本发明属于耐磨材料制备
技术领域：
，具体涉及一种高红硬性含硼高速钢及其制备方法。
背景技术：
：轧辊是轧钢生产中重要消耗备件之一。据统计，2013年我国钢产量超过9亿吨，年耗轧辊80多万吨，耗资100亿元以上。轧辊的大量消耗，将会造成资源和能源的巨大浪费。另外，轧辊性能不仅关系到轧钢生产成本和轧机生产作业率，还在很大程度上影响轧材质量。提高轧辊性能的关键措施是改变轧辊材质，于是人们在轧辊材质方面投入了大量人力和物理进行研究。随着科技水平的发展，性能优秀的高速钢轧辊逐渐取代了国内外应用多年的半钢轧辊、高镍铬无限冷硬铸铁轧辊以及高铬铸铁轧辊。高速钢轧辊是在高速工具钢基础上，通过提高碳、钒含量，从而增加高硬度vc数量而发展起来的一类新型轧辊材料，具有良好的热稳定性和高温抗磨性，在轧钢生产中具有良好的使用效果。该种轧辊从上世纪80年代末发展至今，已得到广泛使用。但是，普通高速钢轧辊中含有较多昂贵的v、w、co、nb、mo等元素，大大增加了高速钢轧辊的生产成本。另外，普通高速钢轧辊中，碳含量都在1.5wt.％以上，除碳化物外，相当一部分碳进入基体，导致基体韧性低、脆性大，且热疲劳性能差。因此，本着降低生产成本和解决现有高速钢轧辊的性能缺点的目的，开发新型高速钢轧辊，将具有重大意义。专利cn100999803公开了一种高硼耐磨铸钢及其制备方法。其具体化学成分为(wt％)：0.10-0.50c、0.8-5.0b、0.3-0.6cu、0.8-2.0mn、1.0-2.5cr、<1.5si、0.08-0.20ti、0.04-0.12ce、0.02-0.18mg、0.06-0.18n、<0.05p、<0.05s，余量为fe。其生产成本低，生产工艺简单，且无需添加贵重合金元素，具有很好的经济和社会效益。但是，完全不添加贵重合金元素的高硼铸钢，其性能方面受到了较大程度的限制。为了进一步提高含硼铁基合金的性能，硼含量增高，碳含量降低以及适量贵重合金元素的添加，是其成分设计的发展趋势。专利cn103866200公开了一种合金元素含量较高的高硼高速钢轧辊及其制造方法。其具体成分为(wt％)：1.25-1.80c、1.25-1.60b、5.5-8.0cr、1.0-1.5w、2.5-3.0mo、0.3-0.6v、0.6-1.2ni、0.3-0.9si、0.30-0.55mn、0.04s、0.05p，余量为fe。此种成分的轧辊具有较高的b含量，使高硬度的硼碳化物的数量明显增加，大幅提高了辊面硬度从而增加了耐磨性。但缺点是c含量较高，导致材料韧性的提高受到限制。专利cn103014516公开了一种低合金含硼高速钢轧辊材料，其具体成分为(wt％)：0.7-0.8c、1.3-2.4cr、2.5-3.0b、1.0-1.5w、1.0-1.5v、≤1.0si、≤0.4mn、0.09-0.12ti、0.16-0.19mg、0.10-0.12re、≤0.03p、≤0.03s，余量为fe。该种轧辊材料由于具有更高的b含量和较低的合金元素添加量，因此生产成本有所降低，且硬度和耐磨性得到了进一步提升。专利cn101748334公开了一种不需要高温热处理，可直接投入实际生产应用的高硬度含硼低合金高速钢。其具体成分为(wt％)：0.5-0.8c、1.5-1.8b、8.0-11.0cr、2.2-2.5si、1.5-3.5(w+2mo)、0.5-0.8v、0.05-0.15re、0.10-0.20ti、0.4mn、0.04s、0.05p，余量为fe。该发明以b、si、cr为主要元素，mo、w、v等贵重合金元素添加量少，且铸态下即可获得高硬度，大幅降低了生产成本。专利cn102615106公开了一种离心铸造三层复合含硼高速钢轧辊及其制备技术。其中耐磨性要求最高的外层成分为(wt％)：0.8-0.9c、1.0-1.2si、0.9-1.2mn、≤0.03p、≤0.03s、0.9-1.0ni、5-6cr、1.4-1.5mo、1.9-2.2b、1.4-1.6v、2-3w、0.4-0.5nb，余量为fe。此种成分的轧辊外层不易剥落，硬度强度高，耐磨性好，抗事故能力强，且无需高温淬火即可投入使用。上述专利中所公开的各种成分的含硼高速钢，虽然生产成本上相比传统高钒高速钢有明显降低，但仍然普遍存在一个问题，即红硬性稍显逊色，因而限制了材料在高温磨损工况下的使用寿命。为了解决此问题，人们加入了al作为抗表面氧化、腐蚀及提高材料红硬性的合金元素。专利cn102409267公开了一种含有al元素的高速钢轧辊及其制备方法。其具体成分为(wt％)：0.95-1.15c、8.5-9.0cr、1.0-1.2mo、0.5-0.8w、0.5-0.8v、0.4-0.6b、1.6-1.8al、0.18-0.25n、0.4-0.6cu、1.2-1.4si、0.06-0.10re、0.03-0.06mg、0.04-0.08ti、0.025-0.045k、0.025-0.045na、0.02-0.04te、0.02-0.04bi、<0.5mn、<0.025s、<0.030p，余量为fe和不可避免的微量杂质。该种成分的轧辊利用电炉即可生产，制成的轧辊具有以下几大特点：一，生产工艺简便，金相组织中含有15％-18％高硬度共晶碳化物及3％-5％高硬度共晶硼化物，使辊面硬度达到85-88hsd，耐磨性优良；二，非碳化物形成元素al的加入，增加了组织的铁素体及珠光体倾向，使用较为简便的工艺处理，即可使辊芯部位获得韧性优良的珠光体组织；三，组织中的碳化物、硼化物经re、mg、ti、te、bi、k及na元素变质处理后，形态趋于团球状，大幅提升了材料性能，辊身抗拉强度可达620-650mpa，冲击韧性达到7-9j/cm2；四，使用寿命是常用耐磨材料cr12mov、gcr15的5倍以上。有研究发现，铸态凝固冷却速率加快，有利于加大共晶硼碳化物的团球化倾向，结合al元素的弱表面活性作用，两者将共同改善含硼高速钢的组织形态。专利cn105458227公开了一种含al高硼高速钢离心铸造轧辊及其制备方法。轧辊的具体化学成分为(wt％)：0.65-0.95c、1.5-1.8b、3.0-3.5mo、1.2-1.5w、1.0-1.2v、6.0-6.5cr、1.5-1.8al、0.04-0.08y、0.04-0.08mg、0.12-0.25nb、0.08-0.15n、0.05-0.12na、0.05-1.5si、<0.8mn、<0.04p、<0.04s，余量为fe。该种成分的轧辊经热处理后，淬硬层深度大于80mm，辊面硬度可达86-88hsd。在热轧带钢及棒材轧机上应用，使用寿命比高镍铬无限冷硬铸铁轧辊提高5-6倍。为了进一步发挥al元素的优点，人们尝试提高了al元素在含硼高速钢中的添加量。专利cn102925820公开了一种al含量较高的含硼高速钢轧辊材料及其冶炼方法。其具体成分为(wt％)：0.35-0.55c、3.2-3.4b、5.5-6.0cr、<0.85si、<0.35mn、0.5-0.7v、0.7-0.9ni、1.0-3.0w、1.0-2.0mo、3.8≤(w+2mo)≤5.2、3.7-3.9al、0.03-0.06ce、0.03-0.06la、0.06<(ce+la)≤0.10、0.12-0.15n、0.05-0.08ca、0.04-0.10mg、<0.03s、<0.04p，余量为fe。由该种材料制成的轧辊经1150℃油淬+520℃一次回火后，室温硬度可达67hrc以上，550℃高温硬度也达到600hv以上。然而，以上各发明中仍存在些许不足之处，如：为了确保性能仍需添加较多的贵重合金元素，生产成本的下降受到局限；为了确保材料的热处理性能，w元素的添加量较高，导致凝固组织成分偏析严重；为了提高耐磨性而提高b含量，但是b含量提高的同时导致材料韧性剧烈下降；al元素添加量过高时，材料在热处理过程中的脱碳倾向明显加大。技术实现要素：为了克服上述现有技术存在的缺陷，本发明的目的在于提供一种高红硬性含硼高速钢及其制备方法，该高速钢元素成分设计合理，具备优良的耐磨性、淬透性和红硬性，制备工艺简单，成本低廉。本发明是通过以下技术方案来实现：本发明公开的一种高红硬性含硼高速钢，该高红硬性含硼高速钢的化学成分，以质量百分比计，包括：1.0％-3.0％b，0.2％-0.8％c，5.0％-7.0％cr，3.0％-6.0％mo，0.5％-2.0％al，0.5％-1.5％si，0.5％-1.5％v，0.5％-1.5％mn，其余为fe。优选地，该高红硬性含硼高速钢的化学成分，以质量百分比计，包括：1.73％b，0.45％c，5.78％cr，5.72％mo，0.80％al，1.24％si，1.06％v，0.56％mn，其余为fe。优选地，该高红硬性含硼高速钢的化学成分，以质量百分比计，包括：2.01％b，0.39％c，5.96％cr，3.97％mo，0.96％al，0.97％si，1.03％v，0.52％mn，其余为fe。本发明还公开了一种高红硬性含硼高速钢的制备方法，包括以下步骤：1)选择硼铁、纯铝、生铁、废钢、钒铁、硅铁、锰铁、钼铁和铬铁作为炉料；2)首先向熔炼炉中装填铬铁、钼铁、生铁和废钢，加热至1550-1650℃，保温5-10min后准备出炉，出炉前5-8min加入锰铁和硅铁，出炉前3-5min加入钒铁，出炉前1min加入硼铁和纯铝，制得钢液；3)钢液出炉后降温至1450-1550℃，扒渣后浇入铸型；4)将铸型加热至1050-1100℃，保温2-3h，空冷或风冷至室温，然后再加热至500-550℃回火处理，制得高红硬性含硼高速钢，该高红硬性含硼高速钢的化学成分，以质量百分比计，包括：1.0％-3.0％b，0.2％-0.8％c，5.0％-7.0％cr，3.0％-5.0％mo，1.0％-2.0％al，0.5％-1.5％si，0.5％-1.5％v，0.5％-1.5％mn，其余为fe。优选地，步骤4)中，回火处理保温时间为1-2h。优选地，步骤1)中，炉料在装填之前均粉碎为粒径≤20mm的块状料。优选地，熔炼炉采用感应熔炼炉。与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：本发明公开的高红硬性含硼高速钢，第一，不添加w、co、nb、ni等昂贵合金元素，且各合金元素添加量均较低，大大降低了生产成本，避免了w元素导致的成分易偏析的缺点；第二，b、cr、mo、si、mn元素共同作用，使材料获得极佳的淬透性，淬火保温后采用空冷或风冷即可得到高硬度的完全马氏体基体组织。第三，具有优异的抗回火软化性能即红硬性，能够承受多次高温回火而仍保持较高的硬度，非常适用于高温磨损工况下的使用。在600℃，保温1h四次回火处理后，硬度仍然保持在53hrc以上。第四，al元素的添加量把控合理，可适度抑制铸态凝固时共晶硼碳化物生长，避免共晶硼碳化物形成连续网状结构降低材料韧性。铸态组织为铁素体、珠光体基体+m2(b,c)共晶硼碳化物。另外，al元素的添加，既充分发挥了其提高材料红硬性、抗氧化性及促进回火二次相析出的作用，又避免了基体硬度过低等缺点。制得的高红硬性含硼高速钢材料具有优良的耐磨性、红硬性，和极佳的淬透性，仅在空气中冷却就可获得高硬度。本发明公开的高红硬性含硼高速钢的制备方法，考虑到不同合金元素具有不同是烧损率，为了尽可能减少合金元素的烧损，熔炼过程需要合理的加料顺序。加热前装料为铬铁、钼铁、生铁、废钢，待炉料升温至1550-1650℃时保温5-10min后准备出炉。出炉前5-8min加入锰铁、硅铁，出炉前3-5min加入钒铁，出炉前1min加入硼铁及纯铝，纯铝同时起到脱氧作用。钢液出炉后降温至1450-1550℃，扒渣后浇入铸型。获得含硼高速钢铸件后，加热至1050-1100℃，保温2-3h后空冷或风冷至室温，之后再加热至500-550℃回火处理。该方法操作简便，反应过程易控，对设备要求低，成本低廉，适合工业化放大生产。具体实施方式下面结合具体的实施例对本发明做进一步的详细说明，所述是对本发明的解释而不是限定。本发明的具体化学成分如下(wt％)：1.0-3.0b，0.2-0.8c，5.0-7.0cr，3.0-5.0mo，1.0-2.0al，0.5-1.5si，0.5-1.5v，0.5-1.5mn，其余为fe及不可避免的微量杂质。该种材料的性能主要由其成分和热处理工艺决定，本发明的设计理由如下：硼：b元素是高硼高速钢的主要元素，其与fe、cr、mo、v等金属元素化合形成具有超高硬度和优秀热稳定性的置换型化合物m2(b,c)(m＝fe,cr,mo,v,mn)，该种化合物与二元化合物fe2b相比，晶胞中[001]方向的弱键得到强化，因而韧性和硬度大大提高。材料中b含量若过低，硬质相m2(b,c)含量则较少，无法有效提高材料耐磨性；若b含量过高，基体会被过分割裂，恶化材料韧性。因此b的含量应控制在1.0-3.0wt％之间。碳：c元素部分固溶于基体，部分置换硼化物中的b原子形成硼碳化物。提高基体淬硬性和硼碳化物强度。但c含量过高会使基体韧性下降，因此c含量控制在0.2-0.8wt％之间。铬：cr固溶于基体中，增加基体淬透性并固溶强化基体。同时cr可置换硼碳化物中的fe原子，提高其韧性，其含量不应过低。但cr元素含量过高时会夺走基体中的c，影响基体性能。其合理含量为5.0-7.0wt％。钼：mo固溶于基体可增加其淬透性和高温强度，并在回火时促进二次硬化相的析出。置换硼碳化物中的fe原子后可大幅提高硼碳化物的硬度。其合理含量为3.0-6.0wt％。铝：al为非硼碳化物形成元素，全部固溶于基体，大幅增加基体的抗回火软化能力即红硬性，以及高温抗氧化性，同时促进回火过程中二次硼碳化物的析出。但al含量过高会使基体在热处理时脱碳倾向严重甚至无法淬硬，因此al元素的合理含量为0.5-2.0wt％。本发明中al元素的添加量把控合理，可适度抑制铸态凝固时共晶硼碳化物生长，避免共晶硼碳化物形成连续网状结构降低材料韧性。铸态组织为铁素体、珠光体基体+m2(b,c)共晶硼碳化物。另外，al元素的添加，既充分发挥了其提高材料红硬性、抗氧化性及促进回火二次相析出的作用，又避免了基体硬度过低等缺点。本发明经1050-1100℃淬火+500-550℃回火后，可获得硬度高、热稳定性好的马氏体基体及大量弥散析出的高硬度二次硼碳化物颗粒，从而使材料具有优异的耐磨性。硅：si元素在合金中全部固溶在基体中，起到提高基体淬透性及固溶强化基体的作用。但含量过高时会使基体变脆，因此其含量控制在0.5-1.5wt％之间。钒：合金中的v元素主要参与置换硼碳化物中的fe原子，少部分固溶入基体。基体中的v有固溶强化和促进回火时析出二次相的作用，硼碳化物中的v可增加其硬度和韧性。但v价格昂贵，含量应控制在0.5-1.5wt％之间。锰：mn在基体和硼碳化物中均有分布。有固溶强化基体，增加基体淬透性作用，并改善硼碳化物韧性。若其含量过高会降低基体韧性并增大回火脆性，因此含量控制在0.5-1.5wt％之间。实施例1采用10kg真空感应熔炼炉熔炼。炉料为硼铁、生铁、铬铁、钼铁、纯铝、硅铁、钒铁、锰铁及废钢。所有炉料均破碎为15mm左右块状。炉内装填铬铁、钼铁、生铁、废钢后开始加热，升温至1600℃时开始保温。保温至第4min，加入锰铁、硅铁；第6min加入钒铁；第9min加入硼铁及纯铝。钢液出炉后降温至1500℃左右，扒渣后浇入预热的金属型。浇注时，在浇口处使用陶瓷泡沫过滤网净化钢液。获得铸件后，将其平均分成3份，在1050℃下保温2h后分别进行水冷、油冷、空冷淬火。之后进行500℃，保温1h后炉冷的一次回火处理。合金成分见表1，淬火、回火后的宏观硬度及基体显微硬度见表2。实施例2采用500kg感应熔炼炉熔炼。炉料为硼铁、生铁、铬铁、钼铁、纯铝、硅铁、钒铁、锰铁及废钢。炉内装填铬铁、钼铁、生铁、废钢后开始加热，升温至1600℃时开始保温。保温至第4min，加入锰铁、硅铁；第6min加入钒铁；第9min加入硼铁及纯铝。钢液出炉后降温至1500℃左右，扒渣后浇入铸型。铸件的化学成分见表1。铸件清理后，在1050℃下保温2h后水冷淬火，之后进行600℃，保温1h后炉冷的四次高温回火处理，以考察其红硬性。合金回火后的宏观硬度及基体显微硬度见表3。表1合金化学成分(wt％)元素bccrmoalsivmnfe实施例11.730.455.785.720.801.241.060.56余量实施例22.010.395.963.970.960.971.030.52余量表2实施例1各热处理状态下硬度表3实施例2各热处理状态下硬度淬火一次回火二次回火三次回火四次回火宏观硬度/hrc60.655.154.453.853.4基体显微硬度/hv574.3525.5528.1497.8494.7综上所述，本发明在含铝高硼高速钢材料的基础上，更为合理地设计合金元素的添加种类、添加量及制备工艺，通过新型合金元素组合，使材料获得优良的淬透性、红硬性，并进一步降低材料的生产制造成本，同时克服现有技术中尚存的元素偏析，脱碳倾向大等一系列缺点。制得的材料具有优良的耐磨性、红硬性，和极佳的淬透性，仅在空气中冷却就可获得高硬度，非常适用于轧辊等应用于高温磨损工况下的部件制备。另外，该种材料生产成本低，生产工艺简便，具有较好的推广应用价值。当前第1页12