高耐磨表面硬化型熱軋盤條及其生產方法與流程
2023-05-11 10:57:26
本發明涉及一種盤條及其生產方法，尤其是一種高耐磨表面硬化型16MnCr5熱軋盤條及其生產方法。
背景技術：
汽車表面耐磨零部件是汽車的基礎零件，通常需要經過表面滲碳、滲氮等表面硬化處理。長期以來，我國機械行業中合金滲碳鋼多以20CrMnTi為主，遠不能滿足各種工業製造領域滲碳件的要求。近年來，隨汽車工業的發展，引進和開發了許多新型的合金滲碳齒輪鋼，按照合金系列分類有Cr系、Cr-Mn系、Cr-Mo系及Cr-Ni-Mo系等。國內研發新一代高級齒輪鋼是目前鋼鐵企業研發高端產品的必然趨勢。
中國專利CN201080002424.1公開了一種表面硬化鋼、滲碳部件及表面硬化鋼的製造方法，其成分控制中通過Ti、Nb的碳氮化物彌散析出的作用，達到細化晶粒的作用；此外，還進一步含有Cr、Mo、Ni、V、B中的1種或2種以上。這種表面硬化鋼的合金元素設計複雜，Ti、Nb的添加造成生產成本較高；組織控制要求貝氏體含量低於30%，貝氏體會對冷鐓塑性產生不利影響，控制水平較低，缺乏普適性。中國專利CN200610064138.3公開了一種經滲碳處理的機器零件，其通過加工表面硬化鋼並通過真空滲碳進行滲碳處理製得；其所用表面硬化鋼的成分要求包含一定的Ti、Mo、B，另外Pb、Bi、Ca中的一種或者多種。該表面硬化鋼的成分設計複雜，成本較高。中國專利CN200980100886.4公開了一種表面硬化用機械結構用鋼及機械結構鋼部件，其主要特點是採用的中碳合金鋼添加了形成硬質相的W元素，某些機械結構部件還要求添加Ti、Mo、Nb、Zr等合金元素，以達到軟氮化的要求。該中碳合金鋼中碳含量較高，塑韌性相對低碳合金鋼較差；因此冷鐓變形量較差，無法製作變形複雜的異形件，用途較窄。
上述現有技術中，鋼種化學成分均添加了貴重金屬，或者特殊表面熱處理等方法，以達到表面耐磨的目的，生產成本較高；某些方法由於C含量較高，降低了材料的切削性能，對冷鐓塑性變形能力也有不利的影響。
技術實現要素：
本發明要解決的技術問題是提供一種低成本、高性能的高耐磨表面硬化型熱軋盤條；本發明還提供了一種高耐磨表面硬化型熱軋盤條的生產方法。
為解決上述技術問題，本發明成分的重量百分比為：C 0.10～0.25%，Si 0.01～0.20%，Mn 1.10～1.50%，Cr 0.90～1.20%，Al 0.02～0.10%，P≤0.015%，S 0.010～0.050%，Cu≤0.5%，N 0.0030～0.0120%，O≤0.0015%，其餘為Fe和不可避免的雜質元素。
本發明所述熱軋盤條的組織為鐵素體＋珠光體。
本發明所述熱軋盤條中鐵素體晶粒度為7～8級，非金屬夾雜物A/B/C/D類均不超過1.0級。
本發明的成分設計原理如下：
氧含量：氧含量的高低對鋼材耐磨性的影響主要是純淨度方面，嚴重影響齒輪表面硬化鋼的疲勞壽命，降低接觸疲勞強度。氧元素在鋼中的溶解度非常小，幾乎全部以氧化物夾雜的形式存在於鋼中，如FeO、Al2O3、SiO2、MnO、CaO、MgO等。在實際生產中，多通過降低鋼中的氧含量來控制夾雜物的水平，從而改善其疲勞性能。對於具有回火索氏體組織的調質鋼，氧含量對其疲勞性能有顯著影響，並且強度水平越高，這種影響越顯著。因此對耐磨性要求高的鋼材進行脫氣精煉是必須的環節，且氧含量控制越低越好。
非金屬夾雜物：非金屬夾雜物破壞了鋼的基體的連續性，在靜載荷和動載荷的作用下，往往成為裂紋的起點。減小內部夾雜物的尺寸能夠顯著地提高高強度鋼的疲勞強度。對高強度鋼的高周特別是超高周疲勞而言，疲勞斷裂服役周期的絕大部分消耗於亞表面疲勞裂紋的萌生。當夾雜物小到一定尺寸（臨界夾雜尺寸）時，疲勞裂紋將不再從該處萌生，而從表面基體或內部基體缺陷處萌生，即可克服由夾雜物引起的疲勞斷裂。在一定的應力下，鋼中夾雜物的尺寸與其疲勞壽命具有良好的相關性，細化鋼中夾雜物可以有效地推遲疲勞裂紋的萌生，進而提高疲勞壽命和疲勞強度。
晶粒度：在高溫長時間滲碳過程，晶粒不可避免地表現出長大傾向，細小均勻的奧氏體晶粒可以穩定末端淬透性，減小熱處理變形，提高滲碳鋼的脆斷能力，並且對零件的強度、韌性均有特殊貢獻，特別是對提高齒輪用途的表面硬化鋼的斷裂韌性，增強齒輪的脆斷抗力具有重要意義。目前我國齒輪鋼的奧氏體晶粒度級別一般要求細於或等於5級。而日本特別強調滲碳齒輪表面硬化鋼的晶粒度應不低於6級。但考慮到晶粒尺寸過於細小會降低材料的淬透性，因此晶粒度以7～8級為宜。
碳：是影響鋼材冷鐓塑性變形的最重要元素。含碳量越高，鋼的強度越高，而塑形越低。實踐證明，含碳量每提高0.1%，其屈服強度約提高27.4MPa；抗拉強度提高58.8～74.4MPa；而伸長率則降低4.3%，斷面收縮率降低7.3%。控制C含量0.10～0.25%，可以保證足夠的塑性能力，同時保持一定的強度。
錳：Mn和Fe形成固溶體，提高鋼中鐵素體硬度和強度；同時又是碳化物形成元素，進入滲碳體中取代一部分鐵原子。錳在鋼中由於降低臨界轉變溫度，起到細化珠光體的作用，也間接地起到提高珠光體鋼強度的作用。錳穩定奧氏體組織的能力僅次於鎳，也強烈增加鋼的淬透性，這對表面硬化鋼要求的淬透能力是有利的。但是，錳有增加鋼晶粒粗化的傾向和回火脆性敏感性。若冶煉澆注或者鍛軋冷卻不當，容易使鋼產生白點。綜合考慮，控制Mn含量水平1.10～1.50%。
鉻：在調質鋼中，鉻的主要作用是提高淬透性，使鋼經淬火回火後具有較好的綜合力學性能。含鉻鋼的零件經研磨容易獲得較高的表面加工質量。在滲碳型表面硬化鋼中還可以形成含鉻的碳化物，從而提高材料表面的耐磨性。綜上所述，從保證淬透性與滲碳後獲得耐磨性的方面考慮，使鉻含量控制在0.90～1.20%，效果較好。
矽：經驗表明，含矽量超過0.20%且含碳量較高時，對冷鐓塑形降低有很大的影響。鋼中含矽量超過0.15%時，使鋼形成非金屬夾雜物增多。因此，除了產品有高強度性能要求外，冷鐓鋼總是儘量要求減少矽的含量。因此，矽元素應當控制在較低的水平0.01～0.20%，以適當提高淬透性，又不至於過度降低材料的塑性變形能力。
硫：在鋼中偏析嚴重，惡化鋼的質量，在高溫下，降低鋼的塑性，是一種有害元素，它以熔點較低的FeS的形式存在。鋼在1100～1200℃進行軋制時，晶界上的FeS就將熔化，大大削弱了晶粒之間的結合力，導致鋼的熱脆現象。但表面硬化鋼的零部件往往需要切削加工，為了提高鋼材的切削性能，控制硫含量0.010～0.050%。以獲得良好的表面質量，降低工具的磨損。
磷：磷有固溶強化作用，能提高鋼的強度和硬度，但會急劇降低鋼的衝擊韌性，磷會在晶界處積聚，形成嚴重的偏析，造成回火脆性，其含量嚴格控制在≤0.015%的水平。
鋁：主要用來脫氧和細化晶粒。在滲氮型表面硬化鋼中促使形成堅硬耐蝕的滲氮層。能抑制低碳鋼的時效，提高鋼在低溫下的韌性。鋁在鋼中固溶強化作用大，提高滲碳鋼的耐磨性、疲勞強度及心部力學性能。在鐵素體及珠光體鋼中，鋁含量較高時，給冶煉、澆鑄等方面帶來若干困難。使鋁含量保持在0.02～0.10%，效果較好。
氧：表面硬化鋼耐磨零部件，要求具備良好的表面耐磨性能，需對B、D類夾雜進行嚴格控制，B、D類夾雜對使用性能有嚴重影響，即氧化物及脆性夾雜應予以控制，氧元素在鋼中的溶解度非常小，幾乎全部以氧化物夾雜的形式存在於鋼中，影響材料的疲勞壽命，降低接觸疲勞強度。所以氧含量是評價夾雜物的重要方面，因此[O]≤0.0015%是本設計鋼適宜的含量。
氮：可與鋁形成AlN，分布在晶界位置，在滲碳滲氮高溫處理過程，可以防止奧氏體晶粒過度粗化，達到細化晶粒的目的。但是氮含量過高易造成加工硬化率偏大。本發明的鋼中氮含量保持在0.0030～0.0120%。
本發明方法包括煉鋼、開坯、緩冷、軋制和冷卻工序；所述煉鋼工序，轉爐冶煉後經LF爐和RH真空精煉，然後澆注得到連鑄坯；所述連鑄坯成分的重量百分比如上所述。
本發明方法所述緩冷工序中，緩冷時間為48～72小時。
本發明方法所述軋制工序：均熱溫度1080～1130℃，精軋開始溫度900～940℃，吐絲溫度840～860℃。
本發明方法所述煉鋼工序：鋼水恆拉速澆注成大方坯，中間包過熱度控制在15～30℃，拉坯速度為0.5～0.75m/min；採用凝固末端動態輕壓下工藝，總壓下量12mm，壓下道次4～6道，道次壓下量2～4mm；所得連鑄坯的中心C偏析指數≤1.06。
本發明方法所述開坯工序：連鑄坯進行加熱，控制均熱溫度為1150～1200℃。
本發明方法所述冷卻工序：採用斯太爾摩冷卻線進行冷卻，關閉斯太爾摩風冷線的風機，輥道速度為0.75～1.00m/s。
採用上述技術方案所產生的有益效果在於：本發明通過成分設計，在不添加貴重合金元素情況下有效地提升了耐磨指數；本發明碳含量較低，使之具有良好的塑性變形能力；本發明具有良好的淬透性和切削性，尤其適用於φ20mm以上較大截面零件，熱處理後能得到高的表面硬度和耐磨性。本發明可滿足汽車、工程機械等用零部件對於耐磨、切削加工、表面滲碳氮處理、冷鐓變形量大等綜合性能的要求，高溫滲碳滲氮過程防止晶粒粗化，滿足冷鐓大變形量以及切削的綜合使用要求；經滲碳、氮淬火等表面處理之後，主要用於製造發動機氣門挺柱、齒輪、渦輪、密封軸套等零部件。
本發明方法得到的熱軋組織為鐵素體+珠光體，一方面是由於成分的設計，另一方面則是控軋控冷的作用。機理是，軋制前鋼坯進行緩冷處理，以獲得表面和心部的均勻一致性，避免鋼坯出現表面裂紋；在奧氏體區下限附近完成軋制後，保持較低的冷卻速度，避免出現貝氏體等硬相組織；鐵素體相的硬度低，塑性良好，利於大變形量的冷鐓；在高速軋機上採用微低溫軋制，達到細化晶粒的目的，7～8級，為高溫滲碳滲氮做好組織準備，同時，晶粒尺寸又不過度細小，防止出現不利於淬火方面的問題。
附圖說明
下面結合附圖和具體實施方式對本發明作進一步詳細的說明。
圖1是本發明實施例1所得熱軋盤條的金相組織形貌圖（100μm）；
圖2是本發明實施例1所得熱軋盤條的金相組織形貌圖（20μm）。
具體實施方式
表面耐磨零部件對氧的要求極高，氧對鋼材的影響主要是純淨度方面，氧元素嚴重影響齒輪表面硬化鋼的疲勞壽命。日本曾對此作過對比試驗，當氧含量從2.5×10-5降至1.0×10-5時，齒輪的接觸疲勞壽命可提高四倍。氧含量從2.8×10-5降至1.8×10-5時，齒輪接觸疲勞強度可提高27%；SCM420H鋼的氧含量從4.5×10-5降至2.0×10-5時，接觸疲勞強度可提高47%。20CrMnTi鋼採用一般電爐和爐外精煉兩種冶金方法，氧含量從2.3×10-4降至1.3×10-5，齒輪彎曲疲勞強度提高了119%，接觸疲勞強度提高了143%，因此對齒輪鋼進行脫氣精煉是必須的環節。當前GB/8539對齒輪鋼的氧含量要求是小於2.0×10-5。
表面耐磨零部件還受到非金屬夾雜物的影響，鋼中往往存在FeS、MnS、矽酸鹽、氮化物及磷化物等。這些非金屬夾雜物破壞了鋼的基體的連續性，在靜載荷和動載荷的作用下，往往成為裂紋的起點。它的性質、大小、數量及分布的狀態不同程度的影響著鋼的各種性能，尤其對鋼的塑形、韌性、疲勞強度和腐蝕性能等危害很大。因此，應當嚴格控制鋼材的非金屬夾雜物的級別。
還有一點降低接觸疲勞強度的因素是晶粒度，在高溫長時間滲碳過程，晶粒不可避免地表現出長大傾向，細小均勻的奧氏體晶粒可以穩定末端淬透性，減小熱處理變形，提高滲碳鋼的脆斷能力，並且對零件的強度、韌性均有特殊貢獻，特別是對提高齒輪用途的表面硬化鋼的斷裂韌性，增強齒輪的脆斷抗力具有重要意義。目前我國齒輪鋼的奧氏體晶粒度級別一般要求細於或等於5級。而日本特別強調滲碳齒輪表面硬化鋼的晶粒度應不低於6級。但考慮到晶粒尺寸過於細小會降低材料的淬透性，因此晶粒度以7～8級為宜。
綜上所述，本高耐磨表面硬化型熱軋盤條採用下述成分配比以及生產方法：
1、成分的重量百分比為：C 0.10～0.25%，Si 0.01～0.20%，Mn 1.10～1.50%，Cr 0.90～1.20%，Al 0.02～0.10%，P≤0.015%，S 0.010～0.050%，Cu≤0.5%，N 0.0030～0.0120%，O≤0.0015%，其餘為Fe和不可避免的雜質元素。組織為鐵素體＋珠光體，鐵素體晶粒度為7～8級。規格範圍φ5.5～φ38mm。
2、生產方法：（1）煉鋼工序：轉爐冶煉後經LF爐和RH真空精煉處理，鋼水軟吹前餵鈣線對鋼中夾雜物進行變性處理。經處理好的鋼水澆注成端面尺寸為280mm×325mm大方坯，中間包過熱度控制15～30℃，恆拉速澆注，拉坯速度控制在0.5～0.75m/min，採用凝固末端動態輕壓下工藝，鑄坯總壓下量12mm，壓下道次4～6道，道次壓下量2～4mm，鑄坯中心C偏析指數≤1.06，連鑄坯緩冷處理。
（2）開坯工序：連鑄坯進行加熱，控制均熱溫度1150～1200℃，採用8道次方形孔型軋制至160×160mm方坯，即熱軋鋼坯。
（3）緩冷工序：熱軋鋼坯進行緩冷48～72h，然後進行表面全修磨處理。
（4）軋制工序：均熱溫度1080～1130℃，控制軋制速度80～100m/s，將除磷後的熱軋鋼坯進行28道次軋制，6架減定徑，精軋機組進口溫度為900～940℃，吐絲溫度為840～860℃。
（5）冷卻工序：進入斯太爾摩冷卻線，關閉斯太爾摩風冷線風機關閉，調節輥道速度0.75～1.00m/s，即可得到所述的熱軋盤條。
本方法利用現有設備生產，不添加Ti、Nb、Mo、Ni等貴重合金元素，從成分設計方面可以降低生產成本。採用轉爐→LF爐→RH爐真空脫氣冶煉工藝，保證最低的氧含量。大方坯澆注為280×325mm端面的連鑄坯，並採用緩冷、開坯工藝，以減少表面裂紋缺陷，為冷鐓塑性變形提供有利條件。合適的控冷控軋工藝與低C控制，得到熱軋盤條金相組織為鐵素體+珠光體，鐵素體晶粒度級，結合合金元素的調整以保證表面滲碳、氮過程仍保持較小的晶粒尺寸，防止熱處理變形。按照《鋼中非金屬夾雜物含量的測定 標準評級圖顯微檢驗法10561》檢驗，非金屬夾雜物A/B/C/D類均不超過1.0級，最大程度降低夾雜物對材料耐磨性造成的負面影響。熱軋盤條具有良好的淬透性和切削性，尤其適用於φ20mm以上較大截面零件，熱處理後能得到高的表面硬度和耐磨性。本方法所得熱軋盤條的氧含量低於0.0010%，低的氧含量是提高鋼材純淨度的關鍵措施，能輔助減少夾雜物含量；晶粒度達到7～8級範圍，結合合金元素的作用，既可以適用於高溫滲碳氮處理，又不至於晶粒過於細化而降低淬透性；非金屬夾雜物A/B/C/D類均不超過1.0級細小夾雜物水平，是零部件獲得高耐磨性的重要保證；金相組織為鐵素體＋珠光體，且碳含量低，可以獲得良好的塑性變形能力，冷頂鍛達到1/3及以上合格。
實施例1：本高耐磨表面硬化型熱軋盤條的具體生產工藝如下所述。
（1）煉鋼工序：轉爐冶煉後經LF爐和RH真空精煉處理，中間包過熱度控制20～30℃，拉坯速度控制在0.72m/min；採用凝固末端動態輕壓下工藝，鑄坯總壓下量12mm，壓下道次6道，道次壓下量2mm，鑄坯中心C偏析指數≤1.06，連鑄坯緩冷處理。所得連鑄坯成分的重量百分比為：C 0.12%，Si 0.10%，Mn 1.38%，Cr 1.18%，Al 0.03%，P 0.010%，S 0.018%，Cu 0.02%，[N] 0.0060%，[O] 0.0008%，其餘為Fe和不可避免的雜質元素。
（2）開坯和緩冷工序：控制均熱溫度1170℃；緩冷60h。
（3）軋制和冷卻工序：均熱溫度1090℃，軋制速度95m/s，精軋機組進口溫度為910℃，吐絲溫度為850℃；調節斯太爾摩風冷線的輥道速度0.85m/s。
本實施例所得φ14mm熱軋盤條的金相組織和冷頂鍛性能見表1，非金屬夾雜物水平見表2，硬度值見表3。圖1、2為本實施例所得熱軋盤條的金相組織形貌圖，由圖可見，其金相組織為鐵素體＋珠光體。
實施例2：本高耐磨表面硬化型熱軋盤條的具體生產工藝如下所述。
（1）煉鋼工序：轉爐冶煉後經LF爐和RH真空精煉處理，中間包過熱度控制20～30℃，拉坯速度控制在0.5m/min；採用凝固末端動態輕壓下工藝，鑄坯總壓下量12mm，壓下道次4道，道次壓下量3mm，鑄坯中心C偏析指數≤1.06，連鑄坯緩冷處理。所得連鑄坯成分的重量百分比為：C 0.22%，Si 0.05%，Mn 1.15%，Cr 1.10%，Al 0.080%，P 0.011%，S 0.041%，Cu 0.02%，[N] 0.0105%，[O] 0.0006%，其餘為Fe和不可避免的雜質元素。
（2）開坯和緩冷工序：控制均熱溫度1190℃；緩冷72h。
（3）軋制和冷卻工序：均熱溫度1120℃，軋制速度85m/s，精軋機組進口溫度為930℃，吐絲溫度為860℃；調節斯太爾摩風冷線的輥道速度0.75m/s。
本實施例所得φ28mm熱軋盤條的金相組織和冷頂鍛性能見表1，非金屬夾雜物水平見表2，硬度值見表3。
實施例3：本高耐磨表面硬化型熱軋盤條的具體生產工藝如下所述。
（1）煉鋼工序：轉爐冶煉後經LF爐和RH真空精煉處理，中間包過熱度控制15～25℃，拉坯速度控制在0.6m/min；採用凝固末端動態輕壓下工藝，鑄坯總壓下量12mm，壓下道次5道，道次壓下量2.4mm，鑄坯中心C偏析指數≤1.06，連鑄坯緩冷處理。所得連鑄坯成分的重量百分比為：C 0.18%，Si 0.12%，Mn 1.25%，Cr 0.95%，Al 0.05%，P 0.008%，S 0.025%，Cu 0.01%，[N] 0.0040%，[O] 0.0009%，其餘為Fe和不可避免的雜質元素。
（2）開坯和緩冷工序：控制均熱溫度1160℃；緩冷60h。
（3）軋制和冷卻工序：均熱溫度1120℃，軋制速度90m/s，精軋機組進口溫度為920℃，吐絲溫度為840℃；調節斯太爾摩風冷線的輥道速度0.80m/s。
本實施例所得φ28mm熱軋盤條的金相組織和冷頂鍛性能見表1，非金屬夾雜物水平見表2，硬度值見表3。
實施例4：本高耐磨表面硬化型熱軋盤條的具體生產工藝如下所述。
（1）煉鋼工序：轉爐冶煉後經LF爐和RH真空精煉處理，中間包過熱度控制15～20℃，拉坯速度控制在0.75m/min；採用凝固末端動態輕壓下工藝，鑄坯總壓下量12mm，壓下道次5道，道次壓下量2.4mm，鑄坯中心C偏析指數≤1.06，連鑄坯緩冷處理。所得連鑄坯成分的重量百分比為：C 0.10%，Si 0.17%，Mn 1.50%，Cr 0.1.04%，Al 0.02%，P 0.012%，S 0.010%，Cu 0.34%，[N] 0.0120%，[O] 0.0013%，其餘為Fe和不可避免的雜質元素。
（2）開坯和緩冷工序：控制均熱溫度1150℃；緩冷67h。
（3）軋制和冷卻工序：均熱溫度1110℃，軋制速度80m/s，精軋機組進口溫度為900℃，吐絲溫度為845℃；調節斯太爾摩風冷線的輥道速度0.90m/s。
本實施例所得φ5.5mm熱軋盤條的金相組織和冷頂鍛性能見表1，非金屬夾雜物水平見表2，硬度值見表3。
實施例5：本高耐磨表面硬化型熱軋盤條的具體生產工藝如下所述。
（1）煉鋼工序：轉爐冶煉後經LF爐和RH真空精煉處理，中間包過熱度控制25～30℃，拉坯速度控制在0.7m/min；採用凝固末端動態輕壓下工藝，鑄坯總壓下量12mm，壓下道次4道，道次壓下量3mm，鑄坯中心C偏析指數≤1.06，連鑄坯緩冷處理。所得連鑄坯成分的重量百分比為：C 0.25%，Si 0.01%，Mn 1.42%，Cr 0.90%，Al 0.06%，P 0.015%，S 0.033%，Cu 0.50%，[N] 0.0090%，[O] 0.0015%，其餘為Fe和不可避免的雜質元素。
（2）開坯和緩冷工序：控制均熱溫度1180℃；緩冷48h。
（3）軋制和冷卻工序：均熱溫度1080℃，軋制速度90m/s，精軋機組進口溫度為910℃，吐絲溫度為850℃；調節斯太爾摩風冷線的輥道速度1.00m/s。
本實施例所得φ20mm熱軋盤條的金相組織和冷頂鍛性能見表1，非金屬夾雜物水平見表2，硬度值見表3。
實施例6：本高耐磨表面硬化型熱軋盤條的具體生產工藝如下所述。
（1）煉鋼工序：轉爐冶煉後經LF爐和RH真空精煉處理，中間包過熱度控制20～25℃，拉坯速度控制在0.65m/min；採用凝固末端動態輕壓下工藝，鑄坯總壓下量12mm，壓下道次4道，道次壓下量3mm，鑄坯中心C偏析指數≤1.06，連鑄坯緩冷處理。所得連鑄坯成分的重量百分比為：C 0.15%，Si 0.20%，Mn 1.32%，Cr 1.20%，Al 0.04%，P 0.012%，S 0.050%，Cu 0.16%，[N] 0.0030%，[O] 0.0010%，其餘為Fe和不可避免的雜質元素。
（2）開坯和緩冷工序：控制均熱溫度1200℃；緩冷55h。
（3）軋制和冷卻工序：均熱溫度1100℃，軋制速度100m/s，精軋機組進口溫度為930℃，吐絲溫度為855℃；調節斯太爾摩風冷線的輥道速度0.95m/s。
本實施例所得φ10mm熱軋盤條的金相組織和冷頂鍛性能見表1，非金屬夾雜物水平見表2，硬度值見表3。
實施例7：本高耐磨表面硬化型熱軋盤條的具體生產工藝如下所述。
（1）煉鋼工序：轉爐冶煉後經LF爐和RH真空精煉處理，中間包過熱度控制18～24℃，拉坯速度控制在0.55m/min；採用凝固末端動態輕壓下工藝，鑄坯總壓下量12mm，壓下道次4道，道次壓下量分別為4mm、4mm、2mm、2mm，鑄坯中心C偏析指數≤1.06，連鑄坯緩冷處理。所得連鑄坯成分的重量百分比為：C 0.23%，Si 0.08%，Mn 1.10%，Cr 1.08%，Al 0.10%，P 0.009%，S 0.030%，Cu 0.09%，[N] 0.0110%，[O] 0.0012%，其餘為Fe和不可避免的雜質元素。
（2）開坯和緩冷工序：控制均熱溫度1175℃；緩冷62h。
（3）軋制和冷卻工序：均熱溫度1130℃，軋制速度90m/s，精軋機組進口溫度為940℃，吐絲溫度為855℃；調節斯太爾摩風冷線的輥道速度0.85m/s。
本實施例所得φ38mm熱軋盤條的金相組織和冷頂鍛性能見表1，非金屬夾雜物水平見表2，硬度值見表3。
表1：各實施例的金相與冷頂鍛檢驗表
上述各實施例所得熱軋盤條的夾雜物水平如表2所示，A/B/C/D類均不超過1.0級，細小夾雜物水平是零部件獲得高耐磨性的重要保證。
表2：各實施例的非金屬夾雜物檢驗表
上述各實施例所得熱軋盤條的硬度值如表3所示。
表3：各實施例的硬度