布氏硬度400HBW级整体硬化型高韧性易焊接特厚耐磨钢板及其制造方法与流程

本发明属于特种钢铁技术领域，具体涉及一种布氏硬度400hbw级整体硬化型高韧性易焊接特厚耐磨钢板及其制造方法。

背景技术：

布氏硬度400hbw级的钢板常用来制造工程和采矿机械的耐磨部件。中国专利公开号cn104451409a、cn102747280b、cn103014543a、cn103233171a、cn101775543a、cn103194674a的发明披露了此类耐磨钢板和相应的制造方法。但是，它们制造的钢板厚度较小（≤60mm），不能满足一些大型工程和采矿机械对大厚度（≥80mm）甚至特大厚度耐磨钢板的要求。中国专利公开号为cn105603323a和cn106521314a的发明分别披露了钢板表面布氏硬度为hbw320～hbw410和整体布氏硬度为hbw320～hbw410的耐磨钢板和制造方法，但是，前者的发明仅涉及到钢板的表面硬化，不涉及到整体硬化，仅涉及到钢板1/4厚度处的冲击性能不涉及到1/2厚度处的冲击性能，也就是不涉及到钢板整体的韧性，即是，在-40℃时该发明仅能保证钢板在1/4厚度处的冲击性能>20j，不能满足一些耐磨部件对高韧性的需求，特别是整体高韧性的需求，而且，这一发明仅可制造最大厚度为120mm的钢板。后者的发明克服了前者的不足，满足了钢板整体硬化、整体韧性高的要求，可制造厚度达180mm的钢板。但是，随着工程和采矿机械尺寸和动力的进一步增大，更大厚度的、坚固且耐磨耗的整体硬化型高韧性易焊接耐磨钢板的需求也提到了议事日程。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种布氏硬度400hbw级整体硬化型高韧性易焊接特厚耐磨钢板及其制造方法。钢板厚度达到210mm，钢板整体硬化，沿厚度截面上的布氏硬度在hbw360～hbw410的范围；钢板整体韧性好，在1/4和1/2厚度处-20℃的夏比冲击功≥80j，-40℃的夏比冲击功≥60j。

本发明解决上述问题采用的技术方案为：一种布氏硬度400hbw级整体硬化型高韧性易焊接特厚耐磨钢板：该钢板以fe为基础元素，且还包含如下化学成分（质量百分比）：c：0.10～0.16%，si：0.15～0.40%，mn：0.9～1.5%，p：≤0.010%，s：≤0.003%，cr：0.45～0.75%，mo：0.35～0.65%，ni：2.9～3.6%，cu：0.2～0.4%，n：≤0.007%，h：≤0.00015%，b：0.0008～0.0025%，ca：0.001～0.005%，al+v+nb=0.10%～0.20%，其中：nb≤0.04%，且al≥(mn/c)×(%n)，及杂质元素；碳当量cev（=c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15）≤0.85%。

以下对本发明中所含组分的作用及用量选择作具体说明：

c：是确保钢材硬度和强度所必须的元素，但过高的c含量对钢材的韧性不利，同时也会降低其焊接性能。另外，过高的c含量也会导致严重的中心c偏析从而影响钢板的芯部韧性。本发明控制其含量为0.10～0.16%。

si：是钢中的脱氧元素，并以固溶强化形式提高钢的硬度和强度。它增加钢的回火稳定性，使耐磨钢板在较低温度回火时既能降低材料中的内应力同时也保持高的硬度。另外，si减少摩擦发热时的氧化作用和提高钢的冷变形硬化率从而提高钢的耐磨性。si含量低于0.10%时，脱氧效果较差，si含量较高时降低钢材的韧性和焊接性能，也使得轧制后的钢板表面红色氧化皮严重从而降低钢板表面质量。本发明控制si含量为0.15～0.40%。

mn：是提高钢材淬透性的元素，并起固溶强化作用以弥补钢中因c含量降低引起的硬度和强度损失。当钢中mn含量低于0.8%时，无法充分发挥硬度和强度的确保作用，但过高的mn含量则会损坏其焊接性能，并增加回火脆性敏感性倾向。此外，较高的mn容易导致铸坯出现中心偏析和裂纹，降低钢板芯部的韧性。本发明mn含量控制为0.9～1.5%。

ni：是提高钢材淬透性的元素，并通过增大钢铁材料的层错能而显著改善其低温韧性。但是，ni含量过高时，材料的制造成本增加，而且也使得钢板表面生成黏性较高的难以去除的氧化铁皮，影响钢板的表面质量。本发明控制其含量在2.9～3.6%。

cr：是提高淬透性、增加回火稳定性而有助于钢材的硬度、强度提高的元素。cr也能够显著提高钢材的耐腐蚀性能，减少采矿机械在煤矿、铁矿环境工作时含cl^-离子液体和浆体的腐蚀，延长其使用寿命。但若添加过量，会增大碳当量，则钢材的韧性降低，焊接性能也降低，本发明控制其含量在0.45～0.75%。

mo：显著提高钢的淬透性，有助于钢材的整体硬化。淬火后的钢材在较低温度回火时，mo主要以固溶形式存在于钢中，起到固溶强化效果。在低合金钢中添加一定量的mo会提高其硬度和强度而不恶化其低温冲击性能。但mo是贵重金属，含量过高会增加成本同时也降低材料的焊接性能。本发明中mo的含量控制在0.35～0.65%。

cu：可提高钢的淬透性和降低钢的氢致裂纹敏感性，同时也提高其耐腐蚀性能，它促进钢材产生阳极钝化，从而降低其腐蚀速度。但过高的cu含量不利于钢板的焊接性能，也易产生铜脆现象，恶化钢板的表面性能。本发明控制其含量为0.2～0.4%。

al，v，nb：al主要起固氮、脱氧作用并减小或消除钢材的时效现象。al与n结合形成aln可以有效地细化晶粒，提高钢材的硬度、强度和韧性，但含量过高则含al的夹杂物（例如氧化铝等）增加会损害钢材的韧性。此外，为了确保钢中元素b的固溶量从而增加钢材的淬透性，al也须≥(mn/c)×(%n)。v是细化晶粒的元素，同时，通过v(c，n)弥散析出而显著提高钢的硬度和强度，但若添加量过高，则将降低材料的韧性和焊接性能。nb是一种轧制过程中对晶粒细化起显著作用的元素。在再结晶轧制阶段，nb通过应变诱导析出阻碍形变奥氏体的回复、再结晶从而细化晶粒，这为大厚度钢板在热处理后仍然具有细小的组织提供了基础，有利于提高其韧性。但受c含量的限制及加热温度的影响，过高的nb无法固溶，同样发挥不了作用而增加成本，因此，nb控制在≤0.04%的范围。综上，al+v+nb的含量控制在0.10%～0.20%的范围。

b：是提高钢材淬透性最为显著的元素。加入微量b可抑制铁素体在奥氏体晶界上的形核而显著提高钢材的淬透性，从而有利于钢材的整体硬化。另外，钢中固溶的b与h可形成稳定的复合结构，降低钢中h的移动能力，有利于增加钢材的抗h致开裂能力。b含量过低不利于淬透性的提高，但过高则会促进脆性颗粒fe23(c，b)6或feb的形成，同时，也增大焊接裂纹敏感性。本发明控制其含量在0.0008～0.0025%的范围。

s、p：为钢中的有害杂质元素，易形成偏析、夹杂等缺陷。作为杂质元素会给钢板的韧性(特别是钢板芯部的韧性)和焊接热影响区的韧性带来不利的影响，应尽量减少其含量。本发明控制p≤0.010%、s≤0.003%。

ca：对钢中夹杂物的变质具有显著作用，使夹杂物球化、分布均匀从而减少对韧性的不利影响，同时还改善钢水的流动性以改善水口堵塞问题。本发明控制ca含量为0.001～0.005%。

为有利于钢板的焊接，本发明控制其碳当量cev（=c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15）≤0.85%。

上述布氏硬度400hbw级整体硬化型高韧性易焊接特厚耐磨钢板的制造方法：依次经kr铁水预处理、电炉/转炉冶炼、lf精炼、vd/rh精炼、模铸，生产出s≤0.003%、p≤0.010%、h≤0.00015%、o≤0.0015%、n≤0.007%的钢水并采用低过热度（≤40℃）的全程氩气保护浇铸成扁钢锭；浇注前，钢锭模和底盘须预热至60～130℃并确保其充分干燥；在钢锭脱帽后，带模入缓冷坑冷却≥48小时后脱模，使h充分去除；缓冷完成后对钢锭表面带温（200～300℃）清理。

将清理后的钢锭在均热炉中加热至1230～1280℃保温15～20小时，钢锭出炉后高压水除鳞并开坯轧制至厚度为450～550mm的钢坯，轧制后的钢坯在冷床上空冷至～600℃后下冷床进行扩h处理：600～650℃下保温48～72小时后随炉冷却～200℃出炉空冷。

扩h处理处理后的钢坯在步进炉中重新加热至1230～1280℃保温3.5～5.5小时，使钢中的合金元素充分固溶。钢坯出炉后经高压水除鳞处理然后进行两阶段轧制；第一阶段轧制开轧温度在1050～1150℃的范围，总压缩率≥35%，采用大压下量轧制，最大单道次压下率≥15%；第二阶段轧制开轧温度在880～920℃的范围，总压缩率≥20%，轧至成品厚度。

钢板经矫直后在冷床上空冷至～600℃后下冷床加罩缓冷≥72小时以进一步降低钢板中的h含量，钢板出罩后空冷至室温。

将缓冷完成的钢板进行淬火+低温回火处理，淬火处理加热温度890～930℃，钢板到温后保温0.5～2.0小时出炉并采用≤35℃的冷却水将钢板淬火至室温；回火处理温度为180～220℃，保温时间为2.5～4.0min/mm×钢板厚度（mm），出炉后空冷至室温即获得成品钢板。

本发明针对大型工程和采矿机械的耐磨部件对400hbw级整体硬化型高韧性易焊接特厚耐磨钢板的需求，采用优化的化学成分、高纯净度的钢水、低过热度全程氩气保护浇注生产的模铸扁钢锭作为坯料，采取开坯+控制轧制+淬火+低温回火的方法制造出满足这一要求的厚度达210mm特厚钢板。在钢板近表面、1/4和1/2厚度处的微观组织分别为回火马氏体与回火贝氏体，回火贝氏体由回火下贝氏体+少量的回火上贝氏体组成。

与现有技术相比，本发明的主要优点在于：

本发明制造的耐磨钢板具有整体硬化、整体韧性高、特大厚度、易焊接的特点。在钢板的整个厚度截面上布氏硬度为hbw360～hbw410，在其1/4和1/2厚度处-20℃的夏比冲击功≥80j，-40℃的夏比冲击功≥60j，钢板的厚度达210mm。

附图说明

图1为实施例1制造的钢板在近表面处的显微组织；

图2为实施例1制造的钢板在1/4厚度处的显微组织；

图3为实施例1制造的钢板在1/2厚度处的显微组织；

图4为实施例1、2制造的钢板在厚度截面上布氏硬度的变化。

具体实施方式

以下结合本发明的较佳实施例对本发明的技术方案作更详细的描述。但该等实施例仅仅是对本发明较佳实施方式的描述，而不能对本发明的范围产生任何限制。

实施例1

本实施例涉及的布氏硬度400hbw级整体硬化型高韧性易焊接特厚耐磨钢板厚度为210mm，所包含的成分及质量百分数为：c：0.13%，si：0.23%，mn：1.26%，p：0.006%，s：0.0015%，cr：0.70%，mo：0.55%，ni：3.24%，cu：0.23%，al+v+nb=0.143%（其中：al：0.08%，nb：0.023%），n：0.0055%，b：0.0017%，ca：0.0022%，余量为铁及不可避免的杂质元素，碳当量cev(=c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15)=0.83%，经vd处理后钢水中的h=0.0001%。

该钢板的制造工艺如下：

按上述化学组成配置冶炼原料依次进行kr铁水预处理–电炉冶炼–lf精炼–vd精炼–模铸–钢锭加热–开坯轧制–扩h处理–钢坯加热–控轧–控制条件下的缓慢冷却–淬火–回火。

在vd精炼破空后通过喂硅钙线进行钙处理。

进一步的讲，上述涉及到的开坯轧制、控轧及冷却的具体工艺为：将清理完毕的钢锭在均热炉中加热至1270℃保温17小时后出炉，经高压水除鳞后进行开坯轧制，轧制成厚度为450mm的钢坯。钢坯在冷床上空冷至～600℃后下线进行扩h处理（加热至600℃保温72小时后随炉冷却至～200℃出炉），然后对钢坯进行带温（～200℃）清理。

清理后的钢坯在步进炉中重新加热至1260℃保温3.5小时。出炉后经高压水除鳞，然后进行两阶段轧制。第一阶段轧制开轧温度为1110℃，中间坯厚270mm，总压缩率=40%，最大单道次压下率=17.1%；第二阶段轧制开轧温度为890℃，总压缩率22.2%，最终板厚210mm。轧后矫直。矫直的钢板在冷床上空冷至～600℃下冷床加罩缓冷～96小时后出罩空冷至室温。

对缓冷完成的钢板进行淬火+回火处理。淬火加热温度：920℃，钢板到温后保温1小时出炉，然后采用～30℃的冷却水将钢板淬火至室温；回火加热温度：200℃，保温时间：3.2min/mm×钢板厚度（mm），出炉后空冷至室温。

经上述工艺制造的成品钢板在近表面、1/4和1/2厚度处的微观组织分别为回火马氏体和回火贝氏体（回火下贝氏体+少量回火上贝氏体），如图1～3所示；沿钢板厚度方向的布氏硬度如表1和图4所示，冲击性能如表1所示。钢板在厚度方向具有高的硬度均匀性，在厚度截面上最大、最小布氏硬度之差仅为7.2%，具有高的整体硬化性能。

另外，钢板的低温韧性优异：-20℃时在钢板1/4和1/2厚度处的夏比冲击功均>80j，在-40℃时均>70j；-20℃时在钢板1/4和1/2厚度处的夏比冲击功之差仅为11.4%，-40℃时仅为11.9%，即制造的钢板具有高的整体韧性，尤其是在厚度截面上钢板的性能（韧性、硬度）均匀性好。

实施例2

本实施例涉及的布氏硬度400hbw级整体硬化型高韧性易焊接特厚耐磨钢板厚度为210mm，所包含的成分及质量百分数为：c：0.11%，si：0.24%，mn：1.16%，p：0.004%，s：0.0013%，cr：0.68%，mo：0.54%，ni：3.57%，cu：0.25%，al+v+nb=0.132%（其中：al：0.073%，nb：0.021%），n：0.0051%，b：0.0016%，ca：0.0018%，余量为铁及不可避免的杂质元素，碳当量cev(=c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15)=0.81%，经vd处理后钢水中的h=0.00009%。

该实施例的制造工艺与实施例1基本相同，主要差别在于轧制和随后的热处理，具体如下：

将清理完毕的钢锭在均热炉中加热至1250℃保温19小时后出炉，经高压水除鳞后进行开坯轧制，轧制成厚度为480mm的钢坯。钢坯在冷床上空冷至～600℃后下线进行扩h处理（加热至600℃保温72小时后随炉冷却至～200℃出炉），然后对钢坯进行带温（～200℃）清理。

清理后的钢坯在步进炉中重新加热至1250℃保温4.5小时。出炉后经高压水除鳞处理，然后进行两阶段轧制。第一阶段轧制开轧温度为1130℃，中间坯厚300mm，总压缩率=37.5%，最大单道次压下率=16.9%；第二阶段轧制开轧温度为910℃，总压缩率30%，最终板厚210mm。轧后矫直。矫直的钢板在冷床上空冷至～600℃下冷床加罩缓冷～96小时后出罩空冷至室温。

对缓冷完成的钢板进行淬火+回火处理。淬火加热温度：900℃，钢板到温后保温1.2小时出炉，然后采用～22℃的冷却水将钢板淬火至室温；回火加热温度：180℃，保温时间：4.0min/mm×钢板厚度（mm），出炉后空冷至室温。

经上述工艺制造的成品钢板在近表面、1/4和1/2厚度处的微观组织与实施例1制造的成品钢板相同，分别为回火马氏体和回火贝氏体（回火下贝氏体+少量回火上贝氏体）；沿钢板厚度方向的布氏硬度如表1和图4所示，冲击性能如表1所示。钢板在厚度方向具有高的硬度均匀性，在厚度截面上最大、最小布氏硬度之差仅为6.3%，具有高的整体硬化性能。

该实施例制造的钢板较实施例1具有更加优异的低温韧性：-20℃时在钢板1/4和1/2厚度处的夏比冲击功均>130j，在-40℃时均>100j；-20℃时在钢板1/4和1/2厚度处的夏比冲击功之差仅为9.3%，-40℃时仅为4.2%，即钢板具有高而且均匀的整体韧性，尤其是在厚度截面上钢板的性能（韧性、硬度）均匀性好。

表1实施例所制造钢板的布氏硬度和冲击性能

除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。