CN110387507B - 一种腐蚀性浆体运输容器用hb500级耐磨钢及生产方法 - Google Patents

一种腐蚀性浆体运输容器用hb500级耐磨钢及生产方法 Download PDF

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Abstract

一种腐蚀性浆体运输容器用HB500级耐磨钢，其组分及wt%为：C：0.32~0.42%、Si：0.01~0.10%、Mn：0.15~0.25%、P：≤0.005%、S：≤0.003%、Cr：1.85~2.45%、Mo：0.25~‑0.45%、Zr：0.02~0.05%、Ti：0.07~0.15%、B：0.001~0.008%、N：0.0035~0.0045%、O：0.0055~0.0075%；生产方法：冶炼并经真空处理；连铸成坯并加热；两阶段式轧制；在线水淬火；低温回火后待用。本发明通过成分设计和工艺控制细化有效晶粒尺寸，且既能消除钢板表面表面无起皮缺陷，还无需添加Ni等贵重元素，且能降低浆体输送时材料表面的加工硬化，降低腐蚀与磨损的交互作用，其腐蚀磨损速率分别为10.87mg/cm2•h‑1和8.88 mg/cm2•h‑1，耐腐蚀磨损性能提高了20%以上。

Description

一种腐蚀性浆体运输容器用HB500级耐磨钢及生产方法
技术领域
本发明涉及一种耐磨容器钢及其生产方法，尤其属于一种腐蚀性浆体运输容器用HB500级耐磨钢及生产方法。
背景技术
腐蚀性浆体输送用容器，容器所用材料会遭受不同程度的腐蚀磨损，即材料在承受水介质的腐蚀的同时受到固体颗粒的磨损。一般来说，腐蚀与磨损的共同作用比单纯的磨损或腐蚀情况要严重得多。这对于其材料的选择以及材料的研究开发造成较大困扰。
目前可供选择的材料主要有金属材料和非金属材料两大类，即非金属材料如PVC、聚乙烯、高分子材料等，其用于固体颗粒较细、含量较少、流速较缓的工况环境中具有较好的耐腐蚀磨损性能。而在其它工况环境中，主要应用的是金属材料。
提高金属材料的耐腐蚀磨损性能，需要结合实际工况，从材料的成分、组织、力学性能以及耐腐蚀性等方面进行综合考虑，提高耐腐蚀性能、耐磨损性能，而且要尽可能降低腐蚀和磨损交互作用。其通常采用表面加工硬化、钝化膜等方法提高材料的耐腐蚀磨损性能，但同时也存在如下不足：
加工硬化钢主要是合金化改性的奥氏体高锰钢。其通过合金化提高自腐蚀电位，并在大冲击力作用下形成表面硬化层，使耐腐蚀和耐磨损性能分别得到提高。但耐腐蚀磨蚀性能提高能力有限，这是由于加工硬化而导致材料表面电化学状态改变从而加速了腐蚀情况。
钝化膜主要是在不锈钢表面形成一层很薄的保护膜，以提高耐腐蚀性。这种钢仅适用于磨损载荷很小的工况环境中，高摩擦载荷时钝化膜会遭到破坏，与基体活性区构成微电池，将加速腐蚀。此外，还可以对表面进行覆层处理提高表层硬度和耐腐蚀性，但只是在较低的磨损载荷下有效，且覆层不可再生，处理工艺复杂，难以长期且广泛使用。
发明内容
本发明的目的在于克服上述不足，提供一种细晶强化型中碳马氏体钢及生产方法，其既能减轻钢板表面应变失效，且无需添加Ni等贵重元素，还能使耐腐蚀磨损性能提高20％以上的含钛钢及生产方法。
实现上述目的的技术措施：
一种腐蚀性浆体运输容器用HB500级耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.32～0.42％、Si：0.01～0.10％、Mn：0.15～0.25％、P：≤0.005％、S：≤0.003％、Cr：1.85～2.45％、Mo：0.25～-0.45％、Zr：0.02～0.05％、Ti：0.07～0.15％、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；金相组织为回火板条马氏体，晶粒尺寸在2.5～3μm，板条宽度在0.205～0.225μm。
优选地：Cr的重量百分比含量在2.05～2.45％。
优选地：Mo的重量百分比含量在0.29～0.45％。
优选地：Zr的重量百分比含量在0.031～0.05％。
生产一种腐蚀性浆体运输容器用HB500级耐磨钢的方法，其步骤：
1)冶炼并经真空处理：冶炼时采用Al脱氧；经真空处理后N、O含量控制在：N：
0.0035～0.0045％，O：0.0055～0.0075％；
2)连铸成坯并对铸坯加热：连铸阶段结晶器冷却强度为2.5～3.5L/min·mm，二冷区的比水量控制在1.12～1.35kg/t；铸坯加热温度控制在1190～1230℃，加热时间为7～12min/mm。
3)进行两阶段式轧制：控制第一阶段轧制温度不低于1050℃，累积压下率在70～80％；
控制第二阶段开轧温度控制在不超过960℃，道次压下率不低于15％，终轧温度不低于880℃；
4)进行在线水淬火：开冷温度不低于825℃，在冷却速率为55～65℃/s下冷却至室温；
5)进行离线淬火：控制其淬火温度在870～890℃，并在此温度下保15～25min。
6)进行低温回火：回火温度在150～200℃，回火时间在180～220min；后待用。
本发明中各元素及主要工序的机理及作用
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。因此设计该钢C含量范围为：0.32～0.42％。
Si、Mn对耐腐蚀性能不利，本发明Si、Mn作为脱氧合金存在于钢水中，尽量降低其含量。Si、Mn含量范围为：Si：0.01-0.10％、Mn：0.15～0.25％。
Cr与Mo复合添加，能提高材料腐蚀热力学稳定性，还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：1.85～2.45％、Mo：0.25-0.45％，优选地Cr的重量百分比含量在2.05～2.45％，Mo的重量百分比含量在0.29～0.45％。
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。Ti：0.07～0.15％。
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％。
Zr：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。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。Zr：0.02～0.05％，优选地Zr的重量百分比含量在0.031～0.05％。
适当的N、O能控制第二相粒子种类、形态和尺寸，因此，将N控制在0.0035～0.0045％、O控制在0.0055～0.0075％。
S、P：两者在钢中是有害杂质元素，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。
本发明材料的腐蚀磨损率包含纯腐蚀率、纯磨损率以及腐蚀与磨损的交互作用，可以根据以下公式进行分析：
T＝W0+C0+S
式中：T代表腐蚀磨损率，W0代表纯磨损速率、C0代表纯腐蚀速率，S代表腐蚀与磨损交互作用分量。
提高耐腐蚀磨损性能，首先要求材料同时具有耐腐蚀性能和耐磨损性能，同时要尽可能降低腐蚀与磨损的交互作用。
提高耐腐蚀性能：浆体输送时材料表面无法形成有效的保护层，不能通过常用的形成致密的锈层提高耐腐蚀性能，本发明通过化学成分设计提高腐蚀热力学稳定性，使自腐蚀电位正移，从而减少阳极活性溶解。
提高耐磨损性能：浆体运输属于低应力作用，材料硬度是决定耐磨损性能的主要因素，硬度越高耐磨损性能也越好。本发明通过固溶强化、细晶强化、析出强化等强化手段提高硬度。
降低腐蚀与磨损的交互作用：发明人通过研究发现，腐蚀与磨损的交互作用主要是由于磨损改变了材料表面和晶粒状态，使腐蚀加剧，同时，腐蚀又进一步改变了材料表面和晶界状态，使磨损加剧。因此，其根源是材料表面和晶粒状态的改变，而这种变化主要是由浆体输送时材料应变硬化引起的。进一步研究发现，低应力条件下，单相马氏体钢应变硬化与晶粒大小有直接关系。因此本发明通过细化晶粒降低应变硬化，使腐蚀与磨损交互作用减弱，从而提高了耐腐蚀磨损性能。
本发明之所以在连铸阶段提高结晶器和二冷区冷却强度，以促进含Ti、Zr的N、O粒子细化析出。铸坯加热温度1190～1230℃，还在于以该温度区间能减少第二相粒子溶解并控制晶粒长大。
本发明之所以第二阶段道次压下率不低于15％是为了获得充分形变的扁平化奥氏体，提高形变储能；
本发明之所以控制在线水淬火的冷却速率为55～65℃/s并冷却至室温，目的在于获得具有形变热处理效果的精细马氏体组织，提高奥氏体化形核位置，从而进一步均匀、细化晶粒。
本发明之所以控制离线淬火温度在870～890℃，在于获得的形变热处理组织，
本发明之所以控制低温回火温度在150～200℃，回火时间在180～220min，在于消除淬火应力，改善韧塑性，促进Cr/Mo等碳化物析出，增加沉淀强化作用。
本发明与现有技术相比，本发明通过成分设计和工艺控制细化有效晶粒尺寸，且既能消除钢板表面表面无起皮缺陷，还无需添加Ni等贵重元素，导致合金成本降低，且能降低浆体输送时材料表面的加工硬化，减少材料表面和晶粒状态的改变，从而降低腐蚀与磨损的交互作用，提高耐腐蚀磨损性能，其与普遍应用的同硬度级别耐磨钢进行耐腐蚀磨损性能对比，腐蚀磨损速率分别为10.87mg/cm2·h-1和8.88mg/cm2·h-1，耐腐蚀磨损性能提高了20％以上。
附图说明
图1为本发明钢的金相组织图。
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生产工艺生产：
1)冶炼并经真空处理：冶炼时采用Al脱氧；经真空处理后N、O含量控制在：N：
0.0035～0.0045％，O：0.0055～0.0075％；
2)连铸成坯并对铸坯加热：连铸阶段结晶器冷却强度为2.5～3.5L/min·mm，二冷区的比
水量控制在1.12～1.35kg/t；铸坯加热温度控制在1190～1230℃，加热时间为
7～12min/mm；
3)进行两阶段式轧制：控制第一阶段轧制温度不低于1050℃，累积压下率在70～80％；
控制第二阶段开轧温度控制在不超过960℃，道次压下率不低于15％，终轧温度不低
于880℃；
4)进行在线水淬火：开冷温度不低于825℃，在冷却速率为55～65℃/s下冷却至室温；5)进行离线淬火：控制其淬火温度在870～890℃，并在此温度下保15～25min。
6)进行低温回火：回火温度在150～200℃，回火时间在180～220min；后待用。
表1本发明各实施例及对比例的取值列表(wt％)
Figure BDA0002161014710000061
Figure BDA0002161014710000071
表2本发明各实施例及对比例工艺参数列表
Figure BDA0002161014710000072
表3为本发明各实施例及对比例的性能检测列表
Figure BDA0002161014710000073
Figure BDA0002161014710000081
从表3的结果分析，本发明钢板厚度规格范围为8～15mm，Rm≥1750MPa，延伸率≥8.0％，HBW/10/3000≥515，-40℃冲击功≥47J，并实测了腐蚀磨损速率，可满足浆体输送领域要求。
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 (4)

1.一种腐蚀性浆体运输容器用HB500级耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.35~0.42%、Si：0.01~0.09%、Mn：0.15~0.25%、P：≤0.005%、S：≤0.003%、Cr：1.85~2.45%、Mo：0.38~0.45%、Zr：0.02~0.05%、Ti：0.11~0.15%、B：0.0046~0.008%、N：0.0035~0.0045%、O：0.0055~0.0075%，其余为Fe和微量杂质元素；金相组织为回火板条马氏体，晶粒尺寸在2.5~3 μm，板条宽度在0.205~0.225 μm。
2.如权利要求1所述的一种腐蚀性浆体运输容器用HB500级耐磨钢，其特征在于： Cr的重量百分比含量在2.05~2.45%。
3.如权利要求1所述的一种腐蚀性浆体运输容器用HB500级耐磨钢，其特征在于：Zr的重量百分比含量在0.031~0.05%。
4.生产如权利要求1所述的一种腐蚀性浆体运输容器用HB500级耐磨钢的方法，其步骤：
1）冶炼并经真空处理：冶炼时采用Al脱氧；经真空处理后N、O含量控制在：N：0.0035~0.0045%，O：0.0055~0.0075%；
2）连铸成坯并对铸坯加热：连铸阶段结晶器冷却强度为2.5~3.5L/min•mm，二冷区的比水量控制在1.12~1.35kg/t；铸坯加热温度控制在1190~1230℃，加热时间按照7~12min/mm计算得出；
3）进行两阶段式轧制：控制第一阶段轧制温度不低于1050℃，累积压下率在70~80%；控制第二阶段开轧温度控制在不超过960℃，道次压下率不低于15%，终轧温度不低于880℃；
4）进行在线水淬火：开冷温度不低于825℃，在冷却速率为55～65℃/s下冷却至室温；
5）进行离线淬火：控制其淬火温度在870~890℃，并在此温度下保15~25min；
6）进行低温回火：回火温度在150~199℃，回火时间在180~220min；后待用。
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