CN115011867B - 高强韧耐磨钢衬板及其制备方法 - Google Patents

高强韧耐磨钢衬板及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种强韧耐磨钢衬板及其制备方法。其中，所述高强韧耐磨钢衬板的原料包括：0.2wt％～0.4wt％的C、2.0wt％～3.0wt％的Si和Al总和、1.5wt％～2.5wt％的Mn、不高于0.015wt％的S、不高于0.010wt％的P、3.0wt％～4.0wt％的Cr和Ni总和、0.2wt％～0.5wt％的Mo、0.06wt％～0.15wt％V以及其余为Fe和冶炼时不可避免的杂质。由此，本申请的该高强韧耐磨钢衬板服役前的硬度为420～470HV，发生TRIP效应后表面硬度达到450～520HV，并且强度为1200～1400MPa，强塑积为18～23GPa·％，冲击韧性≥50J，从而将其作为大型半自磨机内部用衬板可以克服切削磨损和冲击磨损双重磨损，使其在高频、重载、高冲击工况下服役寿命大幅度提高，充分满足矿山机械对耐磨材料的使用要求，可将现有衬板服役寿命由3个月以下提高至5个月以上。

Description

高强韧耐磨钢衬板及其制备方法
技术领域
本发明属于冶炼领域，具体涉及一种高强韧耐磨钢衬板及其制备方法。
背景技术
对于大型半自磨机来说，其内部存有大量的钢球、块状矿料和矿浆等，工况十分恶劣，因此为保护磨机筒体，在磨机内部布置有衬板。衬板的功能不仅要在具有腐蚀性的研磨工况下保护磨机筒体，还要通过衬板上凸起的波形或梯形提升条，将磨矿介质和矿料连续提升到一定高度，并使之发生抛落或泻落运动，使矿料得到有效粉磨。可见复杂的磨矿工况决定了衬板会不断地受到冲击和磨损。因此，磨机运转过程中衬板的主要失效形式为断裂、腐蚀、磨损。特别是随着衬板的磨损，衬板上的提升条形状也会发生明显改变，进而使磨机内部的能量传输特性发生变化，影响到破碎效率。因此，磨机运行过程中一旦衬板出现断裂和严重磨损情况，必须立即停机更换。磨机的停机会使整个选矿厂瘫痪，造成巨大经济损失。
高锰钢作为现阶段磨机衬板的主要钢种，在高的冲击载荷下具有优异的加工硬化能力，短时间内表面形成的加工硬化层可使耐磨损能力迅速提升，这也是高锰钢现阶段在冲击磨损工况下得到了广泛应用的主要原因。但在较低的冲击载荷下，高锰钢存在屈服强度和初始硬度偏低的问题，导致其耐磨损的能力相对偏低。同时，高锰钢的铸态组织主要以奥氏体和碳化物为主，具有良好的延伸率和塑性，磨机运转过程中受到冲击时极易发生塑性变形，进而破坏筒体，导致筒体失圆。此外，为了较好克服切削磨损，硬度较高的低合金钢类衬板也被广泛采用，但此类衬板在受到较高载荷冲击时易出现断裂和破碎等问题。
因此，现有的大型半自磨机内部衬板有待改进。
发明内容
本发明旨在至少在一定程度上解决相关技术中的技术问题之一。为此，本发明的一个目的在于提出一种高强韧耐磨钢衬板及其制备方法，该高强韧耐磨钢衬板服役前的硬度为 420～470HV，发生TRIP效应后的表面硬度达到450～520HV，并且强度为1200～1400MPa，强塑积为18～23GPa·％，冲击韧性≥50J，从而将其作为大型半自磨机内部用衬板可以克服切削磨损和冲击磨损双重磨损，使其在高频、重载、高冲击工况下服役寿命大幅度提高，充分满足矿山机械对耐磨材料的使用要求。
在本发明的一个方面，本发明提出了一种强韧耐磨钢衬板。根据本发明的实施例，所述高强韧耐磨钢衬板的原料包括：0.2wt％～0.4wt％的C、2.0wt％～3.0wt％的Si和Al总和、 1.5wt％～2.5wt％的Mn、不高于0.015wt％的S、不高于0.010wt％的P、3.0wt％～4.0wt％的 Cr和Ni总和、0.2wt％～0.5wt％的Mo、0.06wt％～0.15wt％V以及其余为Fe和冶炼时不可避免的杂质。
由此，本申请的该高强韧耐磨钢衬板服役前的硬度为420～470HV，发生TRIP效应后表面硬度达到450～520HV，并且强度为1200～1400MPa，强塑积为18～23GPa·％，冲击韧性≥50J，从而将其作为大型半自磨机内部用衬板可以克服切削磨损和冲击磨损双重磨损，使其在高频、重载、高冲击工况下服役寿命大幅度提高，充分满足矿山机械对耐磨材料的使用要求，可将现有衬板服役寿命由3个月以下提高至5个月以上。
另外，根据本发明上述实施例的强韧耐磨钢衬板还可以具有如下附加的技术特征：
在本发明的一些实施例中，所述高强韧耐磨钢衬板中包括奥氏体、马氏体和贝氏体组成的复相组织，其中，所述复相组织的体积分数占比如下：8％～16％的奥氏体、30％～45％的马氏体以及余量的贝氏体。由此，该钢作为大型半自磨机内部衬板可以充分满足矿山机械对耐磨材料的使用要求。
在本发明的另一个方面，本发明提出了一种制备上述高强韧耐磨钢衬板的方法。根据本发明的实施例，所述方法包括：
(1)将包括高强韧耐磨钢衬板原料组成的钢水供给至冶炼炉中进行冶炼处理，同时在冶炼过程中进行除渣和防氧化处理，达到预定温度后出炉，出炉同时进行脱氧和变质处理，然后进行浇铸得到锥形锭；
(2)将所述锥形锭进行匀质化处理；
(3)将步骤(2)得到的锥形锭依次进行粗锻、精锻、矫直和退火处理；
(4)将步骤(3)得到的锻件加热至奥氏体转变结束温度以上10～50℃，保温1～4小时；然后将锻件在80～100℃的介质中冷却至马氏体转变开始温度与马氏体转变结束温度之间；将锻件控制加热至贝氏体转变开始温度与贝氏体转变结束温度之间，保温10～30小时；将锻件在80～100℃介质中冷却至室温；最后将锻件在220～320℃保温10～20小时空冷至室温，得到高强韧耐磨钢衬板。
由此，采用该方法可以制备得到上述服役前的硬度为420～470HV，发生TRIP效应后表面硬度达到450～520HV，并且强度为1200～1400MPa，强塑积为18～23GPa·％，冲击韧性≥50J的高强韧耐磨钢衬板，从而将其作为大型半自磨机内部用衬板可以克服切削磨损和冲击磨损双重磨损，使其在高频、重载、高冲击工况下服役寿命大幅度提高，充分满足矿山机械对耐磨材料的使用要求，可将现有衬板服役寿命由3个月以下提高至5个月以上。
另外，根据本发明上述实施例的制备强韧耐磨钢衬板的方法还可以具有如下附加的技术特征：
在本发明的一些实施例中，在步骤(1)中，所述冶炼处理在中频炉中进行，所述预定温度为1550～1600℃，所述浇铸温度为1480～1530℃。
在本发明的一些实施例中，在步骤(2)中，所述匀质化处理的温度为1150～1250℃，保温时间为2～5小时。由此，可以有效消除锥形锭中的组织偏析，使得锥形锭中化学成分均匀。
在本发明的一些实施例中，在步骤(3)中，所述粗锻按照下列步骤进行：首先将步骤 (2)得到的锥形锭进行镦粗，开锻温度为1120～1220℃；然后加热至1150～1250℃保温1～2 小时后进行拔长，开锻温度为1120～1220℃，得到三角形锻坯，然后将所述三角形锻坯加热至1150～1250℃保温1～2小时。
在本发明的一些实施例中，在步骤(3)中，所述精锻按照下列步骤进行：将所述三角形锻坯进行模锻，其中，模锻开锻温度为1120～1220℃，终锻温度为780～880℃，并且所述模锻过程中经历三次回火。
在本发明的一些实施例中，在步骤(3)中，所述粗锻和所述精锻过程的累计锻造比≥ 4，锻造应变速率为1～3s-1。
在本发明的一些实施例中，在步骤(3)中，所述矫直处理的温度为700～850℃。
在本发明的一些实施例中，在步骤(3)中，所述退火处理按照下列步骤进行：将所述矫直后的锻件在加热炉进行退火处理，退火温度为600～700℃，保温时间≥20小时，退火后空冷至室温。
本发明的附加方面和优点将在下面的描述中部分给出，部分将从下面的描述中变得明显，或通过本发明的实践了解到。
附图说明
本发明的上述和/或附加的方面和优点从结合下面附图对实施例的描述中将变得明显和容易理解，其中：
图1是本发明实施例的具备流线型的光滑大曲率半径过渡衬板示意图；
图2是本发明实施例的衬板裂纹尖端相对位移；
图3是本发明实施例的衬板裂纹尖端受压时裂纹扩展趋势；
图4是实施例1得到的高强韧耐磨钢衬板的等温转变曲线图；
图5是实施例1得到的高强韧耐磨钢衬板的显微组织形貌；
图6是实施例2得到的高强韧耐磨钢衬板的显微组织形貌。
具体实施方式
下面详细描述本发明的实施例，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。
在本发明的一个方面，本发明提出了一种强韧耐磨钢衬板。根据本发明的实施例，所述高强韧耐磨钢衬板的原料包括：0.2wt％～0.4wt％的C、2.0wt％～3.0wt％的Si和Al总和、 1.5wt％～2.5wt％的Mn、不高于0.015wt％的S、不高于0.010wt％的P、3.0wt％～4.0wt％的 Cr和Ni总和、0.2wt％～0.5wt％的Mo、0.06wt％～0.15wt％V以及其余为Fe和冶炼时不可避免的杂质。
发明人发现，0.2wt％～0.4wt％的碳元素(C)可提高淬透性；硅和铝元素(Si和Al)的添加可以延迟渗碳体沉淀，增加残余奥氏体的稳定性，提高贝氏体相变的形核驱动力。但过多的Al元素会影响浇铸时钢液的流动性，过多的Si元素会造成钢材石墨化，通过控制 Si和Al总和为2.0wt％～3.0wt％，可以保证钢液的流动性以及避免钢材石墨化；Mn元素能稳定且扩展奥氏体区具有较好的固溶强化作用，控制Mn元素含量为1.5wt％～2.5wt％可以提高强度、硬度及耐磨性；Cr元素具有较好的强化作用，可改善淬透性，从而可以提高钢的强度、硬度及耐磨性，Ni元素可强化基体的同时拖曳晶界移动，改善力学强度，通过控制Cr和Ni的总量为3.0wt％～4.0wt％，可以提高钢材的强度、硬度和耐磨性；钼元素(Mo) 可以强化铁素体，细化晶粒，降低或消除回火脆性，通过控制Mo元素含量为0.2wt％～0.5wt％，可以提高钢材的强度及硬度；钒元素(V)可以起到细化晶粒和提高韧性的作用，通过控制V元素含量为0.06wt％～0.15wt％，可以保证钢材的韧性。由此，上述各组分之间通过协同作用，使得到的高强韧耐磨钢衬板服役前的硬度为420～470HV，发生TRIP效应后表面硬度达到450～520HV，并且强度为1200～1400MPa，强塑积为18～23GPa·％，冲击韧性≥ 50J，从而将其作为大型半自磨机内部用衬板可以克服切削磨损和冲击磨损双重磨损，使其在高频、重载、高冲击工况下服役寿命大幅度提高，充分满足矿山机械对耐磨材料的使用要求，可将现有衬板服役寿命由3个月以下提高至5个月以上。
进一步地，上述高强韧耐磨钢衬板中包括奥氏体、马氏体和贝氏体组成的复相组织，其中，该复相组织的体积分数占比如下：8％～16％的奥氏体、30％～45％的马氏体以及余量的贝氏体。发明人发现，衬板的服役环境为高频、重载、高冲击，对衬板既有高冲击磨损又有切削磨损，钢材组织如仅存在单相则无法同时克服双重磨损机制，导致衬板的服役寿命偏低。服役过程中钢材在受到矿料和磨球冲击时，形变会诱导残余奥氏体发生 FCC-BCC相变，进而使得钢的强度和塑性明显提高，钢中奥氏体的体积分数决定了本发明涉及钢材产品在变形过程中能发生TRIP效应的程度。若奥氏体占比过高，则存在屈服强度和初始硬度偏低的问题，特别是在低冲击载荷下，极易出现磨损失效。相应的若奥氏体占比过低，则塑性和韧性偏低，在高冲击载荷下极易出现断裂。因此，本申请提出了由奥氏体、马氏体、贝氏体相交替分布的显微结构，这种软硬相交替分布的结构兼具了高硬度和高塑韧性，可以在复杂服役环境下同时克服冲击和切削双重磨损机制。
在本发明的再一个方面，本发明提出了一种制备上述高强韧耐磨钢衬板的方法。根据本发明的实施例，该方法包括：
S100：冶炼工艺
该步骤中，将上述包括高强韧耐磨钢衬板原料组成的钢水供给至冶炼炉，同时在冶炼过程中进行除渣和防氧化处理，达到1550～1600℃后出炉，出炉同时进行脱氧和变质处理，然后在1480～1530℃温度下进行浇铸得到锥形锭。
需要说明的是，“除渣处理”、“防氧化处理”、“脱氧处理”和“变质处理”均为本领域常规操作，此处不再赘述。
S200：匀质化工艺
该步骤中，将上述浇铸成型的锥形锭进行匀质化处理，其中匀质化处理的温度为1150～1250℃，保温时间为2～5小时，从而利于锥形锭中元素扩散，有效消除锥形锭中的组织偏析，使得锥形锭中化学成分均匀。
S300：粗锻、精锻、矫直和退火工艺
该步骤中，将上述步骤S200得到的匀质化后锥形锭依次进行粗锻、精锻、矫直和退火处理。具体的，粗锻按照下列步骤进行：首先将步骤S200得到的匀质化后锥形锭进行镦粗，开锻温度为1120～1220℃；然后加热至1150～1250℃保温1～2小时后进行拔长，开锻温度为 1120～1220℃，得到三角形锻坯，然后将三角形锻坯加热至1150～1250℃保温1～2小时；精锻按照下列步骤进行：将经粗锻得到的三角形锻坯进行模锻，其中，模锻开锻温度为1120～1220℃，终锻温度为780～880℃，模锻过程中经历三次回火，并且粗锻和精锻过程的累计锻造比≥4，锻造应变速率为1～3s-1；矫直处理的温度为700～850℃；退火处理按照下列步骤进行：将矫直后的锻件在加热炉进行退火处理，退火温度为600～700℃，保温时间≥20小时，退火后空冷至室温。需要说明的是，“矫直处理”为本领域常规操作，此处不再赘述。
由于大型半自磨机衬板形状复杂，衬板的功能不仅要在具有腐蚀性的研磨工况下保护磨机筒体，还要通过衬板上凸起的波形或梯形提升条，将磨矿介质和矿料连续提升到一定高度，并使之发生抛落或泻落运动，使矿料得到有效破碎。因此，需要在复相耐磨钢组织性能精准控制的基础上，通过形状设计来满足直径8-15米大型半自磨机内部高频重载高冲击的复杂工况下的长寿命服役要求。因此，基于国内外衬板形状的调研结果，并结合断裂力学中应力强度因子理论和接触力学相关理论，提出大曲率半径过渡的设计方案(即本申请模锻后锻件的结构如图1所示)。采用此方案制备出的衬板在裂纹近端受到撞击时，由于采用大曲率半径过渡，裂纹尖端的位移呈闭合趋势(见附图2)，裂纹尖端的应力为压应力(见附图3)，抑制了裂纹扩展。承受远端载荷时，改进前后的裂纹尖端的环向拉伸应力比为FI(β，ρ)为衬板张开角度β和过渡区曲率半径ρ的函数，λ1指一型裂纹应力奇异性指数，指等价的裂纹应力强度因子，其中FI(β，ρ)随着曲率半径的增大而减小，所以当裂纹远端受到撞击时，改进后的衬板可以有效地降低裂纹尖端的环向拉伸应力，进而延长了衬板寿命。结合上述理论和数值模拟结果设计出可以释放和缓解冲击载荷的光滑大曲率半径过渡衬板结构如图1所示。
S400：热处理工艺
该步骤中，将步骤S300得到的锻件加热至奥氏体转变结束温度(Ac3)以上10～50℃，保温1～4小时，从而可以确保完全奥氏体化的基础上，尽量减小原始奥氏体晶粒尺寸，确保最终热处理后显微组织的晶粒度为7～8级；然后将锻件在80～100℃的介质中冷却至马氏体转变开始温度(Ms)与马氏体转变结束温度(Mf)之间，从而避免衬板内部残余应力过大造成的淬裂等问题；为了进一步控制未转变残余奥氏体的形状和稳定性，将锻件控制加热至贝氏体转变开始温度(Bs)与贝氏体转变结束温度(Bf)之间，保温10～30小时，既可以减少块状的残余奥氏体含量，同时也可以通过碳从过饱和马氏体和贝氏体中扩散至奥氏体中，使得残余奥氏体稳定性进一步提高；为了进一步改善衬板服役过程中残余奥氏体的机械稳定性，将锻件在80～100℃介质中冷却至室温；最后将锻件在220～320℃保温10～20小时空冷至室温，得到高强韧耐磨钢衬板。
由此，采用该方法可以制备得到上述服役前的硬度为420～470HV，发生TRIP效应后表面硬度达到450～520HV，并且强度为1200～1400MPa，强塑积为18～23GPa·％，冲击韧性≥50J的高强韧耐磨钢衬板，从而将其作为大型半自磨机内部用衬板可以克服切削磨损和冲击磨损双重磨损，使其在高频、重载、高冲击工况下服役寿命大幅度提高，充分满足矿山机械对耐磨材料的使用要求，可将现有衬板服役寿命由3个月以下提高至5个月以上。
下面参考具体实施例，对本发明进行描述，需要说明的是，这些实施例仅仅是描述性的，而不以任何方式限制本发明。
实施例1
制备高强韧耐磨钢衬板的方法包括：
(1)冶炼工艺：将表1中对应的高强韧耐磨钢衬板化学成分的钢水供给至中频炉冶炼，冶炼过程中进行除渣和防氧化处理，温度达到1600℃时出炉，出炉同时进行脱氧和变质处理，随后浇铸成锥型锭，浇铸温度为1530℃；
(2)均质化工艺：将锥形锭加热至1250℃，保温5小时；
(3)粗锻工艺：将步骤(2)得到均质化的锥形锭进行镦粗，开锻温度为1220℃；然后加热至1250℃保温2小时后进行拔长，开锻温度为1220℃，得到三角形锻坯，然后将三角形锻坯加热至1250℃保温1～2小时；
(4)精锻工艺：将三角形锻坯进行模锻，其中模锻形状借鉴了断裂力学理论，进行了低应力流线型设计(参考图1)，模锻开锻温度为1220℃，终锻温度为880℃，该过程中经历三次回火，并且粗/精锻过程的累计锻造比为6，锻造应变速率为1s-1；
(5)矫直工艺：将成形后的锻件进行矫直，矫直温度为850℃；
(6)退火工艺：将矫直后的锻件将进入到加热炉进行退火处理，退火温度为700℃，保温时间为24小时，退火后空冷至室温；
(7)热处理工艺：①将上述步骤下得到的锻件加热至860℃，保温1小时；②将锻件在80℃介质中冷却至275℃；③将锻件控制加热至400℃，保温10小时；④将锻件在80℃介质中冷却至室温；⑤将锻件在220℃等温10小时后空冷至室温，得到高强韧耐磨钢衬板。
采用扫描电子显微镜、显微硬度仪、万能实验机等实验仪器对得到的高强韧耐磨钢衬板材料性能测试，其等温转变曲线图如图4所示，显微组织形貌如图5所示，具体结果如表2和表3所示。
实施例2
制备高强韧耐磨钢衬板的方法包括：
(1)冶炼工艺：将表1中对应的高强韧耐磨钢衬板化学成分的钢水供给至中频炉冶炼，冶炼过程中进行除渣和防氧化处理，温度达到1550℃时出炉，出炉同时进行脱氧和变质处理，随后浇铸成锥型锭，浇铸温度为1480℃；
(2)均质化工艺：将锥形锭加热至1150℃，保温2小时；
(3)粗锻工艺：将步骤(2)得到均质化的锥形锭进行镦粗，开锻温度为1120℃；然后加热至1150℃保温1小时后进行拔长，开锻温度为1120℃，得到三角形锻坯，然后将三角形锻坯加热至1150℃保温1小时；
(4)精锻工艺：将三角形锻坯进行模锻，其中模锻形状借鉴了断裂力学理论，进行了低应力流线型设计(参考图1)，模锻开锻温度为1120℃，终锻温度为780℃，该过程中经历三次回火，并且粗/精锻过程的累计锻造比为4，锻造应变速率为3s-1；
(5)矫直工艺：将成形后的锻件进行矫直，矫直温度为700℃；
(6)退火工艺：将矫直后的锻件将进入到加热炉进行退火处理，退火温度为600℃，保温时间为20小时，退火后空冷至室温；
(7)热处理工艺：①将上述步骤下得到的锻件加热至900℃，保温4小时；②将锻件在100℃介质中冷却至225℃；③将锻件控制加热至375℃，保温30小时；④将锻件在100℃介质中冷却至室温；⑤将锻件在320℃等温20小时后空冷至室温，得到高强韧耐磨钢衬板。
采用扫描电子显微镜、显微硬度仪、万能实验机等实验仪器对得到的高强韧耐磨钢衬板材料性能测试，其显微组织形貌如图6所示，具体结果如表2和表3所示。
实施例3
制备高强韧耐磨钢衬板的方法包括：
(1)冶炼工艺：将表1中对应的高强韧耐磨钢衬板化学成分的钢水供给至中频炉冶炼，冶炼过程中进行除渣和防氧化处理，温度达到1570℃时出炉，出炉同时进行脱氧和变质处理，随后浇铸成锥型锭，浇铸温度为1500℃；
(2)均质化工艺：将锥形锭加热至1200℃，保温4小时；
(3)粗锻工艺：将步骤(2)得到均质化的锥形锭进行镦粗，开锻温度为1180℃；然后加热至1230℃保温1.5小时后进行拔长，开锻温度为1150℃，得到三角形锻坯，然后将三角形锻坯加热至1200℃保温1.5小时；
(4)精锻工艺：将三角形锻坯进行模锻，其中模锻形状借鉴了断裂力学理论，进行了低应力流线型设计(参考图1)，模锻开锻温度为1200℃，终锻温度为830℃，该过程中经历三次回火，并且粗/精锻过程的累计锻造比为5，锻造应变速率为3s-1；
(5)矫直工艺：将成形后的锻件进行矫直，矫直温度为800℃；
(6)退火工艺：将矫直后的锻件将进入到加热炉进行退火处理，退火温度为650℃，保温时间为22小时，退火后空冷至室温；
(7)热处理工艺：①将上述步骤下得到的锻件加热至890℃，保温2.5小时；②将锻件在90℃介质中冷却至215℃；③将锻件控制加热至380℃，保温24小时；④将锻件在90℃介质中冷却至室温；⑤将锻件在300℃等温20小时后空冷至室温，得到高强韧耐磨钢衬板。
采用扫描电子显微镜、显微硬度仪、万能实验机等实验仪器对得到的高强韧耐磨钢衬板材料性能测试，具体结果如表2和表3所示。
表1实施例1-3中的高强韧耐磨钢衬板原料中各元素含量百分比wt.％
表2实施例1-3得到的高强韧耐磨钢衬板晶粒度等级和各相在组织中体积分数占比％
实施例 晶粒度 奥氏体 马氏体 贝氏体
实施例1 8级 8 45 47
实施例2 7级 16 30 44
实施例3 7级 12 42 46 
表3实施例1-3得到的高强韧耐磨钢衬板的力学性能
在本说明书的描述中，参考术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等的描述意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。
尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

Claims (8)

1.一种制备高强韧耐磨钢衬板的方法，其特征在于，包括：
（1）将包括高强韧耐磨钢衬板原料组成的钢水供给至冶炼炉中进行冶炼处理，同时在冶炼过程中进行除渣和防氧化处理，达到预定温度后出炉，出炉同时进行脱氧和变质处理，然后进行浇铸得到锥形锭；
（2）将所述锥形锭进行匀质化处理；
（3）将步骤（2）得到的锥形锭依次进行粗锻、精锻、矫直和退火处理；
（4）将步骤（3）得到的锻件加热至奥氏体转变结束温度以上10~50℃，保温1~4小时；然后将锻件在80~100℃的介质中冷却至马氏体转变开始温度与马氏体转变结束温度之间；将锻件控制加热至贝氏体转变开始温度与贝氏体转变结束温度之间，保温10~30小时；将锻件在80~100℃介质中冷却至室温；最后将锻件在220~320℃保温10~20小时空冷至室温，得到高强韧耐磨钢衬板，
所述高强韧耐磨钢衬板的原料包括：
0.2wt%~0.4wt%的C；
2.0wt%~3.0wt%的Si和Al总和；
1.5wt%~2.5wt%的Mn；
不高于0.015wt%的S；
不高于0.010wt%的P；
3.0wt%~4.0wt%的Cr和Ni总和；
0.2wt%~0.5wt%的Mo；
0.06wt%~0.15wt%V；
其余为Fe和冶炼时不可避免的杂质，
所述高强韧耐磨钢衬板中包括奥氏体、马氏体和贝氏体组成的复相组织，其中，所述复相组织的体积分数占比如下：8%~16%的奥氏体、30%~45%的马氏体以及余量的贝氏体。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在步骤（1）中，所述冶炼处理在中频炉中进行，所述预定温度为1550~1600℃，所述浇铸温度为1480~1530℃。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在步骤（2）中，所述匀质化处理的温度为1150~1250℃，保温时间为2~5小时。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在步骤（3）中，所述粗锻按照下列步骤进行：
首先将步骤（2）得到的锥形锭进行镦粗，开锻温度为1120~1220℃；然后加热至1150~1250℃保温1~2小时后进行拔长，开锻温度为1120~1220℃，得到三角形锻坯，然后将所述三角形锻坯加热至1150~1250℃保温1~2小时。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，在步骤（3）中，所述精锻按照下列步骤进行：
将所述三角形锻坯进行模锻，其中，模锻开锻温度为1120~1220℃，终锻温度为780~880℃，并且所述模锻过程中经历三次回火。
6.根据权利要求4或5所述的方法，其特征在于，在步骤（3）中，所述粗锻和所述精锻过程的累计锻造比≥4，锻造应变速率为1~3s-1。
7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在步骤（3）中，所述矫直处理的温度为700~850℃。
8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在步骤（3）中，所述退火处理按照下列步骤进行：
将所述矫直后的锻件在加热炉进行退火处理，退火温度为600~700℃，保温时间≥20小时，退火后空冷至室温。
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