顶锻性能见表1，非金属夹杂物水平见表2，硬度值见表3。图1、2为本实施例所得热轧盘条的金相组织形貌图，由图可见，其金相组织为铁素体＋珠光体。

实施例2：本高耐磨表面硬化型热轧盘条的具体生产工艺如下所述。

（1）炼钢工序：转炉冶炼后经LF炉和RH真空精炼处理，中间包过热度控制20～30℃，拉坯速度控制在0.5m/min；采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下量12mm，压下道次4道，道次压下量3mm，铸坯中心C偏析指数≤1.06，连铸坯缓冷处理。所得连铸坯成分的重量百分比为：C 0.22%，Si 0.05%，Mn 1.15%，Cr 1.10%，Al 0.080%，P 0.011%，S 0.041%，Cu 0.02%，[N] 0.0105%，[O] 0.0006%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

（2）开坯和缓冷工序：控制均热温度1190℃；缓冷72h。

（3）轧制和冷却工序：均热温度1120℃，轧制速度85m/s，精轧机组进口温度为930℃，吐丝温度为860℃；调节斯太尔摩风冷线的辊道速度0.75m/s。

本实施例所得φ28mm热轧盘条的金相组织和冷顶锻性能见表1，非金属夹杂物水平见表2，硬度值见表3。

实施例3：本高耐磨表面硬化型热轧盘条的具体生产工艺如下所述。

（1）炼钢工序：转炉冶炼后经LF炉和RH真空精炼处理，中间包过热度控制15～25℃，拉坯速度控制在0.6m/min；采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下量12mm，压下道次5道，道次压下量2.4mm，铸坯中心C偏析指数≤1.06，连铸坯缓冷处理。所得连铸坯成分的重量百分比为：C 0.18%，Si 0.12%，Mn 1.25%，Cr 0.95%，Al 0.05%，P 0.008%，S 0.025%，Cu 0.01%，[N] 0.0040%，[O] 0.0009%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

（2）开坯和缓冷工序：控制均热温度1160℃；缓冷60h。

（3）轧制和冷却工序：均热温度1120℃，轧制速度90m/s，精轧机组进口温度为920℃，吐丝温度为840℃；调节斯太尔摩风冷线的辊道速度0.80m/s。

本实施例所得φ28mm热轧盘条的金相组织和冷顶锻性能见表1，非金属夹杂物水平见表2，硬度值见表3。

实施例4：本高耐磨表面硬化型热轧盘条的具体生产工艺如下所述。

（1）炼钢工序：转炉冶炼后经LF炉和RH真空精炼处理，中间包过热度控制15～20℃，拉坯速度控制在0.75m/min；采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下量12mm，压下道次5道，道次压下量2.4mm，铸坯中心C偏析指数≤1.06，连铸坯缓冷处理。所得连铸坯成分的重量百分比为：C 0.10%，Si 0.17%，Mn 1.50%，Cr 0.1.04%，Al 0.02%，P 0.012%，S 0.010%，Cu 0.34%，[N] 0.0120%，[O] 0.0013%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

（2）开坯和缓冷工序：控制均热温度1150℃；缓冷67h。

（3）轧制和冷却工序：均热温度1110℃，轧制速度80m/s，精轧机组进口温度为900℃，吐丝温度为845℃；调节斯太尔摩风冷线的辊道速度0.90m/s。

本实施例所得φ5.5mm热轧盘条的金相组织和冷顶锻性能见表1，非金属夹杂物水平见表2，硬度值见表3。

实施例5：本高耐磨表面硬化型热轧盘条的具体生产工艺如下所述。

（1）炼钢工序：转炉冶炼后经LF炉和RH真空精炼处理，中间包过热度控制25～30℃，拉坯速度控制在0.7m/min；采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下量12mm，压下道次4道，道次压下量3mm，铸坯中心C偏析指数≤1.06，连铸坯缓冷处理。所得连铸坯成分的重量百分比为：C 0.25%，Si 0.01%，Mn 1.42%，Cr 0.90%，Al 0.06%，P 0.015%，S 0.033%，Cu 0.50%，[N] 0.0090%，[O] 0.0015%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

（2）开坯和缓冷工序：控制均热温度1180℃；缓冷48h。

（3）轧制和冷却工序：均热温度1080℃，轧制速度90m/s，精轧机组进口温度为910℃，吐丝温度为850℃；调节斯太尔摩风冷线的辊道速度1.00m/s。

本实施例所得φ20mm热轧盘条的金相组织和冷顶锻性能见表1，非金属夹杂物水平见表2，硬度值见表3。

实施例6：本高耐磨表面硬化型热轧盘条的具体生产工艺如下所述。

（1）炼钢工序：转炉冶炼后经LF炉和RH真空精炼处理，中间包过热度控制20～25℃，拉坯速度控制在0.65m/min；采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下量12mm，压下道次4道，道次压下量3mm，铸坯中心C偏析指数≤1.06，连铸坯缓冷处理。所得连铸坯成分的重量百分比为：C 0.15%，Si 0.20%，Mn 1.32%，Cr 1.20%，Al 0.04%，P 0.012%，S 0.050%，Cu 0.16%，[N] 0.0030%，[O] 0.0010%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

（2）开坯和缓冷工序：控制均热温度1200℃；缓冷55h。

（3）轧制和冷却工序：均热温度1100℃，轧制速度100m/s，精轧机组进口温度为930℃，吐丝温度为855℃；调节斯太尔摩风冷线的辊道速度0.95m/s。

本实施例所得φ10mm热轧盘条的金相组织和冷顶锻性能见表1，非金属夹杂物水平见表2，硬度值见表3。

实施例7：本高耐磨表面硬化型热轧盘条的具体生产工艺如下所述。

（1）炼钢工序：转炉冶炼后经LF炉和RH真空精炼处理，中间包过热度控制18～24℃，拉坯速度控制在0.55m/min；采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下量12mm，压下道次4道，道次压下量分别为4mm、4mm、2mm、2mm，铸坯中心C偏析指数≤1.06，连铸坯缓冷处理。所得连铸坯成分的重量百分比为：C 0.23%，Si 0.08%，Mn 1.10%，Cr 1.08%，Al 0.10%，P 0.009%，S 0.030%，Cu 0.09%，[N] 0.0110%，[O] 0.0012%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

（2）开坯和缓冷工序：控制均热温度1175℃；缓冷62h。

（3）轧制和冷却工序：均热温度1130℃，轧制速度90m/s，精轧机组进口温度为940℃，吐丝温度为855℃；调节斯太尔摩风冷线的辊道速度0.85m/s。

本实施例所得φ38mm热轧盘条的金相组织和冷顶锻性能见表1，非金属夹杂物水平见表2，硬度值见表3。

表1：各实施例的金相与冷顶锻检验表

上述各实施例所得热轧盘条的夹杂物水平如表2所示，A/B/C/D类均不超过1.0级，细小夹杂物水平是零部件获得高耐磨性的重要保证。

表2：各实施例的非金属夹杂物检验表

上述各实施例所得热轧盘条的硬度值如表3所示。

表3：各实施例的硬度