CN113462969B - 一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢，属于工程机械耐磨用钢技术领域，所述。以质量分数计，所述钢的化学成分为：C：0.10～0.15％；Si：0.60～1.0％；Mn：2.0～3.5％；V：0.01～0.10％；Al：0.40～0.70％；P：≤0.008；S：≤0.005；Cr：0.50～0.90％；Nb：0.02～0.10％；N：≤0.004％；其余为Fe及不可避免的杂质；该耐磨钢强度高、耐磨性好，并且具有良好的成型性能。本发明还提供了一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，该制备方法工艺流程短、能耗低，可有效降低易成形耐磨钢的制造成本。

Description

一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢及其制备方法
技术领域
本发明属于工程机械耐磨用钢技术领域，特别涉及一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢及其制备方法。
背景技术
高强耐磨钢因其具有优良的强度和耐磨性能，在工程机械领域应用越来越广泛，例如各类自卸车车厢、混凝土搅拌罐罐体、挖掘机、煤矿机械以及运送煤浆、石料的管道等。目前，耐磨钢无论薄板(2.0-12.0mm)还是中厚板(≥14.0mm)，均采用离线热处理工艺(调质)生产，其生产工艺流程长，能耗大，制造成本高，与当前国家倡导的节能降耗方向不一致。
采用调质工艺生产的耐磨钢屈强比偏高(＞0.9)，延伸率偏低(≥10％)，下游企业之前使用材料为Q345B或者700MPa级别高强钢，如果替换为耐磨钢，利用现有设备在使用耐磨钢过程中容易出现加工困难，折弯开裂情况，限制了耐磨钢的推广与应用。如果更换设备，则带来较大的成本投入。因此，开发一种兼具加工性能，易成形的耐磨钢成为行业发展的趋势。
发明内容
为了解决高强耐磨钢生产流程长、成形性能不足技术问题，本发明提供了一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢，该耐磨钢强度高、耐磨性好，并且具有良好的成型性能。
本发明还提供了一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，该制备方法工艺流程短、能耗低，可有效降低易成形耐磨钢的制造成本。
本发明通过以下技术方案实现：
本申请提供一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢，以质量分数计，所述钢的化学成分为：
C：0.10～0.15％；Si：0.60～1.0％；Mn：2.0～3.5％；V：0.01～0.10％；Al：0.40～0.70％；P：≤0.008；S：≤0.005；Cr：0.50～0.90％；Nb：0.02～0.10％；N：≤0.004％；其余为Fe及不可避免的杂质；
所述钢的金相组织以体积分数计包括：25～35％的铁素体，50～70％的马氏体，5～15％的残余奥氏体。
可选的，所述钢的厚度为2～14mm。
可选的，所述钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥12％，-20℃冲击功≥100J，HBW(布氏硬度)为330～390。
基于同一发明构思，本申请还提供一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，所述制备方法包括：
获得所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢的板坯；
将所述板坯经过轧前加热、粗轧、精轧、空冷、后端超快冷、卷取和冷却，获得所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢；
其中，所述轧前加热的加热温度为1250～1300℃，加热时间为3.0～5.0h，温度≥1250℃的时间≥0.5h。
可选的，所述粗轧采用6道次轧制，累计变形量＞80％，粗轧出口温度为950～1060℃，中间坯厚度与所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢的厚度比值≥3.5。
可选的，所述精轧采用7道次轧制，末道次压下率≥10％，累计变形量为70％～80％，轧制速度3.0～8.0m/s，精轧入口温度为950～1060℃，终轧温度为800～880℃。
可选的，所述空冷的持续时间为8～15s，目标温度为630～750℃。
可选的，所述后端超快冷的冷却速度≥50℃/s。
可选的，所述卷取的温度为230～350℃。
可选的，所述冷却具体包括：
卷取获得的热轧卷进入保温坑进行保温，保温时间1-5h，后出保温坑并空冷至室温。
本发明中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
1.本发明一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢，对耐磨钢的化学成分进行改进，添加适量的Mn、Si、Al元素，起到稳定奥氏体作用，并结合工艺的改进，通过控制终轧温度、轧制速率以及空冷时间，得到部分先共析铁素体，添加少量的V元素，在空冷过程中析出的VC粒子，提高基体的耐磨性能；采用后端超快冷冷却至马氏体相变区，得到马氏体和少量残余奥氏体，最终得到比例合适的三相组织，实现易成形耐磨钢的生产，本发明耐磨钢的强度高、耐磨性好，并且具有良好的成型性能。
2.本发明一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，在热连轧产线生产易成形耐磨钢，无需离线热处理，缩短了工艺流程，降低能耗和成本，对板坯成分进行改进，添加适量的Mn、Si、Al元素，起到稳定奥氏体作用，采用轧后两端冷工艺，控制终轧温度、轧制速率以及空冷时间，得到部分先共析铁素体，添加少量的V元素，在空冷过程中析出的VC粒子，提高基体的耐磨性能；利用超快速冷却至马氏体相变区，得到马氏体和少量残余奥氏体，最终得到比例合适的三相组织(铁素体+马氏体+残余奥氏体)，实现易成形耐磨钢的生产，本发明通过严格控制轧制和控制冷却技术，制得的产品厚度规格覆盖2.0-14.0mm，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥12％，布氏硬度HBW：330-390，由于屈服强度低，可以满足现有用户的加工需求，具有非常好的应用前景。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其它目的、特征和优点能够更明显易懂，以下特举本发明的具体实施方式。
附图说明
为了更清楚地说明本申请中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
图1是本发明一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法流程图；
图2是本发明实施例2制得的易成形耐磨钢的金相组织图；
图3是本发明实施例2制得的易成形耐磨钢的扫描电镜图；
图4是本发明一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法的温度变化曲线图。
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
还需要说明的是，本发明中的术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。
本申请提供的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
根据本发明一种典型的实施方式，提供一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢，以质量分数计，所述钢的化学成分为：
C：0.10～0.15％；Si：0.60～1.0％；Mn：2.0～3.5％；V：0.01～0.10％；Al：0.40～0.70％；P：≤0.008；S：≤0.005；Cr：0.50～0.90％；Nb：0.02～0.10％；N：≤0.004％；其余为Fe及不可避免的杂质；
所述钢的金相组织以体积分数计包括：25～35％的铁素体，50～70％的马氏体，5～15％的残余奥氏体。
本发明中，对耐磨钢的化学成分进行改进，添加适量的Mn、Si、Al元素，起到稳定奥氏体作用，并结合工艺的改进，通过控制终轧温度、轧制速率以及空冷时间，得到部分先共析铁素体，添加少量的V元素，在空冷过程中析出的VC粒子，提高基体的耐磨性能；采用后端超快冷冷却至马氏体相变区，得到马氏体和少量残余奥氏体，最终得到比例合适的三相组织，实现易成形耐磨钢的生产，本发明耐磨钢的强度高、耐磨性好，并且具有良好的成型性能。
本发明主要合金元素的作用和限制范围如下：
C：固溶强化元素和强淬透性元素，C含量偏低(≤0.1％)，冷却后无法形成马氏体组织，或者得到马氏体硬度偏低，无法满足耐磨性能要求，但过高的C含量在板坯冶炼和轧制过程中容易形成带状组织，严重的带状组织对钢板的冷成形性能、疲劳性能造成不利的影响，另外，C含量较高，对材料的焊接性能不利。因此，本发明中C含量控制：0.10-0.15％。
Si∶Si为传统的固溶强化元素，添加较高的Si元素明显提高材料的淬透性，另外Si元素成本低，依靠Si提高强度降低材料的生产成本。Si另一个重要作用是可以抑制相变过程中渗碳体的析出，保证了C固溶量，在马氏体相变区卷取保温过程中，部分C实现配分，形成少量的残余奥氏体，提高了材料的延伸率。但添加过高的Si对材料的塑性、韧性以及表面质量产生负面影响，Si促使石墨化，促进脱碳，添加较高的Si容易在钢板表面形成脱碳层，降低了表面硬度和耐磨性能。因此，本发明中Si含量控制：0.6-1.0％。
Mn：Mn具有固溶强化作用，同时可以提高材料的淬透性和耐磨性能。Mn也是奥氏体稳定元素，降低奥氏体临界相变点，细化晶粒。部分奥氏体在超快过程总保持下来，形成残余奥氏体，提高了材料的延伸率。但Mn含量过高，由于Mn元素的偏析作用，板坯在冶炼和轧制过程中容易出现带状组织，影响加工性能。因此，本发明专利中Mn含量控制：2.0-3.5％。
S和P：S和P元素过高会对材料的塑性、韧性及疲劳性能产生不利影响。本发明限定了S含量控制在0.005％以内，P含量控制在0.008％以内。
V：V为强碳氮化物形成元素，但是VC在钢种溶解度较高，开始析出温度在720℃左右，本发明中，终轧后空冷温度一般在750-650℃，此温度区间是VC开始析出温度，依靠VC析出提高了材料的强度。另外，V添加由于在焊接过程中会形成V(C，N)细小的析出颗粒，提高了焊接热影响区的硬度和强度，避免了焊接软化。但是，V含量太高，容易造成焊接区域冲击韧性较低，因此，本发明中V含量控制：0.01-0.10％。
Nb：Nb为强碳氮化物形成元素，在奥氏体区析出，可以细化晶粒，提高材料的强度和韧性，另外Nb还可以保证焊缝组织的细化，提高焊后强度，避免焊接软化。
Cr：Cr元素为固溶强化元素和淬透性元素，添加适量的Cr元素可以显著提高材料的抗拉强度和强硬度，但Cr含量过高将影响钢的韧性，并引起回火脆性。本发明控制Cr含量为：0.5～0.9％
Al：Al是有效的脱氧元素之一，而且可以形成氮化物来细化晶粒。Al与Si有类似的左右，可以强烈组织奥氏体中渗碳体的析出，增加了基体中固溶的C含量，提高淬透性。Al含量大于0.3％，可以提高奥氏体向铁素体转变的相变温度，有利于在空冷阶段铁素体的形成，Al含量过高将损害钢的韧性，而且焊接热影响区的韧性也变差，因此，本发明中Al含量控制0.40～0.70％。
N：N元素为有害杂质元素，由于本发明中添加了较多的Al含量，如果钢种N含量较多，容易形成AIN夹杂物，造成固溶Al含量较少，影响Al作用。形成的AIN夹杂物尺寸较大，材料在使用过程中容易出现延伸率偏低或者冷成形开裂等问题，因此，本发明中N元素含量控制≤0.004％。
本发明中，铁素体的体积分数为25～35％，马氏体的体积分数为50～70％，残余奥氏体的体积分数为5～15％，铁素体为软相组织，引入部分铁素体组织，可降低屈强比，提高其成形性能；马氏体为硬相组织，主要依靠马氏体组织提高材料的抗拉强度保证其耐磨性能；残余奥氏体为亚稳定相，在塑性变形作用下诱发马氏体形核，引入相变强化和塑性增长机制，提高钢板的强度和塑性。
作为一种可选的实施方式，所述钢的厚度为2～14mm。
作为一种可选的实施方式，所述钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥12％，-20℃冲击功≥100J，HBW为330～390。
根据本发明另一种典型的实施方式，提供一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，如图1所示，所述制备方法包括：
S1.获得所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢的板坯；
S2.将所述板坯经过轧前加热、粗轧、精轧、空冷、后端超快冷、卷取和冷却，获得所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢；
其中，所述轧前加热的加热温度为1250～1300℃，加热时间为3.0～5.0h，温度≥1250℃的时间≥0.5h。
本发明中，在热连轧产线生产易成形耐磨钢，无需离线热处理，缩短了工艺流程，降低能耗和成本，对板坯成分进行改进，添加适量的Mn、Si、Al元素，起到稳定奥氏体作用，采用轧后两端冷工艺，控制终轧温度、轧制速率以及空冷时间，得到部分先共析铁素体，添加少量的V元素，在空冷过程中析出的VC粒子，提高基体的耐磨性能；利用超快速冷却至马氏体相变区，得到马氏体和少量残余奥氏体，最终得到比例合适的三相组织(铁素体+马氏体+残余奥氏体)，实现易成形耐磨钢的生产，本发明通过严格控制轧制和控制冷却技术，制得的产品厚度规格覆盖2.0-14.0mm，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥12％，布氏硬度HBW：330-390，由于屈服强度低，可以满足现有用户的加工需求，具有非常好的应用前景。
本发明中，轧前加热温度为1250～1300℃，加热时间为3.0～5.0h，温度≥1250℃的时间≥0.5h，较高的加热温度和较长保温时间目的在于保证合金元素的碳氮化物充分溶解及奥氏体均匀化。
作为一种可选的实施方式，所述粗轧采用6道次轧制，累计变形量＞80％，粗轧出口温度为950～1060℃，中间坯厚度与所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢的厚度比值≥3.5。
本申请中，粗轧累计变形量＞80％的好处是使得材料发生充分的再结晶行为，细化晶粒，低于该范围带来的不利影响是再结晶不完全，晶粒粗大，造成材料强度和延伸率偏低，中间坯厚度与所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢的厚度比值≥3.5好处是精轧阶段为未再结晶区轧制，大变形量保证奥氏体晶粒进一步细化，低于该范围带来的不利影响是奥氏体晶粒未充分细化，造成相变后组织晶粒粗大。
作为一种可选的实施方式，所述精轧采用7道次轧制，末道次压下率≥10％，累计变形量为70％～80％，轧制速度3.0～8.0m/s，精轧入口温度为950～1060℃，终轧温度为800～880℃。
本申请中，精轧末道次压下率≥10％的好处是增大相变储能，增加相变形核点，细化晶粒，低于该范围带来的不利影响是相变速率变慢，晶粒粗化，精轧出口温度大于1060℃时，精轧阶段板坯处于部分再结晶区轧制，容易出现混晶；出口温度小于950℃时，精轧过程温降大，无法保证终轧温度，终轧温度为800～880℃，控制终轧温度是为了调控热轧组织并获得良好的热轧板卷质量。终轧温度大于880℃时，对于奥氏体晶粒细化有不利影响；终轧温度小于800℃时，精轧所需轧制力较大，轧制稳定性能差，容易出现事故。
作为一种可选的实施方式，所述空冷的持续时间为8～15s，目标温度为630～750℃。
本申请中，钢带出精轧后采用空冷，根据终轧温度和轧制速率控制空冷时间为8～15s，如图4所示，主要目的是通过控制空冷时间，使得轧后钢板进行两相区(Ar1-Ar3)，在两相区部分奥氏体转变为先共析铁素体，通过控制空冷后的温度和空冷时间，将铁素体比例控制在30％-40％，在空冷过程中V与C结合，析出部分VC析出颗粒，提高基体的耐磨性能。
作为一种可选的实施方式，所述后端超快冷的冷却速度≥50℃/s。
作为一种可选的实施方式，所述卷取的温度为230～350℃。
作为一种可选的实施方式，所述冷却具体包括：
卷取获得的热轧卷进入保温坑进行保温，保温时间1-5h，后出保温坑并空冷至室温。
本申请中，后端超快冷的冷却速度≥50℃/s，冷却至马氏体相变区Ms～Mf(Ms为马氏体开始相变温度，Mf为马氏体相变结束温度)，即卷取温度，未相变的奥氏体经过超快冷后转变为马氏体组织及部分残余奥氏体，钢卷卷取后进入保温坑进行保温，使得过饱和的C元素由马氏体向残余奥氏体中扩散，起到温度残余奥氏体作用，使得最终得到组织为铁素体(F)+马氏体(M)+少量的残余奥氏体(RA)，其比例分别为F：25-35％，M：50-70％.RA：5-15％。
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢及其制备方法进行详细说明。
实施例1
本实施例一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢，通过以下方法制备：
(1)获得板坯，以质量分数计，所述板坯的化学成分为：
C：0.10～0.15％；Si：0.60～1.0％；Mn：2.0～3.5％；V：0.01～0.10％；Al：0.40～0.70％；P：≤0.008；S：≤0.005；Cr：0.50～0.90％；Nb：0.02～0.10％；N：≤0.004％；其余为Fe及不可避免的杂质。
(2)粗轧：板坯加热，温度为1250～1300℃，加热时间为3.0～5.0h，温度≥1250℃的时间≥0.5h，后粗轧，采用6道次轧制，累计变形量＞80％，粗轧出口温度为950～1060℃，中间坯厚度与所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢的厚度比值≥3.5。
(3)精轧：采用7道次轧制，末道次压下率≥10％，累计变形量为70％～80％，轧制速度3.0～8.0m/s，精轧入口温度为950～1060℃，终轧温度为800～880℃。
(4)层流冷却：热轧结束后空冷8～15s，目标温度为630～750℃，后端超快冷的冷却速度≥50℃/s，卷取温度为230～350℃。
(5)冷却：卷取获得的热轧卷进入保温坑进行保温，保温时间1-5h，后出保温坑并空冷至室温。
基于上述制备方法，本发明提供7个典型的实施例，并提供2个对比例，如表1所示，制备工艺参数如表2所示。
表1实施例1-7和对比例1、2的板坯化学成分(wt％)
成品厚度 C Si Mn P S Als Nb V Cr N
实施例1 3.0 0.11 0.85 2.26 0.004 0.0020 0.45 0.021 0.055 0.65 0.0033
实施例2 4.0 0.13 0.68 3.25 0.002 0.0040 0.50 0.025 0.045 0.77 0.0021
实施例3 5.0 0.12 0.75 2.85 0.006 0.0030 0.65 0.048 0.070 0.62 0.0028
实施例4 8.0 0.11 0.65 2.43 0.005 0.0040 0.53 0.023 0.080 0.69 0.0035
实施例5 10.0 0.14 0.68 3.13 0.007 0.0030 0.64 0.028 0.054 0.80 0.0025
实施例6 12.0 0.10 0.69 3.35 0.006 0.0010 0.55 0.022 0.091 0.75 0.0035
实施例7 14.0 0.14 0.80 2.81 0.005 0.0050 0.6 0.034 0.087 0.81 0.0034
对比例1 5.0 0.12 0.10 2.05 0.006 0.0030 0.035 0.048 0.070 0.62 0.0028
对比例2 8.0 0.11 0.65 2.43 0.005 0.0040 0.53 0.023 0.080 0.69 0.0035
本发明各实施例和对比例的化学成分包含表1中元素，余量为Fe和不可避免的杂质。
表2实施例1-7和对比例1、2的制备工艺参数(表2中并未体现加热时间、)
Figure BDA0003121417860000081
Figure BDA0003121417860000091
相关实验：
将实施例1-7和对比例1-3制得的钢进行性能检测，测试结果如表3所示。
相关测试方法：
力学性能的测试方法为：利用ZWICK/Roell Z100拉伸试验机，按照GB/T228.1-2010标准检测屈服、抗拉强度和延伸率。
表3力学性能检测结果
Figure BDA0003121417860000092
从表1-3可知，实施例1-7采用本发明一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢，制备的耐磨钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥12％，屈强比＜0.7，-20℃冲击功(全尺寸)≥100J，HBW为330～390。
对比例1的板坯成分与本发明不同，制得的耐磨钢屈服强度和抗拉强度偏低，屈强比偏高，布氏硬度只有261，无法满足耐磨NM360硬度要求。
对比例2的制备工艺与本发明不同，具体体现在冷却工艺不同，制得的耐磨钢屈服强度和抗拉强度偏高，虽然硬度满足要求，在延伸率和冲击功较低，材料在加工过程中容易出现冷成形开裂。
附图2、3的详细说明：
图2和图3为实施例2的金相组织图和扫描电镜图，采用扫描电镜EBSD分析的残余奥氏体体积分数，图3中，黑色部分为残余奥氏体，通过图2中统计的铁素体体积分数为27％，马氏体体积分数为68％，图3中统计的残余奥氏体体积分数5％。
本申请中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果或优点：
(1)本申请一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢，对耐磨钢的化学成分进行改进，添加适量的Mn、Si、Al元素，起到稳定奥氏体作用，并结合工艺的改进，通过控制终轧温度、轧制速率以及空冷时间，得到部分先共析铁素体，添加少量的V元素，在空冷过程中析出的VC粒子，提高基体的耐磨性能；采用后端超快冷冷却至马氏体相变区，得到马氏体和少量残余奥氏体，最终得到比例合适的三相组织，实现易成形耐磨钢的生产，本发明耐磨钢的强度高、耐磨性好，并且具有良好的成型性能。
(2)本申请一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，在热连轧产线生产易成形耐磨钢，无需离线热处理，缩短了工艺流程，降低能耗和成本，对板坯成分进行改进，添加适量的Mn、Si、Al元素，起到稳定奥氏体作用，采用轧后两端冷工艺，控制终轧温度、轧制速率以及空冷时间，得到部分先共析铁素体，添加少量的V元素，在空冷过程中析出的VC粒子，提高基体的耐磨性能；利用超快速冷却至马氏体相变区，得到马氏体和少量残余奥氏体，最终得到比例合适的三相组织(铁素体+马氏体+残余奥氏体)，实现易成形耐磨钢的生产，本发明通过严格控制轧制和控制冷却技术，制得的产品厚度规格覆盖2.0-14.0mm，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥12％，布氏硬度HBW：330-390，由于屈服强度低，可以满足现有用户的加工需求，具有非常好的应用前景。
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (9)

1.一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢，其特征在于，以质量分数计，所述钢的化学成分为：
C:0.10～0.15％；Si:0.60～1.0％；Mn：2.0～3.5％；V:0.01～0.10％；Al:0.40～0.70％；P:≤0.008％；S:≤0.005％；Cr:0.50～0.90％；Nb:0.02～0.10％；N:≤0.004％；其余为Fe及不可避免的杂质；
所述钢的金相组织以体积分数计包括：25～35％的铁素体，50～70％的马氏体，5～15％的残余奥氏体；
所述钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥12％，-20℃冲击功≥100J，HBW为330～390；
所述钢的制备工艺包括：
获得所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢的板坯；
将所述板坯经过轧前加热、粗轧、精轧、空冷、后端超快冷、卷取和冷却，获得所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢，所述精轧轧制速度3.0～8.0m/s，精轧入口温度为950～1060℃，终轧温度为800～880℃，所述空冷的持续时间为8～15s，目标温度为630～750℃，所述后端超快冷的冷却速度≥50℃/s，所述卷取的温度为230～350℃。
2.根据权利要求1所述的一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢，其特征在于，所述钢的厚度为2～14mm。
3.一种如权利要求1-2中任一项所述的基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：
获得所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢的板坯；
将所述板坯经过轧前加热、粗轧、精轧、空冷、后端超快冷、卷取和冷却，获得所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢；
其中，所述轧前加热的加热温度为1250～1300℃，加热时间为3.0～5.0h，温度≥1250℃的时间≥0.5h。
4.根据权利要求3所述的一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述粗轧采用6道次轧制，累计变形量＞80％，粗轧出口温度为950～1060℃，中间坯厚度与所述基于热连轧产线的易成形耐磨钢的厚度比值≥3.5。
5.根据权利要求3所述的一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述精轧采用7道次轧制，末道次压下率≥10％，累计变形量为70％～80％，轧制速度3.0～8.0m/s，精轧入口温度为950～1060℃，终轧温度为800～880℃。
6.根据权利要求3所述的一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述空冷的持续时间为8～15s，目标温度为630～750℃。
7.根据权利要求3所述的一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述后端超快冷的冷却速度≥50℃/s。
8.根据权利要求3所述的一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述卷取的温度为230～350℃。
9.根据权利要求3所述的一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述冷却具体包括：
卷取获得的热轧卷进入保温坑进行保温，保温时间1-5h，后出保温坑并空冷至室温。
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