随着近些年客户对产品质量、产量等的更高要求,其对锻钢冷轧工作辊也提出了更高的要求。宝钢轧辊科技有限责任也一直在不断的与客户保持着及时的沟通交流,以了解现场的迫切需求,为解决客户出现的各类问题,如高耐磨轧辊的需求,近年也研发出了相应的新材质。本文分别选取了符合宝钢轧辊科技有限责任工艺规范,正常生产的Cr3和Cr6系列中的一种材质进行耐磨性试验对比,以确认在特定条件下不同材质的锻钢冷轧工作辊的耐磨性能,也为后续开发新材质提供基础依据。
锻钢冷轧辊工作辊的整体材质发展,已由20世纪80年代及20世纪90年代初期的Cr2和Cr3材质,发展到目前广泛使用的Cr5材质[1]。
近几年随着客户逐步提出更明确,更个性的需求,宝钢轧辊科技有限责任在通用性的需求上也兼顾了更个性化的需求。因此,经综合考虑各合金元素的作用并重新优化设计,结合现有辊坯制造的技术水平,研发了多种个性的新材质,如Cr6系列、半高速钢系列及高速钢系列等。半高速钢及高速钢系列的产生,主要是满足更高耐磨性及高抗事故性的要求,虽然也增加了更多的合金元素,但其采用的是高温回火工艺,主要目的是析出弥散、细小的高硬度碳化物,达到二次硬度的目的,且在增加轧辊的耐磨性能的同时提高轧辊的抗事故性能。而其他的材质主要采用低温回火的工艺,不会产生二次硬化,通常成品状态中所说的碳化物对耐磨性能的影响更多的体现为未溶的碳化物以及过渡的ε-碳化物。
冷轧辊的耐磨性能主要取决于轧辊淬火,回火后的成品硬度、合金元素的含量、晶粒的大小、碳化物的类型及其分布、大小等以及残余奥氏体等方面[2]。在这些因素上,观点基本统一。如淬火硬度越高,耐磨性通常越好;碳含量越高,通常碳化物体积分数越大,硬度就越高,耐磨性能也相应提高;细小弥散分布的碳化物颗粒以及不连续的共晶碳化物也有助于提高耐磨性能,其中细小弥散的碳化物与基体结合牢固,在磨损过程中不易掉落,从而起到硬质点的左右,阻碍了轧辊的进一步磨损;残余奥氏体对耐磨性能的影响比较复杂,通常认为其对提高材料的耐磨性是有益的,主要是在应力作用下发生残奥到马氏体的转变,以及其本身韧性较好的原因,使得残奥与碳化物的结合力更大,更好地阻止其剥落,通常认为冷轧工作辊的残余奥氏体含量应控制在10%以下。
因此,为了提升轧辊的耐磨性,通常采用细化晶粒,添加合金元素产生固溶强化以及回火二次硬化等手段,以提高冷轧工作辊材料基体的强度、整体硬度及耐磨性能。
本磨损试验所用设备为美国FALEX 型号的Block-on-Ring油润滑磨损试验机,试验系统由主轴驱动系统、试验油腔与温度测量装置、摩擦力测量装置、施力机构及试验力测量装置等部分组成,在不同的试验条件可测量轧辊磨损样的磨擦及磨损性能。该设备的圆环形磨损试样(下文简称陪磨环),块形磨损试样(下文简称磨损试样)与GB/T 12444-2006 《金属材料 磨损试验方法试环-试块滑动磨损试验》结构相同,尺寸略有差异,本实验也采用标准中推荐的用磨痕宽度计算磨损体积的方式进行最终的磨损性能评价。
因本文涉及的工作辊的淬火方式为连续感应加热表面淬火,其也是目前主流的冷轧辊淬火加热方式,主要是利用电磁感应的原理,将轧辊在交变磁场中切割磁力线,在轧辊的表面产生感应电流,又根据交流电的集肤效应,以涡流形式将轧辊表面快速加热,而后急冷的淬火方法。该淬火方式加热速率块,保温时间短,奥氏体晶粒细小,硬度更高。因进行磨损试验的试样尺寸较小,通常都采用较小试样热处理后再加工的方式,但小试样的热处理淬火方式通常采用电炉的间接电阻加热,即让电流通过电热元件或导电介质,例如电阻丝、热敏电阻(PTC)、电热膜等,使电热元件首先发热,然后利用电热元件产生的热量以热传导、热对流或热辐射等方式间接加热轧辊的小试块。
考虑到感应加热与电阻加热的差异以及试样大小所带来的时间及冷却等方面的差异,为进一步模拟冷轧辊的真实磨损工况条件,本实验所需的磨损试样取自于淬火、回火后的轧辊本体。
图1(a)为从轧辊本体上通过割环的方式(在要割环的部位两侧先在磨床上用磨削的方式,磨削出一定宽度的台阶,然后再在车床上用车刀将凸出的要割环的区域,沿着轧辊的圆周方向将其割出,最后从轧辊的一侧取出。)获得的Cr3和Cr6(下文分别简称为3A,6A)的原始磨损试样本体,随后再在轧辊的表层线切割出小试块,部分位置见图中箭头标识所示,最后再按磨损试验设备所需的磨损试样尺寸图进行相应的加工。其中3A的主要热处理参数范围为:淬火温度930~960 ℃,回火温度115~145 ℃;6A的主要热处理参数范围为:淬火温度960~990 ℃,回火温度125~155 ℃。
图1 原始磨损试样
陪磨环同样是来源于轧辊的辊身,本次试验选取的陪磨试样为本公司牌号为5H12的热作模具钢,该轧辊已经整体油淬并高温回火,现直径为Φ220 mm,因该材质淬透性好,对于Φ220 mm的辊身直径已经完全淬透,因此,可认为陪磨环无硬度差异。陪磨环的获取方式主要是采取线切割的方式,先将轧辊本体切割出较大的有一定厚度的圆片;再线切割出有一定余量的小圆片,如图1(b)所示;最后再按磨损试验设备所需的陪磨环尺寸图进行相应的加工。
表1为本磨损试验设备所需的磨损试样及陪磨环的主要尺寸及粗糙度要求,图2为加工完成的部分成品形貌。
表1 磨损试样、陪磨环主要参数
图2 磨损试样、陪磨环成品形貌
在进行磨损试验前,对磨损试样主要进行了成分、硬度、组织及残余奥氏体含量检测。
3.3.1 成分检测
表2为3A,6A材质的主要化学成分范围,经检测,3A的Cr含量为3.2%,其余合金元素总量为2.4%;6A的Cr含量为5.9%,其余合金元总量为3.1%。
表2 化学成分
由此可知,本实验选取的6A材质的Cr及其他合金元素总量与3A相比,分别提升约84%及29%。
3.3.2 硬度检测
表3为对磨损试样、陪磨环进行的硬度检测。其中,肖氏硬度的检测是在未切割前对轧辊本体进行的检测。从检测结果中可知,3A,6A的硬度结果均符合工艺规范对应的硬度要求(90~95 HSD),3A材质的硬度略高于6A材质,洛氏硬度相差为1.7HRC,约2 HRC,肖氏硬度相差3 HSD。陪磨环的洛氏硬度与磨损试样最高硬度相差2.3 HRC,肖氏硬度却相差10 HSD,主要原因为陪磨环的试样来源于整体淬火的低应力试样,所以其对应的肖氏硬度偏低。
表3 硬度检测结果
3.3.3 金相检测
图3 金相组织形貌(500×)
图3(a),(b)分别为已切割的3A,6A在500×下的金相组织。从图中可知,此两支轧辊的成品组织正常,均为典型的Cr3和Cr6系列的金相组织,具体为回火马氏体+点粒状碳化物+残余奥氏体。其中,从图中目视可见,6A材质的未溶的碳化物数量占比多于3A材质,碳化物颗粒大小略小于3A材质,产生此现象的主要原因与此两种材质的成分含量、辊坯质量及热处理淬火温度等相关。
3.3.4 残余奥氏体含量检测
残余奥氏体含量检测采用的仪器是日本Pulstec公司制造的型号为μ-X360s的新一代便携式X射线残余应力分析仪。该仪器主要基于全二维面探技术,相比于传统X射线残余应力测定仪,该设备具有更短的测量时间(二维探测器一次性采集获取完整德拜环,单角度一次入射即可完成测量,全过程平均约60 s),更精确的测试结果(一次测量可获得500个数据点进行残余应力数据拟合,结果更精确),更便利的测试条件(测量精度高,无需冷却水,野外工作无需外部供电)。同时,该仪器具备区域应力分布测量成像(Mapping)功能和晶粒大小、材料织构及残余奥氏体分析等功能。
本次试验,主要利用该设备有残余奥氏体分析的功能,对已切割加工的3A,6A材质进行残余奥氏体含量检测,图4和图5分别为3A,6A材质的检测结果图。其中,图4(a)和5(a)为德拜环3D显示的形貌图。图4(b)和5(b)为多点的残奥量曲线以及残余奥氏体均值检测数据。从检测结果可知,3A,6A的残余奥氏体含量分别为9.4%,8.9%,两者均在10%以内,且无明显差异。
根据前期积累的磨损试验的经验参数,本实验选取了2组试验力,分别为500,1000 N,以比较不同试验力下各材质的磨损变化情况,且每组试验力进行3次试验。同时,磨损时间、转速分别固定为30 min,200 r/min,润滑油为68#机油。
图4 3A材质的残余奥氏体含量检测图
图5 6A材质的残余奥氏体含量检测图
表4为最终的磨损试验数据,图6为相应的曲线变化图,其中实验次数中的1~3次对应500 N的载荷,4~6次对应1000 N的载荷。
图6 不同载荷下试验次数与磨损体积的变化曲线
表4 不同载荷下各实验次数的磨损体积
从表4中数据及图6的曲线中可知,在本实验条件下,3A和6A材质的磨损体积随着试验力的增大均呈现增加的趋势,此现象初步表明在500~1000 N的载荷范围内,磨损的主要影响因素可能未发生改变;同时,两种材质不论在500 N还是1000 N的载荷下,两者的磨损体积均并未有明显差异,6A材质与3A相比,均值变化率仅为-5%~4%,由此可见,此两种材质,在本实验条件下,6A材质的磨损性能未见明显优势。
鉴于两种材质的残余奥氏体含量差异较小,基本可排除残奥的变化对磨损性能的影响,而从合金元素含量、碳化物的多少,大小及等来判断,6A材质的耐磨性应更好。但本实验选取的3A材质的洛氏硬度比6A材质高约2个单位,而硬度,尤其是基体硬度又是影响磨损性能的重要影响因素,由此,可基本推断,造成6A材质的磨损性能未见明显优势的另一重要因素则可能是2个洛氏硬度的差异。
虽然轧辊的硬度与碳含量的多少强相关,但因硬度与碳含量的增加也并非呈单一的增加趋势,也存在着峰值硬度[3]。再结合碳含量过高对辊坯制造带来的不利影响,也导致了目前不同材质工作辊的碳含量上限差别不明显,而随着合金元素的增多(碳化物形成元素也增加的情况,但不考虑高速钢等可造成二次硬化的情况),以本实验的6A材质为例,其碳化物则越多,这也直接决定了该材质成品轧辊的基体硬度略低,结合上述分析及近几年的数据验证,均可确定在较高硬度区间内,在相同的肖氏硬度下(弹跳式硬度,便于成品检测,但有残余应力的影响),3A材质的基体硬度也略高于6A材质。由此可知,如6A材质的成品肖氏硬度低于3A材质,则很难确保6A材质更有耐磨性,如本实验中的案例,当硬度差异有3个HSD(约2个洛氏硬度)时,6A材质的磨损性能未见明显优势。
综上所述,轧辊的耐磨性能,如果在不同硬度下进行对比,则不能完全认为其随Cr和其他合金元素的提升呈单一增加趋势,毕竟硬度也是影响耐磨性能的重要因素之一。本实验条件下的3A和6A试样,Cr6的硬度比Cr3低约2个HRC硬度,耐磨性变化率仅为-5%~4%,即6A材质的磨损性能未见明显优势,其主要原因可能就是3A材质高出的2个洛氏硬度对耐磨性能起到了较为关键的作用。轧辊的性能评价是多方面的,其他的如抗冲击、抗事故性,抗辊印性能等,因此,虽然在本实验条件下得到此结论,但并不代表6A材质的综合性能也没有优势,对于综合性能,应按其他对应的评价方式进行综合评价。
[1] 章大建. 冷轧辊材质的现状与发展趋势浅谈[J]. 江苏冶金, 2007,35(3):14-16.
[2] 付春生. 硬度、成分和组织对工作辊耐磨性能的影响[J]. 经济技术协作信息, 2009(21):202.
[3] 袁志钟. 金属材料学[M]. 第3版. 北京: 化学工业出版社, 2020.