（3）钒。钒是高速钢耐磨性的重要合金元素之一。这是由于V可以增加高速钢中高硬度MC型碳化物的数量，有利于提高高速钢耐磨性。但是，增加钒含量的同时，必须相应提高碳含量，才能保证钒碳化物（V4C3VC）的形成。当高速钢辊环中钒量留至4．0时，相应含碳量也提高到1．5％。如加入钢中的钒含量过剩时，将引起形成8相的倾向性增大，高速钢不易淬透，所以，在提高高速钢中的V含量的同时要注意不能过剩，由通常小于2％提高到4％～8％。
（4）铬。在高速钢中铬主要是增加淬硬层深度，目前在所有牌号的高速钢中，铬含量均为4．0％左右，这一含量多年来没有大的变动。铬在高速钢中形成Cr23C6型的碳化物，并有部分地溶于其他碳化物。淬火加热时，Cr23C6全部溶于奥氏体。铬还能促进钨和钼的碳化物的溶解，回火时，铬也阻碍碳化物析出、聚集和长大，提高高速钢的回火稳定性。根据辊环的工作特点，高速钢中适当提高Cr含量，由通常的4％提高到4．5％～6．0％，提高Cr含量可以提高高速钢抗氧化性，防止辊环使用中发生氧化。
（5）硅、锰和镍。实际生产中，应将硅和锰的含量控制在0．35％以下。当含锰量大于0．4％时，将促使高温下的晶粒长大。更为重要的是，过高的含硅和锰量将导致辊环在热处理过程中产生热裂纹。镍无限固溶于奥氏体中，不形成任何形式的碳化物，使奥氏体连续冷却曲线右移，扩大奥氏体相区，降低临界冷却速度，也降低了马氏体转变开始温度，是稳定奥氏体的主要合金元素。在高速钢辊环中，镍的极限含量为1％～2％，大于2％时，由于奥氏体的稳定性提高，使基体组织中的残余奥氏体量增加。此外，随着钢中镍含量的增加，辊环表面脱碳倾向严重。辊环表面易产生剥落现象，所以含镍量应控制在0．5％～1．5％为最好。
（6）铌。铌的夺碳能力强于钒，在高钒的情况下，加入铌可以使钒更多的溶于基体中，可以获得良好的二次硬化效果。同时由于钒钨系碳化物与钢液的密度相差很大，离心铸造又容易形成偏析，造成组织的不均匀性，使辊环的性能变差。加入铌后减少了VC的含量，并且形成了钨、钒、钼、铌系复合碳化物，提高了MC型碳化物的密度，使钢水的密度均匀，可以减少偏析，克服或减弱离心铸造工艺带来的不利影响，改善辊环质量，因此，辊环中加入1．0％～1．5％的铌是有利的。
（7）稀土和钛。从铸态高速钢凝固特点看，由于C、W、Mo、V等元素的偏析，在奥氏体枝晶间和晶界上的钢液熔池中达到共晶成分时，发生共晶反应，形成共晶碳化物呈网状分布在晶界上，严重削弱材料的强韧性，且难以用热处理方法消除，因此采用RE—Mg—Ti复合变质剂对无钴多元高速钢进行变质处理。RE—Mg—Ti的存在可以有效地细化晶粒，使晶粒组织间隙变小。同时稀土元素还促进了石墨组织由层片状向球团状转变，有效地阻止了晶粒的树枝状生长，提高强度和韧性。
3工艺流程的设计
根据国内外有关资料和生产经验，结合本公司的实际情况，以高线预精轧段用辊环为试制产品，设计了一种高效短流程的生产工艺，其生产流程如下：
3．1熔炼
选用我公司现有的0．5吨中频感应电炉熔炼，具有成本低，投资少，效率高等优点，适合于批量连续生产，并且能与普通卧式离心机相匹配。其熔炼工艺与半钢相似，要求尽可能的采取有效措施提高高速钢的纯净度，适应于离心铸造。主要原料是高速钢废料、钼铁、钒铁、铬铁、废钢和生铁，同时辅助加人各种稀有合金材料。钢水熔清后，充分搅拌，等合金熔化后脱氧。1520℃～1580℃扒渣出炉。钢水熔清后用铝脱氧，钢水出炉温度量1540℃～1640℃。
3．2炉前处理
从铸态高速钢凝固特点看，由于C、W、Mo、V等元素的偏析，在奥氏体枝晶间和晶界上的钢液熔池中达到共晶成分时，发生共晶反应，形成共晶碳化物呈网状分布在晶界上，严重削弱材料的强韧性，且难以用热处理方法消除，因此采用RE—Mg—Ti复合变质剂对无钴多元高速钢进行变质处理。在浇包内预先放置有含RE、Mg和Ti的复合变质剂，变质剂颗粒尺寸为6～10mm，变质剂使用前进行烘干处理。反应结束后表面覆盖保温剂，静置5～8分钟测温1350℃～1450℃浇注。
3．3普通卧式离心机铸造
普通卧式离心机铸造有明显的优点，组织致密、硬度均匀、而且耐磨性好，其产品质量高、效率高、环境好。本课题采用中频感应电炉熔炼，普通卧式离心机浇注高速钢辊环，实现半机械化生产，提高生产效率，并且通过金属型的快速冷却，高速钢凝固后表面产生比较致密的组织层。唐山联强轧辊有限公司、邢台冶金轧辊有限公司应用这种技术成功地生产了全钢、半钢和合金铸铁材质的轧辊、辊环、辊套等。同时国内有一部分科研院所提出了无钴多元高速钢离心铸造的研究和发展方向，但在我国应用这种材质生产的辊环尚未见相同报道。
4热处理
4．1退火
高速钢必须经过退火热处理消除内应力，降低硬度，以便于切削粗加工，并为随后的淬火、回火热处理做好组织准备。退火采用800℃～900℃，退火后硬度为HRC30—35（HSD40—45），易于切削加工。
4．2淬火
高速钢的导热性能都很差，因此在淬火时不能一次加热到奥氏体化温度，根据辊环直径的大小，都必须进行两次分级预热。采用高温电阻炉淬火，其预热温度分别控制为500℃和800℃。
高速钢辊环的硬度、硬层深度及其抗热冲击性能主要取决于马氏体中合金元素的含量，亦决定于加热时溶于奥氏体中合金元素的含量。因此，正确选择淬火温度显得十分重要。我们知道，对高速钢高温硬度影响最大的两个元素——钨及钒，在奥氏体中的溶解度只有在1000℃以上才有明显的增加，因此通常认为高速钢辊环的淬火温度应尽可能提高，以略低于晶界熔化温度为原则。文献指出，碳显著降低钢的晶界熔化温度，而钒、钨、钼均提高晶界熔化温度。因此在实际生产中，具体淬火温度的选择应视辊环尺寸大小，材质的化学成分，以及对奥氏体晶粒度的要求综合确定。
高速钢中奥氏体化温度过高是十分有害的。过热的高速钢辊环工作层马氏体粗大必然使辊环的使用性能降低。高碳、钒、钼辊环淬火后工作层马氏体通常为高合金固溶的马氏体＋20％～30％的残余奥氏体十一定数量弥散分布的M6C和MC型碳化物。
4．3回火
高速钢在淬火后的回火过程中，将发生残余奥氏体的转变，马氏体的分解和特殊的碳化物析出。文献指出，从室温到270℃时，马氏体部分分解，析出少量e碳化物，继续升高温度到320℃以上时，￡碳化物溶解而析出Fe3C，马氏体中环保留大量溶解的碳，当回火温度高于450℃时，钨、钼和钒的原子开始扩散，并从马氏体中脱落，可能形成W2C、Mo2C和VC型的特殊碳化物。铬也向Fe3C中富集，最终形成Cr23C6型碳化物。这些细微的W2C和VC碳化物很稳定，不易聚集长大，起着弥散硬化的作用。这一有利作用在回火温度升高到550℃～570℃时尤其突出，可以使硬度达到最高值。然而，继续增加回火温度时，碳化物逐渐转化为Fe6C、W6C及Cr23C6型，从而失去了弥散硬化作用，将使辊环表面的硬度急剧降低。
生产实践表明，对于含钴的高速钢取上限回火温度，镍系列高速钢取中限回火温度，钨一钼系列高速钢取下限回火温度可以获得理想的二次硬化效果。在550℃～580℃回火温度范围内，一部分碳及合金元素也从残余奥氏体中析出，从而降低了残余奥氏体中碳化物和合金元素的含量，提高了马氏体转变温度，当辊环随后冷却时，就会有部分残余奥氏体转变为马氏体，使高速钢的硬度得到提高，出现“二次硬化”现象。同时实践表明，生产中高速钢辊环的回火温度与二次硬化的峰值温度范围相一致，均在540℃～580℃以内。
目前，在高速钢辊环实际生产中，大多采用三次回火。因为淬火后辊环基体组织中有高达20％～30％的残余奥氏体，如仅采用一次570℃温度下的回火处理，其回火后的基体组织由马氏体，残余奥氏体转变后的未经回火的马氏体，大量的M6C、MC型碳化物和一定数量的残余奥氏体所组成。显然，这一基体组织不仅使辊环应力加大，而且由于残余奥氏体的不稳定性，轧钢过程中将再次发生奥氏体的转变，使辊环工作层应力进一步加大，使辊环的抗事故性能降低，极易引发辊环表层脆性剥落。
经验表明，经第三次回火后，仅剩余2％～5％的残余奥氏体，而且后一次回火还可以消除前一次回火由于奥氏体转变为马氏体所产生的内应力。经过最终回火后的高速钢辊环工作层的基体组织由回火马氏体＋少量残余奥氏体＋弥散分布的碳化物（M2C、MC）所组成。
5高速钢辊环机械性能检测和金相组织观察结果
5．1金相组织
辊环的金相组织是关系到辊环使用性能的重要因素，对于高速钢工作层组织中不仅要有极细的回火马氏体，而且碳化物要均匀的分布。因此，对辊环进行金相检验是必要的。由于高速钢的组织极细，在现场用高倍显微镜观察鉴别。通过100倍显微镜观察组织细密，分布均匀，碳化物分散状态为弥散状。
为了确定碳化物类型，我们采用400倍显微镜放大观察，发现大量的MC型碳化物以游离的颗粒状态存在，尺寸极小，而且在组织中分布较均匀，具有较高的硬度（HV3000）和很好的耐磨性。
5．2硬度检测
高速钢辊环的硬度既是主要技术要求指标，又是辊环耐磨性的重要保证。因此对辊环的硬度要做到逐件检测，以保证每一件辊环的使用寿命。
同时，我们还对试样辊环在淬火和回火过程中的硬度变化进行了检测，通过检测淬火后和回火后硬度的变化，得出高速钢在淬火后再经过三次回火，保证了硬度的稳定和基体金相组织得稳定。
6结论
（1）经过对无钴多元高速钢辊环的试制情况总结得到，在酒钢机械制造公司现有条件下，生产本产品的工艺流程是正确和可行的，按照本工艺可以制造出以马氏体组织为主，含有弥散状碳化物的无钴多元高速钢辊环。从试制生产应用表明，本项目确定的工艺的生产效率高，成本低，节能、降耗，工艺出品率高，产品质量稳定，性价比优越，应用于高速线材轧机精轧机上，轧材表面光洁，尺寸变化小，使用中从未出现断裂、剥落，使用寿命比高Ni—Cr合金铸钢导辊提高3倍以上，接近硬质合金。
（2）经试验表明：含C：1．5％～2．5％；Si：0．5％～1％；Mn：0．5％～1％；S：＜0．05％；P：＜0．05％；Cr：4％～6％；V：4％～10％；Mo：4％～6％；W：1．5％～2％；Ni：0．8％～1．2％；Nb：1．0％～1．5％的高速钢，经RE—Mg—Ti复合变质处理后，共晶碳化物由片状分布变成球状分布，再经过热处理中得一次淬火和多次回火，得到弥散状分布的碳化物和以马氏体为主的基体组织，产品硬度提高稳定，组织细密。
参考文献
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作者简介
张字翔，男，1973年出生，甘肃天水人。1994年毕业于南昌有色金属工业学校冶金专业，2001～2004年在中央党校经济管理专业本科毕业，酒钢机械制造公司机械设计研究所工程师，主要从事钢铁合金铸造及冶金轧辊的研究。获得2007度年嘉峪关市科技进步二等奖和2007年度甘肃省冶金有色工业协会科技进步一等奖。
大倾角坚硬易燃特厚煤层群综放开采技术研究
周翔 张志桓 范振东
（华亭煤业集团东峡煤矿 华亭 744100）
