CN102127705B

CN102127705B - 一种高强度高硬度耐磨钢

Info

Publication number: CN102127705B
Application number: CN 201010022687
Authority: CN
Inventors: 王巍; 王焕荣
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2010-01-12
Filing date: 2010-01-12
Publication date: 2013-07-17
Anticipated expiration: 2030-01-12
Also published as: CN102127705A

Abstract

一种高强度高硬度耐磨钢，其化学成分按重量百分比计为：0.2％＜C≤0.3％，0.5％≤Si≤1.0％，1.4％≤Mn＜2.0％，P≤0.01％，S≤0.005％，0.02％≤Nb≤0.04％，0.02％≤Ti≤0.035％，0.03％≤V＜0.06％，0.0015％≤B≤0.002％，Al：≤0.03％，0.002％≤N≤0.004％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。高强度高硬度耐磨钢的制备包括：钢坯或钢锭加热到1100～1200℃温度，保温1～2小时；在未再结晶温度以上进行多道次大压下且累计变形量≥80％的轧制；在未再结晶温度以下中间坯待温，然后进行2～3个道次轧制，以获得少许变形的奥氏体晶粒；在接近铁素体析出开始温度Ar₃以上快速冷却至200℃以下。这样得到的钢抗拉强度≥1450MPa，屈服强度＞1000MPa，平均布氏硬度在440以上。

Description

一种高强度高硬度耐磨钢

技术领域

本发明涉及结构钢，特别是高强度高硬度耐磨钢，其抗拉强度≥1450MPa，屈服强度＞1000MPa，平均布氏硬度在440以上。

背景技术

在当前全球经济危机的大背景下，钢铁企业的发展面临着巨大的挑战，由于钢材价格的大幅降低，许多钢铁企业的经营出现了巨额亏损。为提高企业的盈利能力和水平，钢铁企业只有进一步降本增效才能提高产品的利润空间，依靠新技术和新工艺开发适合市场需求的新产品，同时不断降低产品生产成本，改善产品性能是非常关键的措施之一。随着我国经济持续快速的发展，冶金、建材、矿山、电力、水泥、工程机械以及煤炭等领域对耐磨钢的需求越来越多。目前广泛使用的耐磨钢从组织特征的角度主要分为奥氏体、马氏体和贝氏体耐磨钢。传统的耐磨钢即高锰钢冲击韧性高，其耐磨性原理主要是通过大的冲击载荷发生加工硬化而实现，而在较小的冲击力作用下，高锰钢不足以发生加工硬化，导致其耐磨性降低，故主要适合于高应力磨损条件；马氏体耐磨钢主要是指低碳多合金化低合金钢，一般通过淬火和回火热处理后使用，为提高淬透性，通常加入合金元素Cr和Mo以及Ni等。贝氏体耐磨钢主要指中碳高硅合金钢，经相应的贝氏体相变热处理后使用。马氏体和贝氏体耐磨钢主要适用于低应力磨损条件。

现有技术中有介绍耐磨钢的相关文献，如CN1132263A、CN1710134A、CN1032198A和CN1109919A，其特点是：从耐磨钢的碳含量来看，已有的耐磨钢基本都属于中高碳合金钢，而且为了提高淬透性，基本都加入了合金元素Cr和Mo，有的耐磨钢中还加入贵金属如Ni等，这无疑增加了钢的生产成本；从耐磨钢的生产工艺特点来看，目前耐磨钢的研制和应用，绝大部分都是采用热处理的方法来获得高硬度和高耐磨性以及韧性，如CN1032198A和CN1699613A的耐磨钢采用正火+回火的热处理工艺，公开号为CN110991A9的耐磨钢采用淬火+回火的热处理工艺获得回火马氏体，公开号为CN1132264A的耐磨钢还采用多次热处理工艺进行生产等，这些都会大大增加企业的生产成本；部分专利采用加入TiC耐磨粒子或在钢板表明镀膜的方法提高钢的耐磨性，前者就其本质而言，属于复合材料范畴；而后者则增加了生产工序和成本。

已有耐磨钢，抗拉强度一般在1200～1500MPa范围内，钢中碳含量对耐磨钢的抗拉强度影响较大，碳含量越高，抗拉强度越高，如公开号为CN1132263A和CN1132264A的耐磨钢，其最大抗拉强度分别为1450MPa和1765MPa。碳含量较高时淬火形成的马氏体组织内部应力大，需进行低温热处理，同时也影响焊接性。因此，在强度满足要求的前提下，通常需要降低碳的含量。从组织特征看，由于绝大部分耐磨钢采用热处理工艺生产，因此其显微组织主要是回火马氏体和少量贝氏体，同时由于碳含量较高，淬火时可形成少量残余奥氏体。

发明内容

本发明的目的是提供一种高强度高硬度耐磨钢，其具有抗拉强度≥1450MPa，屈服强度＞1000MPa和平均布氏硬度在440以上。

为了实现上述目的，本发明的高强度高硬度耐磨钢的化学成分(重量％)为0.2％＜C≤0.3％，0.5％≤Si≤1.0％，1.4％≤Mn＜2.0％，P≤0.01％，S≤0.005％，0.02％≤Nb≤0.04％，0.02％≤Ti≤0.035％，0.03％≤V＜0.06％，0.0015％≤B≤0.002％，Al：≤0.03％，0.002％≤N≤0.004％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。

本发明还有一个目的是提供上述高强度高硬度耐磨钢的制造方法。该方法包括：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯或铸锭→钢坯或钢锭再加热→热机械控制过程以及快速冷却；其中，

钢坯或钢锭加热到1100～1200℃温度，保温1～2小时；优选地，钢坯或钢锭加热到1150～1200℃。

在未再结晶温度以上进行多道次大压下且累计变形量≥80％的轧制；优选开轧温度为1000～1070℃。

在未再结晶温度(Tnr)以下中间坯待温，然后进行2～3个道次轧制，以获得少许变形的奥氏体晶粒；优选在850℃左右中间坯待温，终轧温度为800～850℃。

在接近铁素体析出开始温度Ar₃以上快速冷却至200℃以下。

优选地，快速冷却的速度≥20℃/s，更优选地，快速冷却的速度为20～40℃/s。

本发明的高强度高硬度耐磨钢的成分设计理由如下：

C：碳是钢中最基本的元素，对钢的强度、硬度及耐磨性等影响最大。由于本发明主要是为了获得高强度高硬度耐磨钢，特别是平均布氏硬度在440以上的耐磨钢，故将碳含量范围定在大于0.2到0.3％。

Si：硅能降低钢的临界冷却速度，但对淬透性的提高影响比锰小，不过当硅含量适当时，使钢具有良好的综合性能，故将钢的含量控制在0.5～1.0％。

Mn：锰也可以降低钢的临界冷却速度，稳定奥氏体，推迟奥氏体向珠光体的转变，大大提高淬透性，在低含量范围内，对钢具有很大的强化作用，能够提高钢的强度、硬度和耐磨性，同时具有固溶强化效果；使珠光体和贝氏体转变区分离，若含量太高，使Ms点(马氏体转变开始温度)下降太多，导致室温时残余奥氏体增加，不利于钢的强度、硬度和耐磨性，若Mn含量低于1.4％，Mn的固溶强化效果减弱，同时对钢的焊接性和热加工性造成不利影响，使钢的强度难以达到很高的水平，故将锰的含量控制在1.4％到小于2.0％的范围内。

P：本发明钢中磷是作为杂质元素进行控制，钢中磷的含量较高(≥0.1％)时，形成Fe₂P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故其含量越低越好，一般控制在0.01％以内较好。

S：本发明钢中硫是作为杂质元素进行控制，在钢中硫含量较高时以FeS-Fe共晶体的形式存在于钢的晶粒周围，降低钢的力学性能，其含量与磷类似，也是越低越好，实际生产时通常控制在0.004％以内。

Nb：钢中加入少量的Nb一方面可以提高未再结晶温度，使钢在高温区轧制时具有足够的驱动力，这样可以通过动态回复与动态再结晶细化晶粒；同时，Nb的加入对控制钢坯在再加热阶段的晶粒长大过程也有一定的抑制作用。考虑到低成本要求以及钢中Nb的通常加入量，将Nb的含量控制在0.02～0.04％。

Ti、V：钛和钒的加入主要是为了细化晶粒，使钢坯在加热阶段奥氏体晶粒不至于生长得过于粗大，这样，在随后的多道次轧制过程中，可以使钢的晶粒得到进一步细化，提高钢的强度和韧性；同时，钛和钒的加入还可以在钢中形成弥散细小的碳化物、氮化物或碳氮化物析出相，从而提高钢的耐磨性。而且，由于Nb和Ti的复合加入，可以获得更好的晶粒细化效果，减小原奥氏体晶粒尺寸，有利于细化淬火后的马氏体条，提高强度和耐磨性。本发明中Ti和V的加入量分别控制在Ti为0.02～0.035％以及V为0.03％到小于0.06％。

B：硼元素为内表面活性元素，有富集于晶界(形成Fe₂B)的强烈倾向。由于Fe₂B与奥氏体可形成较好的共格界面，B在奥氏体晶界的富集可使晶界处的能量大为降低，使先共析铁素体(以及珠光体)在晶界的形核非常困难，从而大大降低了珠光体转变速度。但B的加入不易过高，因为这样会使得在晶界的B可能较为容易与其它微合金元素形成B化物析出，如BN、TiB₂等。这些在晶界的析出物对产品的性能，尤其是冲击性能影响较大，故本发明钢中硼元素的含量一般控制在15～20ppm范围内。

N：氮是钢中重要的合金元素，由于炼钢时的原材料中不可避免地都含有一定量的氮元素，钢中过多的N会与钢中的Ti全部结合后而有部分剩余，这部分多余的“自由”氮对钢的性能尤其是焊接性是不利的，因此，氮的含量上限一般控制在40ppm以内；另一方面，考虑到炼钢成本，氮含量下限控制在20ppm。

在本发明高强度高硬度耐磨钢的制造中，按照本发明的化学成分在转炉或电炉进行冶炼，再进行真空炉二次精炼，然后铸坯或铸锭，得到的钢坯(锭)加热到1100～1200℃的温度，并保温1～2小时，开轧温度为1000～1070℃，在未再结晶温度以上多道次大压下且累计变形量≥80％，主要目的是细化奥氏体晶粒；在850℃左右中间坯待温，然后在800～850℃进行最后2～3个道次轧制以获得少许变形的奥氏体晶粒；在接近铁素体析出开始温度Ar₃之上以大于20℃/s的冷速将钢板快速冷却至200℃以下，以尽可能多地获得马氏体组织，避免铁素体形成，提高钢板的强度和耐磨性。若冷却能力不够，除马氏体外，还会有较多的贝氏体出现。

钢坯的加热温度若低于1100℃，由于Nb、Ti等微合金元素的扩散速率较低，使得钢中的析出反应进行地不够充分，析出相析出量不足，起不到细化晶粒和强化钢板性能的目的；而当温度高于1200℃时，已经析出的TiN等析出相可能会发生粗化，单位体积内的粒子数密度降低，同时，原始奥氏体晶粒的尺寸也会长大，不仅提高了制造成本，而且使得钢坯的加热质量有所下降。因此，钢坯的加热温度一般控制在1100～1200℃，优选控制在1150～1200℃。

类似地，保温时间也需要控制在一定范围内。保温时间过短，溶质原子扩散不够充分，一些溶质原子如B的偏析不能充分消除，同时一些碳化物和氮化物的析出也不充分，钢坯的加热质量得不到保证；而保温时间过长则使得奥氏体晶粒粗大以及提高了制造成本，故保温时间应控制在1～2小时之间。加热温度越高，相应的保温时间可适当缩短。

本发明与已有耐磨钢不同，其主要特点是：通过合理设计钢的成分，如选择适宜的碳含量范围，不添加合金元素Cr、Mo以及贵金属Ni等，但为了保证钢的淬透性，改用加入微量元素B；加入价格相对低廉的Nb、Ti、V细化晶粒和增强耐磨性；改进生产工艺，如提高轧后冷却速度以获得更多的马氏体组织，在未再结晶温度之上进行多道次大压下量轧制等，结合目前广泛使用的TMCP工艺以及轧后快速冷却淬火即可获得具有很高强度和韧性的马氏体耐磨钢。本发明专利生产的钢板无需进行诸如回火等热处理工序即可具有极高的强度、硬度、韧性以及耐磨性，具有良好的应用前景。在矿山机械、煤矿刮板运输机、矿用电动轮自卸车等使用环境较恶劣的工程机械领域具有广泛应用前景。

已有耐磨钢力学性能方面的对比可以发现，抗拉强度一般在1200～1500MPa范围内，钢中碳含量对耐磨钢的抗拉强度影响较大，碳含量越高，抗拉强度越高，如公开号为CN1132263A和CN1132264A的耐磨钢，其最大抗拉强度分别为1450MPa和1765MPa。碳含量较高时淬火形成的马氏体组织内部应力大，需进行低温热处理，同时也影响焊接性。因此，在强度满足要求的前提下，通常需要降低碳的含量。从组织特征看，由于绝大部分耐磨钢采用热处理工艺生产，因此其显微组织主要是回火马氏体和少量贝氏体，同时由于碳含量较高，淬火时可形成少量残余奥氏体。而本发明耐磨钢碳含量在适宜的较低水平(大于0.2到0.3％)，结合工艺参数的控制，其抗拉强度也可达到很高的水平。在厚度≤15mm的范围内，采用本发明技术可以得到高强度高硬度耐磨钢，抗拉强度≥1450MPa，屈服强度＞1000MPa，而且，-20℃时的冲击功仍可保持在30J左右，表现出良好的冲击韧性；平均布氏硬度(HB)在440以上。

附图说明

图1是本发明的高强度高硬度耐磨钢的生产工艺流程示意图。

具体实施方式

以下通过具体实施例较为详细地说明本发明。

按照表1中所示的实施例的化学成分，进行电炉或转炉冶炼，再进行真空炉二次精炼，然后铸坯或铸锭成220mm厚的钢坯(锭)，再将钢坯(锭)加热到1100～1200℃的温度，并保温1～2小时，开轧温度为1000～1070℃，在未再结晶温度以上进行多道次大压下且累计变形量≥80％的轧制，主要目的是细化奥氏体晶粒；在850℃左右中间坯待温，然后在800～850℃进行最后2～3个道次轧制，以获得少许变形的奥氏体晶粒；在接近铁素体析出开始温度Ar₃之上以20～40℃/s的冷速将钢板快速冷却至200℃以下，以尽可能多地获得马氏体组织，避免铁素体形成，提高钢板的强度和耐磨性。若冷却能力不够，除马氏体外，还会有较多的贝氏体出现，具体工艺路线示于图1。

实施例1～5的化学成分见表1，各个实施例的热机械加工(TMCP)工艺见表2。具体地，

实施例1

按照表1中实施例1的化学成分进行冶炼，连铸成220mm厚的钢坯，再将得到的钢坯加热到1150℃，保温1～2小时，在1000～1070℃的温度范围内轧制到40mm厚度，在850℃左右待温后，在800～850℃轧制到15mm厚的钢板，并在其接近铁素体析出开始温度734℃以上以20～40℃/s的冷速将钢板快速冷却到200℃以下。得到的机械性能见表3。

实施例2

按照表1中实施例2的化学成分进行冶炼，连铸成220mm厚的钢坯，再将得到的钢坯加热到1200℃，保温1～2小时，在1000～1070℃的温度范围内轧制到40mm厚度，在850℃左右待温后，在800～850℃轧制到15mm厚的钢板，并在其接近铁素体析出开始温度740℃以上以20～40℃/s的冷速将钢板快速冷却到200℃以下。得到的机械性能见表3。

实施例3

按照表1中实施例3的化学成分进行冶炼，连铸成220mm厚的钢坯，再将得到的钢坯加热到1150℃，保温1～2小时，在1000～1070℃的温度范围内轧制到40mm厚度，在850℃左右待温后，在800～850℃轧制到15mm厚的钢板，并在其接近铁素体析出开始温度713℃以上以20～40℃/s的冷速将钢板快速冷却到200℃以下。得到的机械性能见表3。

实施例4

按照表1中实施例4的化学成分进行冶炼，连铸成220mm厚的钢坯，再将得到的钢坯加热到1200℃，保温1～2小时，在1000～1070℃的温度范围内轧制到40mm厚度，在850℃左右待温后，在800～850℃轧制到15mm厚的钢板，并在其接近铁素体析出开始温度716℃以上以20～40℃/s的冷速将钢板快速冷却到200℃以下。得到的机械性能见表3。

实施例5

按照表1中实施例5的化学成分进行冶炼，连铸成220mm厚的钢坯，再将得到的钢坯加热到1150℃，保温1～2小时，在1000～1070℃的温度范围内轧制到40mm厚度，在850℃左右待温后，在800～850℃轧制到15mm厚的钢板，并在其接近铁素体析出开始温度680℃以上以20～40℃/s的冷速将钢板快速冷却到200℃以下。得到的机械性能见表3。

表1化学成分，wt％

	C	Si	Mn	Nb	Ti	V	B	N
									实施例1	0.21	0.50	1.50	0.025	0.022	0.041	0.0020	0.0036
实施例2	0.22	0.58	1.48	0.035	0.025	0.030	0.0018	0.0036
									实施例3	0.25	0.75	1.65	0.031	0.022	0.052	0.0020	0.0035
实施例4	0.25	0.75	1.60	0.033	0.028	0.049	0.0015	0.0032
									实施例5	0.30	0.98	1.98	0.038	0.031	0.059	0.0020	0.0034

注：P和S是有害的杂质元素，其含量越低越好，上限一般控制在0.01％；Al为脱氧后的残余元素，其含量也是越低越好，但为了不增加炼钢难度和炼钢成本，将其上限控制在0.03％以内即可。

表2TMCP工艺(钢坯厚度220mm)

	加热温度，℃	1070～1000℃轧制厚度，mm	800～850℃轧制厚度，mm	Ar₃，℃	水淬冷却速度，℃/s
						实施例1	1150	220→40	40→15	734	20～40
实施例2	1200	220→40	40→15	740	20～40
						实施例3	1150	220→40	40→15	713	20～40
实施例4	1200	220→40	40→15	716	20～40
						实施例5	1150	220→40	40→15	680	20～40

表3机械性能

	布氏硬度HB	屈服强度MPa	抗拉强度MPa	延伸率％	20℃横向V型冲击功
						实施例1	446	1090	1470	16.0	29
实施例2	440	1050	1450	16.5	35
						实施例3	455	1250	1570	14.5	34
实施例4	449	1200	1520	15.0	31
						实施例5	460	1395	1641	13.0	28

采用本发明中的合金成分以及轧制工艺技术可以较为稳定地获得抗拉强度≥1450MPa，屈服强度＞1000MPa和平均布氏硬度在440以上的高强度高硬度耐磨钢，而且钢中不必加入价格昂贵的金属元素如Cr、Mo、Ni等，有效地降低了生产成本。从生产工艺而言，可以采用周期较短的TMCP工艺，无需对钢板进行轧后热处理，缩短了工艺流程，同时提高了钢板的性能，可有效降低耐磨钢的生产成本。

以上通过具体实施例较为详细地介绍了本发明，但不仅仅限于这些实施例，在不脱离本发明基本构思的前提下，还可以有其他变化或改进的等效实施例，这些变化和改进都应属于权利要求要求保护的范围。

Claims

1.一种高强度高硬度耐磨钢，其化学成分按重量百分比计为：0.2％＜C≤0.3％，0.5％≤Si≤1.0％，1.4％≤Mn＜2.0％，P≤0.01％，S≤0.005％，0.02％≤Nb≤0.04％，0.02％≤Ti≤0.035％，0.03％≤V＜0.06％，0.0015％≤B≤0.002％，Al：≤0.03％，0.002％≤N≤0.004％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的高强度高硬度耐磨钢的制造方法，包括如下步骤：

转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸成钢坯或钢锭；

钢坯或钢锭加热到1100～1200℃温度，并保温1～2小时；

开轧温度为1000～1070℃，在未再结晶温度以上进行多道次大压下率且累计变形量≥80％的轧制；

在未再结晶温度以下中间坯待温，然后进行最后2～3个道次的轧制，以获得变形的奥氏体晶粒；

在接近铁素体析出开始温度Ar₃以上快速冷却至200℃以下。

3.如权利要求2所述的方法，其特征在于，在850℃温度中间坯待温。

4.如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，终轧温度为800～850℃。

5.如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，钢坯或钢锭加热到1150～1200℃。

6.如权利要求2或3所述的方法，其特征在于，快速冷却的速度≥20℃/s。

7.如权利要求6所述的方法，其特征在于，快速冷却的速度为20～40℃/s。