CN104245989B - 具有优异韧性和可焊接性的耐磨钢 - Google Patents

具有优异韧性和可焊接性的耐磨钢 Download PDF

Info

Publication number
CN104245989B
CN104245989B CN201280070742.0A CN201280070742A CN104245989B CN 104245989 B CN104245989 B CN 104245989B CN 201280070742 A CN201280070742 A CN 201280070742A CN 104245989 B CN104245989 B CN 104245989B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
abrasion
present
manganese
weight
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201280070742.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104245989A (zh
Inventor
崔钟教
张宇吉
朴永桓
李弘周
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN104245989A publication Critical patent/CN104245989A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104245989B publication Critical patent/CN104245989B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

提供了一种耐磨钢，其包含2.6重量％至4.5重量％的锰(Mn)；满足(6‑Mn)/50≤C≤(10‑Mn)/50的碳(C)；0.05重量％至1.0重量％的硅(Si)；和余量的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质，其中，表面部分的布氏硬度在360至440的范围内。该耐磨钢进一步包含至少一种选自以下成分：0.1重量％以下(不包括0重量％)的铌(Nb)、0.1重量％以下(不包括0重量％)的钒(V)、0.1重量％以下(不包括0重量％)的钛(Ti)和0.02重量％以下(不包括0重量％)的硼(B)以补充钢的性能。该耐磨钢的特征在于微观结构包括90％以上的马氏体，并且马氏体的平均束直径为20μm以下。

Description

具有优异韧性和可焊接性的耐磨钢
技术领域
本发明涉及一种用于重型施工设备、自卸卡车、采矿机器和输送机的钢，其具有360以上的布氏硬度，更具体而言，涉及一种具有优异韧性和可焊接性的耐磨钢。
背景技术
耐磨钢目前被用于工业领域(如建筑、交通、采矿、和铁路工程)中要求耐磨特性的设备或部件。
耐磨钢大致分为奥氏体加工硬化钢和高硬度马氏体钢。
奥氏体加工硬化钢的一个代表性实例是已被使用了约100年的哈德菲尔德高锰钢(Hadfield steel)。哈德菲尔德高锰钢包含约12％的锰(Mn)和约1％的碳(C)，其微观结构包括奥氏体，并且哈德菲尔德高锰钢被用于各个领域，如采矿业、铁路工程和国防领域。然而，由于其初始屈服强度相对较低，约为400MPa，其作为一般耐磨钢或结构钢的应用受到限制。
相反，由于高硬度马氏体钢具有高的屈服强度和抗张强度，高硬度马氏体钢被广泛应用于结构材料和运输/建筑设备。一般来说，高硬度钢包含大量的碳和大量的合金元素，且为确保马氏体结构能够提供足够的强度，淬火过程是必需的。典型的马氏体耐磨钢包括自SSAB AB公司的HARDOX系列钢，其强度和硬度都是优异的。
在许多情况下，根据其使用环境需要具有高耐磨损性的耐磨钢，此类钢的表面部分的硬度对于确保该表面的耐磨损性是非常重要的。通常，添加大量的合金元素以获得表面部分的高硬度，并且，耐磨损的耐磨钢含有大量的对表面部分的硬度有巨大影响的碳。然而，当包含大量的碳时，在焊接期间易在焊接区产生裂纹。同时，当产品的厚度增加时，该产品的中心可能很难获得高硬度。因此，添加大量的硬化元素，如铬(Cr)或钼(Mo)以弥补这一点。然而，由于必须添加昂贵的硬化元素，生产成本可能会增加。此外，也可以添加相对昂贵的镍(Ni)来提高产品的冲击特性。然而，当产品的厚度增加时，所需Ni的量增加。因此，这样是不经济的。
发明内容
技术问题
本发明的一个方面提供了一种低成本、耐摩损的耐磨钢，其中，增加生产成本的相对昂贵的合金成分(如镍(Ni)、钼(Mo)和铬(Cr))的量相对减少，并且焊接区域的性能也很优异。
技术方案
根据本发明的一个方面，提供了一种耐磨钢，其包含：2.6重量％至4.5重量％的锰(Mn)；满足(6-Mn)/50≤C≤(10-Mn)/50的碳(C)；0.05重量％至1.0重量％的硅(Si)；和余量的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质，其中，表面部分的布氏硬度在360至440的范围内。
有益效果
根据本发明，可提供一种具有优异的耐磨性、可焊接性和韧性的耐磨钢。
附图说明
图1示出了根据锰含量的最低预热温度的测量结果，所述最低预热温度用于防止在Y型坡口焊接试验期间冷裂纹的产生；
图2示出了本发明所限定的锰和碳的含量的范围；
图3示出了根据衍生自本发明的碳含量的表面部分的布氏硬度变化；
图4示出了根据Pc值的本发明的高锰耐磨钢和常规耐磨钢的可焊接性；以及
图5示出了本发明的高锰耐磨钢和常规耐磨钢在厚度方向上的布氏硬度的变化。
具体实施方式
由于进行了大量的研究来解决常规耐磨钢耐磨损性的局限性，本发明人认识到，通过向钢中添加适量的锰并根据锰含量精确控制碳含量，同时相对降低昂贵的合金元素(如镍、钼和铬)的含量可生产具有改善的耐磨性、韧性和可焊接性的耐磨损性耐磨钢，从而完成了本发明。
因此，本发明涉及一种低碳、高锰耐磨钢，其中，通过控制成分体系使马氏体作为其中的主相，从而提高耐磨性、可焊接性和韧性。
高锰钢通常代表含有2.6重量％以上的锰的钢。通过利用高锰钢的微观结构特性可形成各种物理性质的结合，并且，高锰钢具有可解决上述常规高碳、高合金马氏体耐磨钢的技术局限性的优点。
在高锰钢中的锰含量为2.6重量％以上的情况下，由于连续冷却转变图上的贝氏体或铁素体形成曲线迅速向后移动，在热轧或固溶处理后，马氏体可以比常规高碳耐磨钢更低的冷却速率稳定形成。另外，在锰含量高的情况下，可以与常规高碳马氏体钢相比相对更低的碳含量获得高硬度。
在利用高锰钢的相变特性来生产耐磨钢时，从表面部分到内部的硬度分布偏差低。钢通过水冷却被迅速冷却以获得马氏体，并且在这种情况下，冷却速率从钢的表面部分到其中心逐渐降低。因此，随着钢的厚度的增加，中心的硬度会显著降低。在利用常规耐磨钢的成分体系生产耐磨钢的情况下，当冷却速率低时，钢的微观结构中会形成大量的具有低硬度的相，如贝氏体或铁素体。然而，在锰含量如本发明一样高的情况下，即使冷却速度低，仍可得到足够的马氏体，因此较厚的钢的中心可保持高硬度。将根据以下实施例对此进行更详细的说明。
随着相对少量的碳的加入，硬度迅速升高。然而，当碳被过量添加时，冲击韧性会显著降低。因此，为了使高锰钢具备高硬度型耐磨钢所需的物理性能，必须优化碳和锰的含量。此外，还可添加合金元素，如铌、钒、钛和硼，并且可通过控制合金元素的含量实现具有改善的硬度、可焊接性和韧性的钢。
下文中，将详细描述本发明。
本发明的耐磨钢包含2.6重量％至4.5重量％的锰(Mn)；满足(6-Mn)/50≤C≤(10-Mn)/50的碳(C)；0.05重量％至1.0重量％的硅(Si)；和余量的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质，其中表面部分的布氏硬度在360HB至440HB的范围内。
下文中，将详细描述将本发明的耐磨钢中的成分如上限定的原因。
在此情况下，所有的组成元素的含量均表示重量百分数(重量％)。
锰(Mn)：2.6％至4.5％
Mn是本发明中所添加的最重要的元素之一。适宜范围内的锰可以稳定马氏体。锰含量可以为2.6％以上，以在随后说明的碳含量范围内稳定马氏体。在锰含量低于2.6％的情况下，由于淬透性不足，容易形成铁素体或贝氏体。因此，不能得到所需的表面部分的硬度。相反，在过量添加锰的情况下，则难以焊接。特别是，在锰含量大于4.5％的情况下，由于马氏体形成温度会过度降低，焊接区容易出现裂纹。因此，可焊接性会显著下降，并且钢的生产成本会增加。因此，在本发明中，通过使锰含量在如上所述的2.6％至4.5％范围内，在热轧或固溶处理后的冷却阶段容易得到稳定的马氏体结构。
为了具体限定可保证可焊接性的锰含量的上限，在以下情况下进行Y型坡口焊接试验：碳和硅的含量分别固定为0.1％和0.3％，同时使锰的含量在1.5％至6.5％的范围内变化。在此情况下，将钢板的厚度设置为20毫米，通过改变预热温度确定预热温度对冷裂纹的产生的影响，并且得到了根据锰含量的不产生焊接裂纹的最低预热温度。其结果示于图1。
如图1中所示，应理解，锰的含量可以为4.5％以下，以降低预热温度至100℃以下，即易用于实际生产过程的温度。基于上述实验结果，需要控制锰含量的上限为4.5％以保证可焊接性。
碳(C)：(6-Mn)/50≤C≤(10-Mn)/50
由于在促进钢获得表面部分硬度或降低韧性或可焊接性方面，C展示出与锰类似的作用，因此碳含量的最优范围取决于锰的含量。因此，本发明旨在限定成分范围以使该作用被最大化。
碳的添加量可以是(6-Mn)/50以上，以充分确保本发明所需的表面部分硬度。然而，在碳被过量添加的情况下，由于韧性和可焊接性被显著降低至形成应用中的主要制约因素，因而需要控制碳含量的上限为(10-Mn)/50，以获得表面部分的布氏硬度，本发明中限定该布氏硬度在360至440的范围内。
如上文所述，本发明涉及一种用于耐磨损的钢，其中，表面部分的布氏硬度被限定在360至440的范围内。图2示出了本发明中限定的锰含量和碳含量的范围。
为了根据给定的锰含量在数值上限定碳含量，在固定锰含量为约4％并使碳含量在0.03％至0.14％的范围内变化的同时，通过热轧和快速冷却得到马氏体结构，并研究了随着碳含量变化的表面部分布氏硬度的变化。所得结果示于图3。作为结果，在锰含量为约4％的情况下，应理解碳含量必须在约0.04％至0.12％的范围内以得到360至440范围内的布氏硬度。基于上述实验结果，可得出的结论是，当给定了锰含量时，需要控制碳含量在(6-Mn)/50至(10-Mn)/50的范围内以得到目标范围(360至440)内的表面部分的布氏硬度。
硅(Si)：0.05％至1.0％
硅是一种作为脱氧剂的元素并通过固溶强化提高强度。然而，就生产过程而言，其下限为0.05％。在Si含量高的情况下，由于Si可降低母料以及焊接区的韧性，Si含量的上限被控制为1.0％。
在本发明的耐磨钢中，剩余成分是铁(Fe)。然而，由于在一般钢材生产过程中，可能从原材料或周围环境中不可避免地引入非预计的杂质，这些杂质不能被排除。然而，由于这些杂质对本领域技术人员而言是显而易见的，本说明书中将不再对其全部内容进行详细说明。
除了以上成分，当另外添加铌、钒、钛和硼元素中的一种或多种时，本发明中的钢可进一步提高本发明的效果，这些元素将在下文进行说明。
铌(Nb)：0.1％以下(不包括0％)
Nb是一种通过固溶和沉淀硬化作用提高强度的元素，并通过冷轧过程中的晶粒细化提高冲击韧性。然而，在铌的添加量大于0.1％的情况下，形成粗的沉淀而降低硬度和冲击韧性。因此，铌含量被限定为0.1％以下。
钒(V)：0.1％以下(不包括0％)
V溶于钢中以延迟铁素体和贝氏体的相转变速率，因此，V可具有促进马氏体形成的作用。另外，钒通过固溶强化作用提高强度。然而，在钒的添加量大于0.1％的情况下，该效果饱和，韧性和可焊接性劣化，并且钢的生产成本显著增加。因此，钒的含量被限定为0.1％以下。
钛(Ti)：0.1％以下(不包括0％)
Ti能使硼(B)的效果最大化，是用于提高淬透性的一种重要元素。即，钛通过形成TiN可抑制BN的形成从而提高B的溶解量，因而钛可提高淬透性。沉淀的TiN通过围住奥氏体晶粒而抑制晶粒粗化。然而，在钛被过量添加的情况下，由于钛沉淀物的粗化而使韧性下降。因此，钛含量被限定为0.1％以下。
硼(B)：0.02％以下(不包括0％)
B是一种即使添加量很少也能有效提高材料淬透性的元素，并且具有通过晶界强化来抑制晶间断裂的作用。然而，在硼被过量添加的情况下，由于粗沉淀物的形成会使韧性和可焊接性劣化。因此，硼的含量被限定为0.02％以下。
通过热轧和冷却过程或通过热轧和冷却过程后的再加热可生产满足上述成分体系的本发明的钢。由此制得的钢的微观结构中的主相是马氏体，并且马氏体含量为90％以上。在马氏体的比例低于90％的情况下，不能达到本发明的目标硬度。因此，有必要在热轧或再加热后，在奥氏体状态下实施快速冷却以获得90％以上的马氏体。由于为达到该目的所需的冷却速度随合金成分添加量而改变，因而难以无条件地限定。然而，在本发明的成分范围中，当以15℃/秒以上的冷却速率进行冷却时，微观结构中能够包括90％以上的马氏体。
另外，马氏体的平均束直径(average packet diameter)例如可以是20μm以下。在该束直径为20μm以下的情况下，通过马氏体的细化使冲击韧性进一步提高。由于当该束直径较小时越有利，其下限未被特别限定(该概念仅排除0μm)。然而，由于现有技术的限制，得到的束直径通常为3μm以上。在采用热轧和冷却过程的情况下，精轧温度越低，该束直径越小。在采用再加热和冷却过程的情况下，再加热温度越低，该束直径越小。为了在本发明的成分范围内控制该束直径为20μm以下，保持精轧温度为900℃以下并保持再加热温度为950℃以下是理想的。
当将热轧并冷却或再加热并冷却的生产方法实施于具有本发明的成分范围的钢时，能够得到360至440范围内的表面部分的布氏硬度，另外，能够得到25J以上的夏比冲击能(-40℃)。
实施例
通过一系列的再加热、热轧并采用高压水冷却包含下表1中列出的合金成分的钢坯生产钢1至18，并随后测量了微观结构、马氏体束直径、表面部分的布氏硬度、冲击韧性、耐磨性和可焊接性。该测量结果呈现于下表2中。钢19代表通过常规方法生产的布氏硬度400等级的耐磨损耐磨钢的合金成分。
钢1至11是包含本发明中限定的范围内的成分的钢。然而，钢12是一种其中的锰含量高于本发明中限定的范围的钢；钢13是一种其中的锰含量低于本发明中限定的范围的钢。钢14和15是其中的碳含量高于本发明中限定的范围的钢；钢16和17是其中的碳含量低于本发明中限定的范围的钢。另外，钢18是一种其中的碳含量和锰含量分别在本发明中限定的范围内，但硅含量高于本发明中限定的范围的钢。钢6-9中另外包括微合金化元素，如铌、钒、钛和硼。
具有表1中列出的钢的成分的钢锭在实验室的一个真空感应炉中制得，并且随后通过热轧该钢锭得到了70mm厚的钢坯。通过粗轧和精轧该钢坯制得了13mm厚的钢板。该热轧材料通过穿过一个喷射高压水的加速冷却设备被迅速冷却。根据测试目的调整精轧温度，并调整冷却水的压力以改变微观结构。
[表1]
制备了具有适宜测试形状的试样来评定由此获得的钢板的微观结构、表面部分的硬度、冲击韧性、耐磨性和可焊接性。使用光学显微镜和扫描电子显微镜(SEM)观察了微观结构，并在研磨表面至约2mm的深度后使用布氏硬度计测量了表面部分的硬度。根据ASTMG65中描述的方法测试了耐磨性，并测定和比较了质量损失。采用了Y型坡口焊接试验方法评估可焊接性，且未进行预热。进行了Y型坡口焊接并随后用显微镜观察了焊接裂纹产生的出现。
本发明中使用的试样的制备方法是通过热轧并随后立刻迅速冷却而获得马氏体的方法。然而，根据设备，可存在热轧后实施一般的冷却，并通过采用单独的热处理设备再加热后的快速冷却得到马氏体的情况。后者已被普遍用作生产耐磨损耐磨钢的方法。然而，近来，存在采用前一种方法生产耐磨钢的情况，即，直接淬火，以缩短交付时间并降低生产成本。本发明适用于两种生产方法。
[表2]
其中M代表马氏体，B代表贝氏体。
如表2中所示，可以理解作为发明材料的钢1至9具有满足本发明的成分范围的钢成分，并且它们的布氏硬度值在360至440的范围内。其中，在添加了铌或钒的情况下(钢6、7和9)，它们的硬度被进一步提高，特别地，在添加了铌的情况下(钢6和9)，束直径也较小。作为结果，获得了相对较高的冲击韧性。在钛和硼结合添加的情况下(钢8和9)，也获得了高的冲击韧性。尤其地，对于其中添加了铌、钒、钛和硼的钢9，获得了最高的冲击韧性。
磨损测试结果极大地依赖于布氏硬度，并且，在微观结构中的贝氏体比例高的情况下，耐磨性显著降低。
钢10至18作为对比材料，由于其成分或微观结构不在本发明的范围内，诸如布氏硬度、冲击韧性和可焊接性的性能降低。
钢10是其成分满足本发明的范围，但轧制后的冷却速率低的实例，其中，最终微观结构中的马氏体比例低至75％，其余为贝氏体。在此情况下，布氏硬度低于本发明中限定的范围，尤其地，耐磨性显著降低。
对于钢11，其微观结构由100％的马氏体组成。然而，由于束直径较大，为28μm，因而冲击韧性低。
对于钢12，作为其中锰的添加量大于本发明中限定的范围的实例，获得了好的硬度和冲击韧性。然而，在Y型坡口焊接试验期间产生裂纹。
相反，钢13为其中锰的添加量小于本发明中限定的范围的实例。由于淬透性低，即使在采用高压水进行加速冷却的情况下，形成了约30％的贝氏体。因此，表面部分的硬度低于本发明的范围，并且作为结果，耐磨性也显著降低。
钢14和15为其中的碳含量大于本发明中限定范围的实例，其中，硬度值大于本发明的范围，特别地，在展示出低冲击韧性的同时，在Y型坡口焊接试验期间产生裂纹。
钢16为其中的碳含量小于本发明限定的范围的实例，其中，由于马氏体比例低至90％，因而硬度低。
钢17也是其中的碳含量小于本发明限定的范围的实例，其中，马氏体比例在本发明限定的范围内。然而，由于碳含量低，因而硬度低。
对于钢18，由于硅的添加量大于本发明限定的范围，得到的表面部分的硬度是一个高的值，该值在本发明的范围外，且在Y型坡口焊接试验期间产生裂纹。
迄今为止，通常使用镍、钼和铬以获得耐磨损耐磨钢所需的微观结构。然而，在本发明中，锰不昂贵，同时显示出与以上合金元素类似的效果，因而选择锰以降低生产成本。
另外，如图4所示，由于锰同时具有优异的提高耐磨钢的可焊接性的作用，因而选择锰作为本发明中最重要的硬化元素。
图4为将常规耐磨钢与本发明中设计的高锰耐磨钢的可焊接性进行对比的图。该常规耐磨钢代表一种目前可获得的耐磨钢，该高锰耐磨钢代表一种满足本发明的成分范围和生产方法的耐磨钢。通过采用多种合金成分和产品厚度实施了Y型坡口焊接试验以观察焊接裂纹产生的出现。另外，为了评估焊接期间的预热作用，在一个较宽的范围内进行预热并随后进行了测试。
作为图4中的横坐标轴的Pc值，由合金成分、焊条中的氢的量和钢板厚度决定，并且，该Pc值由以下等式表示：
Pc＝PCM+H/60+t/600
其中，PCM是由合金成分代表的值，并由以下等式表达，H为通过甘油方法测得的扩散氢含量(ml/100g)，t为钢板厚度。
PCM(％)＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
以实线示出并由图4中数据表示的实验结果对应于本发明中的高锰耐磨钢，并将常规耐磨钢的Y型坡口焊接实验结果以虚线示出。图4清楚地示出了对于本发明的高锰钢，与常规耐磨钢相比，其中没有产生裂纹的区域向右移动。这意味着在相等的Pc值下，Y型坡口焊接试验期间，高锰钢与常规耐磨钢相比不易产生裂纹。
另外，图5示出了根据本发明的成分体系生产的耐磨钢(钢3)和通过常规技术生产的耐磨钢(钢19)沿厚度方向的硬度分布的测量结果。在此情况下，两个产品的厚度均设定为50mm。
如图5所示，可确定本发明的耐磨钢具有沿厚度方向的恒定的硬度分布。相反，对于通过常规技术生产的对比材料，可确定中心的硬度显著降低。当硬度随着接近中心而降低时，耐磨钢的整体使用寿命会降低。

Claims (2)

1.一种耐磨钢，其包含：
2.6重量％至4.5重量％的锰Mn；
满足(6-Mn)/50≤C≤(10-Mn)/50的碳C；
0.05重量％至1.0重量％的硅Si；以及
余量的铁Fe以及其他不可避免的杂质，
其中耐磨钢的微观结构包含90％以上的马氏体，
其中马氏体的平均束直径为20μm以下，
其中，表面部分的布氏硬度在360至440的范围内。
2.权利要求1的耐磨钢，还包含至少一种选自以下的成分：0.1重量％以下但不包括0重量％的铌Nb、0.1重量％以下但不包括0重量％的钒V、0.1重量％以下但不包括0重量％的钛Ti和0.02重量％以下但不包括0重量％的硼B。
CN201280070742.0A 2011-12-28 2012-12-27 具有优异韧性和可焊接性的耐磨钢 Active CN104245989B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2011-0145204 2011-12-28
KR1020110145204A KR101353838B1 (ko) 2011-12-28 2011-12-28 인성 및 용접성이 우수한 내마모강
PCT/KR2012/011559 WO2013100625A1 (ko) 2011-12-28 2012-12-27 인성 및 용접성이 우수한 내마모강

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104245989A CN104245989A (zh) 2014-12-24
CN104245989B true CN104245989B (zh) 2017-02-22

Family

ID=48697971

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280070742.0A Active CN104245989B (zh) 2011-12-28 2012-12-27 具有优异韧性和可焊接性的耐磨钢

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9708698B2 (zh)
EP (1) EP2799583B1 (zh)
JP (1) JP5847330B2 (zh)
KR (1) KR101353838B1 (zh)
CN (1) CN104245989B (zh)
WO (1) WO2013100625A1 (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101639845B1 (ko) * 2013-12-24 2016-07-14 주식회사 포스코 내절단 균열성이 우수한 고장력강 및 그 제조방법
CN106929634B (zh) * 2017-03-31 2019-08-20 华南理工大学 薄板坯连铸连轧工艺生产薄规格耐磨钢的方法
CN109457184A (zh) * 2018-12-05 2019-03-12 鞍钢股份有限公司 一种高耐磨性钢板及其生产方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101151391A (zh) * 2005-03-31 2008-03-26 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法和热轧钢板成形体
CN101676425A (zh) * 2008-09-18 2010-03-24 宝山钢铁股份有限公司 高强度马氏体耐磨钢及其生产工艺

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS516812B1 (zh) 1971-03-18 1976-03-02
DE2416055C3 (de) * 1974-04-03 1978-08-17 Fried. Krupp Huettenwerke Ag, 4630 Bochum Verwendung eines Stahles als Werkstoff für Schienen
DE2425187C3 (de) * 1974-05-24 1980-04-03 Fried. Krupp Huettenwerke Ag, 4630 Bochum Verwendung eines Stahles mit einem niedrigen Kohlenstoffgehalt als Werkstoff für Schienenräder
JPS59143027A (ja) 1983-02-07 1984-08-16 Kawasaki Steel Corp 延性および加工性の良好な高強度鋼板の製造方法
JP3098366B2 (ja) 1993-09-29 2000-10-16 エヌケーケー条鋼株式会社 空冷型マルテンサイト系強靱性熱間鍛造用非調質鋼
JPH07316737A (ja) 1994-05-18 1995-12-05 Toa Steel Co Ltd 空冷型マルテンサイト系強靱性熱間鍛造用非調質鋼
DE69608179T2 (de) 1995-01-26 2001-01-18 Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo Schweissbarer hochfester stahl mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit
JP3244986B2 (ja) * 1995-02-06 2002-01-07 新日本製鐵株式会社 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼
JP3514018B2 (ja) 1995-12-16 2004-03-31 大同特殊鋼株式会社 高強度−高靱性マルテンサイト型非調質鋼の製造方法
JPH108186A (ja) 1996-06-21 1998-01-13 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れる耐摩耗鋼板
JPH10237589A (ja) 1997-02-25 1998-09-08 Daido Steel Co Ltd 被削性に優れた高強度・高靱性マルテンサイト型非調質鋼及びその製造方法
JP4405026B2 (ja) 2000-02-22 2010-01-27 新日本製鐵株式会社 結晶粒の微細な高靱性高張力鋼の製造方法
JP4238832B2 (ja) * 2000-12-27 2009-03-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗鋼板及びその製造方法
KR100853328B1 (ko) * 2003-10-17 2008-08-21 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판
WO2006107066A1 (ja) * 2005-03-31 2006-10-12 Jfe Steel Corporation 熱延鋼板、その製造方法および熱延鋼板成形体
KR100797364B1 (ko) 2006-12-28 2008-01-22 주식회사 포스코 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 강판 및 이를이용한 용융아연도금강판의 제조방법
KR20090068989A (ko) 2007-12-24 2009-06-29 현대제철 주식회사 이상 조직강 초고강도 열연 강판 및 그의 제조방법
JP5270274B2 (ja) 2008-09-12 2013-08-21 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5354164B2 (ja) 2008-12-09 2013-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法
JP5434960B2 (ja) 2010-05-31 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101151391A (zh) * 2005-03-31 2008-03-26 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法和热轧钢板成形体
CN101676425A (zh) * 2008-09-18 2010-03-24 宝山钢铁股份有限公司 高强度马氏体耐磨钢及其生产工艺

Also Published As

Publication number Publication date
EP2799583A4 (en) 2016-04-06
JP2015503676A (ja) 2015-02-02
CN104245989A (zh) 2014-12-24
EP2799583B1 (en) 2018-06-20
JP5847330B2 (ja) 2016-01-20
EP2799583A1 (en) 2014-11-05
KR20130076568A (ko) 2013-07-08
US9708698B2 (en) 2017-07-18
KR101353838B1 (ko) 2014-01-20
WO2013100625A1 (ko) 2013-07-04
US20140334967A1 (en) 2014-11-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
AU2014245320B2 (en) Pearlite rail and method for manufacturing pearlite rail
JP5833751B2 (ja) 超高強度耐摩耗鋼板及びその製造方法
CN104884655B (zh) 焊接性优异的高锰耐磨钢
CN105102653A (zh) 氢用钢结构物、储氢容器及氢用管道的制造方法
JP2016534230A (ja) 高硬度熱間圧延鋼材製品及びその製造方法
CN107208212A (zh) 厚壁高韧性高强度钢板及其制造方法
CN101802238A (zh) 弯曲加工性和耐疲劳强度优异的高强度钢板
EP2385149B1 (en) Steel material for welding and method for producing same
CN109136779B (zh) 一种马氏体基体1100MPa级稀土Q&P钢制备方法
CN108728743A (zh) 低温断裂韧性良好的海洋工程用钢及其制造方法
JP2018059188A (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
JP2021031711A (ja) 耐疲労特性に優れた耐摩耗鋼材の製造方法
CN114729435A (zh) 低温冲击韧性优异的高硬度耐磨钢及其制造方法
JP2018059187A (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
JP2018059189A (ja) 耐摩耗鋼板および耐摩耗鋼板の製造方法
CN104245989B (zh) 具有优异韧性和可焊接性的耐磨钢
JP2010222682A (ja) 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
EP3733905B1 (en) High-strength structural steel material having excellent fatigue crack propagation inhibitory characteristics and manufacturing method therefor
CN113737090B (zh) 一种高强韧合金结构钢及其制备方法
JP2019504192A (ja) 靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼、並びにその製造方法
KR101301617B1 (ko) 고강도 고인성 소재 및 이를 이용한 타워 플랜지 제조방법
JPWO2019050010A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP4645307B2 (ja) 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法
CN116368253A (zh) 热稳定性优异的高强度钢板及其制造方法
JP7323088B1 (ja) 鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk Pohang City, South Korea

Patentee before: POSCO

CP03 Change of name, title or address
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230524

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

TR01 Transfer of patent right