本发明总体上涉及用于热轧制的辊的领域。而且，本发明具体地涉及用于热轧制的工作辊的领域。
背景技术：
金属的热轧制是在被成形的金属的再结晶温度以上的温度下进行的金属成形工艺。这意味着轧制在高温下进行，通常在超过700℃的温度下进行。在轧制操作期间的这种高温热轧制中所用的装备造成机械挑战。高温造成辊材料硬度降低的问题，因此，为了使辊的寿命能够延长，辊的热硬度是绝对重要的。
除高温之外，轧制顺序通常包括通过使辊经受水来冷却轧制的金属，从而造成大量蒸汽形成。蒸汽与高温结合造成所使用的轧制装备的严重氧化且尤其是轧制装备的工作辊的严重氧化。因此，轧制辊所使用的材料需要在不损伤其硬度以及在所述温度和气氛下良好抗磨/耐磨性的情况下承受高温。
传统上，用于热轧制的工作辊已经由高铬镍铸造合金制造。在大部分情形下，当前的用于热轧制的工作辊是复合材料辊。复合材料辊包括具有合适的机械性能的芯部，比如延展性铁或钢，以及具有用于热轧制的足够的热硬度和足够的耐磨性的套筒。
从二十世纪八十年代开始，辊的外层的发展得非常迅速，而且含有替代高铬铸铁和含ni硬铸铁的fe-c-cr-w-mo-v的铸铁合金的应用中达到了顶点。该组成的合金一般称为高速钢。
典型的高速钢呈现良好热硬度和良好耐磨性。为了进一步改进针对热轧制应用的期望的性能，高速钢的合金设计基于所谓的m2钢的组成，其中主要变化是较高的碳和钒含量。这种高速钢的典型组成通常落在以下范围内：1.5-2.5％c、0-6％w、0-6％mo、3-8％cr和4-10％v。
基本上，轧制厂设备的基本目标是保持所轧制的金属的形状轮廓和表面粗糙度尽可能接近目标值。与之前使用的热辊材料相比，高速钢辊的较好性能涉及高速钢的微观结构特性，比如大量的非常硬和细的mc共晶碳化物和由二次析出碳化物硬化的基体材料。
热轧制中的辊磨损是以涉及至少以下方面的多个表面降级现象的同时发生为特征的复杂过程：磨损、氧化、粘着和热疲劳。热疲劳源自由靠近辊表面的非常薄的边界层的循环加热和冷却产生的应力。粘着来自工作金属进入辊间隙的粘着区中辊金属内的微焊区域。在本领域中，已知共晶碳化物的体积分数的增加对粘性行为具有有益影响。
在热轧制期间辊的氧化明显地影响辊材料的磨损行为，这是因为只要该层是光滑的、粘着的和连续的，则其起到固体润滑剂和热障的作用，因而保护辊表面免于降级。
在us6095957中，公开了具有包括fe-c-mo-nb-v的外层的用于热轧制的辊。该解决方案表明外层的进一步改进是可能的。
在us4941251中，公开了具有陶瓷外层的用于热轧制的辊。然而，该陶瓷层是脆的且难以加工到工作辊的期望的最终尺寸。
发明目的
本发明旨在消除之前已知的用于热轧制的复合材料辊的前述缺点并且也旨在提供一种改进的用于热轧制的辊。本发明的主要目的是提供在高温下比如超过700℃下具有改进的耐磨性的用于热轧制的辊的包络面。
技术实现要素：
根据本发明，至少借助于具有独立权利要求中限定的特征的初始限定的用于热轧制的辊来实现主要目的。在从属权利要求中进一步限定本发明的优选实施例。
根据本发明，提供了一种开始定义类型的用于热轧制的辊，包括本体，其中，该辊的特征在于，所述本体的包络面的至少一部分由高速钢制成，对于其化学组成，所述高速钢由以下元素组成，按重量百分比：1-3碳(c)、3-6铬(cr)、0-7钼(mo)、0-15钨(w)、3-14钒(v)、0-10钴(co)、0-3铌(nb)、0-0.5氮(n)、0.2-1钇(y)以及余量的铁(fe)和不可避免的杂质，其中mo+0.5w＝2-10重量％。这导致所述本体的包络面在高温下具有优异的耐磨性。
在整个说明书中对“一个实施例”或“实施例”的提及指结合实施例描述的特定特征、结构或特性被包括在所公开的主题的至少一个实施例中。因此，在说明书中各个地方的短语“在一个实施例”或“实施例”的出现不必指相同的实施例。而且，特定特征、结构或特性可以在一个或多个实施例中以任何合适的方式组合。
根据实施例，所述套筒由所述高速钢的粉末的压实体制成，该粉末经受高热和高压，从而造成所述压实体。粉末优选地由将包括所述元素的熔融金属氩气雾化成所述粉末而制成。通过使用熔融金属的氩气雾化，与其中使用氮气引起氮化物形成的氮气雾化相比，氮化物的量最小化。
前述提供粉末的技术效果是：稀土元素钇均匀地分布在粉末中。如果已经通过铸造方法生产根据本发明的高速钢，则高反应性元素钇将偏析并且不会均匀分布。钇在高速钢基体材料中的均匀分布引起形成为有效地粘附到高速钢的氧化物皮。所添加的钇也改变氧化物皮的生长动力学性能，使得氧化物皮迅速生长到饱和厚度；在该饱和厚度之上，氧化物皮的生长率急剧下降。由于钇在高速钢的基体材料中的精细分散造成的高温下耐磨性的有益技术效果是出人意料地好的。该技术效果超过本领域技术人员使用粉末冶金方法从添加钇预期的技术效果。
根据本发明，所述高速钢的碳(c)含量在1-3重量％的范围内。碳含量应足以形成高速钢的耐磨性所需的碳化物。优选地，碳的量应是足够的，以产生具有足够的硬化度的高速钢。3％的较高限量限定最大的碳含量；在此限量之上，可形成残余奥氏体。根据实施例，碳含量在1.1-1.4重量％的范围内。
根据本发明，铬(cr)含量在3-6重量％范围内。该区间引起良好硬化度以及必要的碳化物的形成。然而，太多的铬会引起残余奥氏体且增加过度回火的危险，因此不应超过6％的上限。根据实施例，cr含量在4.0-5.0重量％的范围内。
根据本发明，钼(mo)含量在0-7重量％的范围内。钼的添加通过将增加高速钢的热硬度和耐磨性的碳化物的吸出而引起二次硬化。根据一个实施例，mo含量在4.5-5.5重量％的范围内。
根据本发明，钨(w)含量在0-15重量％的范围内。钨的添加通过将增加高速钢的热硬度和耐磨性的碳化物的吸出而引起二次硬化。根据一个实施例，w含量在6.0-7.0重量％的范围内。
根据本发明，钒(v)含量在3-14重量％的范围内。钒的添加通过将增加高速钢的热硬度和耐磨性的碳化物的吸出而引起二次硬化。然而，太多的钒引起高速钢变脆，且因此不应超过14％的上限。根据一个实施例，v含量在3.0-5.0重量％的范围内，优选地在3.0-3.5重量％的范围内。
根据本发明，所述高速钢的钴(co)含量在0-10重量％的范围内。利用钴使高速钢合金化改进了耐回火性和热硬度，因为两者都对在高温磨损应用中使用的高速钢非常重要。钴的量也通过影响残余奥氏体的量而对高速钢的硬度有影响，使所述残余奥氏体在回火期间容易转变成马氏体。所选择的钴的区间是对于该组成的高速钢合适的区间，其中上限相对于科学上的约束更多是经济上的折中。根据本发明的一个实施例，co含量是0％或处于杂质水平，而根据可替代的实施例，其在8.0-9.0重量％的范围内。
根据本发明，高速钢应包含在0.2％至1％区间的钇，比如0.4至0.7重量％，优选地在0.45-0.6重量％的范围内，比如0.4-0.5重量％，比如0.4、0.41、0.42、0.43、0.44、0.45、0.46、0.47、0.48和0.50重量％。在上述区间中定义的钇含量对氧化物皮有前述的正面影响。尤其是，在0.45-0.60重量％的范围内钇含量在高速钢承受高温磨损的能力方面给予非常好的增加。区间的下限0.2％定义初始点，从该初始点，钇对高温磨损的明显的正面影响可被认识到，较高的限值1％表示区间的末尾，从该末尾，钇对高温磨损的明显的正面影响可被认识到。
根据实施例，所述本体包括轴向延伸的芯部以及轴向延伸的套筒，套筒被径向地布置在所述芯部外部。从而，芯部可被构造成提供优异的传热和机械强度，另一方面，套筒可布置成提供优异的耐磨性。
根据实施例，所述套筒由所述高速钢制成。这引起所述套筒的耐磨性，从而呈现用于热轧制的优异特性，比如耐磨性和热硬度。
根据实施例，形成套筒的粉末经受高热(比如，1150℃)和高压(比如1000bar)，持续一段长的时间(比如，2小时)，使得实现粉末的压实体。
根据实施例，由所压实的粉末构成的套筒随后经受在900℃下的软化退火步骤，之后以10℃/小时的冷却速率温度下降到700℃，由此，允许套筒自然地冷却到室温。该软化退火步骤使高速钢中的碳化物球化。
此后，套筒优选地经受加工，并且之后在1100℃下利用硬化(奥氏体化)步骤进行热处理，并且在560℃下进行每个持续60分钟的三个随后的退火步骤，退火步骤之间自然冷却到室温。
根据实施例，所述芯部由铸钢或铸铁或锻钢制成。由铸钢或铸铁或锻钢制成的芯部容易加工和热处理到期望的功能性。这种芯部也是成本有效的且易于生产。
根据本发明，所述套筒的微观结构是各向同性的。由此，套筒材料的磨损性能被改进。
根据本发明，优选地，所述套筒的材料包含具有＜3μm的平均碳化物颗粒尺寸的碳化物颗粒。
根据优选实施例，所述套筒被收缩配合到所述芯部上。通过使用所述套筒到所述芯部的收缩配合，套筒可容易被去除和更换，从而引起明显的成本下降。
附图说明
现将结合附图和图表使用附图标记来进一步解释本发明的概念，在附图中：
图1是复合辊的透视图，
图2是“盘上销”试验装备的示意图，
图3是从“盘上销”评估获得的典型凹槽垂直于纵向方向的横截面，
图4是示出了在“盘上销”试验中对于合金a、b和c在室温和650℃下的凹槽深度的图表，
图5是在“盘上销”试验中对于合金a、b和c在650℃下每米的体积损失的图表，以及
图6示出了对于合金a、b和c的hrc的硬度。
具体实施方式
基于粉末冶金高速钢的半成品、部件和切削刀具的工业生产开始于35年前。高速钢的第一次粉末冶金生产基于雾化粉末的热等静压(hip)和压实。hip步骤之后通常是hip化的坯体的热锻。该生产方法仍是用以生产高速钢的主要粉末冶金方法。
高速钢的粉末冶金加工的研究和开发的原始目的是改进高速钢在高要求应用中的功能特性和性能。粉末冶金制造工艺的主要优点是没有偏析，具有均匀和各向同性的微观结构。因而，在粉末冶金高速钢中避免了具有粗且严重的碳化物偏析的问题，该问题在常规铸钢和锻钢中是众所周知的。
因此，具有足量的碳和碳化物形成元素的高速钢的粉末冶金制造方法导致碳化物的散开分布，以致很大程度上解决了与常规生产的高速钢相关的低强度和韧性的问题。
图1示出了用于热轧制的复合材料辊101。辊101包括轴向地延伸的芯部102，该轴向地延伸的芯部102具有由径向地布置在所述芯部102外部的轴向地延伸的套筒103形成的包络面104。
芯部102由具有良好机械性能和良好导热性能的材料制成，这种材料的示例是延展性铁或钢。芯部102是圆柱形轴颈，其在第一端和第二端处包括用于支撑轴承的装置。支撑轴承允许工作辊安装在热轧制厂中。在所述第一端和所述第二端之间设置了布置用以将套筒103收缩配合到所述芯部102上的纵向区域。
套筒103是圆柱形套筒，其具有尺寸制定成将套筒103压缩配合到所述芯部102上的内径。关于传热和工作辊寿命以及几何收缩设定套筒103的壁厚的尺寸。在本发明的优选实施例中，套筒的厚度是40毫米。
根据本发明，套筒103由高速钢制成，对于其化学组成，高速钢由以下元素组成：1-3重量％碳(c)、3-6重量％铬(cr)、0-7重量％钼(mo)、0-15重量％钨(w)、3-14重量％钒(v)、0-10重量％钴(co)、0-3重量％铌(nb)、0-0.5重量％氮(n)、0.2-1重量％钇(y)以及余量的铁(fe)和不可避免的杂质。应指出，具有下限0％的元素是任选的且因此可以被省略。套筒103的制造包括所述高速钢的粉末以由所述粉末形成本体。该成形可以例如包括将所述粉末浇灌到呈套筒103的形式的封壳内；封壳随后被抽空和密封。为了使粉末压实，使封壳在所谓的热等静压(hip)步骤中经受热和压力。
在本发明的实施例中，粉末混合物的提供包括将包含所述元素的熔融金属氩气雾化成所述粉末的步骤。在本发明的实施例中，熔融高速钢的氩气雾化使最大尺寸160μm的高速钢颗粒得以形成。
在提供粉末之后，由所述粉末形成套筒。该成形可以例如包括将所述粉末浇灌到封壳内；封壳随后被抽空，例如通过受到低于0.004mbar的压力达24小时以便抽空所述封壳。随后，密封封壳，以便维持封壳中的所述压力。通过使封壳受到比如约1150℃的高温和比如1000bar的高压达一个较长的时间段，比如两小时来实现粉末的压实。该最后的压实步骤被称为热等静压，hip。
软化退火步骤在hip步骤之后，优选地，软化退火步骤在900℃下执行，之后以10℃/小时的冷却速率温度下降到700℃，由此，允许套筒自然地冷却到室温。
在软化退火之后，可以使套筒经受加工且优选地在1100℃下经受硬化(奥氏体化)步骤并且在560℃下进行每个持续60分钟的三个随后的退火步骤，退火步骤之间自然冷却到室温。
由这些随后的步骤得到的套筒呈现非常好的均匀性，没有前述的偏析和粗的碳化物结构，且最重要的效果是钇元素均匀地分布在高速钢的基体材料中。
表1
为了示出套筒103的材料的优异性能，高速钢设计成没有任选的元素，参见表1。任选元素的排除引起由于该方法而改进的高温磨损的清楚和精确的表示。下面描述用于高温磨损的简单的评估方法“盘上销”(pinondisc)。
表1示出了在试验中使用的高速钢的元素。利用表1中的元素产生了熔融物，且从这些熔融物，借助于使用氩气的气体雾化产生了粉末。表1中合金b和c的粉末具有＜160μm的颗粒尺寸，合金a的粉末具有＜500μm的颗粒尺寸。
在以下描述中，为了进一步示出本发明，将详细描述优选的非限制试验。
以用粉末填充封壳开始样品的准备，其中所述封壳由具有73mm直径的螺旋焊接管制成。随后，使封壳经受低于0.004mbar的压力持续24小时。随后，密封封壳，以便维持所述压力。
为了使封壳中的粉末压实，在1150℃和1000bar下执行热等静压操作持续2小时。随后，使样品经受在900℃下的软化退火步骤，之后是以10℃/小时的冷却速率温度下降到700℃，由此，允许样品自然冷却到室温。
之后，加工样品并在1100℃下利用硬化(奥氏体化)步骤对样品进行热处理并且在560℃下进行每个持续60分钟的三个随后的退火步骤，退火步骤之间自然冷却到室温。
最后的准备步骤包括在自动研磨机/抛光机中逐步研磨和抛光样品。在最后的抛光步骤期间，使用了1μm的金刚石悬浮液。
图2示出了摩擦试验使用的简化试验装置；该装置在本领域中称为“盘上销”。“盘上销”摩擦试验的原理如下：样品1围绕轴线5以速度ω旋转多圈。在样品1旋转同时，对销2施加力f，销2继而对球3施加相同的力f。球3由al2o3制成且具有6mm的直径。样品1的旋转和球3上的力f使得在样品1中形成凹槽6。
为了评估高温下的磨损行为，将“盘上销”装置的下部容纳在炉4中。因此，炉4可将样品1、球3和销2的下部加热到期望的操作温度。
图3示出了垂直于凹槽6的纵向方向的凹槽6的横截面。从样品的抛光表面到凹槽6的底部测量的深度d用作样品耐磨性的度量。耐磨性的另一图是横截面积7，其被定义为在样品1的抛光表面下方垂直于凹槽6的纵向方向的凹槽6的横截面积。利用veecowykont9100白光干涉仪评估凹槽6的轮廓和深度d。
根据上述描述生产一系列样品并根据上述的“盘上销”程序进行测试。图3给出了“盘上销”结果。该测试的线速度是20cm/s，施加的力f分别是5n和20n，且样品旋转20000圈。
如在图4中看到，钇的添加造成在650℃凹槽的深度下降；看到合金a具有等于5.7μm的凹槽深度d，合金b具有等于1.9μm的凹槽深度d且合金c具有等于3.7μm的凹槽深度d。这表明对于由本发明方法生产的合金在高温下预期增加的耐磨性。向高速钢中添加0.5％的钇(合金b)与没有钇的高速钢(合金a)相比造成凹槽深度d减小约三倍。而且，向高速钢中添加1％的钇(合金c)造成在650℃下凹槽深度d的减小。
耐磨性的更代表性的度量是每米体积损失(mm3/m)。通过求横截面积7在轨道的纵向方向上的积分并且除以凹槽的周长来进行每米体积损失的计算。在图5中，给出了每米体积损失；合金a的体积损失是4.6×10-5mm3/m，合金b的体积损失是1.8×10-5mm3/m，以及最后，合金c的体积损失是4×10-5mm3/m。高速钢的钇含量和其每米体积损失之间的关系在图5中示出。从图5，可以得出结论，0.5％的钇含量明显导致每米体积损失最低。大于1％的钇含量也对每米体积损失具有有益影响。该关系意味着0.5％的钇含量在高速钢的暗含的耐磨性方面提供优异的增加。应注意，示例d和e尽管在图中没有表示，但是其也示出由于对其添加钇引起的相应的正面影响。
根据本发明，高速钢的钇含量在0.2至1重量％范围内。优选地，高速钢的钇含量大于0.4％重量％且小于0.7重量％，更优选地为0.4至0.6重量％，比如0.4至0.5重量％，比如0.4、0.41、0.42、0.43、0.44、0.45、0.46、0.47、0.48、0.49和0.5。
在图6中，给出了样品的硬度。合金a的硬度是63hrc，合金b的硬度是57hrc，合金c的硬度是56hrc，图6的结论是，硬度随钇的添加减小。在不希望受任何具体理论约束的情况下，该减少的一种可能解释是在包含钇的合金中可用的碳较少，从而减小硬度。在图4中示出高速钢的磨损率在室温下主要由高速钢的硬度支配的理论。在室温下，磨损率随硬度下降而增加。然而，在高温下，其它机制支配磨损，比如氧化物皮的生长动力学性能和机械性能。