CN110592491B - 一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法 - Google Patents

一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明属于合金钢技术领域，具体涉及一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法。按照质量百分比计，所述耐磨钢板含有如下合金成分：C：0.20‑0.40；Mn：3.00‑6.00；Si：0.05‑0.60；Mo：0.20‑0.60；Ti：0.40‑0.80；Al：0.02‑0.07；S≤0.002；P≤0.01；余量为Fe和不可避免的杂质元素；其中，所述高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中含有体积分数为10‑35％的残余奥氏体和体积分数为0.5‑2.0％的超硬(Ti,Mo)xC粒子。通过向传统马氏体耐磨钢中引入一定体积分数的残余奥氏体(10‑35％)，在韧性较小时可提高韧性的同时还可以增加耐磨性；通过在基体中形成超硬(Ti,Mo)xC粒子，可增加钢板成品的耐磨性，有效阻止磨料压入钢板基体或者阻止磨料在钢板基体表面滑动、钝化磨粒尖角，使钢板的耐磨性为同硬度低合金马氏体耐磨钢的1.8倍以上。

Description

一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法
技术领域
本发明属于合金钢技术领域，具体涉及一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法。
背景技术
在冶金、建筑等工业行业中，物料搅拌和运输都需要使用大量的耐磨钢，部分工件形状复杂，制备过程需要经过弯曲成型。传统低合金耐磨钢的组织通常选用单相马氏体，其耐磨性能与马氏体基体的硬度直接相关，提高其耐磨性的主要方法是提高碳含量和马氏体的硬度，据此开发出NM360-NM600全系列低合金耐磨钢。然而，随着钢中碳含量和硬度的增加，钢的加工性和焊接性将严重恶化，难以满足装备制造的相关要求。
发明内容
(一)要解决的技术问题
为了解决现有技术的上述问题，本发明提供一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法，用以解决现有高硬度耐磨钢的耐磨性、焊接性能和加工性能差，难以满足装备制造相关要求的难题。
(二)技术方案
为了达到上述目的，本发明采用的主要技术方案包括：
一方面，本发明提供一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板，按照质量百分比计，其含有如下合金成分：C：0.20-0.40；Mn：3.00-6.00； Si：0.05-0.60；Mo：0.20-0.60；Ti：0.40-0.80；Al：0.02-0.07；S≤0.002； P≤0.01；余量为Fe和不可避免的杂质元素；
其中，所述高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中含有体积分数为 10-35％的残余奥氏体(亚稳奥氏体)和体积分数为0.5-2.0％的超硬(Ti,Mo)xC粒子。
根据本发明较佳实施例，其中，C含量和Ti含量满足： C*(1±5％)＝0.14+Ti/4。
根据本发明较佳实施例，其中，所述超硬(Ti,Mo)xC粒子的硬度为 3100-3300HV，粒子表面平均尺寸为0.6-1μm2。超硬(Ti,Mo)xC粒子可有效增加钢板成品的耐磨性，使最终钢板成品的耐磨性是同硬度低合金马氏体耐磨钢的1.8倍以上。
根据本发明较佳实施例，按照质量百分比计，所述钢板还含有选自下述化学成分中的一种或两种：Nb：0.005-0.05％、V：0.005-0.05％、Ni： 0.20-1.50％。
本发明各元素的作用及对钢板耐磨性能的影响如下：
碳：碳元素具有强烈的固溶强化作用显著提高马氏体的强度和硬度，奥氏体稳定元素提高残余奥氏体的稳定性，适当含量的碳与钛结合形成第二相(Ti,Mo)xC粒子，可以显著提高耐磨性。本发明钢控制碳含量为 0.20-0.40wt.％，碳含量低于0.20wt.％时，难以形成足够体积分数的第二相粒子，同时残余奥氏体稳定性降低，难以获得较大体积分数的残余奥氏体；碳含量高于0.40wt.％，则钢的塑韧性、加工性和焊接性恶化。本发明碳的含量应控制在0.20-0.40wt.％。
锰：锰元素可以扩大奥氏体相区，稳定奥氏体组织，同时能够增加钢的淬透性，降低马氏体形成的临界冷速，实现热轧后空冷即可得到马氏体组织，但过高的锰元素含量会加使铸坯偏析倾向增加，钢的回火脆性敏感性增加，另外对焊接性能不利。本发明锰的含量应控制在3.00-6.00 wt.％。
硅：钢中的硅在冶炼过程中可以起到脱氧、提高纯净度的作用，在两相区退火过程中抑制渗碳体的形成，促进碳在未转变奥氏体中富集，提高残余奥氏体稳定性。但硅元素含量过高会导致钢的韧性下降，表面脱碳趋势增加，同时也不利于钢板的焊接性能。综合考虑以上因素，本发明硅含量为0.05-0.60wt.％。
钛：作为强碳化物形成元素，与碳结合形成硬度约为3200HV的超硬粒子(Ti,Mo)xC，显著提高耐磨钢的耐磨性，过少的(Ti,Mo)xC粒子不能有效提高材料的耐磨性，过多的(Ti,Mo)xC粒子会使材料的塑韧性恶化。本发明控制钛含量为0.40-0.80wt.％，所形成的第二相粒子体积分数为0.5-2.0％，表面平均粒子尺寸在0.5-1.0μm2之间。
钼：钼元素可以提高淬透性，降低回火脆性，同时可以溶解到 (Ti,Mo)xC中，形成(Ti，Mo)C，增加第二项的体积分数。本发明控制钼含量为0.20-0.60wt.％。
铝：铝元素是强脱氧剂，同时可以强烈抑制两相区退火过程中渗碳体的析出，铝元素还可以影响相变动力，是很强的铁素体稳定元素。本发明控制铝元素含量为0.02-0.07wt.％。
硫、磷：硫元素在钢中与锰等化合形成塑性夹杂物硫化锰，消耗锰元素，同时对钢的塑韧性不利，引起高温回火脆性，因此硫的含量应尽可能地低。磷元素也是钢中的有害元素，严重损害钢材的塑韧性，引起低温回火脆性。对本发明而言，硫和磷均是不可避免的杂质元素，应越低越好，考虑到钢厂实际的炼钢水平，本发明要求S≤0.002wt.％，P≤0.01wt.％。
另一方面，本发明还提供一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板的制造方法，依次包括工序：S1冶炼、S2炉外精炼、S3连铸或模铸、 S4加热、S5轧制及冷却、和S6热处理；
所述步骤S1的冶炼原料为：按照上述实施例所述的预设合金成分将相应原料进行冶炼；
所述S4的工艺条件为：连铸坯或铸锭开坯后在加热炉中加热，加热温度为1050-1250℃，时间为2-6小时；
所述S5的工艺条件为：轧制工艺采用再结晶和未再结晶两阶段控制轧制6-14道次至≤60mm厚度的钢板，保证轧制压缩比达到5倍以上，轧后空冷至室温；
所述S6的工艺条件为：两相区退火温度为550-750℃，加热时间1-10 小时，钢板加热后空冷至室温。
根据本发明的较佳实施例，S5步骤采用中厚板轧机或热连轧轧机进行轧制。
按照本发明的制造方法，经步骤S6热处理后，获得高硬度(Ti,Mo)xC 粒子耐磨性增强型马氏体/奥氏体双相高耐磨钢板，钢板中残余奥氏体的体积分数约为10-35％，同时在钢板中还均匀弥散分布着体积分数总量约为0.5-2.0％的高硬度(Ti,Mo)xC粒子，该粒子的表面平均尺寸在 0.6-1μm2(优选为0.8μm2)左右，钢板硬度HB360-450，抗拉强度为 1000-1200MPa，延伸率在13％-20％，-20℃冲击吸收功达40J以上，耐磨性为同硬度传统耐磨钢的1.8倍以上。
(三)有益效果
本发明的有益效果是：
本发明提供了一种具有优异耐磨性和加工性能的高耐磨钢板，方案包括：通过向传统马氏体耐磨钢中引入一定体积分数的残余奥氏体 (10-35％)，在韧性较小时可提高韧性的同时还可以增加耐磨性；通过形成超硬(Ti,Mo)xC粒子增加钢板成品的耐磨性，有效阻止磨料压入钢板基体或者阻止磨料在钢板基体表面滑动、钝化磨粒尖角，进一步使钢板的耐磨性为同硬度低合金马氏体耐磨钢的1.8倍以上。
钢板中弥散分布的(Ti,Mo)xC粒子硬度在3200HV左右，体积分数为 0.5-2.0％，粒子表面平均尺寸在0.8μm2左右。本发明的马氏体/奥氏体双相耐磨钢提高耐磨性的原理是：引入残余奥氏体可以提高耐磨钢的塑韧性，在韧性较小时可提高韧性的同时还可以增加耐磨性；本发明的钢板在被使用而磨损的过程中，这些残余奥氏体发生相变使表面硬度升高以增加耐磨性；超硬(Ti,Mo)xC粒子可有效阻止磨料(与钢板工件相摩擦的材料)压入钢板基体或者阻止磨料在钢板基体表面滑动，另外(Ti,Mo)xC 粒子还可以使磨粒尖端破碎、钝化磨粒尖角，大幅增加钢板的耐磨性。
本发明的优点在于：轧后空冷，节约成本、便于生产；热处理工艺简单、成本低、绿色无污染；在降低硬度和提高塑性的条件下，通过引入一定体积分数的残余奥氏体和超硬第二相粒子提高耐磨性，有效的解决了传统马氏体耐磨钢其耐磨性、加工性和焊接性不能兼顾的难题，具有广阔的应用前景。
附图说明
图1为本发明(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢微观组织的扫描电镜照片。
图2为本发明(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢的 XRD谱。
图3为本发明(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中 (Ti,Mo)xC粒子的扫描电镜照片。
图4为本发明(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中 (Ti,Mo)xC粒子的粒度分布。
图5为本发明(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中 (Ti,Mo)xC粒子电子探针元素分布图。
具体实施方式
为了更好的解释本发明，以便于理解，下面结合附图，通过具体实施方式，对本发明作详细描述。
随着深入研究，发明人了解到硬度并不是影响钢材料磨损性能的唯一因素，当钢材料断裂韧性较小时，材料的磨损性能受断裂韧性影响较大；随着断裂韧性的增加，尽管材料的硬度下降，但是材料的耐磨性能逐渐升高。为此，本发明的基本构思是：引入残余奥氏体提高塑韧性，不但可以获得良好的塑韧性，还可以在相同硬度条件下获得更优异的耐磨性能；在较硬的马氏体基体上引入超硬第二相粒子和残余奥氏体，通过超硬第二相粒子增加耐磨性。以下结合具体实施例对本发明方案特点和技术效果进行说明。
实施例1
本发明的化学组成按重量百分含量为C：0.30；Mn：5.00；Si：0.15； Mo：0.50；Ti：0.60；Al：0.02；V：0.03；S≤0.002；P≤0.01；余量为Fe 和不可避免的杂质元素。
制造工艺：转炉或电炉冶炼，炉外精炼，模铸或板坯连铸，采用中厚板轧机轧制，加热炉加热温度为1200℃，时间为6小时，轧制工艺采用两阶段控制轧制11道次，轧制后钢板的厚度为12mm，轧后钢板空冷至室温，然后在两相区退火，温度为630℃，加热时间为4小时，钢板加热后空冷至室温。经测算，高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中残余奥氏体体积分数占32.1％，超硬(Ti,Mo)xC粒子体积分数约为1.21％。
上述制造工艺中，冶炼、炉外精炼、模铸或板坯连铸等均按照常规的操作条件进行。
实施例2
本发明的化学组成按重量百分含量为C：0.30；Mn：6.00；Si：0.05； Mo：0.30；Ti：0.60；Al：0.05；Nb：0.024；Ni：0.52；S：0.002；P：0.01；余量为Fe和不可避免的杂质元素。
制造工艺：转炉或电炉冶炼，炉外精炼，模铸或板坯连铸，采用中厚板轧机轧制，加热炉加热温度为1250℃，时间为4小时，轧制工艺采用两阶段控制轧制9道次，轧制后钢板的厚度为20mm，轧后空冷至室温，两相区退火温度为650℃，加热时间为8小时，钢板加热后空冷至室温。经测算，高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中残余奥氏体体积分数占34.3％，超硬(Ti,Mo)xC粒子体积分数约为1.17％。
上述制造工艺中，冶炼、炉外精炼、模铸或板坯连铸等均按照常规的操作条件进行。
实施例3
本发明的化学组成按重量百分含量为C：0.40；Mn：4.50；Si：0.55； Mo：0.28；Ti：0.55；Al：0.07；Nb：0.025；Ni：1.50；S：0.001；P： 0.012；余量为Fe和不可避免的杂质元素。
制造工艺：转炉或电炉冶炼，炉外精炼，模铸或板坯连铸，采用中厚板或热连轧轧机轧制，加热炉加热温度为1220℃，时间为5小时，轧制工艺采用两阶段控制轧制11道次，轧制后钢板的厚度为30mm，轧后空冷至室温，两相区退火温度为620℃，加热时间为6小时，钢板加热后空冷至室温。经测算，高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中残余奥氏体体积分数占21.6％，超硬(Ti,Mo)xC粒子体积分数约为1.51％。
上述制造工艺中，冶炼、炉外精炼、模铸或板坯连铸等均按照常规的操作条件进行。
实施例4
本发明的化学组成按重量百分含量为C：0.32；Mn：5.20；Si：0.05； Mo：0.32；Ti：0.52；Al：0.05；Ni：1.05；S：0.001；P：0.009；余量为Fe和不可避免的杂质元素。
制造工艺：转炉或电炉冶炼，炉外精炼，模铸或板坯连铸，采用中厚板轧机轧制，加热炉加热温度为1230℃，时间为5小时，轧制工艺采用两阶段控制轧制9道次，轧制后钢板的厚度为25mm，轧后空冷至室温，两相区退火温度为630℃，加热时间为5小时，钢板加热后空冷至室温。经测算，高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中残余奥氏体体积分数占30.8％，超硬(Ti,Mo)xC粒子体积分数约为1.05％。
上述制造工艺中，冶炼、炉外精炼、模铸或板坯连铸等均按照常规的操作条件进行。
本发明实施例与NM400力学性能和耐磨性能检测结果如表1所示。
表1
Figure BDA0002231584700000081
如图1所示，为实施例1制备的(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢微观组织的扫描电镜照片。
如图2所示，为实施例1制备的(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢的XRD谱，表示钢板中残余奥氏体体积分数占32.1％。
如图3所示，为实施例1制备的(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中(Ti,Mo)xC粒子的扫描电镜照片。由图3可知，钢板基体中弥散分布着(Ti,Mo)xC粒子。
如图4所示，为实施例1制备的(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中(Ti,Mo)xC粒子的粒度分布图，表示高硬度(Ti,Mo)xC粒子的表面平均尺寸接近但主要分布在1μm2以下。
如图5所示，为实施例1制备的(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中(Ti,Mo)xC粒子电子探针元素分布图。由图5可知，图1、 3中所观察到的超硬(Ti,Mo)xC粒子，是由Mo、Ti、C元素所形成。

Claims (7)

1.一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板，其特征在于，按照质量百分比计，所述耐磨钢板含有如下合金成分：C：0.20-0.40；Mn：3.00-6.00；Si：0.05-0.60；Mo：0.20-0.60；Ti：0.40-0.80；Al：0.02-0.07；S≤0.002；P≤0.01；余量为Fe和不可避免的杂质元素；
其中，所述高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中含有体积分数为21.6-35％的残余奥氏体和体积分数为0.5-2.0％的超硬(Ti,Mo)xC粒子。
2.根据权利要求1所述的高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板，其特征在于，C含量和Ti含量满足：C*(1±5％)＝0.14+Ti/4。
3.根据权利要求1所述的高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板，其特征在于，所述超硬(Ti,Mo)xC粒子的硬度为3100-3300HV，粒子表面平均尺寸为0.6-1μm2。
4.根据权利要求1-3任一项所述的高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板，其特征在于，按照质量百分比计，所述钢板还含有选自下述化学成分中的一种或两种：Nb：0.005-0.05％、V：0.005-0.05％、Ni：0.20-1.50％。
5.一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板的制造方法，依次包括工序：S1冶炼、S2炉外精炼、S3连铸或模铸、S4加热、S5轧制及冷却、和S6热处理；其特征在于：
所述步骤S1的冶炼原料为：按照上述权利要求1、2或4所述的预设合金成分将相应原料进行冶炼；
所述S4的工艺条件为：连铸坯或铸锭开坯后在加热炉中加热，加热温度为1050-1250℃，时间为2-6小时；
所述S5的工艺条件为：轧制工艺采用再结晶和未再结晶两阶段控制轧制6-14道次至≤60mm厚度的钢板，保证轧制压缩比达到5倍以上，轧后空冷至室温；
所述S6的工艺条件为：两相区退火温度为550-750℃，加热时间1-10小时，钢板加热后空冷至室温。
6.根据权利要求5所述的制造方法，其特征在于，S5步骤采用中厚板轧机或热连轧轧机进行轧制。
7.一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板，其特征在于，是采用权利要求5或6所述的制造方法制得，钢板包含马氏体和奥氏体，其中奥氏体的体积分数为10-35％，在马氏体中均匀弥散分布着体积分数为0.5-2.0％的(Ti,Mo)xC粒子，表面平均粒子尺寸在0.6-1μm2，钢板硬度HB360-450，抗拉强度为1000-1200MPa，延伸率在13％-20％，-20℃冲击吸收功达40J以上，耐磨性为同硬度低合金马氏体耐磨钢的1.8倍以上。
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