通体硬化的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，具体涉及一种通体硬化的耐磨钢板及其制造方法。

背景技术：

工程和采矿机械常采用表面布氏硬度为HBW360左右的NM360和HBW400左右的NM400钢板来制造要求耐磨的部件。中国专利公开号为CN104451409A、CN102747280B、CN103014543A、CN103233171A、CN105002430A、CN101775543A、CN101880831A、CN103194674A的发明披露了类似耐磨钢板和制造方法。但是，这些发明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）耐磨钢板的要求。中国专利公开号为CN105603323A 的发明披露了钢板表面布氏硬度为HBW320～HBW410， -40℃时钢板1/4厚度处冲击功>20J的耐磨钢板及其制造方法，据此制造的钢板厚度可达120mm。但是，随着工程和采矿机械尺寸和动力的不断增大，需要更大厚度的更坚固和耐磨耗的“通体硬化”的高韧性易焊接耐磨钢板来制造与之匹配的耐磨部件（如刃板）。也就是说，不仅在钢板表面要满足硬度要求而且在整个厚度截面上也须满足要求，也就是满足“通体硬化”的要求。但是，仅靠钢板的“通体硬化”并不能保证制成部件在复杂工况下具有坚固、耐磨耗和长的使用寿命，它也需要钢板在整个厚度截面上具有高的韧性相结合才能满足这样的要求，即在钢板的1/4和1/2厚度处均应具有高的冲击韧性。相对照，CN105603323A 的发明仅涉及到钢板的表面硬度但不涉及整个厚度截面上的硬度，也就是不涉及“通体硬化”性能；仅涉及到钢板1/4厚度处的冲击韧性不涉及到1/2厚度处的冲击韧性；仅能制造最大厚度为120mm的钢板不能制造更大厚度的钢板；这些因素限制了它在要求 “通体硬化”的高韧性特大厚度工程和采矿机械耐磨部件（如刃板）中的使用。

技术实现要素：

本发明的目的在于克服上述不足，提供一种通体硬化的高韧性易焊接特厚耐磨钢板及其制造方法，钢板的制造厚度为110～180mm。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种通体硬化的高韧性易焊接特厚耐磨钢板，其特征在于：该钢板以Fe为基础元素，且还包含如下质量百分比的化学成分：C：0.11～0.15%，Si：0.20～ 0.40%，Mn：0.9～1.3%，P：≤0.010%，S：≤0.002%，Cr：0.4～0.8%，Mo：0.4～0.7%，Ni：1.0～2.6%，Cu：0.2～0.5%，Al：0.06～0.1%，V：0.03～0.06%，Nb：≤0.04%，N：≤0.006%，B：0.001～0.002%，Ca：0.0005～0.005，且Ca/S≥1，Al≥(Mn/C)× (%N)，及不可避免的杂质元素；碳当量CEV（= C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu + Ni)/15）≤0.75%。

本发明钢板厚度为110～180mm，碳当量CEV≤0.75%，采用连铸坯制造。钢板在整个厚度截面上的布氏硬度为HBW320～HBW400，在钢板1/4和1/2厚度处-40℃的夏比冲击功均>60J。

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：是确保钢板耐磨性所必须的元素，提高钢中的碳含量将会增加它的马氏体转变能力，从而提高它的硬度和强度，进而提高耐磨性。但过高的C 含量对钢的韧性不利，也会降低焊接性能。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0.11～0.15%。

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。它降低C在铁素体中的扩散速度使回火时析出的碳化物不易聚集，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也使其保持高的硬度。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材料的耐磨性。但是，Si 含量较高时钢板的韧性和焊接性能降低。本发明控制Si 含量为0.20～0.40%。

Mn：是提高钢淬透性的元素，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含量则会增加钢的碳当量从而损坏其焊接性能，也有使晶粒粗化并增加回火脆性敏感性的倾向。此外，较高的Mn容易导致铸坯中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0.9～1.3%。

Ni：是提高钢板的淬透性并显著改善其低温韧性的元素，对冲击韧性和韧脆转变温度有良好的影响。但Ni 含量过高时，钢板表面易生成黏性较高的氧化铁皮，难以去除，影响钢板的表面质量。另外，Ni 也是贵重金属，含量过高会增加成本。本发明控制其含量在1.0～2.6%，有利于达到最优的性价比。

Cr：是提高淬透性、增加回火稳定性而有助于钢的硬度、强度提高的元素。在C 含量较低的情况下，添加适量的Cr可以保证钢板达到所需的硬度和强度。Cr也能够显著提高钢的抗氧化和耐腐蚀性能，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，则降低钢材的韧性同时也降低钢材的焊接性能，本发明控制其含量在0.4 ～ 0.8%。

Mo：显著提高钢的淬透性以使钢在淬火时易形成马氏体。淬火后的钢在较低温度范围回火时，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会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0.4 ～ 0.7%。

Cu：可提高钢板的淬透性和耐大气腐蚀性能，降低钢的氢致裂纹敏感性。但过高的Cu 含量不利于钢板的焊接性能，而且也易产生铜脆现象，恶化钢板的表面性能。本发明控制其含量为0.2 ～ 0.5%。

V：是细化晶粒的元素，也是使V(C，N)弥散析出而显著提高钢的硬度和强度的元素。但若添加量过高，则将降低材料的韧性和焊接性能，本发明控制其含量在0.03 ～ 0.06%。

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，这就为大厚度钢板在淬火、回火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且增加成本。此外，过高的Nb含量对焊接性能有不利的影响。本发明控制其含量≤0.04%。

Al：主要起固氮和脱氧作用并减小或消除钢的时效现象。Al与N 接合形成AlN可以有效地细化晶粒，提高钢的硬度、强度和韧性，但含量过高则含Al的夹杂物（例如氧化铝等）增加会损害钢的韧性。因此，本发明控制其含量在0.06 ～ 0.1%。此外，为了确保钢中元素B的固溶量从而增加钢的淬透性，Al的含量也须满足Al ≥(Mn/C)× (%N)的要求。

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的淬透性，同时对其它性能无明显影响。B作为贵重合金元素的替代品可改善钢板厚度方向显微组织的均匀性从而提高钢板沿厚度方向的“通体硬化”性能。B含量过低不利于淬透性的提高，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使得钢板的焊接性能降低。本发明控制其含量为0.0010 ～ 0.0020%。

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≤0.002%。

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改善水口堵塞问题。本发明中控制Ca含量为0.0005 ～ 0.005，且Ca/S ≥1。

碳当量CEV（= C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu + Ni)/15）：是评价钢材焊接性能的一个重要指标。CEV低有利于钢材的焊接性能但不利于在淬火时形成高强度的马氏体组织，CEV高虽有利于马氏体组织的形成，但却会恶化钢材的焊接性能，因此，本发明控制CEV≤0.75%。

如上所述的一种通体硬化的高韧性易焊接特厚耐磨钢板通过连铸坯来制造是这样实现的：

按所述钢板的化学组成配制冶炼原料，依次经KR铁水预处理、转炉冶炼、LF精炼、RH精炼和连铸，生产出高纯净度钢水和厚度≥370mm的具有低中心偏析和疏松、无裂纹且纯净度高的连铸坯（中心偏析：等于或优于C 类0.5级，中心疏松：等于或优于0.5级，无中心裂纹、角裂纹和三角区裂纹；夹杂物：A、B、C类粗系 = 0，D类粗系 ≤ 0.5；A类细系 ≤ 0.5；B类细系 ≤ 0.5；C类细系 = 0；D类细系 ≤ 0.5；Ds类 ≤ 0.5）。经RH处理之后钢水中的H含量须≤0.0001%。

连铸完成后对连铸坯加罩缓冷以降低其中的H含量从而避免钢板的氢致开裂，连铸坯冷却至150 ～ 300℃出罩。缓冷完成后对连铸坯表面带温清理以确保其表面质量同时保证在火焰清理过程中连铸坯表面没有裂纹产生。

将经过上述处理的连铸板坯加热至1180 ～ 1280℃，保温2 ～ 4小时，使钢中的合金元素充分固溶，发挥其强韧化作用，保证最终产品的成分及性能。保温完成后，进行高压水除鳞处理，然后进行两阶段轧制：第一阶段轧制为粗轧，开轧温度在1050 ～ 1150℃，总压缩率≥40%，采用强压下轧制，最大单道次压下率≥17%，以保证连铸坯心部缺陷被充分弥合从而使得大厚度钢板在1/2厚度处的性能得到保证。第二阶段轧制为精轧，开轧温度在870 ～ 930℃，总压缩率≥20%，轧至成品厚度，轧制完成后将钢板空冷和矫直。

矫直后的钢板在冷床上空冷至600 ～ 650℃后加罩堆缓冷，时间：≥72小时，以进一步降低或去除轧制后钢板中的H含量从而进一步保证成品钢板1/2厚度处的性能，钢板出罩后空冷至室温。

将缓冷完成的钢板进行淬火 + 回火处理即获得成品钢板。淬火处理使用连续炉加热，加热温度：890 ～ 920℃，在炉时间：1.7 ～ 2.0min/mm，使用淬火机水淬；淬火机的辊道速度≤3.5m/min，水流量≥8500m³/h，淬火时须将钢板水淬至表面温度 ≤ ～100℃后空冷至室温。回火处理的工艺为：回火温度：200～220℃，保温时间：（2.5 ～ 3.5min/mm）×钢板厚度（mm），出炉后空冷至室温。

本发明针对大型工程和采矿机械的耐磨部件（如刃板）对 “通体硬化”的高韧性易焊接特大厚度耐磨钢板的需求，使用优化的化学成分、高的钢水纯净度、优化的连铸工艺生产的高质量（低的中心偏析和疏松、无裂纹）、高纯净度的连铸板坯直接作为坯料，采取控制轧制 + 淬火 + 低温回火的方法制造出满足这一要求的特大厚度的钢板。钢板的厚度为110～180mm，最终金相组织为回火板条马氏体（靠近钢板表面）和回火板条马氏体 + 回火下贝氏体（靠近钢板芯部）。

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通体硬化、高韧性、易焊接、特大厚度的特点。在钢板的整个厚度截面上布氏硬度为HBW320～HBW400，在钢板1/4和1/2厚度处-40℃的夏比冲击功均>60J，碳当量CEV≤0.75%，钢板的厚度为110 ～ 180mm，采用连铸坯制造。

本发明制造的特厚耐磨钢板使用连铸坯作为坯料来制造，较使用模铸钢锭作为坯料来制造省去了轧制过程中的开坯加工过程，简化了生产工艺，同时，也提高了钢板的成材率，降低了钢板的制造成本，在工业化生产时具有明显的生产优势。

附图说明

图1、2分别为本发明实施例1所涉及钢板近表面和1/2厚度处的显微组织；

图3、4分别为本发明实施例2所涉及钢板近表面和1/2厚度处的显微组织；

图5、6分别为本发明实施例3所涉及钢板近表面和1/2厚度处的显微组织；

图7、8分别为本发明实施例4所涉及钢板近表面和1/2厚度处的显微组织；

图9为本发明实施例1-4所涉及钢板沿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

本实施例涉及厚度为180mm的通体硬化的高韧性易焊接耐磨钢板，所包含的成分及质量百分数为：C：0.12%，Si：0.28%，Mn：1.06%，P：0.004%，S：0.0006%，Cr：0.70%，Mo：0.50%，Ni：2.49%，Cu：0.26%，Al：0.069%，V：0.035%，Nb：0.02%，N：0.0032%，B：0.0014%，Ca：0.0017%，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 ) = 0.73%，经RH处理后钢水中的H = 0.00007%。

该通体硬化的高韧性易焊接耐磨钢板的生产工艺如下：

按上述化学组成配置冶炼原料依次进行KR铁水预处理 – 转炉冶炼 – LF 精炼 – RH 精炼 – 连铸(连铸坯厚度：450mm) – 连铸坯加罩缓冷 – 连铸坯清理 – 加热(保温处理)– 高压水除鳞 – 控轧 – 矫直 – 加罩堆缓冷 – 淬火 – 回火。

进一步地讲，上述加热、控轧、冷却阶段的具体工艺为：将生产的连铸坯（中心偏析：C 类0.5级，中心疏松：0.5级，无中心裂纹、角裂纹和三角区裂纹，夹杂物：A、B、C、D类粗系 = 0；A、B、D类细系 = 0.5；C类细系 = 0，Ds类 = 0）加热至1240℃保温3.5小时，出炉后经高压水除鳞处理后进行两阶段轧制。第一阶段轧制(即粗轧)的开轧温度为1110℃，中间坯厚235mm，总压缩率 = 47.8%，最大单道次压下率 = 17.6%；第二阶段轧制(即精轧)的开轧温度为880℃，最终板厚180mm，总压缩率 = 23.4%。轧后矫直，矫直后的钢板在冷床上空冷至～640℃下冷床加罩堆缓冷96小时后出罩空冷至室温。

缓冷后的钢板进入连续炉淬火加热，加热温度：900℃，在炉时间：1.7min/mm，在辊道速度为1.6m/min、水流量为9000m³/h的情况下使用淬火机水淬钢板至表面温度～60℃后空冷至室温。淬火处理后的钢板进行低温回火处理，加热温度：220℃，保温时间：3.5min/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沿厚度方向的金相组织为回火板条马氏体（靠近钢板表面）和回火板条马氏体 + 回火下贝氏体（靠近钢板芯部），如图1和图2所示；沿钢板厚度方向的布氏硬度如表1和图9所示，冲击性能如表1所示。它具有高的低温韧性（-40℃时在钢板1/4和1/2厚度处的夏比冲击功均>60J）和高的硬度均匀性（即高的通体硬化性能）。在钢板表面和1/2厚度处的布氏硬度的差仅为4.4%。

实施例2

本实施例涉及厚度为125mm的通体硬化的高韧性易焊接耐磨钢板，所包含的成分及质量百分数和碳当量CEV 与实施例1相同。该实施例的制造工艺与实施例1 基本相同，主要差别在于轧制以及随后的热处理，具体如下：

将生产的连铸坯（厚度：450mm，中心偏析：C 类0.5级，中心疏松：0.5级，无中心裂纹、角裂纹和三角区裂纹，夹杂物：A、B、C、D类粗系 = 0；A、B、D类细系 = 0.5；C类细系 = 0，Ds类 = 0）加热至1260℃保温3.5小时，出炉后经高压水除鳞处理后进行两阶段轧制。第一阶段轧制(即粗轧)的开轧温度为1120℃，中间坯厚200mm，总压缩率 = 55.6%，最大单道次压下率 = 19.9%；第二阶段轧制(即精轧)的开轧温度为900℃，最终板厚125mm，总压缩率 = 37.5%。轧后矫直，矫直后的钢板在冷床上空冷至～610℃后下冷床加罩堆缓冷72小时后出罩空冷至室温。

缓冷后的钢板进入连续炉淬火加热，加热温度：910℃，在炉时间：1.8min/mm，在辊道速度为2.7m/min、水流量为9000m³/h的情况下使用淬火机水淬钢板至表面温度～50℃后空冷至室温。淬火处理后的钢板进行低温回火处理，加热温度：220℃，保温时间：3.1min/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沿厚度方向的金相组织为回火板条马氏体（靠近钢板表面）和回火板条马氏体 + 回火下贝氏体（靠近钢板芯部），如图3和图4所示；沿钢板厚度方向的布氏硬度如表1和图9所示，冲击性能如表1所示。它具有高的低温韧性（-40℃时在钢板1/4和1/2厚度处的夏比冲击功均>100J）和高的硬度均匀性（即高的通体硬化性能），在钢板表面和1/2厚度处的布氏硬度的差为11.4%。

实施例3

本实施例涉及一种厚度为115mm的通体硬化的高韧性易焊接耐磨钢板，所包含的成分及质量百分数为：C：0.14%，Si：0.26%，Mn：1.05%，P：0.003%，S：0.0012%，Cr：0.66%，Mo：0.51%，Ni：1.39%，Cu：0.26%，Al：0.063%，V：0.034%，Nb：0.0032%，N：0.0034%，B：0.0018%，Ca：0.0021%，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 ) = 0.67%，经RH处理后钢水中的H = 0.00006%。

按上述化学组成配置冶炼原料依次进行KR铁水预处理– 转炉冶炼 –LF 精炼 – RH 精炼 – 连铸(连铸坯厚度：370mm) – 连铸坯加罩缓冷 – 连铸坯清理 – 加热(保温处理)– 高压水除鳞 – 控轧 – 矫直 – 加罩堆缓冷 – 淬火 – 回火。

进一步地讲，上述加热、控轧、冷却阶段的具体工艺为：将连铸坯（中心偏析：C 类0.5级，中心疏松：0.5级，无中心裂纹、角裂纹和三角区裂纹，夹杂物：A、B、C、D类粗系 = 0；A、B、D类细系 = 0.5；C类细系 = 0，Ds类 = 0）加热至1250℃保温2.5小时，再经高压水除鳞后进行两阶段轧制，第一阶段轧制(即粗轧)的开轧温度为1090℃，中间坯厚200mm，总压缩率 = 45.9%，最大单道次压下率 = 18.7%；第二阶段轧制(即精轧)的开轧温度为920℃，最终板厚115mm，总压缩率 = 42.5%。轧后矫直，在冷床上将钢板冷却到～630℃下冷床加罩堆缓冷72小时后出罩空冷至室温。

缓冷后的钢板进入连续炉淬火加热，加热温度：920℃，在炉时间：1.9min/mm，在辊道速度为2.0m/min、水流量为9000m³/h的情况下使用淬火机水淬钢板至表面温度～50℃后空冷至室温。淬火处理后的钢板进行低温回火处理，加热温度：200℃，保温时间：2.8min/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沿厚度方向的金相组织为回火板条马氏体（靠近钢板表面）和回火板条马氏体 + 回火下贝氏体（靠近钢板芯部），如图5和图6所示；沿钢板厚度方向的布氏硬度如表1和图9所示，冲击性能如表1所示。它具有高的低温韧性（-40℃时在钢板1/4和1/2厚度处的夏比冲击功均>100J）和高的硬度均匀性（即高的通体硬化性能），在钢板表面和1/2厚度处的布氏硬度的差为10.4%。

实施例4

本实施例涉及一种厚度为110mm的通体硬化的高韧性易焊接耐磨钢板，所包含的成分及质量百分数为：C：0.14%，Si：0.28%，Mn：1.06%，P：0.004%，S：0.0009%，Cr：0.50%，Mo：0.48%，Ni：1.39%，Cu：0.24%，Al：0.064%，V：0.038%，Nb：0.004%，N：0.0019%，B：0.0016%，Ca：0.0015%，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 ) = 0.63%，经RH处理后钢水中的H = 0.00009%。

该实施例的制造工艺与实施例3 基本相同，主要差别在于轧制以及随后的热处理方面，具体如下：

将连铸坯（370mm厚，中心偏析：C 类0.5级，中心疏松：0.5级，无中心裂纹、角裂纹和三角区裂纹，夹杂物：A、B、C、D类粗系 = 0；A、B、D类细系 = 0.5；C类细系 = 0，Ds类 = 0.5）加热至1220℃保温2.8小时，再经高压水除鳞后进行两阶段轧制，第一阶段轧制(即粗轧)的开轧温度为1100℃，中间坯厚195mm，总压缩率 = 47.3%，最大单道次压下率 = 19.2%；第二阶段轧制(即精轧)的开轧温度为920℃，最终板厚110mm，总压缩率 = 43.6%。轧后矫直，在冷床上将钢板冷却到～650℃下冷床加罩堆缓冷72小时后出罩空冷至室温。

缓冷后的钢板进入连续炉淬火加热，加热温度：910℃，在炉时间：2.0min/mm，在辊道速度为2.0m/min、水流量为9000m³/h的情况下使用淬火机水淬钢板至表面温度～50℃后空冷至室温。淬火处理后的钢板进行低温回火处理，加热温度：200℃，保温时间：2.5min/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沿厚度方向的金相组织为回火板条马氏体（靠近钢板表面）和回火板条马氏体 + 回火下贝氏体（靠近钢板芯部），如图7和图8所示；沿钢板厚度方向的布氏硬度如表1和图9所示，冲击性能如表1所示。它具有高的低温韧性（-40℃时在钢板1/4和1/2厚度处的夏比冲击功均>100J）和高的硬度均匀性（即高的通体硬化性能），在钢板表面和1/2厚度处的布氏硬度的差为16.2%。

表 1 实施例制造的钢板的冲击性能和布氏硬度