CN110964979B - 具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明一种具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢，其化学成分的重量百分比分别为：C：0.16%~0.22%，Si：0.15%~0.35%，Mn：0.90%~1.30%，P≤0.018%，S≤0.010%，Als：0.020%~0.060%，Nb：0.020%~0.060%，Ti：0.012%~0.028%，Cr：0.30%~0.70%，Mo：0.10%~0.20%，B：0.0005%~0.0018%，O≤0.0025%，N≤0.0050%，H≤1.8ppm，其余为Fe及不可避免的杂质。生产方法中，控制轧制工序包括粗轧工序，在粗轧工序进行奥氏体再结晶区形变奥氏体晶粒均匀性控制：控制道次压下率逐步递增。采用本发明工艺生产的自卸车厢体耐磨钢产品，基板微观组织以细小的板条马氏体为主，马氏体板条尺寸、力学性能通板分布均匀，钢板在拉伸、切割、U型折弯时获得各向均匀的延伸，保证加工成型的一致性。切割窄条后钢板平直度范围1mm/2m~4mm/2m，U型折弯后，折弯端部直线度不大于3mm，具有良好的成型性能。

Description

具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及一种耐磨钢及其生产方法，尤其涉及一种具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢及其生产方法。
背景技术
中国专用车市场发展迅猛，与欧洲标准相比，中国专用车重量平均高出17%，这意味着更多的燃油消耗、更多的CO2排放和更低的载荷，而解决这些问题的关键在于新材料的应用和工艺。通过轻量化，车辆省油可达25%~37%，目前，多材料车身结构设计成为发展趋势，通过对车身结构进行优化，既能改进车辆性能又能显著减轻自重。当下高强钢、耐磨钢及铝材成为主要材料，强调将合适的材料用于合适的部位。其中，耐磨钢主要应用于重型矿车及公路自卸车车身、半挂车大梁、臂架等。耐磨钢与一般的结构钢相比，更耐磨，强度更高、车身更薄更轻。
普通田字格自卸车车厢：底板通常采用14mm~20mm厚度的Q355B~Q550D，边板通常采用12mm~14mm厚度的Q355B~Q550D，使用寿命3~8年后，需要进行更换车厢底板和边板。采用耐磨钢U型槽自卸车车厢：底板可采用8mm~16mm厚度的NM360~NM450，边板可采用3mm~8mm厚度的NM360~NM450，使用寿命达到10~15年。自卸车车厢采用低合金耐磨钢材料替代普通车厢材料，强度更高、耐磨性更好，在不损失整车使用性能的前提下，可减重10%~30%。
在耐磨钢基板加工制造成自卸车车厢的过程中，通常要经过“切割”、“U型折弯”、“开孔”、“焊接”等工序，其中，“切割”、“U型折弯”时经常出现高强度耐磨钢板加工二次瓢曲变形、或者U型折弯变形不一致造成平直度、尺寸不合的现象。发生二次瓢曲变形、或者U型折弯变形不一致的钢板厚度通常≤16mm，尤其是≤10mm、抗拉强度在1200MPa及以上的薄规格自卸车厢体耐磨钢产品表现更为明显，切割窄条后钢板翘曲之后的平直度甚至达到15mm/2m~25mm/2m，厢体U型折弯后，折弯端部直线度甚至达到10mm以上，几乎作为成型性能不合格产品而判废，对使用薄规格耐磨钢制造自卸车车厢的企业及广大耐磨钢基板生产厂家带来了极大的困扰。
经分析，耐磨钢基板切割产生二次瓢曲变形、U型折弯出现平直度、尺寸不合现象产生的原因是薄规格耐磨钢钢板各向力学性能不均、变形不一致，因此，薄规格自卸车厢体耐磨钢钢板各向力学性能的均匀性提升成为各钢铁企业关注的焦点，也是提升成型性能的重要手段。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是提供一种具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢及其生产方法，通过粗轧奥氏体再结晶区形变奥氏体晶粒均匀性控制、轧后冷却铁素体晶粒均匀性控制和淬火冷却马氏体尺寸均匀性控制，生产出微观组织以细小板条马氏体为主的自卸车厢体耐磨钢，马氏体板条尺寸、力学性能通板分布均匀，钢板在拉伸、切割、U型折弯时获得各向均匀的延伸，保证加工成型的一致性。
本发明为解决上述技术问题所采用的技术方案为：
具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢，其化学成分的重量百分比分别为：C：0.16%~0.22%，Si：0.15%~0.35%，Mn：0.90%~1.30%，P≤0.018%，S≤0.010%，Als：0.020%~0.060%，Nb：0.020%~0.060%，Ti：0.012%~0.028%，Cr：0.30%~0.70%，Mo：0.10%~0.20%，B：0.0005%~0.0018%，O≤0.0025%，N≤0.0050%，H≤1.8ppm，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢，其化学成分的重量百分比范围优选为：C：0.18%~0.21%，Si：0.15%~0.25%，Mn：1.0%~1.30%，P≤0.015%，S≤0.010%，Als：0.030%~0.050%，Nb：0.025%~0.050%，Ti：0.015%~0.025%，Cr：0.40%~0.55%，Mo：0.15%~0.20%，B：0.0005%~0.0018%，O≤0.0025%，N≤0.0050%，H≤1.8ppm，其余为Fe及不可避免的杂质。
具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，包括炼钢、连铸、铸坯再加热、控制轧制、轧后控制冷却、卷取、横切成定尺钢板、间隔式均匀控温淬火和回火工序，所述连铸工序中铸坯成分重量百分比范围为：C：0.16%~0.22%，优选0.18%~0.21%；Si：0.15%~0.35%，优选0.15%~0.25%；Mn：0.90%~1.30%，优选1.0%~1.30%；P≤0.018%，优选P≤0.015%；S≤0.010%；Als：0.020%~0.060%，优选0.030%~0.050%；Nb：0.020%~0.060%，优选0.025%~0.050%；Ti：0.012%~0.028%，优选0.015%~0.025%；Cr：0.30%~0.70%，优选0.40%~0.55%；Mo：0.10%~0.20%，优选0.15%~0.20%；B：0.0005%~0.0018%；O≤0.0025%；N≤0.0050%；H≤1.8ppm；其余为Fe及不可避免的杂质。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，所述控制轧制工序包括粗轧工序，在粗轧工序进行奥氏体再结晶区形变奥氏体晶粒均匀性控制：控制道次压下率逐步递增。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，粗轧工序中，道次压下率由16%递增至33.7%，道次数量为4~7道，相邻道次压下率递增1.5%~5%。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，粗轧工序中，道次压下率由18%递增至30%， 道次数量为4~7道，相邻道次压下率递增1.5%~5%。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，所述轧后控制冷却工序中，进行轧后冷却铁素体晶粒均匀性控制：钢板轧制后快速进行中等冷却强度的层流冷却：钢板终轧与开始冷却时间间隔范围是3~15秒，开冷温度比终轧温度低20℃~40℃，冷却速率不高于20℃/s。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，所述间隔式均匀控温淬火工序中，对淬火冷却马氏体尺寸进行均匀性控制：淬火保温温度为Ac3+（30~50）℃，保证该钢种完全奥氏体化，保温系数为2.0min/mm ~4.0min/mm。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，所述淬火冷却马氏体尺寸均匀性控制，采用高压段+低压段两段式控温淬火冷却，高压段通过高压水流对钢板进行大于临界冷却速度的超快速冷却，钢板温度迅速降至500℃以下，发生马氏体相变；低压段通过中低压水流对钢板进行继续冷却，将温度降至所需温度。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，高压段通过高压水流对钢板进行大于临界冷却速度的超快速冷却，水流压力为6bar~12bar，临界冷却速度是指发生马氏体转变的冷却速度，本成分体系下临界冷却速度为≥20℃/s；低压段水流压力3bar~5bar，冷却速度为10℃/s~40℃/s。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，所述淬火冷却马氏体尺寸均匀性控制，采用高压段+低压段两段式控温淬火冷却，高压段冷却喷嘴开启组数为高压段喷嘴总组数的60%~90%，上流量为200m3/h~350m3/h，上下水比（1.35~1.6）：1，以42.4℃/s ~75.3℃/s的冷却速度快速进入马氏体相变区，钢板进入高压段开始冷却温度为865℃~885℃，出高压段温度为450℃~390℃；
所述低压段采用间隔式冷却模式，低压段冷却喷嘴开启模式为：部分奇数开启、部分偶数关闭或部分偶数开启、部分奇数关闭，开启组数为低压段冷却喷嘴总组数的30%~50%，在冷却喷嘴开启段实现马氏体相变，在冷却喷嘴关闭段实现内应力释放；低压段冷却喷嘴上流量为150m3/h~200m3/h，上下水比（1.4~1.6）：1，冷却速度20℃/s~30℃/s，钢板进入低压段开始冷却温度为450℃~390℃，出低压段温度不高于50℃。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，间隔式均匀控温淬火工序后，将钢板放置48小时以上，促使淬火内应力得到释放，然后进行低温回火处理，回火保温温度为120℃~240℃，保温系数为4.0min/mm~6.0min/mm，保持钢板具有高的硬度和耐磨性，同时再次降低淬火残余内应力，提升成型过程整板变形的均匀性。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，所述铸坯再加热工序，铸坯再加热温度范围为1120℃~1180℃，均热段时间为30分钟~60分钟，消除温度梯度。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，所述控制轧制工序采用双轧程控制轧制工艺，即粗轧奥氏体再结晶区+精轧奥氏体未再结晶区控制轧制，粗轧第一轧程奥氏体再结晶区轧制温度范围1100℃~960℃，精轧第二轧程奥氏体未再结晶区轧制温度范围940℃~870℃；
所述控制冷却工序，钢板开冷温度范围840℃~860℃，终冷温度范围600℃~660℃，卷取温度范围580℃~640℃，卷取后的带卷进行堆垛缓冷，缓冷后的带卷进行开平、横切成定尺钢板。
上述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢，耐磨钢钢板微观组织为细小板条马氏体+少量残余奥氏体，残余奥氏体体积比不超过3%；抗拉强度1280MPa~1398MPa，延伸率≥18%，-20℃冲击≥80J，表面布氏硬度430HBW~480HBW，钢板厚度5mm~16mm，母材钢板平直度1mm/2m ~4mm/2m。
本发明在奥氏体再结晶区进行形变奥氏体晶粒均匀性控制，即钢板粗轧工序，为了保证获得均匀的形变奥氏体晶粒，采用道次压下率逐步递增的工艺，随着轧制温度的逐步降低，道次压下率由16%递增至33.7%，优选18%递增至30%；实现粗轧阶段奥氏体充分再结晶，得到细小、均匀的形变奥氏体晶粒，避免部分再结晶轧制造成的晶粒尺寸不均。
本发明在轧后冷却工序进行铁素体晶粒均匀性控制，为了避免轧后空冷形成较多大尺寸的先共析铁素体，与轧后层流冷却过程中形成的细小铁素体混合后，造成晶粒尺寸不均，钢板轧制后快速进行中等冷却强度的层流冷却，钢板终轧与开始冷却时间间隔范围是3~15秒，开冷温度比终轧温度低20℃~40℃，冷却速率不高于20℃/s。
本发明淬火冷却马氏体尺寸均匀性控制技术，采用高压段+低压段两段式控温淬火冷却，其中高压段通过高压水流对钢板进行大于临界冷却速度的超快速冷却，钢板温度迅速降至500℃以下，发生马氏体相变；低压段通过中低压水流对钢板进行继续冷却，将温度降至所需温度；低压段采用间隔式冷却模式，即低压段冷却喷嘴开启模式为：1+3+5+7、2+4+6+8、1+3+5+7+9、2+4+6+8+10、1+3+5+7+9+11、2+4+6+8+10+12等模式，在冷却喷嘴开启段实现马氏体相变，在冷却喷嘴关闭段实现内应力释放，使马氏体相变和内应力释放交替进行，实现薄规格钢板低压段相变均匀、内应力释放充分。
本发明耐磨钢钢板微观组织均匀性得到很大的改善，对于同一厚度规格的带钢，沿同一宽度方向上取0度、30度、45度、60度、90度五个方向试样，沿着厚度方向上进行表面位置、心部位置微观结构检测，检测结果显示：淬火+回火的自卸车耐磨钢微观组织以细小的板条马氏体为主，钢板近表位置马氏体板条宽度范围0.1微米至0.5微米，心部位置马氏体板条宽度范围0.3微米至0.8微米；钢板马氏体板条通板分布均匀。
本发明耐磨钢钢板力学性能的均匀性得到很大的改善，对于同一厚度规格的钢板，沿同一宽度方向上，取0度、30度、45度、60度、90度五个方向试样进行检测，结果显示：①钢板头部：屈服强度差值范围是11.2MPa~16.6MPa，抗拉强度差值范围是12.4MPa~17.5MPa，延伸率差值范围2.45%~4.4%；②钢板中间位置：屈服强度差值范围是6MPa~16.4MPa，抗拉强度差值范围是11.9MPa~16.8MPa，延伸率差值范围2.39%~4.28%；③钢板尾部：屈服强度差值范围是12.1MPa~16.9MPa，抗拉强度差值范围是12.3MPa~17.7MPa，延伸率差值范围2.66%~5.3%；力学性能整张钢板分布均匀，不同方向上差值较小，保证钢板在拉伸、切割、U型折弯时获到各向均匀的延伸。
本发明耐磨钢钢板切割窄条后钢板平直度范围1mm/2m~4mm/2m，自卸车厢体耐磨钢板U型折弯后，折弯端部直线度不大于3mm，具有良好的成型性能。
本发明首先利用DIL805L相变膨胀仪测出该成分体系不同等温时间、不同冷却速率的相变转变规律，根据检测结果制定热处理工艺，实现淬火冷却“马氏体尺寸”均匀性控制。
本发明的有益效果：
采用本发明工艺生产的自卸车厢体耐磨钢产品，基板微观组织以细小的板条马氏体为主，近表位置马氏体板条宽度范围0.1微米至0.5微米，心部位置马氏体板条宽度范围0.3微米至0.8微米，马氏体板条尺寸、力学性能通板分布均匀，钢板在拉伸、切割、U型折弯时获得各向均匀的延伸，保证加工成型的一致性。切割窄条后钢板平直度范围1mm/2m~4mm/2m，U型折弯后，折弯端部直线度不大于3mm，具有良好的成型性能。
附图说明
图1为本发明成分体系下良好成型性能厢体用耐磨钢相变转变规律，即静态CCT曲线；
图2是本发明实施例1微观组织检测图像；
图3是本发明实施例2微观组织检测图像；
图4是本发明实施例3微观组织检测图像；
图5是本发明实施例4微观组织检测图像；
图6是本发明实施例5微观组织检测图像。
具体实施方式
本发明提供一种具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢及其生产方法，耐磨钢化学成分的重量百分比分别为：C：0.18%~0.21%，Si：0.15%~0.25%，Mn：1.0%~1.30%，P：≤0.015%，S：≤0.010%，Als：0.030%~0.050%，Nb：0.025%~0.050%，Ti：0.015%~0.025%，Cr：0.40%~0.55%，Mo：0.15%~0.20%，B：0.0005%~0.0018%，O≤0.0025%，N≤0.0050%，H≤1.8ppm，其余为Fe及不可避免的杂质。
本发明还提供一种具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法：包括以下工序：
（1）炼钢-连铸工序生产铸坯：通过冶炼得到纯净的钢水，连铸采用恒拉速控制，通过电磁搅拌、动态轻压下等技术减少铸坯成分偏析、中心疏松，均匀分布夹杂物得到无缺陷的铸坯；
（2）加热工序：铸坯再加热温度范围为1120℃~1180℃，均热段时间为30~60分钟，消除温度梯度；
（3）控制轧制工序：采用双轧程控制轧制工艺，即粗轧奥氏体再结晶区+精轧奥氏体未再结晶区控制轧制，第一轧程为粗轧奥氏体再结晶区形变奥氏体晶粒均匀性控制工序，为了保证获得均匀的形变奥氏体晶粒，采用道次压下率逐步递增的工艺，随着轧制温度的逐步降低，单道次压下率随之递增，实现粗轧阶段奥氏体充分再结晶，得到细小、均匀的形变奥氏体晶粒，避免部分再结晶轧制造成的晶粒尺寸不均，轧制温度范围1100℃~960℃，为了保证钢板发生充分奥氏体再结晶，道次压下率由16%递增至33.7%，优选18%递增至30%，道次数量为4~7道，相邻道次压下率递增3%~5%。第二轧程精轧轧制温度范围940℃~870℃，终轧温度为880±10℃；
（4）轧后冷却工序：即轧后冷却铁素体晶粒均匀性控制工序，为了避免轧后空冷形成较多大尺寸的先共析铁素体，与轧后层流冷却过程中形成的细小铁素体混合后，造成晶粒尺寸不均，钢板轧制后快速进行中等冷却强度的层流冷却，钢板终轧与开始冷却时间间隔范围是3~15秒，钢板开冷温度范围840℃~860℃，开冷温度比终轧温度低20℃~40℃，冷却速率不高于20℃/s，终冷温度范围600℃~660℃，卷取温度范围580℃~640℃，卷取后的带卷进行堆垛缓冷；
（5）横切定尺成板：经过缓冷的带卷进行开平、横切成定尺钢板；
（6）控温控冷淬火热处理：采用高压段+低压段两段式控温淬火冷却，淬火保温温度为Ac3+（30~50）℃，保证该钢种完全奥氏体化，保温系数为2.0min/mm~4.0min/mm。高压段冷却喷嘴开启组数为高压段喷嘴总组数的60%~90%，上流量为200m3/h~350m3/h，上下水比（1.35~1.6）：1，冷却速度42.4℃/s~75.3℃/s快速进入马氏体相变区，钢板进入高压段开始冷却温度为865℃~885℃，出高压段温度为450℃~390℃；低压段采用间隔式冷却模式，即冷却喷嘴开启模式为：1+3+5+7、2+4+6+8、1+3+5+7+9、2+4+6+8+10、1+3+5+7+9+11、2+4+6+8+10+12等模式，在冷却喷嘴开启段实现马氏体相变，在冷却喷嘴关闭段实现内应力释放，使马氏体相变和内应力释放交替进行，实现薄规格钢板低压段相变均匀、内应力释放充分；低压段冷却喷嘴开启组数为低压段喷嘴总组数30%~50%，上流量为150m3/h~200m3/h，上下水比（1.4~1.6）：1，冷却速度20℃/s ~30℃/s，钢板进入低压段开始冷却温度为450℃~390℃，出低压段温度不高于50℃；
（7）回火热处理：采用上述淬火方法后，钢板放置48小时以上，促使淬火内应力得到一定的释放后，进行低温回火处理，回火保温温度为120℃~240℃，保温系数为4.0min/mm~6.0min/mm，随后空冷至室温，保持钢板具有高的硬度和耐磨性，同时再次降低淬火残余内应力，提升成型过程整板变形的均匀性。
本发明首先利用DIL805L相变膨胀仪测出该成分体系不同等温时间、不同等温温度、不同冷却速率的相变转变规律，根据检测结果制定热处理工艺，实现淬火冷却“马氏体尺寸”均匀性控制。
表1 该成分体系不同等温时间、不同冷却速率的相变转变规律
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从表1检测数据和图1的静态CCT曲线可以得出：(1)该成分体系下Ac3（铁素体向奥氏体转变结束温度）温度为835℃，Ac1（铁素体向奥氏体转变开始温度）温度为736℃；(2)当冷却速度达到20℃/s~100℃/s，Ms（马氏体开始转变温度点）范围是424℃~380℃。
以下通过五个实施例，对本发明作进一步说明和具体阐述：
实施例1：通过冶炼得到纯净的钢水，后经恒拉速连铸、电磁搅拌、动态轻压下生产出无缺陷的铸坯，其成分重量百分比为：C：0.16%，Si：0.15%，Mn：0.90%，P：0.018%，S：0.010%，Als：0.020%，Nb：0.020%，Ti：0.012%，Cr：0.30%，Mo：0.10%，B：0.0005%，O：0.0025%，N：0.0050%，H：1.8ppm，其余为Fe及不可避免的杂质；铸坯再加热温度范围为1120℃，均热段时间为30分钟，消除温度梯度。
采用双轧程控制轧制工艺，即粗轧奥氏体再结晶区+精轧奥氏体未再结晶区控制轧制，粗轧奥氏体再结晶区形变奥氏体晶粒均匀性控制工序，为了保证获得均匀的形变奥氏体晶粒，采用道次压下率逐步递增的工艺，随着轧制温度的逐步降低，单道次压下率随之递增，实现粗轧阶段奥氏体充分再结晶，得到细小、均匀的形变奥氏体晶粒，避免部分再结晶轧制造成的晶粒尺寸不均，轧制温度范围1100℃~980℃，为了保证钢板发生充分奥氏体再结晶，道次压下率由18.8%递增至33.7%，道次数量为4道，相邻道次压下率分别递增4.9%、5%、5%；第二轧程轧制温度范围940℃~890℃，终轧温度为890℃；
轧后冷却工序：即轧后冷却铁素体晶粒均匀性控制工序，为了避免轧后空冷形成较多大尺寸的先共析铁素体，与轧后层流冷却过程中形成的细小铁素体混合后，造成晶粒尺寸不均，钢板轧制后快速进行中等冷却强度的层流冷却，钢板终轧与开始冷却时间间隔范围是3秒，钢板开冷温度860℃，开冷温度比终轧温度低30℃，冷却速率20℃/s，终冷温度660℃，卷取温度640℃，卷取后的带卷进行堆垛缓冷；
横切定尺成板：经过缓冷的带卷进行开平、横切成定尺钢板；
控温控冷淬火热处理：辊式淬火机冷却段由高压段（1~6组冷却喷嘴）、低压段（1~15组冷却喷嘴）组成，淬火保温温度为885℃，保证该钢种完全奥氏体化，保温系数为4.0min/mm；
高压段冷却喷嘴开启组数为：1+2+3组，上流量为200m3/h，上下水比1.35：1，冷却速度75.3℃/s快速进入马氏体相变区，钢板进入高压段开始冷却温度为885℃，出高压段温度为450℃；
低压段采用间隔式冷却模式，即冷却喷嘴开启模式为：1+3+5+7组，在冷却喷嘴开启段实现马氏体相变，在冷却喷嘴关闭段实现内应力释放，使马氏体相变和内应力释放交替进行，实现薄规格钢板低压段相变均匀、内应力释放充分；低压段冷却喷嘴上流量为150m3/h，上下水比1.4：1，冷却速度30℃/s，钢板进入低压段开始冷却温度为450℃，出低压段温度38℃。
回火热处理：采用上述淬火方法后，钢板放置48小时后，促使淬火内应力得到一定的释放后，进行低温回火处理，回火保温温度为120℃，保温系数为6.0min/mm，随后空冷至室温，保持钢板具有高的硬度和耐磨性，同时再次降低淬火残余内应力，提升成型过程整板变形的均匀性。
本实施例1生产的自卸车厢体耐磨钢厚度为5mm，微观组织为细小板条马氏体+2.1%残余奥氏体，抗拉强度1398MPa，延伸率25.1%，-20℃冲击202J，表面布氏硬度480HBW，母材钢板平直度4mm/2m。
图2显示，本实施例1生产的自卸车厢体耐磨钢，钢板近表位置马氏体板条宽度范围0.1微米至0.3微米，心部位置马氏体板条宽度范围0.3微米至0.5微米；钢板马氏体板条通板分布均匀。
本实施例1生产的自卸车厢体耐磨钢，对于同一厚度规格的钢板，沿同一宽度方向上，取0度、30度、45度、60度、90度五个方向试样进行检测，结果显示：①钢板头部：屈服强度差值范围是14.4MPa~16.6MPa，抗拉强度差值范围是13.5.4MPa~17.5MPa，延伸率差值范围2.8%~4.4%；②钢板中间位置：屈服强度差值范围是13.5MPa~16.4MPa，抗拉强度差值范围是14.9MPa~16.8MPa，延伸率差值范围3.52%~4.28%；③钢板尾部：屈服强度差值范围是13.6MPa~16.9MPa，抗拉强度差值范围是14.1MPa~17.7MPa，延伸率差值范围3.33%~5.3%；力学性能整张钢板分布均匀，不同方向上差值较小，保证钢板在拉伸、切割、U型折弯时获到各向均匀的延伸。
本实施例1生产的自卸车厢体耐磨钢，切割窄条后钢板平直度范围2mm/2m~4mm/2m，自卸车厢体耐磨钢板U型折弯后，折弯端部直线度3mm，具有良好的成型性能。
实施例2：通过冶炼得到纯净的钢水，后经恒拉速连铸、电磁搅拌、动态轻压下等技术生产出无缺陷的铸坯，其成分重量百分比为：C：0.18%，Si：0.20%，Mn：1.00%，P：0.015%，S：0.008%，Als：0.030%，Nb：0.025%，Ti：0.015%，Cr：0.40%，Mo：0.15%，B：0.0009%，O：0.0020%，N：0.0045%，H：1.5ppm，其余为Fe及不可避免的杂质。铸坯再加热温度范围为1160℃，均热段时间为40分钟，消除温度梯度；
采用双轧程控制轧制工艺，即粗轧奥氏体再结晶区+精轧奥氏体未再结晶区控制轧制，粗轧奥氏体再结晶区形变奥氏体晶粒均匀性控制工序，为了保证获得均匀的形变奥氏体晶粒，采用道次压下率逐步递增的工艺，随着轧制温度的逐步降低，单道次压下率随之递增，实现粗轧阶段奥氏体充分再结晶，得到细小、均匀的形变奥氏体晶粒，避免部分再结晶轧制造成的晶粒尺寸不均，轧制温度范围1070℃，为了保证钢板发生充分奥氏体再结晶，道次压下率由18.2%递增至30%，道次数量为5道，相邻道次压下率分别递增2.0%、2.3%、3.2%、4.3%。第二轧程轧制温度范围913-880℃，终轧温度为880℃；
轧后冷却工序：即轧后冷却铁素体晶粒均匀性控制工序，为了避免轧后空冷形成较多大尺寸的先共析铁素体，与轧后层流冷却过程中形成的细小铁素体混合后，造成晶粒尺寸不均，钢板轧制后快速进行中等冷却强度的层流冷却，钢板终轧与开始冷却时间间隔范围是7秒，钢板开冷温度范围840℃，开冷温度比终轧温度低40℃，冷却速率17.9℃/s，终冷温度645℃，卷取温度620℃，卷取后的带卷进行堆垛缓冷。
横切定尺成板：经过缓冷的带卷进行开平、横切成定尺钢板。
控温控冷淬火热处理：辊式淬火机冷却段由高压段（1~6组冷却喷嘴）、低压段（1~15组冷却喷嘴）组成，淬火保温温度为875℃，保证该钢种完全奥氏体化，保温系数为3.3min/mm。
高压段冷却喷嘴开启组数为：1+2+3+4组，上流量为233m3/h，上下水比1.45:1，冷却速度62.5℃/s快速进入马氏体相变区，钢板进入高压段开始冷却温度为875℃，出高压段温度为420℃；
低压段采用间隔式冷却模式，即冷却喷嘴开启模式为：2+4+6+8+10组，在冷却喷嘴开启段实现马氏体相变，在冷却喷嘴关闭段实现内应力释放，使马氏体相变和内应力释放交替进行，实现薄规格钢板低压段相变均匀、内应力释放充分；低压段冷却喷嘴开启组数为：2+4+6+8+10组，上流量为187m3/h，上下水比1.48：1，冷却速度27.4℃/s，钢板进入低压段开始冷却温度为430℃，出低压段温度44℃。
回火热处理：采用上述淬火方法后，钢板放置48小时后，促使淬火内应力得到一定的释放，进行低温回火处理，回火保温温度为150℃，保温系数为5.0min/mm，随后空冷至室温，保持钢板具有高的硬度和耐磨性，同时再次降低淬火残余内应力，提升成型过程整板变形的均匀性。
本实施例2生产的自卸车厢体耐磨钢厚度为8mm，微观组织为细小板条马氏体+2.3%残余奥氏体，抗拉强度1355MPa，延伸率23.6%，-20℃冲击190J，表面布氏硬度460HBW，母材钢板平直度3mm/2m。
图3显示，本实施例2生产的自卸车厢体耐磨钢，钢板近表位置马氏体板条宽度范围0.2微米至0.4微米，心部位置马氏体板条宽度范围0.3微米至0.5微米；钢板马氏体板条通板分布均匀。
本实施例2生产的自卸车厢体耐磨钢，对于同一厚度规格的钢板，沿同一宽度方向上，取0度、30度、45度、60度、90度五个方向试样进行检测，结果显示：①钢板头部：屈服强度差值范围是12.2MPa~14.8MPa，抗拉强度差值范围是14.1MPa~16.9MPa，延伸率差值范围2.88%~4.1%；②钢板中间位置：屈服强度差值范围是9MPa~13.4MPa，抗拉强度差值范围是11.9MPa~15.4MPa，延伸率差值范围2.39%~3.42%；③钢板尾部：屈服强度差值范围是12.1MPa~13.9MPa，抗拉强度差值范围是14.4MPa~17.7MPa，延伸率差值范围2.66%~4.5%；力学性能整张钢板分布均匀，不同方向上差值较小，保证钢板在拉伸、切割、U型折弯时获到各向均匀的延伸。
本实施例2生产的自卸车厢体耐磨钢，切割窄条后钢板平直度范围2mm/2m~4mm/2m，自卸车厢体耐磨钢板U型折弯后，折弯端部直线度2.4mm，具有良好的成型性能。
实施例3：通过冶炼得到纯净的钢水，后经恒拉速连铸、电磁搅拌、动态轻压下等技术生产出无缺陷的铸坯，其成分重量百分比为：C：0.20%，Si：0.23%，Mn：1.2%，P：0.013%，S：0.007%，Als：0.045%，Nb：0.035%，Ti：0.021%，Cr：0.45%，Mo：0.18%，B：0.0011%，O：0.0022%，N：0.0040%，H：1.4ppm，其余为Fe及不可避免的杂质。铸坯再加热温度范围为1150℃，均热段时间为45分钟，消除温度梯度。
采用双轧程控制轧制工艺，即粗轧奥氏体再结晶区+精轧奥氏体未再结晶区控制轧制，粗轧奥氏体再结晶区形变奥氏体晶粒均匀性控制工序，为了保证获得均匀的形变奥氏体晶粒，采用道次压下率逐步递增的工艺，随着轧制温度的逐步降低，单道次压下率随之递增，实现粗轧阶段奥氏体充分再结晶，得到细小、均匀的形变奥氏体晶粒，避免部分再结晶轧制造成的晶粒尺寸不均，轧制温度1073℃，为了保证钢板发生充分奥氏体再结晶，道次压下率由16%递增至30.7%，道次数量为5道，相邻道次压下率分别递增2.6%、3.8%、4.1%、4.2%。第二轧程轧制温度范围922℃~885℃，终轧温度为885℃。
轧后冷却工序：即轧后冷却铁素体晶粒均匀性控制工序，为了避免轧后空冷形成较多大尺寸的先共析铁素体，与轧后层流冷却过程中形成的细小铁素体混合后，造成晶粒尺寸不均，钢板轧制后快速进行中等冷却强度的层流冷却，钢板终轧与开始冷却时间间隔范围是8秒，钢板开冷温度范围859℃，开冷温度比终轧温度低27℃，冷却速率15.4℃/s，终冷温度635℃，卷取温度范围600℃，卷取后的带卷进行堆垛缓冷。
横切定尺成板：经过缓冷的带卷进行开平、横切成定尺钢板。
控温控冷淬火热处理：辊式淬火机冷却段由高压段（1~6组冷却喷嘴）、低压段（1~15组冷却喷嘴）组成，淬火保温温度为878℃，保证该钢种完全奥氏体化，保温系数为2.5min/mm。
高压段冷却喷嘴开启组数为：1+2+3+4+5组，上流量为300m3/h，上下水比1.55：1，冷却速度53.8℃/s快速进入马氏体相变区，钢板进入高压段开始冷却温度为878℃，出高压段温度为420℃。
低压段采用间隔式冷却模式，即冷却喷嘴开启模式为：1+3+5+7+9组，在冷却喷嘴开启段实现马氏体相变，在冷却喷嘴关闭段实现内应力释放，使马氏体相变和内应力释放交替进行，实现薄规格钢板低压段相变均匀、内应力释放充分。低压段冷却喷嘴上流量为185m3/h，上下水比1.55：1，冷却速度24℃/s，钢板进入低压段开始冷却温度为420℃，出低压段温度41℃。
回火热处理：采用上述淬火方法后，钢板放置48小时后，促使淬火内应力得到一定的释放，进行低温回火处理，回火保温温度为200℃，保温系数为4.5min/mm，随后空冷至室温，保持钢板具有高的硬度和耐磨性，同时再次降低淬火残余内应力，提升成型过程整板变形的均匀性。
本实施例3生产的自卸车厢体耐磨钢厚度为10mm，微观组织为细小板条马氏体+2.7%残余奥氏体，抗拉强度1303MPa，延伸率22.8%，-20℃冲击155J，表面布氏硬度456HBW，母材钢板平直度2mm/2m。
图4显示，本实施例3生产的自卸车厢体耐磨钢，钢板近表位置马氏体板条宽度范围0.3微米至0.5微米，心部位置马氏体板条宽度范围0.4微米至0.6微米；钢板马氏体板条通板分布均匀。
本实施例3生产的自卸车厢体耐磨钢，对于同一厚度规格的钢板，沿同一宽度方向上，取0度、30度、45度、60度、90度五个方向试样进行检测，结果显示：①钢板头部：屈服强度差值范围是11.2MPa~13.5MPa，抗拉强度差值范围是14.4MPa~16.8MPa，延伸率差值范围2.45%~4.1%；②钢板中间位置：屈服强度差值范围是6MPa~9.7MPa，抗拉强度差值范围是12.3MPa~15.7MPa，延伸率差值范围2.42%~3.5%；③钢板尾部：屈服强度差值范围是13.8MPa~15.5MPa，抗拉强度差值范围是12.8MPa~15.2MPa，延伸率差值范围2.88%~4.06%；力学性能整张钢板分布均匀，不同方向上差值较小，保证钢板在拉伸、切割、U型折弯时获到各向均匀的延伸。
本实施例3生产的自卸车厢体耐磨钢，切割窄条后钢板平直度范围1mm/2m~3mm/2m，自卸车厢体耐磨钢板U型折弯后，折弯端部直线度2.1mm，具有良好的成型性能。
实施例4：通过冶炼得到纯净的钢水，后经恒拉速连铸、电磁搅拌、动态轻压下等技术生产出无缺陷的铸坯，其成分重量百分比为：C：0.21%，Si：0.25%，Mn：1.28%，P：0.011%，S：0.006%，Als：0.50%，Nb：0.050%，Ti：0.025%，Cr：0.55%，Mo：0.17%，B：0.0015%，O：0.0018%，N：0.0037%，H：1.4ppm，其余为Fe及不可避免的杂质。铸坯再加热温度范围为1160℃，均热段时间为50分钟，消除温度梯度。
采用双轧程控制轧制工艺，即粗轧奥氏体再结晶区+精轧奥氏体未再结晶区控制轧制，粗轧奥氏体再结晶区形变奥氏体晶粒均匀性控制工序，为了保证获得均匀的形变奥氏体晶粒，采用道次压下率逐步递增的工艺，随着轧制温度的逐步降低，单道次压下率随之递增，实现粗轧阶段奥氏体充分再结晶，得到细小、均匀的形变奥氏体晶粒，避免部分再结晶轧制造成的晶粒尺寸不均，轧制温度范围1000℃，为了保证钢板发生充分奥氏体再结晶，道次压下率由18%递增至30%，道次数量为7道，相邻道次压下率分别递增1.6%、1.8%、1.9%、2.2%、2.2%、2.3%。第二轧程轧制温度范围928℃~883℃，终轧温度为883℃。
轧后冷却工序：即轧后冷却铁素体晶粒均匀性控制工序，为了避免轧后空冷形成较多大尺寸的先共析铁素体，与轧后层流冷却过程中形成的细小铁素体混合后，造成晶粒尺寸不均，钢板轧制后快速进行中等冷却强度的层流冷却，钢板终轧与开始冷却时间间隔范围是12秒，钢板开冷温度范围845℃，开冷温度比终轧温度低38℃，冷却速率14.5℃/s，终冷温度610℃，卷取温度范围595℃，卷取后的带卷进行堆垛缓冷。
横切定尺成板：经过缓冷的带卷进行开平、横切成定尺钢板。
控温控冷淬火热处理：辊式淬火机冷却段由高压段（1~6组冷却喷嘴）、低压段（1~15组冷却喷嘴）组成，淬火保温温度为870℃，保证该钢种完全奥氏体化，保温系数为2.0min/mm。
高压段冷却喷嘴开启组数为：1+2+3+4+5组，上流量为300 m3/h，上下水比1.5：1，冷却速度49.4℃/s快速进入马氏体相变区，钢板进入“第一段高压段”开始冷却温度为870℃，出“第一段高压段”温度为400℃。
低压段采用间隔式冷却模式，即冷却喷嘴开启模式为：1+3+5+7+9+11组，在冷却喷嘴开启段实现马氏体相变，在冷却喷嘴关闭段实现内应力释放，使马氏体相变和内应力释放交替进行，实现薄规格钢板低压段相变均匀、内应力释放充分。低压段冷却喷嘴上流量为190m3/h，上下水比1.55：1，冷却速度22.8℃/s，钢板进入低压段开始冷却温度为400℃，出低压段温度34℃。
回火热处理：采用上述淬火方法后，钢板放置48小时后，促使淬火内应力得到一定的释放，进行低温回火处理，回火保温温度为220℃，保温系数为4.3min/mm，随后空冷至室温，保持钢板具有高的硬度和耐磨性，同时再次降低淬火残余内应力，提升成型过程整板变形的均匀性。
本实施例4生产的自卸车厢体耐磨钢厚度为12mm，微观组织为细小板条马氏体+2.9%残余奥氏体，抗拉强度1340MPa，延伸率20.8%，-20℃冲击120J，表面布氏硬度446HBW，母材钢板平直度2mm/2m。
图5显示，本实施例4生产的自卸车厢体耐磨钢，钢板近表位置马氏体板条宽度范围0.4微米至0.5微米，心部位置马氏体板条宽度范围0.4微米至0.7微米；钢板马氏体板条通板分布均匀。
本实施例4生产的自卸车厢体耐磨钢，对于同一厚度规格的钢板，沿同一宽度方向上，取0度、30度、45度、60度、90度五个方向试样进行检测，结果显示：①钢板头部：屈服强度差值范围是12.2MPa~15.8MPa，抗拉强度差值范围是12.4MPa~15.7MPa，延伸率差值范围2.68%~4.0%；②钢板中间位置：屈服强度差值范围是8.1MPa~13.8MPa，抗拉强度差值范围是12.4MPa~16.4MPa，延伸率差值范围3.18%~4.12%；③钢板尾部：屈服强度差值范围是13.6MPa~16.1MPa，抗拉强度差值范围是14.9MPa~17.5MPa，延伸率差值范围3.47%~5.12%；力学性能整张钢板分布均匀，不同方向上差值较小，保证钢板在拉伸、切割、U型折弯时获到各向均匀的延伸。
本实施例4生产的自卸车厢体耐磨钢，切割窄条后钢板平直度范围2mm/2m~4mm/2m，自卸车厢体耐磨钢板U型折弯后，折弯端部直线度1.8mm，具有良好的成型性能。
实施例5：通过冶炼得到纯净的钢水，后经恒拉速连铸、电磁搅拌、动态轻压下等技术生产出无缺陷的铸坯，其成分重量百分比为：C：0.22%，Si：0.35%，Mn：1.30%，P：≤0.010%，S：0.005%，Als：0.060%，Nb：0.060%，Ti：0.028%，Cr：0.70%，Mo：0.20%，B：0.0018%，O：0.0021%，N：0.0035%，H：1.3ppm，其余为Fe及不可避免的杂质。铸坯再加热温度范围为1180℃，均热段时间为60分钟，消除温度梯度。
采用双轧程控制轧制工艺，即粗轧奥氏体再结晶区+精轧奥氏体未再结晶区控制轧制，粗轧奥氏体再结晶区形变奥氏体晶粒均匀性控制工序，为了保证获得均匀的形变奥氏体晶粒，采用道次压下率逐步递增的工艺，随着轧制温度的逐步降低，单道次压下率随之递增，实现粗轧阶段奥氏体充分再结晶，得到细小、均匀的形变奥氏体晶粒，避免部分再结晶轧制造成的晶粒尺寸不均，轧制温度960℃，为了保证钢板发生充分奥氏体再结晶，道次压下率由16%递增至28.4%，道次数量为7道，相邻道次压下率分别递增1.5%、1.7%、1.8%、2.0%、2.2%、3.2%。第二轧程轧制温度范围925℃~870℃，终轧温度为870℃。
轧后冷却工序：即轧后冷却铁素体晶粒均匀性控制工序，为了避免轧后空冷形成较多大尺寸的先共析铁素体，与轧后层流冷却过程中形成的细小铁素体混合后，造成晶粒尺寸不均，钢板轧制后快速进行中等冷却强度的层流冷却，钢板终轧与开始冷却时间间隔范围是15秒，钢板开冷温度范围850℃，开冷温度比终轧温度低20℃，冷却速率13.9℃/s，终冷温度600℃，卷取温度580℃，卷取后的带卷进行堆垛缓冷。
横切定尺成板：经过缓冷的带卷进行开平、横切成定尺钢板。
控温控冷淬火热处理：辊式淬火机冷却段由高压段（1~6组冷却喷嘴）、低压段（1~15组冷却喷嘴）组成，淬火保温温度为865℃，保证该钢种完全奥氏体化，保温系数为2.0min/mm。
高压段冷却喷嘴开启组数为：1+2+3+4+5+6组，上流量为350 m3/h，上下水比1.6：1，冷却速度42.4℃/s快速进入马氏体相变区，钢板进入高压段开始冷却温度为865℃，出高压段温度为390℃。
低压段采用间隔式冷却模式，即冷却喷嘴开启模式为：2+4+6+8+10+12组，在冷却喷嘴开启段实现马氏体相变，在冷却喷嘴关闭段实现内应力释放，使马氏体相变和内应力释放交替进行，实现薄规格钢板低压段相变均匀、内应力释放充分。低压段冷却喷嘴上流量为200m3/h，上下水比1.6：1，冷却速度20℃/s，钢板进入低压段开始冷却温度为390℃，出低压段温度28℃。
回火热处理：采用上述淬火方法后，钢板放置48小时后，促使淬火内应力得到一定的释放，进行低温回火处理，回火保温温度为240℃，保温系数为4.0min/mm，随后空冷至室温，保持钢板具有高的硬度和耐磨性，同时再次降低淬火残余内应力，提升成型过程整板变形的均匀性。
本实施例5生产的自卸车厢体耐磨钢厚度为16mm，微观组织为细小板条马氏体+3%残余奥氏体，抗拉强度1280MPa，延伸率18%，-20℃冲击80J，表面布氏硬度430HBW，母材钢板平直度1mm/2m~2mm/2m。
图6显示，本实施例5生产的自卸车厢体耐磨钢，钢板近表位置马氏体板条宽度范围0.3微米至0.5微米，心部位置马氏体板条宽度范围0.5微米至0.8微米；钢板马氏体板条通板分布均匀。
本实施例5生产的自卸车厢体耐磨钢，对于同一厚度规格的钢板，沿同一宽度方向上，取0度、30度、45度、60度、90度五个方向试样进行检测，结果显示：①钢板头部：屈服强度差值范围是12.8MPa~16.2MPa，抗拉强度差值范围是13.4MPa~17.0MPa，延伸率差值范围2.88%~4.12%；②钢板中间位置：屈服强度差值范围是6MPa~10.8MPa，抗拉强度差值范围是12.4MPa~14.5MPa，延伸率差值范围2.77%~4.10%；③钢板尾部：屈服强度差值范围是13.4MPa~15.8MPa，抗拉强度差值范围是15.0MPa~17.7MPa，延伸率差值范围3.42%~5.18%；力学性能整张钢板分布均匀，不同方向上差值较小，保证钢板在拉伸、切割、U型折弯时获到各向均匀的延伸。
本实施例5生产的自卸车厢体耐磨钢，切割窄条后钢板平直度范围1mm/2m~2mm/2m，自卸车厢体耐磨钢板U型折弯后，折弯端部直线度1.5mm，具有良好的成型性能。

Claims (11)

1.具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，包括炼钢、连铸、铸坯再加热、控制轧制、轧后控制冷却、卷取、横切成定尺钢板、间隔式均匀控温淬火和回火工序，其特征在于：所述连铸工序中铸坯成分重量百分比范围为：C：0.16%~0.22%；Si：0.15%~0.35%；Mn：0.90%~1.30%；P≤0.018%；S≤0.010%；Als：0.020%~0.060%；Nb：0.020%~0.060%；Ti：0.012%~0.028%；Cr：0.30%~0.70%；Mo：0.10%~0.20%；B：0.0005%~0.0018%；O≤0.0025%；N≤0.0050%；H≤1.8ppm；其余为Fe及不可避免的杂质；所述控制轧制工序包括粗轧工序，在粗轧工序进行奥氏体再结晶区形变奥氏体晶粒均匀性控制：控制道次压下率逐步递增；粗轧工序中，道次压下率由16%递增至33.7%，道次数量为4~7道，相邻道次压下率递增1.5%~5%。
2.如权利要求1所述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，其特征在于：粗轧工序中，道次压下率由18%递增至30%。
3.如权利要求1所述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，其特征在于：所述轧后控制冷却工序中，进行轧后冷却铁素体晶粒均匀性控制：钢板轧制后快速进行中等冷却强度的层流冷却：钢板终轧与开始冷却时间间隔范围是3~15秒，开冷温度比终轧温度低20℃~40℃，冷却速率不高于20℃/s。
4.如权利要求1所述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，其特征在于：所述间隔式均匀控温淬火工序中，对淬火冷却马氏体尺寸进行均匀性控制：淬火保温温度为Ac3+（30~50）℃，保证该钢完全奥氏体化，保温系数为2.0min/mm ~4.0min/mm。
5.如权利要求4所述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，其特征在于：所述淬火冷却马氏体尺寸均匀性控制，采用高压段+低压段两段式控温淬火冷却，高压段通过高压水流对钢板进行大于临界冷却速度的超快速冷却，钢板温度迅速降至500℃以下，发生马氏体相变；低压段通过中低压水流对钢板进行继续冷却，将温度降至所需温度。
6.如权利要求5所述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，其特征在于：高压段通过高压水流对钢板进行大于临界冷却速度的超快速冷却，水流压力为6bar~12bar，临界冷却速度是指发生马氏体转变的冷却速度，本成分体系下临界冷却速度为≥20℃/s；低压段水流压力3bar~5bar，冷却速度为10℃/s~40℃/s。
7.如权利要求4所述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，其特征在于：所述淬火冷却马氏体尺寸均匀性控制，采用高压段+低压段两段式控温淬火冷却，高压段冷却喷嘴开启组数为高压段喷嘴总组数的60%~90%，上流量为200m3/h~350m3/h，上下水比（1.35~1.6）：1，以42.4℃/s ~75.3℃/s的冷却速度快速进入马氏体相变区，钢板进入高压段开始冷却温度为865℃~885℃，出高压段温度为450℃~390℃；
所述低压段采用间隔式冷却模式，低压段冷却喷嘴开启模式为：部分奇数开启、部分偶数关闭或部分偶数开启、部分奇数关闭，开启组数为低压段冷却喷嘴总组数的30%~50%，在冷却喷嘴开启段实现马氏体相变，在冷却喷嘴关闭段实现内应力释放；低压段冷却喷嘴上流量为150m3/h~200m3/h，上下水比（1.4~1.6）：1，冷却速度20℃/s~30℃/s，钢板进入低压段开始冷却温度为450℃~390℃，出低压段温度不高于50℃。
8.如权利要求1所述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，其特征在于：间隔式均匀控温淬火工序后，将钢板放置48小时以上，促使淬火内应力得到释放，然后进行低温回火处理，回火保温温度为120℃~240℃，保温系数为4.0min/mm~6.0min/mm。
9.如权利要求1所述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，其特征在于：所述铸坯再加热工序，铸坯再加热温度范围为1120℃~1180℃，均热段时间为30分钟~60分钟。
10.如权利要求1所述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，其特征在于：所述控制轧制工序采用双轧程控制轧制工艺，即粗轧奥氏体再结晶区+精轧奥氏体未再结晶区控制轧制，粗轧第一轧程奥氏体再结晶区轧制温度范围1100℃~960℃，精轧第二轧程奥氏体未再结晶区轧制温度范围940℃~870℃；
所述控制冷却工序，钢板开冷温度范围840℃~860℃，终冷温度范围600℃~660℃，卷取温度范围580℃~640℃，卷取后的带卷进行堆垛缓冷，缓冷后的带卷进行开平、横切成定尺钢板。
11.如权利要求1所述的具有良好成型性能的自卸车厢体用耐磨钢的生产方法，其特征在于：耐磨钢钢板微观组织为细小板条马氏体+少量残余奥氏体，残余奥氏体体积比不超过3%；抗拉强度1280MPa~1398MPa，延伸率≥18%，-20℃冲击≥80J，表面布氏硬度430HBW~480HBW，钢板厚度5mm~16mm，母材钢板平直度1mm/2m ~4mm/2m。
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Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111471931B (zh) * 2020-05-29 2022-01-25 邯郸钢铁集团有限责任公司 具有良好折弯成型性能的低合金耐磨钢及其生产方法
CN112267064A (zh) * 2020-09-10 2021-01-26 邯郸钢铁集团有限责任公司 马氏体高温耐磨钢及其生产方法
CN113249644B (zh) * 2021-03-24 2022-07-29 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种薄规格nm450钢板及其制造方法
CN113249553B (zh) * 2021-06-25 2021-11-05 宁波威乐新材料科技有限公司 一种钢材的淬火方法、热成型工艺以及钢材工件
CN113846260B (zh) * 2021-08-30 2022-05-24 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种工程机械用高强度钢板的生产方法
CN114686762B (zh) * 2022-03-30 2023-05-12 鞍钢股份有限公司 布氏硬度500hbw高强度、高韧性热连轧薄钢板的生产方法
CN114892089B (zh) * 2022-05-21 2023-09-05 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种提高耐磨钢截面硬度均匀性的方法
CN116043104A (zh) * 2022-10-28 2023-05-02 南阳汉冶特钢有限公司 一种tmcp工艺生产低成本q550d钢及其生产方法
CN116121639A (zh) * 2022-11-24 2023-05-16 武安市裕华钢铁有限公司 一种屈服强度355Mpa以上低碳微合金钢带钢的生产方法
CN117107155A (zh) * 2023-08-27 2023-11-24 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种低碳当量高韧性nm400耐磨钢板及其生产方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2436795B1 (en) * 2009-05-27 2019-11-20 Nippon Steel Corporation Carburized component and manufacturing method therefor
CN102002645B (zh) * 2010-12-01 2012-08-22 山东钢铁股份有限公司 一种高强度耐磨钢板的制备方法
MX2016009700A (es) * 2014-01-28 2016-09-22 Jfe Steel Corp Placa de acero resistente a la abrasion y metodo para la fabricacion de la misma.
CN107099728B (zh) * 2017-03-31 2018-09-14 华南理工大学 一种薄规格高Ti耐磨钢NM450的制造方法
CN107099729B (zh) * 2017-03-31 2019-07-12 华南理工大学 热连轧超快冷工艺生产薄规格耐磨钢nm450的方法
CN108034886B (zh) * 2017-11-15 2019-12-27 东北大学 一种低密度轻质自卸车车厢用耐磨钢板及其制备方法
CN109609839B (zh) * 2018-11-16 2021-03-02 邯郸钢铁集团有限责任公司 高延伸性能的低合金高强耐磨钢nm450及其生产方法

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