专利名称：一种超高强度耐磨钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种高强度钢板，具体地说是涉及一种布氏硬度> HB420的高强度耐磨钢板及其制造方法。
背景技术：
磨损是材料破坏的主要形式之一，其造成的经济损失相当惊人。在冶金矿山、农机、煤炭等行业使用的大量装备，大部分因材料磨损而失效。据统计，在工业发达国家，机械装备及零件的磨损所造成的经济损失占国民经济总产值的4%左右，其中磨料磨损占金属磨损总量的50%。我国每年因磨料磨损所消耗的钢材达百万吨以上，仅煤矿用刮板输送机中部槽每年就消耗6-8万吨钢板。低合金高强度耐磨钢作为一种重要的钢铁材料，被广泛应用于矿山机械、工程机械、农业机械及铁路运输等部门。随着我国工业的飞速发展，各类机械设备的复杂化、大型化及轻量化对该类钢提出了更高的要求，即用于制造这些设备的低合金高强度耐磨板不但要求具有更高的硬度、强度，而且还要求良好的韧性及成型性能。近几十年来，高强度耐磨钢的开发与应用发展很快。这类钢是在低合金高强度可焊接钢的基础上发展起来的，耐磨性能好，使用寿命可达传统结构钢板的数倍；生产工艺较简单，一般采用轧后直接淬火加回火，或通过控轧控冷工艺进行强化。目前在高强度耐磨钢领域国内外已有不少相关专利和专利申请。在低碳 (0. 205-0. 25 % )超高强度耐磨钢方面，需要添加Nb、V或者B的专利有JP1255622A、 JP2002020837A、CN101469390、CNlOl 186960A、CN101775545A,需要添加较多贵重合金元素的有 JP2002020837A、JP2002194499A、CN1208776A、CN101469390A、CNlOl 186960A、 CN101775M5A。从工艺上来看，这些专利中多数采用淬火(DQ或者离线加热淬火)+离线回火工艺来生产，且-40°C低温冲击值不高，主要分布在17-50J区间内，不能很好满足用户要求。瑞典SSAB 生产的 Hardox400 耐磨钢板(4_32mm) (C ( 0. 18，Si ( 0. 70,Mn ( 1. 6， P ≤ 0. 025，S ≤ 0. 010，Ni ( 0. 25，Cr ( 1. 0，Mo≤ 0. 25，B ≤ 0. 004)也采用较少的贵重合金元素，其硬度在HBW370-430范围，耐磨性能较好。20mm钢板典型值屈服lOOOMPa，A50 =16%，-40°C纵向Akv = 45J。其硬度、强度和耐磨性均较高，但标准和实物冲击值都不是很高，且不具备使用过程中的明显的TRIP(自硬化)效应。目前需要一种具有TRIP效应的高强度耐磨钢中厚板。
发明内容
本发明的目的在于提供一种布氏硬度>冊420的高强度耐磨钢中厚板，特别是 6-25mm 厚板。为实现上述目的，本发明的布氏硬度> HB420的高强度耐磨钢中厚板，其成分(重量％ )为C :0. 205-0. 25%,Si :0. 20-1. 00%,Mn :1. 0-1. 5%,P ≤ 0. 015%,S ≤ 0. 010%,Al 0. 02-0. 04 Ti 0. 01-0. 03 %、N 彡 0. 006 %、Ca 彡 0. 005 %，以及 Cr 彡 0. 70 %、 Ni ^ 0. 50%,Mo ^ 0. 30%中的至少1种，余量为铁和不可避免杂质。所述钢板的组织由马氏体和残余奥氏体组成。其中残余奥氏体为5_10%。本发明的另一个目的在于提供所述布氏硬度> HB420高强度耐磨钢板的制造方法，该方法包括(1)钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，模铸后需经初轧成钢坯；(2)连铸坯或钢坯于1150-1250°C加热后在奥氏体再结晶区进行一道次或多道次轧制，总压下率不低于70% ；终轧温度不低于860°C ；(3)轧后钢板以Vmin-50°C /s快速水冷至Ms_145 Ms_185°C温度区间空冷至室温即可；其中，按照公式(一)P = 2. 7C+0. 4Si+Mn+0. 45Ν +0. 8Cr+0. 45Cu+2Mo 计算钢板的硬化指数P，再按公式(二)lgVmin = 2.94-0. 75P计算钢板获得马氏体的临界冷速Vmin， 按照公式(三)Ms = 561-474C-33Mn-17Cr-17Ni-21Mo计算钢板的马氏体开始形成温度Ms。本发明人发现耐磨钢板组织中，除了马氏体外，当残余奥氏体达到一定含量(如 ^ 5% )时，钢板会表现出明显的TRIP效应，从而使其表面硬度和耐磨性大大提高。TRIP 是TRansformation Induced by Plasticity的缩写，TRIP效应是指钢中残余的奥氏体在钢板冲压成型时或者遇到外界冲击载荷时，钢板内部的残余奥氏体会发生马氏体相变，使得变形部分迅速硬化已抵抗进一步变形，同时使钢板的屈服变形部位转移至相邻部位，这样便可获得非常高的延伸率既塑性。对于耐磨钢板而言，在外界物料的冲击或者摩擦变形时，变形部位的残余奥氏体转变为马氏体硬化，同时能消耗物料冲击或摩擦带来的能量，这样就大大降低了磨损量，提高了耐磨性。一般的耐磨钢板组织大多数为马氏体或者贝氏体加上少量的残余奥氏体，由于残余奥氏体的量很少，所以一般不会有这种TRIP效应，如瑞典SSAB生产的Hardox400耐磨钢板。本发明采用了适当的碳含量，适当廉价的合金元素Si和Mn，添加较少的贵重合金元素Cr、Ni和Mo，不添加Cu、Nb、V、B等元素。具有明显的合金成本优势，使得钢板的合金成本大大降低。轧制上无需未再结晶区控轧，能降低轧机负荷，然后以Vmin 50°C/s冷速水冷至Ms-145 Ms-185°C空冷至室温即可。所获6_25mm厚钢板组织呈现为马氏体+残余奥氏体(5-10% )；硬度彡HB420，屈服强度彡lOOOMPa，延伸率彡18%, -40°C Akv彡27J。 钢板冷弯性能优良，尤其是钢板使用时具有明显的TRIP效应，使得其表面硬度和耐磨性大大提高，满足了相关行业对耐磨钢板的较高要求。
图1是本发明在线快速冷却和空冷后获得马氏体和残余奥氏体的工艺路线示意图。其中，Temp是温度；R. T.是室温；Bs是贝氏体开始转化温度；Bf是贝氏体完成转化温度；Ms是马氏体开始转化温度；B-UFC是超快速冷却。图2是本发明实施例3的15mm厚超高强度钢板的典型金相组织照片。图3是本发明钢板交付和使用时的硬度变化趋势与常规钢种对比的示意图。
具体实施例方式以下通过较为详细地说明本发明。
本发明中，除非另有指明，含量均指重量百分比含量。为实现本发明的提供一种布氏硬度>HB420的高强度耐磨钢中厚板，特别是 6-25mm厚板的目的，不受限于任何理论，本发明的主要化学成分的选择和控制理由如下碳确保钢板强度的关键元素。对于要获得组织为大部分马氏体+残余奥氏体组织的钢板而言，碳是最重要的元素，其可以显著提高钢板的淬透性。由于碳在奥氏体中有较高的溶解度，可以使奥氏体保持较高的稳定性，降低钢的Ms点，利于获得一定量的残余奥氏体。同时碳含量的提高能使强度和硬度上升，塑性下降。所以如果钢板既要获得高硬度， 又要具备一定的韧性，且有5-10%左右的残余奥氏体，则碳含量应当不能太低。综合考虑， 对于本发明的硬度HB420级别而言，0. 205-0. 25%的碳是比较合适的。优选地，碳含量为 0. 205-0. 245%。硅钢中加硅能提高钢质纯净度和脱氧。硅在钢中起固溶强化作用，其在奥氏体中的溶解度较大，提高硅含量有利于提高钢的强度和硬度，且能提高奥氏体的稳定性，尤其在钢板经在线直接淬火后重新在线加热到贝氏体区间回火时能促进马氏体中碳化物的析出和碳向残余奥氏体内扩散，使得残余奥氏体中的碳含量增加，稳定奥氏体至室温都不转变，使室温下钢板获得回火马氏体+残余奥氏体的复合组织，并在使用时具备TRIP效应， 提高耐磨性能。但硅含量过高会导致钢的韧性下降，且高硅含量的钢板加热时的氧化皮粘度较大，出炉后除鳞困难，导致轧后钢板表面红色氧化皮严重，表面质量较差。且高硅不利于焊接性能。综合考虑硅各方面的影响，本发明硅含量为0.20-1. 00%。优选地，硅含量为 0. 20-0. 99%o锰锰稳定奥氏体组织，其能力仅次于合金元素镍，是廉价的稳定奥氏体与强化合金元素，同时锰增加钢的淬透性，降低马氏体形成的临界冷速。但锰具有较高的偏析倾向， 所以其含量不能太高，一般低碳微合金钢中锰含量不超过2.0%。锰的加入量主要取决于钢的强度、硬度级别。本发明锰的含量应控制在1. 0-1. 5%。锰在钢中还和铝一起共同起到脱氧的作用。优选地，锰的含量为1.11-1.45%。硫和磷硫在钢中与锰等化合形成塑性夹杂物硫化锰，尤其对钢的横向塑性和韧性不利，因此硫的含量应尽可能地低。磷也是钢中的有害元素，严重损害钢板的塑性和韧性。对于本发明而言，硫和磷均是不可避免的杂质元素，应该越低越好，考虑到钢厂实际的炼钢水平，本发明要求P<= 0. 015%, S ^ 0. 010%。优选地，P<= 0. 009%, S ^ 0. 004%。铝强脱氧元素。为了保证钢中的氧含量尽量地低，铝的含量控制在 0. 02-0. 04%。脱氧后多余的铝和钢中的氮元素能形成AlN析出物，提高强度并且在热处理加热时能细化钢的元素奥氏体晶粒度。优选地，铝含量为0. 021-0. 039%。钛钛是强碳化物形成元素，钢中加入微量的Ti有利于固定钢中的N，形成的TiN 能使钢坯加热时奥氏体晶粒不过分涨大，细化原始奥氏体晶粒度。钛在钢中还可分别与碳和硫化合生成TiC、TiS、Ti4C2S2等，它们以夹杂物和第二相粒子的形式存在。目前，微钛处理已成为大部分低合金高强度钢的常规工艺。本发明钛含量控制在0. 01-0. 03%。优选地， 钛含量为 0. 013-0. 022%。铬铬提高钢的淬透性，增加钢的回火稳定性。铬在奥氏体中溶解度很大，稳定奥氏体，淬火后在马氏体中大量固溶，并在随后的回火过程中会析出Cr23C7、Cr7C3等碳化物，提高钢的强度和硬度。为了保持钢的强度级别，铬可以部分代替锰，减弱高锰的偏析倾向。本发明可添加不大于0. 70%的铬。优选地，铬含量为0. 35-0. 65%。镍稳定奥氏体的元素，对提高强度没有明显的作用。钢中加镍尤其是在调质钢中加镍能大幅提高钢的韧性尤其是低温韧性，同时由于镍属于贵重合金元素，所以本发明可添加不超过0. 50%的镍元素。优选地，镍含量为0. 16-0. 40%。钼钼能显著地细化晶粒，提高强度和韧性。钼能减少钢的回火脆性，同时回火时还能析出非常细小的碳化物，显著强化钢的基体。由于钼是非常昂贵的战略合金元素，所以本发明中可添加不超过0. 30%的钼。优选地，钼含量为0. 18-0.对％。钙本发明中加钙主要是改变硫化物形态，改善钢的横向性能。对于硫含量很低的钢亦可不钙处理。钙含量小于等于0.005%。优选地，0.001-0. 003%。氮本发明不含Nb、V微合金元素，且主要以相变强化和回火碳化物析出强化为主要强化方式。小于等于60ppm含量的氮可以稳定0. 01-0. 03%的钛形成TiN，此TiN能保证加热时板坯的奥氏体晶粒不过分粗大。本发明中控制氮含量< 0. 006%。优选地，氮含量为 0. 0033-0. 004%。本发明中增加奥氏体稳定性的元素，如碳、镍均可增加淬火后钢中残余奥氏体的含量，有利于使钢获得TRIP效应。另外终冷温度和不回火等工艺措施均可提高残余奥氏体含量。制造工艺过程对本发明产品的影响转炉吹炼和真空处理目的是确保钢液的基本成分要求，去除钢中的氧、氢等有害气体，并加入锰、钛等必要的合金元素，进行合金元素的调整。连铸或模铸保证铸坯内部成分均勻和表面质量良好，模铸的钢锭需轧制成钢坯。加热和轧制连铸坯或钢坯在1150-1250°C的温度下加热，一方面获得均勻的奥氏体化组织，另一方面使钛、铬等的化合物部分溶解。在奥氏体再结晶温度范围内经一道次或三道次以上轧制成钢板，总压下率不低于70% ；终轧温度不低于860°C (优选为 860-890 0C )；快速冷却按照前述公式(一)计算钢板的硬化指数P，再按公式(二)计算钢板获得马氏体的临界冷速Vmin，按公式(三)计算马氏体开始点Ms。轧后以Vmin 50°C/s 的冷速(优选16-50°C /s)水冷至Ms-145 Ms_185°C再空冷至室温即可。在快速冷却过程中，大部分的合金元素被固溶到马氏体中，同时由于控制了终冷温度，组织中也保留了一定量的残余奥氏体，如5-10%。残余奥氏体是钢板使用时获得TRIP效应的保证。本发明通过合适的成分设计、控制轧制、轧后快速冷却、终冷温度控制，使钢板实现细晶强化、相变强化和析出强化，钢板工艺组织控制示意图见图1。钢板交货时组织呈现为马氏体+残余奥氏体，如一典型15mm钢板组织见图2。所获6_25mm厚的钢板硬度彡HB420，屈服强度彡lOOOMPa，延伸率彡18%,-40°C Akv彡27J ；钢板冷弯性能优良，尤其是钢板使用时发生明显的TRIP效应，提高了钢板的表面强度、硬度和耐磨性能，满足了相关行业对耐磨钢板的较高要求。钢板使用时表面硬化效果示意图见图3。采用上述成分设计和工艺控制方法制造的高强度耐磨钢中厚板，用于各行业需要耐磨性能的构件，由于钢板具备明显的TRIP效应，使得交货时的硬度较低，便于用户加工成型，使用时硬度可大幅提高，使钢板的耐磨性能大幅提高。实施例
以下用实施例对本发明作更详细的描述。这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。实施例的钢板化学成分及碳当量、最低冷速见表1，实施工艺参数见表2，实施例所得钢板的性能见表3。实施例1将按表1配比冶炼完成的钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，板坯厚度 80mm，所得坯料于1200°C加热后，在奥氏体再结晶温度范围内经多道次轧制，轧制成厚度为 6mm的钢板，总压下率94%，终轧温度为890 ，然后以50°C /s水冷至250 空冷至室温。实施例2-6的工艺流程同实施例1，详细成分和工艺参数见表1和2，实施例钢板性能见表3。表1本发明实施例1-6的化学成分、Ceq (wt % )及获得马氏体的临界冷速 Vmin (°C /s)
权利要求
1.一种耐磨钢板，其重量百分比成分为c :0. 205-0. 25 Si :0. 20-1. 00 %, Mn 1. 0-1. 5%,P ^ 0. 015%,S ^ 0. 010%,Al :0. 02-0. 04%,Ti :0. 01-0. 03%,N ^ 0. 006%, Ca彡0. 005%，以及Cr彡0. 70%,Ni彡0. 50%,Mo彡0. 30%中的至少1种，余量为铁和不可避免杂质。
2.如权利要求1所述的耐磨钢板，其特征在于，碳含量Ceq:0. 57-0. 64。
3.如权利要求1或2所述的耐磨钢板，其特征在于，C0. 205-0. 245%。
4.如权利要求1-3任一所述的耐磨钢板，其特征在于，Si0. 20-0. 99%。
5.如权利要求1-4任一所述的耐磨钢板，其特征在于，Mn1. 11-1. 45%。
6.如权利要求1-5任一所述的耐磨钢板，其特征在于，P< 0. 009%。
7.如权利要求1-6任一所述的耐磨钢板，其特征在于，S^ 0. 004%。
8.如权利要求1-7任一所述的耐磨钢板，其特征在于，Al0. 021-0. 039%。
9.如权利要求1-8任一所述的耐磨钢板，其特征在于，Ti0. 013-0. 022%。
10.如权利要求1-9任一所述的耐磨钢板，其特征在于，N0. 0033-0. 004%。
11.如权利要求1-10任一所述的耐磨钢板，其特征在于，Ca0. 001-0. 003%。
12.如权利要求1-11任一所述的耐磨钢板，其特征在于，Cr0. 35-0. 65%。
13.如权利要求1-12任一所述的耐磨钢板，其特征在于，Ni0. 16-0. 40%。
14.如权利要求1-13任一所述的耐磨钢板，其特征在于，Mo0. 18-0.对％。
15.如权利要求1-14任一所述的耐磨钢板，其特征在于，钢板的组织为马氏体和 5-10%残余奥氏体。
16.如权利要求1-15任一所述的耐磨钢板，其特征在于，钢板厚度为6-25mm。
17.如权利要求1-16任一所述的耐磨钢板，其特征在于，钢板的布氏硬度>HB420。
18.如权利要求1-17任一所述的耐磨钢板的制造方法，包括钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，模铸后需经初轧成钢坯； 连铸坯或钢坯于1150-1250°C加热后在奥氏体再结晶区进行一道次或三道次以上轧制，总压下率不低于70% ；终轧温度不低于860°C ；轧后钢板以Vmin 50°C /s的冷速水冷至Ms_145 Ms_185°C温度区间，空冷至室温；其中，按照公式P = 2. 7C+0. 4Si+Mn+0. 45Ν +0. 8Cr+0. 45Cu+2Mo计算钢板的硬化指数 P，再按公式IgVmin = 2. 94-0. 75P计算钢板获得马氏体的临界冷速Vmin，按照公式Ms = 561-474C-33Mn-17Cr-17Ni-21Mo计算钢板的马氏体开始形成温度Ms。
19.如权利要求18所述的方法，其特征在于，终轧温度为860-890°C。
20.如权利要求18或19所述的方法，其特征在于，轧后钢板以18-50°C/s水冷至 235480°C温度区间。
全文摘要
本发明提供了一种布氏硬度≥HB420的高强度耐磨钢板。其成分(重量％)为C0.205-0.25％、Si0.20-1.00％、Mn1.0-1.5％、P≤0.015％、S≤0.010％、Al0.02-0.04％、Ti0.01-0.03％、N≤0.006％、Ca≤0.005％，以及Cr≤0.70％、Ni≤0.50％、Mo≤0.30％中的至少1种，余量为铁和不可避免杂质。所述钢板的制造方法，包括将连铸坯或钢坯经1150-1250℃加热后在再结晶区和未再结晶区进行轧制，总压下率≥70％，终轧温度≥860℃，然后以Vmin～50℃/s冷速水冷至Ms-145～Ms-185℃再空冷至室温。所获6-25mm厚钢板组织为马氏体+残余奥氏体(5-10％)，硬度≥HB420，屈服强度≥1000MPa，延伸率≥18％，-40℃ Akv≥27J。钢板冷弯性能优良，尤其是钢板使用时具有明显的TRIP效应，使得其耐磨性大大提高，满足了相关行业对耐磨钢板的较高要求。
文档编号B21B37/74GK102560272SQ20111038351
公开日2012年7月11日 申请日期2011年11月25日 优先权日2011年11月25日
发明者张爱文, 焦四海, 王国栋 申请人:宝山钢铁股份有限公司