本发明涉及一种合金高速钢材料，尤其涉及一种离心铸造高硼高速钢。
背景技术：
高速钢轧辊具有较好的热稳定性，良好的淬透性、耐磨性等优点，被广泛应用于热轧带钢、冷轧带钢和高速线材轧机等。但是高速钢轧辊含有较多的钨、钼、钒、钴、铌等价格昂贵的合金元素，增加了生产成本，导致市场竞争力差；易偏析、晶界龟裂和磨削加工困难等缺点限制其更好的推广。
在资源日益枯竭的背景下，用低合金高速钢代替高合金高速钢，用廉价合金元素部分取代昂贵的合金元素，成为了高速钢轧辊材质发展的趋势。我国硼含量丰富，而铌、钴资源短缺，采用离心铸造方法制备高硼高速钢轧辊，可以减少贵重合金元素的加入量，降低轧辊的生产成本，还能有效提高轧辊的使用性能。
技术实现要素：
本发明的目的是为了改善高速钢轧辊的硬度及冲击韧性，设计了一种离心铸造高硼高速钢。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：
离心铸造高硼高速钢的制备原料包括：高硼高速钢的化学成分（质量分数，%）为C0.5，B1.2，W0.9，Mo1.3，V0.8，Cr4.8，Si＜0.8，Mn＜0.8，Fe为余量。
离心铸造高硼高速钢的制备步骤为：采用100kg中频感应炉熔炼，先加入废钢、生铁、铬铁、钨铁、钼铁，待炉料熔清后，加入钒铁，当温度达到1500℃左右时，经造渣，扒渣，加入0.15%铝进行终脱氧，最后加入硼铁合金。硼铁偏析严重，使用时采用多块硼铁破碎，且硼铁加入前需在300℃的温度下烘烤约1h。铁液出炉温度为l550℃左右，浇注温度为1450-1480℃，离心机转速为1000-1050r/min，采用锆英粉涂料，金属模具预热温度为200℃，采用空冷方式制备出外径为200mm、内径为120mm、高为150mm的辊环。
离心铸造高硼高速钢的检测步骤为：金相试样制备采用常规方法，用4%的硝酸酒精浸蚀，借助Image J图像分析软件对硼碳化物硬质相进行体积分数计算和分析；借助Leica光学金相显微镜、S-3400N扫描电子显微镜观察显微组织，能谱仪(EDS)对硼碳化物硬质相和基体进行能谱分析；利用直读光谱仪测量不同径向处合金元素的含量；X射线衍射仪(XRD)对高硼高速钢辊环试样铸态和热处理后的物相进行定性分析，具体参数为：Cu-Kα辐射，管流200mA，管压40kV，扫描速度1。/min，10。-90。耦合连续扫描，步进0.02。。
所述的离心铸造高硼高速钢，铸态高硼高速钢辊环组织由马氏体、少量残余奥氏体和硼碳化物组成；硼碳化物由M2(B,C)，(W,Mo)2(B,C)，M3(B,C)以及M23(B,C)6组成，沿晶界呈连续网状分布。
所述的离心铸造高硼高速钢，快速冷却下，合金元素在辊环径向上无偏析。由于冷却速度沿径向变化，硼碳化物的体积分数沿径向距离的增加而递增，并呈现出减缓的趋势。
所述的离心铸造高硼高速钢，经1050℃水淬加525℃回火后，共晶硼碳化物形态和分布并没有变化；部分二次硼碳化物溶解，局部出现断裂现象，硼碳化物类型没有发生变化。淬火后，基体中出现细小、弥散的二次析出物，回火后数量明显增加。热处理后，材料硬度提高，达到60.8HRC，冲击韧性可达到8.4J/cm2。
本发明的有益效果是：
设计一种硼含量1.0%-1.5%、碳含量0.3%-0.6%的高硼高速钢，采用离心铸造工艺生产辊环，热处理后，硬度达到60.8HRC，冲击韧性可达到8.4J/cm2。能够有效地提升其力学性能，为离心铸造高硼高速钢复合轧辊生产奠定基础。
具体实施方式
实施案例1：
离心铸造高硼高速钢的制备原料包括：高硼高速钢的化学成分（质量分数，%）为C0.5，B1.2，W0.9，Mo1.3，V0.8，Cr4.8，Si＜0.8，Mn＜0.8，Fe为余量。离心铸造高硼高速钢的制备步骤为：采用100kg中频感应炉熔炼，先加入废钢、生铁、铬铁、钨铁、钼铁，待炉料熔清后，加入钒铁，当温度达到1500℃左右时，经造渣，扒渣，加入0.15%铝进行终脱氧，最后加入硼铁合金。硼铁偏析严重，使用时采用多块硼铁破碎，且硼铁加入前需在300℃的温度下烘烤约1h。铁液出炉温度为l550℃左右，浇注温度为1450-1480℃，离心机转速为1000-1050r/min，采用锆英粉涂料，金属模具预热温度为200℃，采用空冷方式制备出外径为200mm、内径为120mm、高为150mm的辊环。离心铸造高硼高速钢的检测步骤为：金相试样制备采用常规方法，用4%的硝酸酒精浸蚀，借助Image J图像分析软件对硼碳化物硬质相进行体积分数计算和分析；借助Leica光学金相显微镜、S-3400N扫描电子显微镜观察显微组织，能谱仪(EDS)对硼碳化物硬质相和基体进行能谱分析；利用直读光谱仪测量不同径向处合金元素的含量；X射线衍射仪(XRD)对高硼高速钢辊环试样铸态和热处理后的物相进行定性分析，具体参数为：Cu-Kα辐射，管流200mA，管压40kV，扫描速度1。/min，10。-90。耦合连续扫描，步进0.02。。
实施案例2：
含硼量高的合金在凝固过程中，首先从液相析出初晶γ相，而B、Cr、W等元素在1相中的分配系数小于1，硼在γ相中的最大固溶度为0.02%，使得多余的B原子和合金元素在晶界聚集，形成高硬度和热稳定性好的硼化物。另外，硼能在碳化物中置换碳而大量固溶，成为含硼碳化物。由于硼化物的形成，使剩余液相中的碳的相对含量增加，并且离心铸造冷却速度快，Cr、Mo、W等合金元素降低了Ms点，增加了马氏体形成的倾向，因此初生奥氏体在随后的冷却过程中主要转变成马氏体，未转变的部分则以残留奥氏体的形式存在。
实施案例3：
高硼高速钢辊环组织由树枝状基体和硼碳化物硬质相组成。硼碳化物主要以鱼骨状、筛网状和块状形式沿晶界分布，将基体割裂开。共晶硼碳化物以鱼骨状和筛网状的形式存在，二次硼碳化物以块状、片状形式存在晶界处。由于硼在奥氏体中最大溶解度为0.02%，随着温度的下降，硼的溶解度降低，基体中析出了二次硼碳化物，呈白色点状分布在基体中。高硼高速钢辊环试样的基体组织由马氏体和少量残余奥氏体组成，硼碳化物是由M2(B,C)，(W,Mo)2(B,C)，M3(B,C)以及M23(B,C)6组成，M代表融入硼碳化物中的合金元素如Fe、Cr、W、Mo等合金元素。鱼骨状组织中Cr含量较高，而W、Mo含量较低；筛网状组织中，Cr含量减少，而W、Mo含量增加；有少量白色片状的硼碳化物组织存在网状边界和晶界处，其中W、Mo合金元素含量较高，该组织物相为(W,Mo)2(B,C)。
实施案例4：
高速钢中合金元素及其所形成的碳化物密度差大，由于离心力的作用，高速钢轧辊易产生偏析。铬元素和金属液体密度相近，偏析不明显，主要是MC型碳化物的偏析，而MC型碳化物主要是一次结晶Vc、Wc的偏析。离心铸造高硼高速钢辊环中合金元素在高硼高速钢辊环径向上几乎不存在偏析现象，主要原因是采用金属模具，冷却速度快；辊环质量轻，厚度小，凝固速度快；另外，W、Mo、V元素含量低，部分溶于基体中，剩余部分与硼、碳形成高硬度的硼碳化物，并没有结晶生成易偏析的MC型碳化物。
实施案例5：
结晶冷却速度对高硼合金的凝固组织有着明显的影响，离心铸造采用金属模具，辊环外层的冷却速度大，并沿着径向逐渐降低。随着距辊环表面距离的增加，硼碳化物硬质相的体积分数明显增加，并且有逐渐变缓的趋势。辊环内层组织中鱼骨状和蜂窝状的硼碳化物数量明显高于外层，并且鱼骨的片间距大于外层的，硼碳化物团簇尺寸也较大。内层共晶产物中合金元素的含量都高于外层共晶产物的含量，这是由于辊环内层冷却速度小，凝固速度慢，合金元素充分扩散和析出，增大了在最后凝固的熔体中的相对含量，从而增加了共晶产物的数量。而辊环外层冷却速度快，熔体的过冷度大，硼碳化物的形核率增大，致使硼碳化物团簇尺寸减小；另外冷却速度增加抑制了固溶硼在冷却过程中向晶界非平衡偏聚的发展，减轻了硼由晶界向晶内排挤碳，使基体中心部分的碳浓度降低，减少了二次硼碳化物的析出量，因此辊环外层比内层的硬质相体积分数少。内外层硼碳化物形态和体积分数的不同，并不是由合金元素偏析而造成的，而是因为辊环内外层的冷却速度不同而导致的。
实施案例6：
在950-1050℃范围内淬火，随着淬火温度的升高，硬度逐渐增加。奥氏体化提高了W、Mo、Cr等合金元素在基体中的溶解度，水淬后形成过饱和固溶体，起到了固溶强化的作用，使材料的硬度升高；当超过1050℃时，硬度呈现下降的趋势，是因为淬火温度过高提高了合金元素和碳在基体中的溶解度，增加了高温奥氏体的稳定性，使淬火组织中残留奥氏体增多，致使材料硬度降低。随着回火温度的升高，高硼高速钢的冲击韧性逐渐增加，可达到8.4J/cm2；在400-500℃范围内回火，随着回火温度的升高，硬度也在逐渐增加，可达到60.8HRC；当超过500℃时，由于材料在高温下回火，促使高硬度的马氏体进一步分解，二次相析出物聚集长大，弥散强化效果减弱，因此回火硬度呈现降低的趋势。