1 燒結(jié)廠反擊式破碎機(jī)的AISI A2工具鋼打漿機(jī)頭的開(kāi)發(fā) 摘要 介紹了一臺(tái)沖擊式破碎機(jī)的工具鋼 AISI A2 打 漿機(jī)頭的故障分析 以及開(kāi)發(fā)合適的熱處理工藝以改善其性能 打手頭因其針孔位置的脆性斷 裂而過(guò)早失效 該研究包括目視檢查 斷層成像 化學(xué)分析 使用光學(xué)和掃描電子顯微鏡 SEM 表 征微結(jié)構(gòu) EDS 分析以及顯微硬度分布的 測(cè)定 使用SEM和EDS分析的微觀結(jié)構(gòu)表征揭示了馬氏體基體 中的大量連續(xù)的粗碳化物網(wǎng)狀物 它增加了硬度 64HRC 以及基體的不均勻性 如微觀硬度分布圖 所示 并降低了韌性 3J 因?yàn)榇痔蓟锞W(wǎng)絡(luò)非常硬且脆 在制造商方面 奧氏體化溫度和 熱處 理的回火溫度都較低 新推薦的熱處理導(dǎo)致較少量的不連續(xù)Cr 碳化物以及大量均勻分布在整個(gè)基體中的細(xì)小沉淀物 從而使硬度 59 HRC 和韌性 6 5 J 達(dá)到應(yīng)用所需的最佳組合 按照推薦的 熱處理工藝生產(chǎn) 的打漿機(jī)機(jī)頭表現(xiàn)出比以前更好的性能 壽 命增加4 倍 關(guān)鍵詞反擊式破碎機(jī) 錘子 AISI A2 工具鋼 網(wǎng)狀碳化物 脆性斷裂 韌性 熱處理 介紹 燒結(jié)礦被用作高爐煉鐵的原料 燒結(jié)是一種通過(guò)初期熔合將基礎(chǔ)混合物凝聚成多孔物質(zhì)的過(guò)程 基礎(chǔ)混合材料是通過(guò)按比例混合鐵礦粉 地面助熔劑材料 磨碎的焦炭粉和還原混合物 然后在堆場(chǎng) 中逐層堆積來(lái)制備的 基料混合原料的顆粒是燒結(jié)礦質(zhì)量的重要因素 通過(guò)在沖擊式破碎機(jī)中破碎 然后以適當(dāng)?shù)谋壤Y分和混合不同的顆粒來(lái)實(shí)現(xiàn)正確的造粒 在燒結(jié)礦中用作助熔劑的石灰石和純橄 欖石通過(guò)吊桿重新加熱輪回收 并送到三臺(tái)150 tph的 錘磨機(jī)中 稱(chēng)為初級(jí)破碎機(jī) 然后將它們送到二級(jí) 破碎機(jī) Hammer Mills 中 它們 被研磨成3 2 毫米的大小 粉碎后 將這 些材料篩分并儲(chǔ)存在配料箱中 該沖擊式破碎機(jī)廣泛用于粉碎石灰石 白云石和純橄欖石等原料 用于燒結(jié)配料的床上用品和混 合設(shè)備 它使用多個(gè)旋轉(zhuǎn)攪拌頭 錘子 通過(guò)撞擊固定在機(jī)器沖擊壁上的磨削襯套來(lái)粉碎原材料 1 打漿機(jī)頭在鋸齒形周向排列的攪拌臂幫助下連接到轉(zhuǎn)子軸 圖1 通過(guò)調(diào)整旋轉(zhuǎn)錘頭與沖擊壁之間的 距離 可以改變破碎機(jī)的顆粒產(chǎn)品的細(xì)度 圖1 a 沖擊式破碎機(jī) 顯示了轉(zhuǎn)子軸比頭總成 b 更近地觀察一個(gè)打頭 沖擊式破碎機(jī)的攪拌頭在脆性斷裂下經(jīng)常失敗 在15天內(nèi) 打 擊面上打擊頭的逐漸磨損是一種 正常的失效模式 而其突然的脆性斷裂是一個(gè)值得關(guān)注的問(wèn)題 沖擊式破碎機(jī)中的錘頭或錘頭不僅會(huì) 受到磨損 還會(huì)受到?jīng)_擊或沖擊載荷的作用 因此 打擊頭材料的韌性是延長(zhǎng)錘子硬度或耐磨性能的 重要因素 2 2 6 每個(gè)月都需要更換大量的打 漿機(jī)頭 因?yàn)樗鼈兘?jīng)常發(fā)生破損 導(dǎo)致維護(hù)成本高和生產(chǎn)損失 在現(xiàn) 有的文獻(xiàn) 2 10 中提供了關(guān)于合金鑄鐵和AISI H11 H13 D2和M2等工具鋼的幾項(xiàng)工作 這些文獻(xiàn)涉及微觀結(jié)構(gòu)和機(jī)械特性 但是在空氣淬火工具 鋼AISI A2及其作為反擊式破碎機(jī) 錘式破碎機(jī) 中的打漿機(jī)頭材料的應(yīng)用在公開(kāi)文獻(xiàn)中很少見(jiàn) 此外 在現(xiàn) 有文獻(xiàn)中沒(méi)有關(guān)于AISI A2工具鋼作為粉碎錘的性能的工業(yè)或應(yīng)用數(shù)據(jù) 這項(xiàng)工作提出了對(duì)AISI A2攪拌頭過(guò)早失效的根本原因進(jìn)行分析 并開(kāi)發(fā)合適的熱處理工藝以改善其性能 實(shí)驗(yàn)程序和結(jié)果 實(shí)地考察和視覺(jué)觀察 燒結(jié)廠有兩臺(tái)原料床上用品和混合 RMBB 單元 分別是RMBB 1和RMBB 2 其中有6 臺(tái)沖擊 式破碎機(jī)和7臺(tái)沖擊式破碎機(jī) 沖擊式破碎機(jī)粉碎燒結(jié)中使用的助熔劑材料 如石灰石 白云石 輝石巖等 以約675rpm的轉(zhuǎn)速旋轉(zhuǎn) 的初級(jí)破碎機(jī)首先將原材料從 50mm的網(wǎng)孔破碎成 15毫米 然后這 些再次在具有約830rpm的二次破碎機(jī)的幫助下破碎成大小 3 15毫米 破碎機(jī)的容量大約為125噸 小時(shí) 它包含40 52個(gè)打漿機(jī)頭 圖1 a 顯示了 轉(zhuǎn)子軸攪拌頭組 件 打漿機(jī)頭在幫助下附在打漿機(jī)臂上 如圖1 b 所示 銷(xiāo) 子插入打擊頭內(nèi)的孔中 圖2 a 和 b 顯示了不合格的攪拌器頭從其針孔位置斷裂 失效攪拌器頭部的斷裂表面 圖2c和d 顯示明亮的顆粒外 觀 表明脆性斷裂 打擊頭的另一端被發(fā)現(xiàn)磨損 圖2a和b 原因是在輸入助 焊劑材料磨損時(shí)受到磨損或撞擊 雖然攪拌器頭表面的逐漸磨損是所需的失效模式 但在服務(wù)期間從針孔位置斷裂是一個(gè)必須解決的問(wèn) 題 圖2 a b 打樣頭樣品在打孔位置處失敗 c d 靠近打頭針孔附近的裂縫面 3 斷口 包含斷裂表面的小樣品在斷裂發(fā)生位置的針孔附近被切割 將樣品進(jìn)行超聲波清洗以檢查裂隙表面 使用在15kV的加速電壓下操作的 掃描電子顯微鏡 SEM 型號(hào) JXA6400 JEOL Japan 檢查斷裂表 面 在各種放大率下記錄斷裂表面各個(gè)位置的顯微照片 如圖3 所示 檢查裂紋萌生區(qū)附近的斷裂表面 顯示斷裂表明脆性斷裂 攪拌頭的脆性斷裂表明其在使用過(guò)程中的沖擊載荷下失效 圖3分形圖 92000 失敗的擊劍頭顯示了脆性斷裂的分裂 物料 從失敗的打漿機(jī)機(jī)頭上切下一小塊樣品 并準(zhǔn)備進(jìn)行化學(xué)分析 樣品的化學(xué)分析使用X射線熒光 光譜法 XRF 進(jìn)行 碳 C 和硫 S 含量采用紅外燃燒技術(shù)測(cè)定 打擊頭的化學(xué)分析結(jié)果匯總在表1 中 化學(xué)分析發(fā)現(xiàn)更接近AISI A2 ASTM A681 等級(jí)的空氣淬火中等合金冷作工具鋼 其鉻 Cr 含量稍高 降低釩量 V 錳 鉻和鉬是這 種等級(jí)鋼中的主要合金元素 其賦予高淬透性并且鋼可在空氣中硬化 AISI A2提供了在使用中原材料粉碎操作所需的耐磨性和韌性的最佳組合 圖4給出了從制造商那里得到的攪 拌機(jī)頭的熱處理周期 鑄造材料在850 870 下熱處理1h in 隨后空氣冷卻 風(fēng)冷材料在175 200 的溫度范圍內(nèi)以?xún)蓚€(gè)階 段回火3h in 表1錘頭頭樣品化學(xué)分析 wt 表1 beater頭樣品化學(xué)分 析 wt Sample C Mn Si S P Cr Mo V W Beater head 1 01 0 67 0 50 0 030 0 026 5 7 1 02 0 12 0 010 ASTM A681 type A2 0 95 1 05 0 4 1 0 1 0 5 0 03 max 0 03 max 4 75 5 5 0 9 1 4 0 15 0 5 4 a b 圖 4 a 錘頭制造商所 給出的典型熱處理時(shí)間表 b 推薦的錘頭熱處理周期 微觀結(jié)構(gòu)檢查 從失敗的攪拌頭上切下樣品用于橫截面的微觀結(jié)構(gòu)檢查 然后將樣品安裝在樹(shù)脂中 研磨并使用 標(biāo)準(zhǔn)金相技術(shù)拋光 用Villela s試劑 1g苦味酸 5mL 鹽酸和 100mL乙醇 蝕刻后 在光學(xué)顯微鏡 Leic a 型號(hào) DMRX 德國(guó) 上檢查橫截面 在圖5 a 和 b 中顯示了破碎打擊頭的橫截面的典型顯微 照片 打擊頭橫截面的微觀檢查揭示了馬氏體基體和晶界上的鏈狀塊狀碳化物網(wǎng)絡(luò) 圖5a和b 碳化 物表現(xiàn)為明亮的相 它們優(yōu)先沿著晶界聚集 使用圖像分析軟件在各個(gè)領(lǐng)域測(cè)量碳化物的面積分?jǐn)?shù) 發(fā)現(xiàn)碳化物的平均面積分?jǐn)?shù)為7 2 0 45 打擊頭元件所需的最重要的材料特性是硬度 韌性和耐磨性 隨著碳化物數(shù)量的增加 硬度和耐 磨性也增加 但在熱處理時(shí)必須小心 以避免韌性損失 2 3 6 7 粗大的碳化物團(tuán)簇對(duì)韌性產(chǎn)生不利影 響 在使用過(guò)程中 碳化物易碎易于引發(fā)裂紋 2 8 9 圖5失敗錘頭的微觀結(jié)構(gòu) a 微觀結(jié)構(gòu) 950 顯示馬氏體基體和碳化物網(wǎng)絡(luò)在晶界處 b 放大后的微 觀結(jié)構(gòu) 9200 顯示在前奧氏體晶界的 連續(xù)碳化物網(wǎng)絡(luò) 掃描電子顯微鏡和EDS分析 在加速電壓為15kV的掃描電子顯微鏡 SEM 的幫助下 對(duì)樣品的蝕刻橫截面進(jìn)行了檢查 以了 解其微觀結(jié)構(gòu)以及元素表征 顯微照片顯示在晶界有粗大的碳化物網(wǎng)狀結(jié)構(gòu) 還有一些帶有馬氏體基 體的細(xì)小球狀沉淀物 圖6a和b 進(jìn)行晶界網(wǎng)絡(luò)的能量色散 譜 EDS 以及細(xì)小沉淀物 如圖6a和b 所示 進(jìn)行元素化表征 分析結(jié)果匯總在表2中 EDS分析表明 基體內(nèi)的晶界網(wǎng)絡(luò)和細(xì)小沉淀物是碳化鉻 碳化物化學(xué)計(jì)量不能通過(guò)EDS 微觀分析確定 但是對(duì)類(lèi)似材料 2 10 11 的文獻(xiàn)調(diào)查 如AISI H11 H13 M2 D2 等 以及早期文獻(xiàn) 5 12 15 討論 的類(lèi)似碳化物的電子探 針顯微分析表明 邊界碳化物網(wǎng)絡(luò)為M7C3型 原碳化物 和細(xì)小球狀 沉淀物為M23C6 其中M Cr 型 次碳化物 如圖6 b 所示 在晶界 處的大 塊碳化物網(wǎng)狀骨架狀形態(tài)顯然表明它的共晶起源 一次碳化物 即起始于凝固階段 2 5 8 10 13 5 另一方面 基體中細(xì)小的球狀析出物表明在鑄件熱處理過(guò)程中形成的二次碳化物 2 5 8 11 a b 圖6 錘頭樣品截面的SEM顯微圖 a 微圖 91000 在馬氏體基體中 在晶界處顯示粗碳化物網(wǎng)絡(luò) 并在馬氏體基體內(nèi)呈現(xiàn)細(xì)析出物 b 顯 微圖 91500 顯示了粗碳化物網(wǎng)絡(luò)中EDS 分析的位置 以及矩陣內(nèi)的細(xì)析出物 表2 EDS的結(jié)果在不同的分析 wt 如圖6所示 硬度測(cè) 量 在 標(biāo)準(zhǔn)AST M E384后 從失 敗的錘 頭制備 的樣品 的截面上測(cè)量了宏觀和顯微硬度值 在Vickers硬度試驗(yàn)機(jī)中 用 30kgf的負(fù)載測(cè)量了宏觀硬度值 在橫 截面隨機(jī)位置進(jìn)行了5次測(cè)量 得到平均宏 觀 硬度值 macro hardness值被發(fā)現(xiàn)781 12 HV30 相當(dāng)于顯微硬度剖面如圖 7 a 所示 硬度 值在600 1000 HV0 05的范圍內(nèi)變化 除硬度剖面外 還分 別測(cè)量了一些晶界碳化物網(wǎng) 絡(luò)的顯微硬度值 電石網(wǎng)絡(luò)的 平均顯微硬度測(cè)定為1375 15 HV0 05 在現(xiàn)有文獻(xiàn) 12 16 中 發(fā)現(xiàn)碳化物網(wǎng)絡(luò)的微硬度值與M7C3型主要碳化物的值 1400 HV 相似 位置 C iSrnMeFo附注 1 11 7 1 0 40 16 68 0 68 64 5 6 03 二次碳化物 2 19 3 5 40 92 30 63 8 71 主要的硬質(zhì) 合金3 1 00 4 83 0 50 92 71 0 96 矩陣 4 9 64 0 48 12 40 73 72 3 76 二次碳化物 5 17 2 1 31 67 45 08 6 03 主要的硬質(zhì) 合金6 1 05 5 33 92 23 1 39 矩陣 6 圖7在橫截面上測(cè)量的顯微硬度剖面錘頭 a 破壞的錘頭 b 在推薦的熱處理之后 測(cè)量沖擊韌性 在標(biāo)準(zhǔn)沖擊試驗(yàn)機(jī) Striking Energy 300 10 J 的幫助下 在 環(huán)境溫度下 根據(jù)IS 1757 1988 17 使用V型缺口夏比試樣進(jìn)行樣品沖擊試驗(yàn) 至少進(jìn)行了三次測(cè)試以獲得打擊頭樣品的平均沖擊能量值 樣品的平均沖擊能量值為3 0 2 J 在實(shí)驗(yàn)室中對(duì)打頭的熱處理進(jìn)行改進(jìn) 攪拌頭制造商給出的熱處理產(chǎn)生了具有顯著粗粒的微觀結(jié)構(gòu)邊界碳化物網(wǎng)絡(luò) 粗晶界碳化物網(wǎng)絡(luò)不利地影響材料的韌性 使其在沖擊下容易斷裂 2 8 在目前的調(diào)查中 對(duì)一些鑄型打頭材料 由同一制造商提供 進(jìn)行了適當(dāng)?shù)臒崽幚?熱處理是在可控氣 氛爐中進(jìn)行的 材料被預(yù)熱到788攝氏度 并保持在這個(gè)溫度直到被浸泡 然后 加熱到954 C和1 h in 最大的橫截面 奧氏體化后 材料從熔爐中取出并在空氣中冷卻 然后在兩個(gè)階段立即回火 溫度 為200 250攝氏度 熱處理后的顯微結(jié)構(gòu)表征 在實(shí)驗(yàn)室中 用 顯微結(jié)構(gòu)檢查 一節(jié)所述的方法 制備了一種樣品 并在實(shí)驗(yàn)室中對(duì)其進(jìn)行了熱 處理 光學(xué)顯微結(jié)構(gòu)如圖8 a 和 b 所示 微觀結(jié)構(gòu)主要表現(xiàn)為馬氏體基體 在晶界處有少量初級(jí)共晶 碳化物 但這些碳化物的形式并不是連續(xù)的網(wǎng)絡(luò) 而他們是不連續(xù)的 出席一些晶界上的離散位置聯(lián)合國(guó) 就像 觀察圖 5 a 和 b 掃 描電子mi croscopy SEM 以及碳化物的EDS分析進(jìn)行了研究其形態(tài)和類(lèi)型 SEM和EDS 分析表明 在晶界和許多球 狀精細(xì)碳化物 副碳 m23c6型 的晶界和大量球狀精細(xì)碳化物的分布均勻分布在整個(gè)基質(zhì)中 如圖9 和表3所示 7 圖8 a 在建議熱處理后 錘頭的微結(jié)構(gòu) 950 b 微觀結(jié)構(gòu) 9200 在前奧氏體晶界的離散位置上顯示出具有不 連續(xù)碳化物的馬氏體基體 圖9 在前奧氏體晶界處的不連續(xù)碳化物網(wǎng)絡(luò) 92500 以及在基體內(nèi)的精細(xì)球狀碳化物析出物 實(shí)驗(yàn)室熱處理后的機(jī)械特性 在實(shí)驗(yàn)室中對(duì)鑄坯頭塊進(jìn)行熱處理后 對(duì)試樣進(jìn)行硬度和沖擊韌性值的測(cè)試 分別在 硬度測(cè)量 和 沖 擊韌 性測(cè) 量 各部分進(jìn)行分析 macro hardness 值測(cè) 量是670 10高壓 相當(dāng)于59 HRC 如 圖7 b 所示 在樣品的橫截面上測(cè)量的mi cror硬度值的剖面如 圖7 b 所示 在實(shí)驗(yàn)室處理的beater頭塊熱處理的硬度值 600 750 HV 比在制造商端處理的600 1000hv更低 目前的硬度值與典型AISI A2工具鋼的 60 HRC 一致 10 18 此外 測(cè)量的 顯微硬度剖面 圖7b 與較早的測(cè)量值相對(duì)平滑或均勻 用v形缺口試樣 進(jìn)行了熱處理后的錘頭試樣的沖擊試驗(yàn) 能量值的影響被測(cè)量是6 5 0 3 J顯示顯著改善 117 相比 韌 性的制造商 這兩種樣品的硬度剖面和沖擊韌性的差異 即 由于采用了新 的熱處理計(jì)劃 生產(chǎn)出的熱處理樣品和現(xiàn)有的實(shí)驗(yàn)室熱處理樣品都是由原始碳化物的粗化網(wǎng)絡(luò)相對(duì)自 由的 碳化物的粗連續(xù)網(wǎng)絡(luò)增加了硬度 但在沖擊荷載作用下 粗碳化物管網(wǎng)破壞的韌性增加了 2 8 討論 通過(guò)分析 找出了沖擊破碎機(jī)錘頭失效的根本原因 并通過(guò)適當(dāng)?shù)臒崽幚矸椒▽?duì)其進(jìn)行了開(kāi)發(fā) 失敗的打頭樣品的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)特性均表明熱處理不當(dāng) 在鑄造過(guò)程中形成的粗硬碳化物網(wǎng)絡(luò)是有 8 害的 在 熱處理過(guò)程中 由粗連續(xù)碳化物網(wǎng)絡(luò)形成均勻分布在基體上的次生碳化物的細(xì)球狀沉淀物 使它們?cè)谀承┪恢貌贿B續(xù)或分離 而不是減少它們的數(shù)量 5 由制造商給出的熱處理時(shí)間表 圖4 顯示在淬火過(guò)程中 在淬火過(guò)程中 奧氏體化溫度較低 2 18 在熱處理過(guò)程中 由于奧氏體化溫度較 低 產(chǎn)生精細(xì)次生碳化物的mas 主要碳化物并沒(méi)有完全溶解在基體中 這產(chǎn)生了粗碳化物網(wǎng)絡(luò) 少量的精細(xì)碳化物析出 使材料脆性或 韌性較差 2 5 19 建議制造商采用 改善實(shí)驗(yàn)室中攪拌器頭的熱處理 一段適當(dāng)?shù)臒崽幚碛?jì)劃 以改善攪拌器頭的微 觀結(jié)構(gòu) 奧氏體化 tem perature預(yù)熱后增加到954 C 在788 C和回火溫度增加到200 200 C 新的熱處理保證了顯 著的效果 在基體中粗碳化物的粗化網(wǎng)絡(luò)的溶解 然后是均勻分布在整個(gè)基體 圖8 和圖9 的細(xì)小的球狀次生 汽車(chē) 等待粒子的沉淀 推薦的熱處理時(shí)間安排導(dǎo)致了顯微結(jié)構(gòu)的改善 其硬度和韌性都得到了最佳的組合 材料的沖擊韌性從3增加到 3 6 5 J 根據(jù)a級(jí)AISI A2的 規(guī)格要求 117 的硬度值 硬度剖面 圖7b 相對(duì)于較早的一個(gè)確保更均勻的矩陣 也表現(xiàn)出相對(duì) 平穩(wěn)的趨勢(shì) 按照推薦的熱處理時(shí)間表生產(chǎn)的新噴頭 事實(shí)上 比早期的更適合于人工 服務(wù)期限為1 5天至2 個(gè)月 即通過(guò)4 次 新錘頭的失效模式也從突然的脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)橹饾u磨損在突出在表面上 結(jié)論 從上述分析可以得出以下結(jié)論 1 對(duì)AISI A2刀具 鋼錘頭的斷口形貌和斷口形貌的觀察 表明其在沖擊載荷作用下 在脆性模式下的針孔位置失 效 2 微觀結(jié)構(gòu)檢查發(fā)現(xiàn) 了大量粗顆粒的粗晶粒邊界網(wǎng)絡(luò) 粗碳鋼網(wǎng)的硬度高 64 HRC 韌性較低 3 J 使其易碎 3 對(duì)beater head的熱處理進(jìn)度表進(jìn)行了分析 表明其不適當(dāng)?shù)奈⒔Y(jié)構(gòu)是由于低奧氏體化 850 870 C 的結(jié)果 以及在制造商端熱處理時(shí)的溫度 175 200 C 4 新推薦的熱處 理時(shí)間表 預(yù)熱788 C 奧氏體化在954 C符合低下由兩個(gè)階段回火200 500 C 導(dǎo)致少量的不連續(xù)和大量的細(xì)碳化物網(wǎng)絡(luò)分布式pre cipitates回火馬 氏體內(nèi)部的二次碳化物矩 陣 改進(jìn)后的顯 微結(jié)構(gòu)產(chǎn)生了硬度 59 HRC 和韌性 6 5 J 的最佳 組合 使 錘頭的使用壽命提高了4倍 參考文獻(xiàn) 1 Y Umucu V Deniz S Cayirli A new model for comminution behavior of different coals in an impact crusher Energy Sources A 36 13 1406 1413 2014 2 M Pellizzari A Molinari The application oriented heat treat ment of tool steels Mater Manuf Process 24 7 8 723 728 2009 3 B Smoljan An analysis of relationships between behavior and microstructure constitution of hot work tool steel Mater Manuf Process 24 7 8 786 790 2009 4 P Hansson Modern prehardened tool steels in die casting applications Mater Manuf Process 24 824 827 2009 5 A E Karantzalis A Lekatou H Mavros Microstructural modifications of as cast high chromium white iron by heat treatment J Mater Eng Perform 18 174 181 2009 6 J O Agunsoye V S Aigbodion O S Sanni Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of NF 6357A cast alloy for wear resistance application J Miner Mater Charact Eng 10 11 9 1077 1086 2011 7 C R Gagg Premature failure of thread rolling dies material selection hardness criteria and case studies Eng Fail Anal 8 87 105 2001 8 M F Mirjana Iron chromium carbon vanadiumwhitecastirons microstructure and properties Chem Ind 68 4 413 427 2014 9 G Mukhopadhyay S Bhattacharyya Cracking of a tool steel guide roller in a Bar Mill J Mater Eng Perform 12 594 603 2012 10 D Viale J Be guinot F Chenou G Baron Optimizing microstructure for high toughness cold work tool steels in Pro ceedings of the 6th International Tooling Conference Use of Tool Steels Experience and Research ed by J Bergstrom G Fre driksson M Johansson O Kotik F Thuvander Karlstad University Karlstad 2002 11 N Mebarki P Lamesle D Delagnes C Levaillant F Delmas Relationship between microstructure and mechanical properties of a 5 Cr hotwork tool steel in Proceedings of the 6th Inter national Tooling Conference Use of Tool Steels Experience and Research ed by J Bergstrom G Fredriksson M Johansson O Kotik F Thuvander Karlstad University Karlstad 2002 12 A Ray D Mukherjee B Sarkar S Mishra Influence of mi crostructure on the premature failure of a second intermediatesendzimir mill drive roll J Mater Eng Perform 3 5 649 656 1994 13 K M Ibrahim M M Ibrahim Heat treatment in high chromium white cast iron Ti alloy J Metall 2014 Article ID 856408 2014 doi 10 1155 2014 856408 14 N F Garza Montes de Oca R Cola s W M Rainforth On the damage of a work roll grade high speed steel by thermal cycling Eng Fail Anal 18 1576 1583 2011 15 M M Dhobe I K Chopde C L Gogte Investigations on surface characteristics of heat treated tool steel after wire electro dis charge machining Mater Manuf Process 28 10 1143 1146 2013 16 F J Belzunce A Ziadi C Rodriguez Structural integrity of hot strip mill rolling rolls Eng Fail Anal 11 789 797 2004 17 Bureau of Indian Standards Method for Charpy Impact Test V notch for Metallic Material IS 1757 Bureau of Indian Standards New Delhi 1988 18 ASTM International Standard Specification for Tool Steels Alloy ASTM A681 08 ASTM International West Conshohocken 2008 19 R Schneider J Perko G Reithofer Heat treatment of corrosion resistant tool steels for plastic moulding Mater Manuf Process 24 903 908 2009