本發(fā)明涉及耐磨導(dǎo)輥領(lǐng)域，具體屬于一種鑄造低合金高速鋼導(dǎo)輥制備方法。

背景技術(shù)：

目前，國內(nèi)外高速線材導(dǎo)輥用材大致有高碳高鉻鑄鋼，普通高速鋼和硬質(zhì)合金等幾種類型。高碳高鉻鑄鋼由于有一定的耐磨性，而且價(jià)格便宜，因此得到廣泛的應(yīng)用，高碳高鉻導(dǎo)輥用鋼常用的材料有13Cr13WMoV和18Cr20WMoV。由于這兩種鋼硬度和耐磨性主要依靠鉻的碳化物Cr7C3和Cr23C6，熱穩(wěn)定性較差，一般在450℃以上開始聚集長大而逐漸軟化。在550℃時(shí)，硬度要降至HRC50以下。而高速線材導(dǎo)輥在高速運(yùn)行下的溫度可達(dá)到550℃左右，這就使導(dǎo)輥使用壽命明顯降低。高速鋼的二次硬化溫度在550℃左右，硬度維持在HRC62~64，可顯著地提高導(dǎo)輥的使用壽命；硬質(zhì)合金也有很好的高溫硬度和耐磨性。但由于普通高速鋼和硬質(zhì)合金的制造成本太高，在高線導(dǎo)輥材料的使用上受到限制。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的是提供一種鑄造低合金高速鋼導(dǎo)輥制備方法，降低了高速鋼中價(jià)格昂貴的W、Mo含量，同時(shí)添加微量的N、Nb和RE等元素，獲得既保持較高紅硬性的特性，又較大幅度地降低成本，提高導(dǎo)輥耐磨性的高效經(jīng)濟(jì)型新導(dǎo)輥材料。

本發(fā)明的技術(shù)方案如下：

一種鑄造低合金高速鋼導(dǎo)輥制備方法，包括有以下工藝步驟：

1）、鑄造低合金高速鋼導(dǎo)輥，澆鑄后鑄態(tài)鋼坯中各合金化學(xué)元素的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為：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%，余量為Fe，Re為稀土硅；

2）、鑄態(tài)鋼坯經(jīng)850-870℃退火1.8-2.2h后，進(jìn)行淬火，淬火溫度為1225-1275℃，回火溫度500-600℃，回火3次，每隔1-2小時(shí)回火1次；

3）鹽浴處理：用質(zhì)量濃度為20-30%的磷酸溶液中對耐磨球進(jìn)行鹽浴，鹽浴溫度130-150℃，鹽浴時(shí)間50-70min。

所述鑄態(tài)鋼坯中各合金化學(xué)元素的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為：C0.855%、W2.5%、Mo2.0%、V2.0%、Cr4.0%、Nb0.05%、Re0.1%，N0.1%，Ni0.6%，余量為Fe，Re為稀土硅。

與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的有益技術(shù)效果如下：

1） 降低高速鋼中W、Mo元素，同時(shí)添加微量Nb、N、RE元素的低合金高速鋼W3Mo2Cr4V2NbNRE的鑄態(tài)組織由連續(xù)網(wǎng)狀的共晶萊氏體、黑色組織、馬氏體及殘余奧氏體組成。經(jīng)退火、淬火、回火后的組織為斷續(xù)網(wǎng)狀的共晶碳化物、回火馬氏體、二次碳化物和殘余奧氏體。

2） W3Mo2Cr4V2NbNRE的熱處理工藝為1250℃淬火+560℃三次回火，硬度達(dá)HRC64。該鋼的回火穩(wěn)定性也很好，在560℃保溫20h后的硬度仍為HRC62。

3） 鑄造低合金高速鋼W3Mo2Cr4V2NbNRE的淬回火組織中雖然存在有共晶碳化物，但制造只要承受壓應(yīng)力狀態(tài)的高速線材軋機(jī)用導(dǎo)輥是可行的。耐磨性遠(yuǎn)高于現(xiàn)行的高鉻鑄鋼導(dǎo)輥，接近于普通高速鋼的耐磨性。

4） W3Mo2Cr4V2NbNRE的成本比通用高速鋼W18Cr4V的低，是一種節(jié)能型的耐磨材料。

附圖說明

圖1為試驗(yàn)鋼的鑄態(tài)金相組織示意圖。

圖2為試驗(yàn)鋼鑄態(tài)組織中共晶碳化物SEM示意圖。

圖3為試驗(yàn)鋼共晶碳化物的EDAX示意圖。

圖4為試驗(yàn)鋼的退火態(tài)金相組織示意圖。

圖5為試驗(yàn)鋼退火態(tài)SEM示意圖。

圖6為試驗(yàn)鋼退火后X衍射圖。

圖7為導(dǎo)輥的熱應(yīng)力圖。

圖8為550℃時(shí)保溫時(shí)間對鋼硬度的影響示意圖。

圖9為各鋼種磨粒磨損對比示意圖。

圖10為各鋼種滑動(dòng)磨損對比圖。

具體實(shí)施方式

一種鑄造低合金高速鋼導(dǎo)輥制備方法，包括有以下工藝步驟：

1）、鑄造低合金高速鋼導(dǎo)輥，澆鑄后鑄態(tài)鋼坯中各合金化學(xué)元素的質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為：C0.855%、W2.5%、Mo2.0%、V2.0%、Cr4.0%、Nb0.05%、Re0.1%，N0.1%，Ni0.6%，余量為Fe，Re為稀土硅；

2）、鑄態(tài)鋼坯經(jīng)850-870℃退火1.8-2.2h后，進(jìn)行淬火，淬火溫度為1225-1275℃，回火溫度500-600℃，回火3次，每隔1-2小時(shí)回火1次；

3）鹽浴處理：用質(zhì)量濃度為20-30%的磷酸溶液中對耐磨球進(jìn)行鹽浴，鹽浴溫度130-150℃，鹽浴時(shí)間50-70min。

將通過本實(shí)施例制得的鑄態(tài)鋼坯進(jìn)行淬火回火后的鋼進(jìn)行紅硬性試驗(yàn)，在550℃每次保溫4小時(shí)共五次20小時(shí)，每次待冷至室溫后用69-1型布洛維光學(xué)硬度機(jī)測其硬度；磨粒磨損試驗(yàn)，試樣加工成10 mm×10 mm×20mm,在自制磨粒磨損機(jī)進(jìn)行無載荷磨損，磨損時(shí)間為30min，磨砂為20目的石英砂，磨后用精度為0.1mg的FA2004N型光電天平稱其失重；滑動(dòng)磨損試驗(yàn)，試樣加工成6.5mm×6.5 mm×30mm，在型號(hào)為MM—200滑動(dòng)磨損機(jī)上進(jìn)行，載荷為15kg，試樣經(jīng)20min磨損后用光電天平稱其失重。

試驗(yàn)鋼的鑄態(tài)及退火態(tài)組織分析：

圖1為試驗(yàn)鋼經(jīng)熔模鑄造后的鑄態(tài)組織金相，從圖中可以看出試驗(yàn)鋼的鑄態(tài)組織是由共晶萊氏體、黑色組織、馬氏體及殘留奧氏體組成。

共晶萊氏體比較細(xì)小，這主要是由于一方面試驗(yàn)鋼中合金元素相對于W18Cr4V和W6Mo5Cr4V2鋼要少，另一方面試驗(yàn)鋼中加入了Nb元素，Nb是一種比V更強(qiáng)的碳化物形成元素，微量加入可以細(xì)化初生晶粒，細(xì)化共晶萊氏體，從而改善了鑄態(tài)鋼中共晶碳化物的大小和分布；復(fù)合添加Nb、V還可以形成與鋼液密度相近的復(fù)合碳化物，這就可以減輕因VC與鋼水密度相差較大而引起的VC偏析，提高了鑄造組織的質(zhì)量^[6]。

圖2是共晶萊氏體的SEM照片，根據(jù)碳化物的形貌和顏色，可以看出萊氏體中的碳化物主要呈兩種形式，a所指的是呈魚骨狀的白亮的碳化物，對其進(jìn)行能譜分析如圖3（a），可以看出碳化物中含有較多的W、Mo、Cr和少量的V。其中W、Mo、V、Cr的原子%含量（表2），與普通M2高速鋼中M₂C型碳化物的組成相似，是一種含有N的復(fù)合碳化物。這種M₂C型碳化物，它是一種亞穩(wěn)定碳化物，在高溫加熱時(shí)會(huì)發(fā)生分解：M₂C→MC+M₆C。分解出來的MC非常細(xì)小，易在淬火加熱時(shí)溶入基體，有利于二次硬化；圖2中b、c所代表的碳化物其形狀為塊狀，能譜分析如圖3（b），這種碳化物中含有很高的V和少量的W、Mo、Cr、N元素，這種以V為主的碳化物主要是MC型碳化物。

雖然在鑄造試驗(yàn)鋼中有晶界碳化物的存在，對鋼的韌性不利，但是由圖7可知，導(dǎo)輥表面所受的應(yīng)力除最表面小于0.1mm處有拉應(yīng)力外，其余部分均受到壓應(yīng)力作用，因此對韌性的要求較低，所以可以用鑄造的鋼來生產(chǎn)導(dǎo)輥，而不需經(jīng)過軋制。圖1中的黑色組織是屈氏體組織，易受腐蝕而成黑色。在共晶萊氏體附近的白色區(qū)域是由于非平衡冷卻過程中的奧氏體共析轉(zhuǎn)變受阻，過冷后形成馬氏體和殘余奧氏體的組織，不易被腐蝕呈白色。試驗(yàn)鋼鑄態(tài)的組織是不均勻性的，硬度較高，達(dá)到HRC58~60。

從圖4中可以看出試驗(yàn)鋼的退火組織中主要是由晶界共晶萊氏體、索氏體及細(xì)小的合金碳化物組成。與圖1相比退火后晶界上的共晶萊氏體仍保留，只是其連續(xù)的網(wǎng)狀被割斷，呈不連續(xù)的分布，這是因?yàn)榫Ы绲腗₂C型碳化物在加熱過程中部分被分解。

用SEM觀察（圖5），試驗(yàn)鋼在退火后晶界上仍保留有不同形態(tài)的碳化物，經(jīng)能譜分析，其成分與鑄態(tài)時(shí)晶界的碳化物成分相似，只是碳化物的形態(tài)變得比較圓滑，原先的角狀特征不復(fù)存在。鑄態(tài)鋼中殘留奧氏體及隱針馬氏體在退火過程中分解為細(xì)索氏體組織，易于侵蝕，呈深黑色。退火后的碳化物（晶界和晶內(nèi)）由X-衍射(圖6)可知主要有V₄C₃、Mo₂C、（Cr、Fe）₂₃ C₆和（Cr、Fe）₇ C₃幾種類型，試驗(yàn)鋼中的N元素以碳氮化物的形式（Cr、Mo）₂（C、N）存在。退火過程中析出的這些大量碳化物在隨后淬火加熱過程中大部分溶解，就可以保證回火后能析出更多的碳化物，提高二次硬化效果。退火后鋼的硬度為HR_C25左右，有利于機(jī)械加工。

圖8是試驗(yàn)鋼與對比鋼種(高鉻耐磨鑄鋼及W18Cr4V高速鋼)回火穩(wěn)定性比較，從圖中看出試驗(yàn)鋼在560℃保溫20h后的硬度為HRC62，大大高于13Cr13WMoV、18Cr20WMoV鋼，前者20h后的硬度已下降為HRC45，后者為HRC50，與普通高速鋼W18Cr4V在560℃保溫20h后的硬度相當(dāng)。試驗(yàn)鋼雖然降低了W、Mo元素含量，但仍能保持有很好的回火穩(wěn)定性的重要原因是鋼中加入一定量的Nb、V、N大大提高了鋼的抗回火穩(wěn)定性。這些合金元素能形成MC或M（C、N）型復(fù)合碳化物，這種碳化物穩(wěn)定性極高，在鋼中呈細(xì)小而彌散分布，這些碳化物一方面在高溫時(shí)自身不易聚集長大，另一方面也能制約W、Mo、Cr等與C形成的M₂C型或M₂₃C₆型碳化物的聚集長大，固溶在基體中的能在一定程度上提高馬氏體回復(fù)再結(jié)晶的溫度，保持了鋼的熱硬性。

試驗(yàn)鋼的耐磨性：

試驗(yàn)鋼和對比鋼種的磨粒磨損試驗(yàn)曲線和滑動(dòng)磨損試驗(yàn)曲線如下圖9、10所示。

試驗(yàn)鋼的耐磨性明顯高于高鉻鑄鋼而接近于普通高速鋼W18Cr4V，這是由于試驗(yàn)鋼中未溶的共晶碳化物和基體中W、Mo、V、Nb的復(fù)合碳氮化物（一次和二次析出的）對耐磨性的貢獻(xiàn)。