一种低成本高耐磨的张减径辊及其热处理工艺

摘要

本发明提供了一种低成本高耐磨的张减径辊及其热处理工艺，本发明得到的低成本高耐磨的张减径辊的常温硬度>50HRC，抗拉强度>700MPa。克服了目前张减径辊辊耗高、大孔径时易断辊、轧制过程中辊面易出现环状轧痕的问题。

权利要求

1.一种张减径辊的热处理工艺，其特征在于，包括如下步骤：(1)退火：具有如下化学成分重量百分比的张减径辊铸造后，当温度冷却至温度900‑

930℃时，进行3‑4h的随炉保温退火处理，之后随炉缓冷到600℃，出炉空冷至室温；

C 2.0‑2.8％，

Si 0.18‑0.36％，Mn 0.4‑0.6％，

Cr 14‑22％，

Mo 0.4‑0.8％，

V 1.5‑3.2％，

W 2.1‑2.8％，

Ce 0.16‑0.28％，N 0.12‑0.25％，其余为Fe及不可避免杂质；

且需满足：Cr与C的质量比为5:1‑8:1；

w(碳化物)＝12.8×w(C)+0.58×w(Cr)+0.46×w(W)+0.28×w(V)‑28.6，(2)淬回火：

(2‑1)以200‑230℃/h的升温速度加热，在600℃时，进行8‑10min的均温保温；

(2‑2)继续以200‑230℃/h的升温速度加热，在800℃时，进行8‑10min的均温保温；

(2‑3)继续以200‑230℃/h的升温速度加热，在980‑1050℃淬火，保温25‑32min，随炉冷却至850‑870℃，保温20‑25min，之后吹氮气冷却，控制冷却速度为3‑5℃/s，冷却到300℃以下，出炉空冷至室温；

(2‑4)以200‑230℃/h的升温速度加热，在500‑600℃回火保温110‑120min；随炉冷却至

200‑210℃，出炉空冷至室温。

2.根据权利要求1所述的热处理工艺，其特征在于：在步骤(2‑4)空冷至室温后，再重复进行步骤(2‑4)1‑2次。

3.根据权利要求1所述的热处理工艺，其特征在于：步骤(2‑4)在步骤(2‑3)空冷至室温的后的2‑3h内开始进行。

4.一种张减径辊，其通过权利要求1‑3中任一项所述的热处理工艺制备得到。

说明书

一种低成本高耐磨的张减径辊及其热处理工艺

技术领域

[0001] 本发明涉及张减径辊，特别涉及一种低成本高耐磨无缝钢管张减径辊材质及其热处理工艺。

背景技术

[0002] 宝钢无缝钢管产品品种包括油井管、锅炉管、一般商品管和输送用管等，可生产规格覆盖Φ21‑457mm，品种齐全程度国内领先，13Cr、镍基合金油井管、9Cr系列锅炉石化管等
多个品种在国内首先开发成功，并持续保持领先地位。经过多年持续不断的技术创新，钢管
品种由单一的碳钢钢管向合金钢、不锈钢及特种合金钢钢管发展，无缝钢管产品需求也体
现更多、更个性化、需求更新越来越快的趋势。随着国内其他厂家的快速追赶，加之宝钢140
等机组设备相对较老，轧制尺寸精度、表面质量方面不够稳定，宝钢产品仅靠品种差异化带
来的优势正在迅速趋弱，企业竞争力将更多的依赖质量和成本控制水平的提升，而这些需
要在工艺技术方面实现更多的突破。

[0003] 张减径机组是热轧无缝钢管生产中的最后一道荒管热变形工序，其主要作用是完成空心体不带芯棒的连轧过程，消除前道工序轧制过程中造成的外径不一，以提高热轧成
品管的外径精度和圆度。定减径机轧辊与轴多采用过盈配合或键连接。轧辊采用离心铸造
镍铬钼无限冷硬球墨铸铁，硬度为HSD55‑68之间。轧制小于Φ219以下规格的钢管时，轧辊
的硬度可选择在HSD60‑68之间，保证孔型的硬度一致，且耐磨性较好；轧制Φ219以上规格
的钢管时，由于轧辊孔型尺寸较大，为保证孔型底部与边缘的磨损不至于相差太大，轧辊的
硬度控制在HSD55‑61之间。

[0004] 张力减径机组轧制时，轧辊将受到切向拉伸与径向压缩的复合应力，轧辊孔型与钢管之间产生相应的滚动和滑动摩擦，尤其是张力减径采用较大的张力会加剧钢管在轧辊
上的打滑现象，使轧辊磨损加剧。又因轧辊与灼热的钢管管坯接触，使孔型表面温度升高，
与管坯脱离接触后，轧辊随即又在冷却水作用下急剧冷却，从而使孔型表面承受交变的热
应力作用，特别是在轧制大直径钢管时，易出现断辊的现象。

[0005] 由以上可知，球墨铸铁材质及其力学性能已无法满足力学性能日益提升的无缝钢管张减径的轧制。

[0006] 国标GB/T 8263对高铬铸铁的典型牌号KmTBCr12、KmTBCr15Mo、KmTBCr20Mo、KmTBCr26，以及各自对应的典型成分、硬度、热处理工艺和使用性能进行了详细规定。

[0007] 从国内外专利检索结果可知，高铬铸铁材质应用广泛，冶金设备方面，除应用在无缝管穿孔顶头、导板外，还应用在热轧中厚板、冷轧等产线轧辊。

[0008] 中国专利CN1042193A，通过调整成分和热处理工艺，研制一种耐磨耐热的高铬合金铸铁，用于制造轧管机顶头。

[0009] 中国专利CN1854328A，研制一种改进的热轧带钢复合高铬铸铁轧辊，抗氧化能力显著提高，耐磨性提高50％以上，毫米轧制量提高30％以上。

[0010] 中国专利CN101012526A，通过稀土多元微合金化研制高铬合金挤压辊，获得较高的热硬性、热强度、热疲劳强度、耐磨性和使用寿命。

[0011] 中国专利CN101537427A，通过离心铸造制造高铬铸铁复合轧辊，提高了轧辊力学性能、热疲劳性能和使用寿命高，生产成本降低。

[0012] 中国专利CN102212740A，通过添加形核核心优化高铬铸铁的组织，大大提高铸件的耐磨性。

[0013] 中国专利CN102352431A、CN103436679A，研究中宽厚板轧机用高铬铸铁轧辊的准差温热处理，提升了加热和保温的稳定性，提高了轧辊的热处理质量。

[0014] 中国专利CN103192038A，通过添加合金成分W和V，和改进的热处理工艺，制造改进型高铬铸铁轧辊，改进后，轧辊毫米轧材同比增加20％～30％。

[0015] 国外专利检索到最多的是日本专利，其次是欧洲专利、美国专利和韩国的专利。

[0016] 20世纪八九十年代，日本对高铬铸铁的研究较多，出现大量高铬铸铁制造和性能优化的专利，如JPS57103775(A)、JPH10330818(A)、JPH05253665(A)、JPH04187311(A)、
JPH11236615(A)等；近年来的专利主要是优化高铬铸铁组织和制造工艺进一步提高其强度
和耐磨性，如JP2007330994(A)、JP2000345280(A)、JP2002105582(A)、JP2001279368(A)、
JP5753365(B2)、JP5753430(B2)等。

[0017] 美国专利US19350011074研究低碳高铬铸铁及其制造方法。

[0018] 美国专利US19890442279研究高强度机械臂及其制造方法。

[0019] 韩国专利KR100260025(B1)通过控制成分和热处理工艺，从而控制高铬铸铁中残余奥氏体的含量和碳化物的含量，提高其强韧性。

[0020] 韩国专利KR20060125553(A)通过精确控制高铬铸铁的成分，研制一种抗疲劳裂纹扩展能力很好的高铬铸铁。

[0021] 这些专利多通过优化成分、改进热处理工艺、复合铸造等方式进一步提高高铬铸铁的力学性能，或使其力学性能更好的适应其使用工况。然而，有的设计热处理工艺过于复
杂，反而增加了时间和成本；但这些方法均不适合用于轧制高合金、高强度钢管的张减径辊
的工况及需求；轧制无缝钢管的张减径辊的成分和热处理工艺等需根据其轧制工况进行精
准设计和控制，以提高其强韧性、耐磨性，减少轧制过程中断辊的产生。

发明内容

[0022] 本发明研发一种新型高铬铸铁张减径辊。在传统高铬铸铁的基础上，根据目前轧制高合金无缝钢管的比例及力学性能，重新设定张减径辊的力学性能指标，并对其成分和
组织进行优化，同时，从节省制造成本的角度，制定了张减径辊的热处理工艺。

[0023] 本发明的目的研发一种新型高铬铸铁张减径辊，克服目前张减径辊辊耗高、大孔径时易断辊、轧制过程中辊面易出现环状轧痕的问题。根据目前轧制高合金无缝钢管的比
例及力学性能，本发明中新型高铬铸铁张减径辊的常温硬度>50HRC，抗拉强度>700MPa。

[0024] 热裂纹是在交变应力幅值超过张减径辊的屈服强度时，首先在张减径辊辊面表层引起往复塑性变形，最终导致热疲劳裂纹萌生和扩展；热疲劳抗力与强度和塑性之积有线
性关系，较高的屈服强度可减小每个循环的塑性应变幅，较好的塑性可使局部热应力集中
松弛，热裂纹萌生阶段主要受强度控制，热裂纹扩展阶段主要受塑性控制，因此，本发明中
设计张减径辊时，考虑兼顾了强度和韧性，化学成分中加入具有高导热系数的W、V元素，同
时设计热处理工艺，以利于提高抗热裂纹性能。

[0025] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：

[0026] 一种低成本高耐磨的张减径辊，其化学成分重量百分比为：

[0027] C 2.0‑2.8％，

[0028] Si 0.18‑0.36％，

[0029] Mn 0.4‑0.6％，

[0030] Cr 14‑22％，

[0031] Mo 0.4‑0.8％，

[0032] V 1.5‑3.2％，

[0033] W 2.1‑2.8％，

[0034] Ce 0.16‑0.28％，

[0035] N 0.12‑0.25％，其余为Fe及不可避免杂质；

[0036] 且需满足：Cr与C的质量比为5:1‑8:1；

[0037] w(碳化物)＝12.8×w(C)+0.58×w(Cr)+0.46×w(W)+0.28×w(V)‑28.6。

[0038] 其中，w(碳化物)代表碳化物的总质量，w(C)代表C的质量，w(Cr)代表Cr的质量，w(W)代表W的质量，w(V)代表V的质量。

[0039] 在本发明张减径辊的成分设计中：

[0040] C：C是高铬铸铁中最基本的元素，其含量的多少决定碳化物的数量、M7C3型碳化物与总碳化物的相对数量、硬度、韧性及材料的淬透性等。试验结果表明，C含量控制在2.0‑
2.8％为宜。

[0041] Cr：Cr是高铬铸铁中最重要的元素，由于M7C3型碳化物的比值越高淬透性越好，需控制Cr含量使基体中获得M7C3型碳化物；试验研究表明，当Cr/C(质量比)>5时，Cr以M7C3碳
化物的形式存在；但随着Cr含量的增加，共晶点左移，此时需综合考虑C含量和Cr含量，使整
个合金体系处于亚共晶状态。因此，本发明中，Cr含量控制在14‑22％，且满足Cr/C(质量比)
＝5‑8。

[0042] Si：Si是熔炼过程中不可缺少的还原剂和脱氧元素，Si可溶入奥氏体中提高基体的屈服强度和弹性极限，提高基体的抗氧化性，减少张减径辊使用后环状痕的出现，但Si含
量过量时会降低基体的淬透性，因此，其加入量控制在0.18‑0.36％。

[0043] Mn：本发明中注重合金的成本，因此合金中不含我国稀有资源的贵金属Ni，而采用价格低廉的Mn。试验结果表明，当Mn>4％时，Mn元素与Fe无限固溶，既可以溶于基体，又可以
碳化物的形式存在，提高基体的强度，降低张减径辊在使用过程中断辊的风险。但当Mn>6％
时，会明显降低Ms点，增加张减径辊淬火后残余奥氏体的含量，增加断辊风险。因此，Mn的含
量控制在0.4‑0.6％。

[0044] Mo：Mo作为强碳化物形成元素，提高奥氏体的稳定性和基体的淬透性，防止第二类回火脆性，试验结果表明，在本发明的高铬铸铁张减径辊中，Mo含量控制在0.4‑0.8％时，获
得较好的效果，其中有约48％的Mo形成M6C型碳化物，提高MC型碳化物的稳定性和基体的抗
回火稳定性，可抑制张减径辊在使用过程中热裂纹的产生；另外约25％进入M7C3型碳化物
中，它可有效的提高硬度、提高耐磨性和使用寿命。另外约有27％左右溶入基体，明显的提
高材料的淬透性。

[0045] W：与传统高铬铸铁相比，本发明中增加了W元素，目的是通过W增加张减径辊的耐磨性和使用寿命。因为，W是典型的固溶强化元素，可降低合金的堆垛层错能和扩散系数，减
慢Cr等高温扩散速度，加强固溶体中原子结合力及减慢软化速度。张减径辊的使用温度为
900‑1200℃，利用W和Mo的综合作用，当使用温度<1000℃时，Mo对张减径辊耐热裂性和塑性
的影响优于W，但当张减径辊使用温度>1000℃时，W的固溶强化效果更好；但当W>2.8％，较
多的析出相，则降低基体抗热裂性；

[0046] V：与传统高铬铸铁相比，本发明中增加了V元素，增加稳定型碳化物MC的形成元素V；V可通过析出强化和碳化物弥散强化作用强化基体，获得较高的高温强度和韧性；大量试
验研究结果表明，V的质量百分比需控制在1.2‑3.0％之间。

[0047] Ce、N：Ce、N元素为熔炼时加入的孕育变质剂残留量；孕育变质技术不作为本发明的内容，但经过试验表明，当最佳含量的孕育剂和变质剂后，成品张减径辊中可检测到Ce含
量为0.16‑0.28％，N含量为0.12‑0.25％。

[0048] 传统高铬铸铁材质的常规热处理工艺为：在920‑1000℃软化退火，在920‑1060℃淬火，在550‑600℃回火。高铬铸铁张减径辊采用铸造辊坯，出炉冷却至室温，再入炉重新加
热去应力退火、淬火、回火。热处理过程后的基体中，不能出现珠光体、石墨组织，残余奥氏
体的含量也需严格控制，最终组织控制为马氏体、碳化物和残余奥氏体。

[0049] 为改善产品质量，本发明还提供了一种本发明所述的低成本高耐磨的张减径辊的热处理工艺，包括如下步骤：

[0050] (1)退火(如图1所示)：铸造后，当温度冷却至温度900‑930℃时，进行3‑4h的随炉保温退火处理，之后随炉缓冷到600℃，出炉空冷至室温；

[0051] (2)淬回火(如图2所示)：

[0052] (2‑1)以200‑230℃/h的升温速度加热，在600℃时，进行8‑10min的均温保温；

[0053] (2‑2)继续以200‑230℃/h的升温速度加热，在800℃时，进行8‑10min的均温保温；

[0054] (2‑3)继续以200‑230℃/h的升温速度加热，在980‑1050℃淬火，保温25‑32min，随炉冷却至850‑870℃，保温20‑25min，之后吹氮气冷却，控制冷却速度为3‑5℃/s，冷却到300
℃以下，出炉空冷至室温；

[0055] (2‑4)以200‑230℃/h的升温速度加热，在500‑600℃回火保温110‑120min；随炉冷却至200‑210℃，出炉空冷至室温。

[0056] 优选地，在步骤(2‑4)空冷至室温后，再重复进行步骤(2‑4)1‑2次。

[0057] 步骤(2)中，步骤(2‑4)在步骤(2‑3)空冷至室温的后的2‑3h内开始进行。

[0058] 本发明中，

[0059] 步骤(1)的退火工艺，尝试在铸造后冷却过程中即进行退火处理，节省了时间、能源等生产成本。

[0060] 该退火工艺的特点有三，一是去应力，以消除铸造过程中产生的残余应力；二是高铬铸铁为亚共晶铸铁，铸造后组织中含有大量大尺寸的莱氏体，退火工艺，采用高温退火及
稍长的保温时间，可以保证足够量的碳化物和珠光体发生分解，打散基体组织中网状碳化
物，以形成断续网状碳化物，消除碳化物的不均匀性，调整基体机械性能，充分发挥合金元
素的作用；为下一步的正火和回火做好准备；三是，本发明中最显著的特点之一，在铸造冷
却过程中进行退火处理，大大降低了时间和能源等成本。

[0061] 步骤(2)的淬回火升温过程中要进行两次均温保温，这是因为，升温速度较快，淬火温度较高时，短时的均温保温可以使模具受热均匀；因此，本发明技术方案的步骤1)和2)
中，在600℃和800℃时，进行两次8min的均温保温。

[0062] 淬火步骤(2‑3)的特点为，在980‑1050℃进行高温淬火，并在850‑870℃增加一次短时保温，目的是使高铬铸铁基体中的碳化物更好的球化。在冷却过程中，进行吹氮气冷
却，并精确的将冷却速度控制在3‑5℃/s，以获得马氏体组织，避免珠光体的产生。

[0063] 在980‑1050℃进行高温淬火，是因为本发明中的高铬铸铁张减径辊，基体中含有大量的高熔点碳化物。MC为V的碳化物，在共晶转变时析出，或从奥氏体中析出，其开始固溶
温度为1000‑1150℃，VC颗粒细小且分布均匀。M6C为W和Mo的碳化物，在1050‑1300℃时固溶
于奥氏体，M6C相当稳定，不易聚集长大，可增加模具硬度与耐磨性。M7C3为Cr的的碳化物，是
一次共晶碳化物或由奥氏体中析出的二次碳化物，它能溶入W、Mo、V等元素，增加耐磨性，降
低摩擦系数。二次M7C3在950‑1150℃溶入奥氏体中；M23C6是另一种Cr的碳化物，在温度为
1000‑1020℃时开始固溶，完全固溶于奥氏体需1150‑1200℃的温度。因此，必须采用较高的
淬火温度980‑1050℃才能使碳化物充分溶入基体中。

[0064] 试验表明，随着淬火温度即奥氏体化温度的提高，张减径辊的热疲劳抗力增加，热裂纹萌生时间推迟，裂纹扩展速度也有所降低；这是因为奥氏体化温度升高，较多的碳化物
熔于基体中，基体合金元素和碳固溶度增加，同时孪晶马氏体数量减少，位错马氏体的数量
增加；加之较高的淬火温度需配合较高的回火温度，因此，张减径辊的强度和抗回火性提
高，同时热循环稳定性亦提高。

[0065] 在850‑870℃增加一次短时保温，是因为碳化物的形态对张减径辊的韧性和抗热裂性能具有很大影响。在张减径辊铸造过程中，采用了孕育变质处理，由于增加了多个形核
质点核心，网状亚共晶碳化物被分散，形成分散、断续的碳化物。但是这些小块状碳化物的
尖端会存在应力集中，成为裂纹的起源。本发明中，将张减径辊的坯料在850‑870℃保温20‑
25min，对具有尖端的小块状碳化物会有明显的球化效果；当碳化物呈弥散球状时，不会成
为裂纹的起源，同时，若有裂纹扩展至圆形碳化物，裂纹扩展会在此偏转，延长裂纹扩展路
径，消耗裂纹扩展能量，避免裂纹较快的扩展至辊面造成断辊。

[0066] 张减径工艺是荒管热变形工序，其主要作用是完成空心体不带芯棒的连轧过程，消除前道工序轧制过程中造成的外径不一，以提高热轧成品管的外径精度和圆度。这样的
工况，要求张减径辊具有较高的硬度，组织中不能出现较大尺寸的软点，因此，其基体组织
需控制为马氏体，并避免珠光体的产生。试验结果表明，淬火冷却速度控制方面，冷速在3‑5
℃/s时可获得马氏体组织，并避免珠光体的产生。

[0067] 步骤(2‑4)为回火工艺，与传统高铬铸铁回火工艺相比，步骤(2‑4)中采用了高温回火工艺，一方面，前述较高的淬火工艺需配合较高的回火工艺；另一方面，从提高张减径
辊抗热裂纹扩展能力角度考虑，将回火温度控制在500‑600℃之间，回火保温时间控制在
120min内；这是因为，本发明中的高铬铸铁的微观组织和性能在热疲劳过程中有较大变化，
因此，热循环稳定性对热疲劳裂纹的产生和扩展有较大影响；要获得优异的热循环稳定性，
需通过热处理工艺设计，使张减径辊的组织和性能能够在冷热循环过程中保持稳定，这主
要是提高张减径辊在循环温度条件下的抗回火性能。因此，较高的抗回火性能要求和高的
淬火温度均决定需要较高的回火温度；同时，试验表明，该张减径辊中MC型碳化物在500‑
600℃以上高温回火冷却过程中析出，弥散度大，产生二次硬化效应，增加硬度与耐磨性，提
高回火稳定性。M7C3型碳化物需高温回火时才析出，增加其热稳定性；M23C6在400‑500℃以上
回火温度，可由被Cr饱和的Fe3C转变而来，它不易聚集长大，析出可使回火硬度略有增加。
当回火温度高于600℃时，会造成张减径辊最终硬度较低，当回火温度低于500℃时，析出碳
化物数量不足，会造成张减径辊强度不足；因此，需保证该回火温度在500‑600℃之间，回火
保温时间控制在120min内，以保证张减径辊硬度满足要求的同时，具有较高的强度和韧性。

[0068] 本发明所述张减径辊的常温硬度≥52HRC，抗拉强度≥750MPa，600℃时，硬度≥40HRC，抗拉强度≥550MPa。

[0069] 本发明的有益效果：

[0070] 本发明通过改进成分综合配比，调整热处理工艺，实现改进的高铬铸铁张减径辊的常温及高温力学性能的全面提升，其中高温强韧性、抗氧化性和抗热裂纹能力得到大幅
提升，张减径辊使用寿命得到有效延长，解决了张减径辊常在使用中期断裂、使用寿命短和
常出现环状轧痕的问题，提高生产效率，降低了生产成本。

附图说明

[0071] 图1为本发明所述的低成本高耐磨的张减径辊的热处理工艺步骤(1)的退火工艺曲线；

[0072] 图2为本发明所述的低成本高耐磨的张减径辊的热处理工艺步骤(2)的淬回火工艺曲线。

具体实施方式

[0073] 实施例1‑5

[0074] 根据本发明所设计的化学成分范围，采用感应炉熔炼、熔炼过程中实行孕育变质处理；在铸造后冷却过程中，在920℃时随炉保温3h进行退火工艺；以200℃/h的升温速度加
热，在600℃时，进行8min的均温保温；继续以200℃/h的升温速度升温，在800℃时，进行
8min的均温保温；在1010℃淬火，保温30min，随炉冷却至850℃，保温25min，之后吹氮气冷
却，控制冷却速度为5℃/s，冷却到300℃以下，出炉空冷至室温，及时(2‑3h内)回火。回火：
以200℃/h的升温速度加热，在550℃回火保温120min；随炉冷却至200℃，出炉空冷至室温。
最后一步的回火工艺重复进行1次，制备了本发明的张减径辊。实施例1‑5的张减径辊材料
的具体化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免杂质；其常温力学性能如表2所示。

[0075] 表1实施例1‑5的成分配比单位：重量百分比

[0076]实施 C Si Mn Cr Mo V W Re N
例1 2.1 0.18 0.4 14 0.4 1.6 2.2 0.16 0.12
2 2.1 0.20 0.4 15 0.4 2.0 2.4 0.20 0.16
3 2.4 0.27 0.5 17 0.6 2.4 2.5 0.22 0.18
4 2.6 0.30 0.5 19 0.6 2.6 2.6 0.26 0.22
5 2.8 0.36 0.6 20 0.8 3.2 2.8 0.28 0.25

[0077] 各实施例中碳化物含量满足：w(碳化物)＝12.8w(C)+0.58w(Cr)+0.46w(W)+0.28w(V)‑28.6。

[0078] 表2实施例1‑5的常温(20℃)力学性能

[0079]

[0080]

[0081] 另外，本发明还测试了高温500℃下的洛氏硬度HRC，本发明实施例1‑5的平均值为42，而球墨铸铁的高温洛氏硬度HRC为38。

[0082] 之后将该材质做成无缝钢管张减径辊，分别试验轧制不同的钢种，其平均单次上机平均磨损量如表3所示。本发明实施例5中改进的高铬铸铁材质张减径辊在轧制低合金钢
管时，单次上机平均磨损量0.64mm比现有技术中的球墨铸铁材质磨损量3.46mm降低了约5
倍。轧制高合金钢管时，改进的高铬铸铁材质张减径辊单次上机平均磨损量0.54mm比原球
墨铸铁材质磨损量1.5mm降低了约3倍。

[0083] 表3本发明材质与球墨铸铁单次上机平均磨损量对比表

[0084]

[0085] 上述实施例中作为对比的球墨铸铁张减径辊的化学成分的质量分数如下表4所示，其余为Fe及不可避免的杂质。

[0086] 表4球墨铸铁成分配比单位：重量百分比

[0087]元素 C Si Mn P S Cr Ni Mo Mg
含量 3.14 2.36 0.50 0.033 0.001 0.40 2.07 0.48 0.074

[0088] 所述球墨铸铁张减径辊详细的铸造方法包括如下步骤：

[0089] (1)按设计需求严格控制原铁液化学成分；

[0090] (2)浇注时以稍高温度出炉，以补偿孕育、球化处理时温度损失；

[0091] (3)孕育、球化处理；

[0092] (4)静态铸铁，确保顺序凝固；

[0093] (5)热处理；采用铸造辊坯出炉冷却至室温，再入炉重新加热去应力退火、淬火、回火：

[0094] (5‑1)退火：退火主要目的是消除铸造应力，采用温度为560‑620℃，随炉冷却至300℃后，出炉空冷；

[0095] (5‑2)等温淬火：等温淬火目的为获得下贝氏体和少量残余奥氏体为基体的组织，采用完全奥氏体化等温淬火，即铸件加热至860‑920℃，适当保温并迅速放入250‑350℃的
盐浴炉中进行0.5‑1h的等温处理，然后取出空冷；

[0096] (5‑3)回火：在500‑600℃回火处理2‑6小时，随炉冷却至300℃时，出炉空冷。