CN107574370B - 厚度2～10mmNM400耐磨钢及生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种厚度2～10mmNM400耐磨钢（板）及生产方法，控制好钢中各元素的质量百分含量和钢的碳当量。经脱硫预处理的铁水入转炉，冶炼合格钢水经LF+RH+钙处理后连铸成钢坯，钢坯在均/加热炉中加热到1150～1300℃后轧成钢板，终轧温度为800～900℃，钢坯经终轧后的2.0～10.0mm钢板以水冷的方法进行在线淬火将钢板冷却到100～300℃，终冷钢板以100～300℃卷成钢卷，对温度低于70℃钢卷再进行冷轧罩退回火，罩退温度150～300℃，罩退保温时间10～30h，然后将卷成的钢板横切、矫直成定尺。获得的耐磨钢板Rm≥1350MPa、A50≥10%、HBW＞400HB及AKv（‑40℃）≥24J，钢板有良好的耐磨性，可用作自卸车车厢等的结构件，实用价值显而易见。

Description

厚度2～10mmNM400耐磨钢及生产方法

技术领域

本发明涉及一种耐磨钢及生产方法，尤其涉及一种应用于工程车辆（如自卸车车厢等）用的厚度为2～10mm其表面布氏硬度HBW大于等于400HB的NM耐磨钢及生产方法。

背景技术

由于自卸车、工程机械等产业的发展，对车辆的载重、轻量化和燃料消耗的要求不断提高， GB1589-2016将轴荷限定车货总重上限由55吨降至49吨，国务院发布的《节能与新能源汽车产业发展规划（2012-2020年）》及《重型商用车辆燃料消耗量限值》（第三阶段）标准意见稿，要求2020年在2015年基础上燃料消耗降低15%，轻量化将成为自卸车发展的必然趋势，因此需要提供成本更低、强度级别更高、低温冲击韧性好且具有良好的加工性能、耐磨性能的钢板。性能要求要高于现行的国标。现行车厢用耐磨钢板普遍要求其表面布氏硬度HBW在400～500HB之间，抗拉强度Rm在1350MPa以上，并且具有良好的抗低温冲击性能（北方地区要求达到-40℃）、良好的折弯加工性能和可焊性。

在本发明之前，高强度耐磨钢的制造技术主要是传统的离线淬火+回火（Q+T），也就是调质工艺。部分中厚板企业在生产厚规格耐磨钢板时使用控轧控冷+回火（TMCP+T）工艺。调质工艺是钢板在加热奥氏体均匀化后进入轧制工艺阶段当钢板轧制到指定厚度后经层流冷却水冷到一定的温度再进行空冷的工艺。把空冷到室温的钢板进入加热炉，在指定温度奥氏体化后淬火水冷到室温，淬火后的钢板再进入回火炉重新加热到指定温度，保温一定时间后出炉空冷。调质工艺生产高强度钢板是通过奥氏体化后的淬火过程细化，最终为马氏体组织，再经过回火工艺使碳从过饱和马氏体中排出，同时形成细小的碳化物，改善钢板的内应力和低温冲击韧性。控轧控冷工艺TMCP（Thermo-Mechanical ControlProcess）

通过控制钢板的两阶段轧制温度、压下量和冷却工艺，形成特定的微观组织，以获得良好的机械性能。TMCP工艺的第一阶段轧制变形时，奥氏体发生动态再结晶、静态再结晶和动态回复等过程，细化了奥氏体晶粒；第二阶段变形时在奥氏体中累积了大量的位错，轧制后采用优化的冷却工艺，形成了细小的贝氏体组织或者马氏体组织。TMCP工艺后的钢板经过再加热回火，回火过程中碳氮化物析出，异号位错湮灭，改善钢板的内应力分布，形成具有很好强韧性匹配的微观组织。

TMCP+T（控轧控冷工艺+回火）和Q+T（调质工艺+回火）工艺生产高强度钢板各有其优势，其中TMCP+T工艺流程短，可充分应用合金元素对相变的影响；Q+T工艺简单可控，钢板的纵横向性能差异较小。为缩短工艺流程，近期开发了直接淬火（DQ：direct quenching）和在线热处理（HOP：heat treatment online process）工艺。直接淬火工艺是在钢板控制轧制结束后直接进入层流冷却装置冷却至室温；在线热处理工艺是将直接淬火后的钢板进入感应加热炉，以2～20℃/S的加热速度升温至指定回火温度，保温一段时间后出炉空冷。以前报道的DQ工艺和HOP工艺大部分均在中厚板厂生产，在卷板的生产上未见相关的报道。

相对传统的冷却工艺，直接淬火（DQ）工艺停冷温度较低，冷却速度较快，能够形成细化的微观组织。传统回火工艺升温速率较慢，保温时间较长，形成的碳化物颗粒粗大。在线热处理工艺（HOP）以较快的速度升温，形成细化的碳化物析出，提高钢板的低温冲击韧性。钢板在直接淬火（DQ）过程中形成的残余奥氏体组织在HOP过程中会部分分解，最终形成弥散均匀分布的残余奥氏体。采用DQ+HOP工艺生产的高强度钢板具有良好的强韧性。

工程机械用高强耐磨钢板还须具有良好的焊接性能。碳当量是衡量钢板焊接性能的重要指标。碳当量越低，钢板的焊接性能越好。《GB/T 24186-2009 工程机械用高强度耐磨钢板》中规定≤50mm厚度的NM400的钢板的碳当量（CEV）不大于0.59%。所述NM400为表面布氏硬度HBW≥400HB的耐磨钢板，是产品牌号。

据查，目前国内外亦有生产NM400耐磨钢的单位，各有其工艺或方法，但它们均存在以下一个或多个不足：①加入了较高含量的昂贵合金元素，钢材成本高。②工艺复杂，工序成本高。③由于淬火板形控制难度大，暂未见厚度≤4mm的耐磨钢（板）生产方法的相关报道。

发明内容

本发明的目的在于提供一种表面布氏硬度HBW大于等于400HB、有优良抗低温冲击性能和焊接性能的厚度为2～10mm的NM400耐磨钢（板），同时本发明还提供了NM400耐磨钢（板）的生产方法。

为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：所述的厚度2～10mmNM400耐磨钢,它的化学成分设计为（以wt%计）:C=0.10～0.25、Si=0.10～0.50、Mn=0.40～1.40、P≤0.012、S≤0.005、Cr=0.20～0.60、Nb=0.010～0.060、Ni≤0.5、Ti≤0.050、Al=0.02～0.09、B=0.0006～0.0025，余量为Fe及其它不可避免的杂质,耐磨钢的碳当量 CEV≤0.42%。

所述的一种厚度为2.0～10.0mm的表面布氏硬度HBW大于等于400HB的NM400耐磨钢生产方法包括如下程序：把经脱硫预处理的高炉铁水倒入氧气顶底复合吹炼转炉进行冶炼，将合格的转炉冶炼钢水经LF精炼站吹氩、RH真空炉及加钙处理后使钢中的Ca和S满足Ca/S=0.5～2.0要求，处理后的钢水由连铸机连铸成钢坯。将连铸钢坯送入加热炉或均热炉中加热，当钢坯加热至1150～1300℃后其保温时间≥25min。

对加热后的钢坯进行轧制：在奥氏体可发生再结晶温度范围内，钢坯的压下率不小于60%，在低于奥氏体发生再结晶而高于Ar3转变点的温度范围内，钢坯压下率不小于50%。

钢坯的终轧温度控制在800～900℃，钢坯经终轧后的钢板厚度为2.0mm～10.0mm。经终轧后的钢板在线以冷却速度100～300℃/S进行超快速冷却、以10～25℃/s层流冷却的方法进行在线淬火，将钢板冷却到100～300℃，终冷钢板以100～300℃的卷取温度卷成钢卷。

对温度低于70℃的钢卷再进行冷轧罩退回火，罩退温度150～300℃，罩退时间10～30h，然后将卷成的钢板进行横切、矫直成定尺。

采用如上技术方案提供的厚度2.0～10.0mm而布氏硬度HBW大于等于400HB的NM耐磨钢及其生产方法与现有技术相比，技术效果在于：①本发明提供的一种布氏硬度HBW大于等于400HB的耐磨钢（板）NM400不仅具有较高的抗拉强度和表面布氏硬度，还具有优良的焊接性能，耐磨性能比传统的调质工艺的耐磨性能更加优异；②本发明设计的整体思路是采用低C的成分体系，以及DQ和HOP的工艺体系，通过合金元素配比之间的优化，充分利用工艺对钢板强韧性的提高作用，生产具有较低碳当量（CEV≤0.82%）的高强韧钢板。合金元素C和Mn均为奥氏体化元素，加入钢中可提高钢板的强度。但C+Mn的含量与其它元素含量之间存在最佳配比关系，为优化C、Mn和其它元素含量，本发明设定了C+Mn与其它元素之间的关系以保证采用合适的成分配比获得优异的性能。合金化当量AEQ考虑了在适当碳当量的条件下，不同合金元素及其相互作用对强韧性的影响。合金元素前的常数项与该合金元素对强韧性的影响相关。合金化当量同时考虑了Cr、Nb和Ti复合添加对钢板力学性能的影响：合金化当量过低则无法生产满足力学性能和耐磨性能要求的钢板，过高则会导致碳当量提高，焊接性能恶化；③本发明采用了更为适中的碳含量0.10～0.25wt%，既可满足炼钢工序的要求，也可保证钢板后续对焊接性能的要求；④降低了（合金）生产成本，简化了炼钢工序，钢（板）具有较好的力学、焊接等综合性能；⑤创新提出了淬火卷的罩式退火工艺。

具体实施方式

下面对本发明的具体实施方式作进一步的详细描述。

本发明所述的一种厚度为2～10mm、表面布氏硬度HBW大于等于400HB的NM400耐磨钢（板）的化学成分配比（wt%）为：C=0.10～0.25、Si=0.10～0.50、Mn=0.40～1.40、P≤0.012、S≤0.005、Cr=0.20～0.60、Nb=0.010～0.060、Ni≤0.5、Ti≤0.050、Al=0.02～0.09、B=0.0006～0.0025，余量为Fe及其它不可避免的杂质,钢的碳当量CEV≤0.42%。这种成分设计的耐磨钢（板）的耐磨性能明显高于常规离线处理的耐磨钢的耐磨性能。所述钢的碳当量CEV（%）的计算公式为C+Mn/6+（Mo+Cr+V）/5+（Ni+Cu）/15。

本发明所述NM耐磨钢中各化学元素的添加原理如下：

C：C含量不同对钢板在冷却过程的相变有着重要的影响。C含量较高的钢种，在同样的冷却条件下，冷却过程中容易形成贝氏体或马氏体等强度较高的组织；但C含量太高，则会形成较脆的组织，降低钢板的低温冲击韧性。在回火过程中，C含量较高的钢板会形成较粗大的碳化物，从而恶化钢板的冲击性能。另一方面，C含量太低，容易形成铁素体等强度较低的组织。为达到表面布氏硬度400HB、抗拉强度大于1200MPa及综合冲击韧性、折弯性能等几方面因素考虑，本发明将钢中的C含量控制在0.10～0.25wt%范围内。

Si：Si元素固溶在钢中，提高钢板的强度。Si含量过高，会抑制渗碳体的形成，同时较高的Si含量会恶化钢板的焊接性能。因此，本发明中的Si含量控制为0.10～0.50wt%。

Mn：Mn是弱碳化物形成元素，通常固溶在钢中，起到固溶强化的效果。锰成本低廉，是作为脱氧除硫的元素加入到钢中的，在相当程度上降低硫在钢中的危害。显著提高淬透性。锰溶入铁素体引起固溶强化，硬度随锰含量的提高而上升，冲击韧性则随之下降。锰含量过高，会降低焊接性能。因此，本发明中加入0.40～1.40wt%Mn元素，从而有利于形成细化的马氏体组织，使钢板具有良好的强韧性。

Cr：Cr元素和Fe元素形成连续固溶体，并与C元素形成多种碳化物。Cr元素可取代渗碳体中的Fe元素形成M₃C，并可形成M₇C₃和M₂₃C₆。固溶在钢中的Cr元素和Cr的碳化物会提高钢板的强度。但Cr含量增加会形成较粗大的碳化物，从而恶化钢板的冲击性能。本发明中加入0.20～0.60wt%的Cr，以保证钢板的强度和冲击功。

Nb：钢板在轧制过程中会形成大量的位错等缺陷。奥氏体在缺陷能的作用下发生再结晶，再结晶过程包括奥氏体新晶粒的形核和长大，Nb元素通过抑制奥氏体界面运动提高钢板的再结晶温度。加入一定量的Nb可实现两阶段轧制，非再结晶区较低温度轧制以提高奥氏体内部位错密度，在随后的冷却过程中形成细化的组织。Nb含量较高会在回火过程中形成较粗大的NbC析出，从而降低钢板的低温冲击功。因此，本发明中加入0.010～0.060wt%Nb以控制钢板微观组织和力学性能。

B：B元素添加在钢中会提高钢板的淬透性，形成贝氏体或马氏体组织。B含量较高时，B原子会在晶界富集，降低晶界结合能，从而在受到冲击作用时会发生沿晶解离断裂。因此，本发明对钢中B元素的加入量为0.0006～0.0025wt%。

Al：Al元素在高温时形成细小的ALN析出，在板坯加热奥氏体化时抑制奥氏体晶粒长大，达到奥氏体细化晶粒、提高钢在低温下的韧性的目的。Al含量过高会导致较大的Al的氧化物形成，降低钢板的低温冲击性能和探伤性能。因此，本发明中加入0.02～0.09wt%的Al，细化晶粒，以提高钢板的韧性并保证其焊接性能。

Ti：Ti与N在高温时形成TiN，板坯加热奥氏体化时，TiN会抑制奥氏体晶粒长大。Ti与C在较低温度区间形成TiC，细小的TiC颗粒有利于提高钢板的低温冲击性能。Ti含量过高，则会形成粗大的方形TiN析出，钢板在受力时应力会集中在TiN颗粒附近，成为微裂纹的形核长大源，降低钢板的疲劳性能。综合Ti元素对力学性能和疲劳性能的影响，本发明中的Ti含量控制在≤0.050wt%范围内。

为优化C、Mn和其它元素含量，本发明设定了C+Mn与其它元素之间的关系以保证采用合适的成分配比获得优异的性能。合金化当量（AEQ）考虑了在适当碳当量（CEV）的条件下，不同合金元素及其相互作用对强韧性的影响。合金元素前的常数项与该合金元素对强韧性的影响相关。合金化当量同时考虑了Cr、Nb和Ti复合添加对钢板力学性能的影响。同时，合金化当量过低则无法生产满足力学性能要求的钢板，过高则会导致碳当量提高，焊接性能恶化。

可知本发明采用更为适中的碳含量（0.10%～0.25wt%），此碳含量既不是很低也不是很高，既可满足炼钢工序的要求，也可保证钢板后续对焊接性能的要求。其中C含量与钢板中加入的Nb含量尽可能保证按溶度积公式Lg[Nb][C]=2.96-7510/T，计算的T小于1523K（1250℃）；加入的元素Ti与N含量保证Ti/N≥3.42，让Ti完全固定N，使Nb能形成足够的NbC强化；加入的Ca与S含量保证Ca/S=0.5～2.0，使硫化物完全球化成近似纺锤形，提高钢板的横向冲击性能和冷弯性能。钢中的Ni、Cr同时加入时，不可同时接近上限或者下限，这样做的目的是保证耐磨钢的强度和碳当量。

对以上所述各元素的适当控制，目的在于用较低的合金成本、精确的成分配比、简单的炼钢、轧制与冷却工艺获得耐磨钢板（材）较好的力学、焊接等综合性能。

如上所述成分质量百分含量及其表面布氏硬度HBW大于等于400HB的NM400耐磨钢（板）的生产通常是在210t～2250mm常规热连轧生产线上进行的，铸坯断面尺寸一般为230×1200mm²。生产方法包括：

冶炼：对高炉铁水进行脱硫预处理，将脱硫预处理的高炉铁水入氧气顶底复合吹炼转炉（如210t级）冶炼，冶炼钢水经LF精炼站吹氩、真空及加钙热处理后，钢水化学成分（即合格钢水中各冶金元素的质量百分含量）相同于成品材的化学成分，钢水经LF吹氩、真空及加钙处理后的钢水送连铸机连铸成所需断面的钢坯。向经LF精炼站吹氩、真空炉处理后的钢水中喂钙丝（如φ10mm），使钢中Ca与钢中S满足Ca/S=0.5～2.0的要求。

将连铸钢坯送入加热炉（或均热炉）加热，当钢坯加热至1150℃～1300℃后保温时间≥25min，这样的加热温度与保温时间可以使钢坯的奥氏体组织均匀化，还可使钢坯中的Nb和Ti等的碳化物充分溶解，而氮化钛也会有部分熔解以阻止原始奥氏体晶粒的长大。

把加热后的钢坯进行轧制：在奥氏体可发生再结晶温度范围内，采用一个或多个道次轧制钢坯，期间允许采用一次或多次转钢以提高成品钢板的横向塑性和韧性，此温度区间的压下率不小于60%。这样固溶于钢中的微合金元素起着阻滞奥氏体动态再结晶的作用，形变的奥氏体发生再结晶并达到细化的目的。在低于奥氏体发生再结晶但高于Ar3转变点的温度范围内，采用一个或多个道次并允许采用一次或多次转钢，将上述钢板轧制成最终厚度的钢板，此温度区间的压下率不小于50%。

在轧制的第二阶段其终轧温度控制在800～900℃之间。在此轧制过程中，奥氏体不发生再结晶，而形成拉长的奥氏体，在拉长的奥氏体晶内存在大量的形变带，铌和钛等固溶原子由于形变诱导而析出为碳化物和碳氮化物。经未再结晶区终轧后，钢的组织为变形的奥氏体组织。钢坯经终轧后钢板厚度控制在2.0mm～10.0mm。

钢坯经终轧后2.0～10.0mm厚度的钢板以冷却速度100～300℃/S进行超快速冷却，以10～25℃/s层流冷却的方法进行在线淬火，将钢板冷却到100～300℃。在轧制变形的钢板中含有大量位错的奥氏体，100～300℃/s的快速冷却时在较低温度发生马氏体转变。较快的冷却速度使奥氏体具有较大的过冷度，为马氏体转变提供较大的形核驱动力，提高了转变的马氏体形核率。本发明的终冷温度较低，在较快的冷却速度和较低的终冷温度条件下，马氏体以很高的形核速率和较慢的长大速度形成，未转变的奥氏体形成细小弥散的MA组元分布在马氏体基体上，从而提高了钢板的强度和韧性。

终冷后的钢板通过卷取机卷成钢卷，卷取温度控制在100～300℃。

对温度低于70℃钢卷再进行冷轧罩退回火，罩退温度150～300℃，罩退保温时间为10～30h，然后将钢板进行横切、矫直成定尺。

经如上生产方法获得的NM400耐磨钢（板），抗拉强度Rm≥1350MPa，伸长率A50≥10%，表面布氏硬度HBW＞400HB,夏比冲击功AKv（-40℃）≥24J，耐磨性能明显高于常规调质工艺的耐磨钢。所获得的NM400耐磨钢（板）可广泛用于自卸车车厢、破碎机、运输机、沥青搅拌站、刀具、齿轮、泥浆管道系统、水泥厂设备、螺旋输送机等耐磨损的结构件，具有良好的焊接性能和折弯性能。

Claims (3)

1.厚度2～10mmNM400耐磨钢的生产方法，钢的化学成分以质量百分含量计为C=0.10～0.25、Si=0.10～0.50、Mn=0.40～1.40、P≤0.012、S≤0.005、Cr=0.20～0.60、Nb=0.010～0.060、Ni≤0.5、Ti≤0.050、Al=0.02～0.09、B=0.0006～0.0025，余量为Fe及其它不可避免的杂质，耐磨钢的碳当量 CEV≤0.42%；

把经脱硫预处理的高炉铁水倒入氧气顶底复合吹炼转炉进行冶炼，将合格的转炉冶炼钢水经LF精炼站吹氩、RH真空炉及加钙处理后由连铸机连铸成钢坯，其特征在于：将连铸钢坯送入加热炉或均热炉中加热，当钢坯加热至1150～1300℃后保温时间≥25min；对加热后的钢坯进行轧制，钢坯的终轧温度控制在800～900℃，钢坯经终轧后的钢板厚度为2～10mm；经终轧后的钢板在线以冷却速度100～300℃/s 进行超快速冷却、以10～25℃/s 层流冷却的方法进行在线淬火，将钢板冷却到100～300℃，终冷后的钢板以100～300℃的卷取温度卷成钢卷；

对温度低于70℃的钢卷再进行冷轧罩退回火，罩退温度150～300℃，罩退保温时间为10～30h，然后将卷成的钢板进行横切、矫直成定尺。

2.根据权利要求1所述的厚度2～10mmNM400耐磨钢的生产方法，其特征在于：向经LF精炼站吹氩及RH真空炉处理后的钢水中喂钙丝，使钢中的Ca与S满足Ca/S=0.5～2.0。

3.根据权利要求1所述的厚度2～10mmNM400耐磨钢的生产方法，其特征在于：钢坯在1150～1300℃加热及保温时间≥25min后进行轧制，在奥氏体可发生再结晶温度范围内，钢坯的压下率不小于60%，在低于奥氏体发生再结晶而高于Ar3转变点的温度范围内，钢坯的压下率不小于50%。