奚國仙 馮喜鋒 邵黎軍

（江蘇共昌軋輥股份有限公司，宜興 214253）

隨著鋼鐵工業(yè)的發(fā)展，一種短流程的無頭帶鋼軋制技術（Endless Strip Production，ESP）在日照鋼鐵被成功引進。該產線具備能耗低、排放小、節(jié)構緊湊等特點，單次軋鋼量最高可超過200 km。因此，要求配套軋輥具備高耐磨性、高輥面光潔度、輥型保持好和抗疲勞性能高等特點。傳統的熱軋板帶線精軋工作輥材質性能已經難以滿足使用需求，因此開發(fā)一種ESP專用的新型軋輥成為了該行業(yè)的必然選擇。經過不斷的實驗及現場試用等，高耐磨新型高速鋼軋輥成功研發(fā)，為ESP生產線的軋輥國產化打下了基礎。

1 ESP無頭帶鋼精軋后段軋輥服役特點

與傳統的半連續(xù)式熱軋線相比，ESP精軋后段工況有下列特點：第一，帶鋼連續(xù)軋制，輥面溫度起伏小，無頻繁的咬入和拋鋼，且穿帶少；第二，粗軋機架除鱗水壓強較高，最高可達40 MPa[1]，氧化皮清除徹底，對輥面的局部硌傷率較低；第三，單次軋制周期長，軋輥過鋼邊部疲勞位置變化小，疲勞時間長，容易產生疲勞裂紋；第四，軋輥單次過鋼長度一般為普通熱軋的3～4倍，單次上機磨損量較大，疲勞裂紋深；第五，精軋后段軋輥輥面溫度較低，氧化膜基本無法形成，不利于提高板面光潔度。

2 生產工藝設計

2.1 設計方向

ESP無頭帶鋼精軋后段高速鋼軋輥的設計方向為：第一，高耐磨性，單次上機周期可以滿足軋制3 000～4 000 t，后輥面磨損曲線符合設計預期；第二，晶粒比傳統高速鋼更細，碳化物以彌散分布為主，下機后輥面光潔度在1.5 μm以下；第三，具備較好的抗事故能力，抗沖擊、抗疲勞裂紋擴展能力好，軋制穩(wěn)定。

2.2 化學成分設計思路

2.2.1 合金元素設計整體方向

合金元素設計的整體設計目標是從紅硬性好轉變?yōu)榛w硬度高，碳化物顆粒彌散。因此，在普通高速鋼的基礎上，提高Cr含量、降低W含量、大幅度提高Mo的含量是本次設計的設計思路。整體成分設計如表1所示。

表1 ESP無頭帶鋼精軋后段高速鋼成分表

2.2.2 C的設計

碳元素在組織中的主要作用：一是與合金生成合金碳化物，從而為材質的耐磨性提供耐磨骨架；二是碳部分溶于基體中，以提高淬透性，并且能夠在淬火時生成馬氏體，回火時合金碳化物再次析出形成二次硬化[2]。碳含量過高基體容易形成過飽和的間隙原子，且會使殘余奧氏體和殘余應力增加；碳含量過低，則無法提供足夠的碳形成合金碳化物，不利于提高耐磨性，且基體硬度也較低，對降低摩擦系數不利。經過綜合分析，含碳量設計為1.8%～2.2%。

2.2.3 Cr的設計

Cr部分溶解于合金基體中能夠改善鑄鐵軋輥的淬透性，促使合金生成馬氏體。另外，它與C元素結合后，會生成合金碳化物Cr7C3，從而成為微觀耐磨骨架。

2.2.4 Mo和W的設計

Mo和W形成的碳化物硬度較強，作用相似。Mo和W同時加入含有C的鐵基合金中，能形成Mo2C、W2C、Fe2C或Mo6C、W6C、Fe6C等復合碳化物。此類碳化物的高溫硬度更好，因此常用于精軋前段高速鋼。Mo的作用雖然和W相似，但相關研究表明[3]，含Mo高速鋼的共晶碳化物組織更加細小和彌散，晶粒分布比W的碳化物更加均勻。因此，考慮到精軋后段高速鋼要求組織細膩、輥面光潔度高，這兩種元素的設計思路為低W高Mo。W和Mo的含量分別控制在1.5%～2.0%和5.0%～5.5%。

2.2.5 V的設計

V在高速鋼中主要以VC的形式存在。VC的顯微硬度可達3 000 HV。V在傳統高速鋼軋輥中加入較多，但阿根廷的LECOMTE B J等人的研究表明[4]，由于VC硬度過高，鑲嵌在基體上時，基體被磨損后會使VC顆粒凸出，可能會在板材表面形成劃痕，不利于鋼板表面質量控制。綜合考慮，精軋后段高速鋼成分設計未加入V。

2.2.6 Nb的設計

Nb在基體中主要和C形成MC型碳化物。NbC的密度和Fe接近，在離心鑄造過程中不易形成宏觀偏析。此外，Nb還可以減少網狀碳化物，細化組織，減少脫碳傾向。綜合考慮，設計Nb含量控制在0.3%～0.6%。

2.3 熱處理工藝的確立

2.3.1 高速鋼軋輥的熱處理組織轉變特點

由于高速鋼中加入了大量合金元素，會使高速的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉變曲線（Continuous Cooling Transformation，CCT）右移，提高淬透性，因此高速鋼軋輥在冷速較慢的風淬條件下也很容易得到馬氏體組織。

2.3.1 高速鋼的淬火溫度設定

相關研究表明[5]，隨著淬火溫度升高，高速鋼的硬度和紅硬性升高，沖擊韌性下降。同時，淬火溫度過高，材質的晶粒生長過于粗大，反而對提高硬度和性能均勻性不利。綜合考慮后淬火溫度設計為1 050 ℃。淬火時，根據軋輥的尺寸選擇霧淬或風淬。

2.3.1 高速鋼回火溫度設定

相關文獻表明[6]，高速鋼回火溫度較低會使殘留奧氏體增多，減弱二次硬化效果。當回火溫度過高時，合金碳化物長大，硬度反而下降。因此，制定了550 ℃一次回火和500 ℃二次及三次回火的回火方案。經過三次回火，基體硬度得到了提高，整體熱處理工藝簡圖如圖1所示。

圖1 ESP無頭帶鋼精軋后段高速鋼軋輥的熱處理工藝

3 ESP無頭帶鋼精軋后段高速鋼軋輥的微觀組織

3.1 傳統高速鋼的微觀組織特點

傳統高速鋼材質中共晶碳化物含量20%～25%，碳化物類型以M7C3、M23C6、M2C和MC型為主，形態(tài)呈斷續(xù)網狀分布，晶界處有輕微碳化物聚集（呈菊花或短棒狀），不同放大比例下的微觀組織分別如圖2和圖3所示。

圖2 傳統高速鋼放大100倍

圖3 傳統高速鋼放大500倍

3.2 ESP無頭帶鋼精軋后段高速鋼軋輥的金相組織

新型高速鋼軋輥由于采用了高Mo、高V的合金碳化物，其顆粒狀的MC型碳化物增多，且更加彌散、均勻，整體碳化物含量為20%～25%，形狀以短棒狀、顆粒狀為主。不同放大比例下的微觀組織形貌分別如圖4和圖5所示。

圖4 ESP精軋后段高速鋼放大100倍

圖5 精軋后段高速鋼放大500倍

4 ESP無頭帶鋼精軋后段高速鋼軋輥的使用效果

4.1 ESP精軋后段高速鋼軋輥的下機表面輥面質量對比

新型高速鋼軋輥研發(fā)完成后，在國內某ESP無頭軋制線進行了試用，并與傳統高速鋼、同機架高鎳鉻無限冷硬鑄鐵等材質進行了效果對比。輥面效果分別如圖6和圖7所示，下機表面粗糙度對比如表2所示。

表2 幾種不同材質軋輥的下機粗糙度及耐磨性對比

圖6 ESP精軋后段高速鋼下機輥面

圖7 傳統高速鋼下機輥面

4.2 ESP精軋后段高速鋼軋輥與高鎳鉻軋輥的輥型保持能力對比

ESP精軋后段高速鋼由于耐磨性高，整體磨損均勻，因此輥型保持能力優(yōu)良，為板材的穩(wěn)定軋制和超薄規(guī)格軋制提供了保障。其與高鎳鉻無限冷硬軋輥的磨損量分別如圖8和圖9所示。

圖8 高鎳鉻無限冷硬（ICDP）軋輥磨損量曲線

圖9 ESP精軋后段高速鋼軋輥磨損量曲線

經過上機使用，ESP精軋后段高速鋼軋輥在耐磨性、表面光潔度等方面表現優(yōu)異，完全替代了ESP精軋后段高鎳鉻材質的軋輥，填補了ESP無頭帶鋼精軋后段機架高速鋼材質的空白，對ESP無頭帶鋼精軋后段機架材質的發(fā)展具有重要意義。

5 結論

（1）新型高速鋼采用了高C、高Cr、高Mo，以及一定的Nb合金的設計思路，其耐磨性、輥面光潔度和輥型保持能力更好，更適合精軋后段成品機架使用。

（2）新型高速鋼微觀組織中網狀碳化物更少，細顆粒型碳化物彌散更加均勻。

（3）新型高速鋼采用了高溫淬火加三次回火的熱處理工藝，基體為回火馬氏體，二次碳化物彌散析出提高了基體硬度。

（4）新型高速鋼在國內某ESP無頭軋制線上投入了批量使用，取得了優(yōu)秀的使用效果，為高端軋輥的國產化打下了基礎。