CN110306110A - 一种厚度在60~80mm的HB500级易焊接耐磨钢及生产方法 - Google Patents

一种厚度在60~80mm的HB500级易焊接耐磨钢及生产方法 Download PDF

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Abstract

一种厚度在60~80mm的HB500级易焊接耐磨钢，其组分及wt%为：C：0.28~0.38%、Si：0.01~0.10%、Mn：1.30~1.80%、P：≤0.005%、S：≤0.003%、Cr：0.85~1.15%、Mo：0.45~0.75%、Zr：0.05~0.12%、Ti：0.12~0.20%、B：0.001~0.008%、N：0.0035~0.0045%、O：0.0055~0.0075%；生产方法：经冶炼并连铸成坯后加热；粗轧；精轧；冷却并至室温；淬火；回火；待用。本发明通过Ti和Zr的加入，以及轧后快速冷却和淬火热处理（DQ+RQ）工艺路线，促进了高温难熔的Ti及Zr析出相，获得了硬度为HB500级的耐磨钢，且延伸率A A≥9.0%），‑40℃冲击功≥47J）。经单道焊热循环试验和焊接试验，本发明钢焊接接头力学性能良好，抗脆化能力（冲击功≥27J），能满足多种焊接工艺，具有易焊接特性。

Description

一种厚度在60~80mm的HB500级易焊接耐磨钢及生产方法
技术领域
本发明涉及一种机械工程用钢及其生产方法，属于一种HB500级易焊接耐磨钢及生产方法。
背景技术
耐磨钢主要用在推土机，装载机，挖掘机，自卸车及各种矿山机械、抓斗、堆取料机、输料弯曲结构等。耐磨钢大多情况下作为结构件使用，需要具有一定焊接性能，尤其在复杂工况条件下对焊接性能要求更高。
HB500级耐磨钢，通常采用增加含碳量和多元合金化提高硬度，导致焊接性能变差。材料在焊接过程中，母材各区域受到不同的焊接热循环作用，导致焊接热影响区(HAZ)显微组织和力学性能不均匀。其中，粗晶热影响区(CGHAZ)处于过热状态，其所达到的温度峰值高，冷却速度也慢，处于高温区的时间长，导致奥氏体晶粒粗化严重，使相变后该区域晶粒一般较粗大，造成局部脆化现象严重，其是高硬度耐磨钢焊接性能差的主要原因。尤其对于厚度＞40mm的钢板，由于热输入量大，局部脆化现象更严重。
粗晶热影响区(CGHAZ)的脆化与母材的化学成分、组织形态以及焊接工艺有关，且各因素之间存在着复杂的联系，受到越来越多的关注。
目前，关于耐磨钢焊接粗晶热影响区的研究，主要集中在焊接热输入对其的影响，一般来说，焊接热输入越大，脆化现象也会越严重，当材料焊接性能较差时通常会通过调整焊接工艺(如降低焊接输入量、焊前预热焊后保温等)来保证焊接质量，但这会严重影响焊接效率，而且焊接质量也得不到保证，关于母材成分与组织对其的影响未予以关注。
发明内容
本发明在于克服现有技术存在的由于成分钢种化学成分及冷却速度慢，导致粗晶热影响区(CGHAZ)处于过热状态，处于高温区的时间长，导致奥氏体晶粒粗化严重的不足，能促进高温难熔的第二相析出并控制晶粒长大，且具良好的塑性、韧性及抗脆化能力，可满足多种焊接工艺的厚度在60～80mm HB500级易焊接耐磨钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种厚度在60～80mm的HB500级易焊接耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.28～0.38％、Si：0.01～0.10％、Mn：1.30～1.80％、P：≤0.005％、S：≤0.003％、Cr：0.85～1.15％、 Mo：0.45～0.75％、Zr：0.05～0.12％、Ti：0.12～0.20％、B：0.001～0.008％、N：0.0035～0.0045％、 O：0.0055～0.0075％，其余为Fe和微量杂质元素；微观组织结构为晶粒尺寸在3～4μm的回火马氏体+Ti及Zr析出相，其中，Ti及Zr析出相占体积比在0.2～0.5％。
优选地：所述Zr的重量百分比含量0.063～0.11％。
优选地：所述Ti的重量百分比含量为0.15～0.183％。
优选地：所述N的重量百分比含量为0.0038～0.0043％。
优选地：所述O的重量百分比含量为0.0061～0.0072％。
生产一种厚度在60～80mm HB500级易焊接耐磨钢的方法，其步骤：
1)经常规冶炼、精炼并连铸成坯后对铸坯加热，其加热温度控制在1190～1230℃；
2)进行粗轧，控制粗轧温度不低于1050℃，累积压下率为50～60％；
3)进行精轧，控制精轧开制温度不超过960℃，终轧温度不低于880℃，各道次压下率不低于10％；
4)进行冷却并至室温，控制开冷温度不低于825℃，冷却速率在40～55℃/s；
5)进行淬火，控制淬火温度在870～890℃，并在此温度下保温时间20～30min；
6)进行回火，控制回火温度在200～250℃，回火时间在120～180min；
7)待用。
优选地：所述冷却速率在43～52℃/s。
本发明各元素及主要工艺的作用及机理：
C是最有效的间隙固溶强化元素，大幅提高马氏体基体的硬度，与其它合金元素形成合金碳化物，通过沉淀强化作用提高耐磨性能。高的C含量的会大幅降低马氏体转变点，Ms 点越低变越容易出现片状马氏体，裂纹敏感性强，应通过后续轧制工艺和热处理工艺来避免。因此设计该钢C含量范围为：0.28～0.38％，低于0.28％达不到硬度要求，高于0.38会使焊接性能急剧恶化。
Si固溶与基体会提高材料的脆性，影响焊接性能，因此成分设计中尽量降低Si含量，但生产过程中辅料会带入一定的Si，控制Si含量范围：0.01-0.10％。
Mn能降低淬火时的临界冷却速度，提高钢的淬透性，淬火时的变形也比较小。Mn含量增加将降低钢的塑性，易使之发脆、淬裂，Mn促使其回火脆性增强，增强钢对白点的敏感性，这些因素容易导致焊接热影响区延迟裂纹的产生。因此设计该钢Mn含量范围为：1.30～1.80％，低于1.30％达不到足够的强化效果，高于1.80％会导致焊接热影响区产生延迟裂纹，恶化焊接性能。
Cr与Mo复合添加，可以降低临界冷却速度、提高钢的淬透性，在一定的冷却速度范围内有利于获得板条马氏体组织，并可细化晶粒，提高强度和韧性。Cr在钢中可以形成多种碳化物，提高强度和硬度，Mo在钢中固溶于铁素体和奥氏体中，具有固溶强化和碳化物弥散强化作用。Cr与Mo碳化物形成元素可阻碍碳的扩散，从而显著提高了马氏体的分解温度，保持马氏体基体的硬度。本发明中Cr、Mo的含量为Cr：0.85～1.15％、Mo：0.45-0.75％。
Ti是强碳化物形成元素，有细晶强化、析出强化和固溶强化作用。弥散析出的C、N化物能对奥氏体晶界起到钉扎作用，阻碍奥氏体晶界的迁移，即阻碍了奥氏体晶粒的长大，同时抑制奥氏体再结晶，细化晶粒，产生细晶强化和沉淀强化综合效果，同时，硬质粒子对提高耐磨性作用明显。因此将Ti限定在0.12～0.20％，优选地含量为0.15～0.183％，Ti含量高于 0.20％会产生大颗粒析出相，会因应力集中导致裂纹。
为了提高淬透性向钢中加入微量的B元素。固溶的B向淬火前的奥氏体晶界处偏析，通过抑制铁素体相变，提高了淬透性。B还可与Cr、Ti复合析出形成高温难熔粒子。但B含量增加会向晶界偏聚增加裂纹敏感性。因此设计该钢B含量范围分别为B：0.001～0.008％。
添加的微合金元素Zr能与C、N、O形成了细小的第二相颗粒ZrC、ZrN、ZrO2能阻止晶粒长大。而且，Zr的添加对试验钢的韧性产生了极大的影响。不含Zr的试样中，夹杂物为硫化物和硅酸盐，粗大的硅酸盐夹杂恶化了钢的韧性。添加Zr，夹杂物均为氧化物和硫化物。钢中添加适量Zr，使钢中粗大的硅酸盐夹杂变质为较细小的氧化物夹杂，钢的韧性损失小。但当Zr含量低于0.05％时，起不到上述有益效果，当Zr含量高于0.12％时，会使第二相粒子聚集长大增加焊接裂纹敏感性，因此将其范围限定在0.05～0.12％，优选地含量在 0.063～0.11％。
适当的N、O能控制第二相粒子种类、形态和尺寸，因此，将N限定在0.0035～0.0045％，优选地含量为0.0038～0.0043％；O含量限定在0.0055～0.0075％，优选地含量为 0.0061～0.0072％。
钢中S、P是有害杂质元素，钢中P、S含量越低越好。当钢中S含量较多时，热轧时容易产生热脆等问题；而钢中P含量较多时，钢容易发生冷脆，此外，磷还容易发生偏析。
本发明之所以控制铸坯加热温度在1190～1230℃，是由于：一方面使合金元素充分固溶与奥氏体中，另一方面防止奥氏体晶粒过度长大，前者会影响硬化效果，后者会降低韧性对焊接性能也不利。
本发明之所以控制粗轧温度不低于1050℃，累积压下率为50～60％，是由于在奥氏体再结晶区域累积压下量达到一定量才能充分细化奥氏体晶粒，增加细晶强化作用，同时也能提高韧性，同时诱导Ti、Zr第二相粒子在奥氏体区充分细化析出。
本发明之所以控制精轧开制温度不超过960℃，终轧温度不低于880℃，各道次压下率不低于10％，是由于该温度范围属于奥氏体未再结晶区，在该区域增加道次压下量能使奥氏体扁平化、增加形变储能，为后续相变过程提供有利的形核位置和动能，使组织充分细化。
本发明之所以控制开冷温度不低于825℃，冷却速率在40～55℃/s，是为了获得马氏体组织，同时抑制Ti、Zr第二相粒子在铁素体区析出。
本发明之所以控制淬火温度在870～890℃，并在此温度下保温时间20～30min，是由于该温度范围和保温时间能充分奥氏体化且限制奥氏体晶粒过度长大，而且能使轧后冷却时未能析出的Ti、Zr充分析出而不长大。
本发明之所以控制回火温度在200～250℃，回火时间在120～180min，是由于既能充分释放淬火应力，又能使碳化物析出，提高材料的强韧性和加工性能。
总之，本发明所采用控制轧制(CR)+直接淬火(DQ)+再加热淬火(RQ)+回火(T)的工艺路线，是细化马氏体组织、控制基体中Ti及Zr第二相析出的关键。与常规工艺相比，在控制轧制(CR)之后采用直接淬火工艺(DQ)，使形变热处理组织保持至室温，组织中保留了轧制时产生的大量位错和形变能，并且抑制了Ti/Zr在轧后析出。然后，再进行再加热淬火(RQ)，形变热处理组织使加热过程中奥氏体大量形核，Ti及Zr析出相也在此时大量析出，阻止奥氏体晶粒长大，随后进行水冷淬火和低温回火，最终形成精细化马氏体组织+Ti/Zr析出相。
本发明与现有技术相比，其通过成分尤其是Ti和Zr的加入，以及和工艺设计，尤其是轧后快速冷却和淬火热处理(DQ+RQ)工艺路线，促进了高温难熔的第二相，即Ti及Zr析出相析出并控制晶粒长大，获得了硬度为HB500级的耐磨钢，且兼具良好的塑性(延伸率A A≥9.0％)和韧性(冲击功≥47J)。经过单道焊热循环试验和焊接应用试验，该发明钢焊接接头具有良好的力学性能，焊接热影响区晶粒不易长大、具有良好的抗脆化能力(冲击功≥27J)，可满足多种焊接工艺，具有易焊接特性。
附图说明
图1为本发明钢的金相组织形貌；
图2为发明钢透射电镜观察的组织形貌图；
说明：图2中基体回火马氏体上分布着的不规则黑点即为Ti及Zr析出相。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例及对比例的取值列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表。
本发明各实施例按照以下工艺生产：
1)经常规冶炼、精炼并连铸成坯后对铸坯加热，其加热温度控制在1190～1230℃；
2)进行粗轧，控制粗轧温度不低于1050℃，累积压下率为50～60％；
3)进行精轧，控制精轧开制温度不超过960℃，终轧温度不低于880℃，各道次压下率不低于10％；
4)进行冷却并至室温，控制开冷温度不低于825℃，冷却速率在40～55℃/s；
5)进行淬火，控制淬火温度在870～890℃，并在此温度下保温时间20～30min；
6)进行回火，控制回火温度在200～250℃，回火时间在120～180min；
7)待用。
表1本发明各实施例及对比例化学成分取值列表(wt％)
表2本发明各实施例及对比例工艺参数列表
表3为本发明各实施例及对比例的性能检测列表
从表3的结果分析，本发明钢板厚度规格范围为70～80mm，Rm≥1700MPa，延伸率A≥9％，HBW/10/3000≥500，母材-40℃冲击功≥47J。在输入线能量为21kJ/cm时，焊接热影响区-40℃冲击功≥27J，表明该钢具有良好的抗焊接脆化能力。
上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。

Claims (7)

1.一种厚度在60~80mm的HB500级易焊接耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.28~0.38%、Si：0.01~0.10%、Mn：1.30~1.80%、P：≤0.005%、S：≤0.003%、Cr：0.85~1.15%、Mo：0.45~0.75%、Zr：0.05~0.12%、Ti：0.12~0.20%、B：0.001~0.008%、N：0.0035~0.0045%、O：0.0055~0.0075%，其余为Fe和微量杂质元素；微观组织结构为晶粒尺寸在3～4 μm的回火马氏体+Ti及Zr析出相，其中，Ti及Zr析出相占体积比在0.2~0.5%。
2.如权利要求1所述的一种厚度在60~80mm HB500级易焊接耐磨钢，其特征在于：所述Zr的重量百分比含量0.063~0.11%。
3.如权利要求1所述的一种厚度在60~80mm HB500级易焊接耐磨钢，其特征在于：所述Ti的重量百分比含量为0.15~0.183%。
4.如权利要求1所述的一种厚度在60~80mm HB500级易焊接耐磨钢，其特征在于：所述N的重量百分比含量为0.0038~0.0043%。
5.如权利要求1所述的一种厚度在60~80mm HB500级易焊接耐磨钢，其特征在于：所述O的重量百分比含量为0.0061~0.0072%。
6.生产如权利要求1所述的一种厚度在60~80mm HB500级易焊接耐磨钢的方法，其具体步骤：
1）经常规冶炼、精炼并连铸成坯后对铸坯加热，其加热温度控制在1190~1230℃；
2）进行粗轧，控制粗轧温度不低于1050℃，累积压下率为50~60%；
3）进行精轧，控制精轧开制温度不超过960℃，终轧温度不低于880℃，各道次压下率不低于10%；
4）进行冷却并至室温，控制开冷温度不低于825℃，冷却速率在40～55℃/s；
5）进行淬火，控制淬火温度在870~890℃，并在此温度下保温时间20~30min；
6）进行回火，控制回火温度在200~250℃，回火时间在120~180min；
7）待用。
7.如权利要求6所述的生产一种厚度在60~80mm HB500级易焊接耐磨钢的方法，其特征在于：所述冷却速率在43～52℃/s。
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