CN113528944A - 一种1000MPa易成形耐磨钢板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明实施例公开了一种1000MPa易成形耐磨钢板及其制备方法，所述钢的化学成分质量分数为：C：0.10～0.20％，Si：0.60～1.0％，Mn：2.5～4.0％，Nb：0.01～0.20％，Al：0.02～0.35％，P≤0.010，S≤0.005，Cr：0.50～0.90％，Ti：0.05～0.10％，N≤0.004％，其余为Fe及不可避免的杂质。所述方法包括冶炼、连铸、轧前加热、粗轧、精轧、轧后冷却、卷取，轧后冷却包括：空冷8‑15s，后进行冷却速率≥50℃/s的超快速冷却。该钢板屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥15％，‑20℃冲击功(全尺寸)≥100J。

Description

一种1000MPa易成形耐磨钢板及其制备方法
技术领域
本发明实施例涉及钢材制备技术领域，特别涉及一种1000MPa易成形耐磨钢板及其制备方法。
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，如何开发一种屈服强度、抗拉强度、延伸率、-20℃冲击功优良的1000MPa级别易成形耐磨钢，成为亟待解决的技术问题。
发明内容
本发明实施例目的是提供一种1000MPa易成形耐磨钢板及其制备方法，该钢板屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥15％，-20℃冲击功(全尺寸)≥100J，该钢板具有强度高、成形性好的优点。
为了实现上述目的，本发明实施例提供一种1000MPa易成形耐磨钢板，所述钢板的化学成分以质量分数计为：C：0.10～0.20％，Si：0.60～1.0％，Mn：2.5～4.0％，Nb：0.01～0.20％，Al：0.02～0.35％，P≤0.010，S≤0.005，Cr：0.50～0.90％，Ti：0.05～0.10％，N≤0.004％，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，所述1000MPa易成形耐磨钢板的内部微观组织按体积百分数计包括：铁素体30～40％，马氏体40～55％，残余奥氏体5～15％。
进一步地，所述钢板厚度为2～14mm。
本发明实施例还提供了所述1000MPa易成形耐磨钢板的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述1000MPa易成形耐磨钢板的化学成分的钢液进行连铸，获得板坯；
将所述板坯依次进行轧前加热、粗轧和精轧，获得精轧板；所述轧前加热的温度为1250～1300℃，所述轧前加热的时间为3～5h；
将所述精轧板空冷8-15s，后进行冷却速率≥50℃/s的超快速冷却，获得轧后冷却板；
将所述轧后冷却板卷取和保温，后冷却至室温，获得所述1000MPa易成形耐磨钢板。
进一步地，所述粗轧中，采用5～7道次进行轧制，控制轧制速度为3～8mm/s，控制粗轧总变形量为＞80％，所述粗轧的出口温度为950～1060℃，所述粗轧获得的中间坯厚度≥3.5mm。
进一步地，所述精扎中，采用5～7道次进行轧制，控制轧制速度为3～8mm/s，控制精轧总变形量为70％～80％，所述精扎的末道次压下率≥10％，所述精轧的入口温度为950～1060℃，所述精轧的出口温度为800～880℃。
进一步地，所述粗轧获得的中间坯厚度≥3.5mm。
进一步地，所述卷取的温度为200～350℃。
进一步地，所述保温的时间为1～5h。
进一步地，所述将所述精轧板空冷8-15s，后进行冷却速率≥50℃/s的超快速冷却，获得轧后冷却板，包括：
将所述精轧板空冷8-15s至空冷温度为两相区温度，后进行冷却速率≥50℃/s的超快速冷却至马氏体相变区温度，获得轧后冷却板。
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
本发明实施例提供的一种1000MPa易成形耐磨钢板，所述钢板的化学成分以质量分数计为：C：0.10～0.20％，Si：0.60～1.0％，Mn：2.5～4.0％，Nb：0.01～0.20％，Al：0.02～0.35％，P≤0.010，S≤0.005，Cr：0.50～0.90％，Ti：0.05～0.10％，N≤0.004％，其余为Fe及不可避免的杂质；本发明实施例在成分上对各组分进行了调整，添加适量的Mn和Si元素，起到稳定奥氏体作用，添加少量的Ti元素，在空冷过程中析出的TiC粒子，提高基体的耐磨性能；同时在制备方法上，轧前加热控制在1250～1300℃下3～5h，轧后冷却采用空冷8-15s和冷却速率≥50℃/s的超快速冷却的两段式冷却模式，采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1000MPa级别耐磨钢的生产。该钢板屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥15％，-20℃冲击功(全尺寸)≥100J，该钢板具有强度高、成形性好的优点。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，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实施例的一些实施例，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是本发明实施例提供的一种热基镀锌铁素体贝氏体高强钢的制备方法流程图；
图2是本发明实施例提供的一种热基镀锌铁素体贝氏体高强钢的制备方法中各流程示意图；
图3是本发明实施例2提供的一种热基镀锌铁素体贝氏体高强钢的最终成品显微组织图；
图4是本发明实施例2提供的一种1000MPa易成形耐磨钢板采用扫描电镜EBSD分析的残余奥氏体体积分数图。
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明实施例，本发明实施例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实施例，而非限制本发明实施例。
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实施例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，本发明实施例中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买获得或者可通过现有方法获得。
本发明实施例提供的一种1000MPa易成形耐磨钢板，总体思路如下：
根据本发明实施例一种典型的实施方式，提供一种1000MPa易成形耐磨钢板所述钢板的化学成分以质量分数计为：C：0.10～0.20％，Si：0.60～1.0％，Mn：2.5～4.0％，Nb：0.01～0.20％，Al：0.02～0.35％，P≤0.010，S≤0.005，Cr：0.50～0.90％，Ti：0.05～0.10％，N≤0.004％，其余为Fe及不可避免的杂质。
本发明实施例通过优化组成元素进而形成以上化学成分的一种1000MPa易成形耐磨钢板，是基于以下原理：
C：0.10～0.20％，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，本申请实施例中C含量控制：0.1-0.2％。
Si：0.60～1.0％，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，本申请实施例中Si含量控制：0.6-1.0％。
Mn：2.5～4.0％，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，本申请实施例中Mn含量控制：2.4-4.0％。
Nb：0.01～0.20％，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。
Al：0.02～0.35％，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。
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0.015％以内。
Cr：0.50～0.90％，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％
Ti：0.05～0.10％，Ti为强碳氮化物形成元素，钢中添加一定量的Ti元素，在高温奥氏体区Ti与N结合形成TiN或者Ti(C,N)阻碍奥氏体晶粒的长大。在轧后空冷过程中Ti与部分C结合形成TiC析出相，在各类微合金第二相粒子中，TiC硬度最高(3200HV)，具有优良的耐磨性能，因此基体中析出的TiC粒子提高了材料的耐磨性能。若果Ti含量过高，会大量消耗固溶C含量，降低了钢板淬透性，无法保证马氏体硬度，影响耐磨性能。因此，本申请实施例中Ti含量控制：0.05-0.1％。
本发明实施例提供的一种1000MPa易成形耐磨钢板，产品厚度规格覆盖2.0-14.0mm，屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥15％。尤其适用于工程机械耐磨用钢。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。
所述1000MPa易成形耐磨钢板的内部微观组织按体积百分数计包括：铁素体30～40％，马氏体40～55％，残余奥氏体5～15％。下面对显微组织的限定范围进行说明：
铁素体：30～40％，铁素体强度低、硬度小，易于变形，在变形过程中承担大部分应变，是保证钢板塑性和成形性的重要组成相。当铁素体比例小于30％时，材料屈服强度增加，不利于加工成形；当铁素体比例超过40％时，抗拉强度降低，马氏体体积分数降低，硬度降低，耐磨性能降低；
马氏体：40～55％，马氏体是硬相组织。马氏体比例小于40％时，材料硬度降低，对材料耐磨性能有不利影响；马氏体比例大于55％时，屈服强度强度增加，对材料的成形性能有不利影响；
残余奥氏体5～15％，残余奥氏体是亚稳相。残余奥氏体比例小于5％时，材料的延伸率降低，对冷加工成形有不利影响；残余奥氏体比例大于15％时，由于残余奥氏体中C含量远远大于马氏体中C含量，残余奥氏体比例较大，固溶的C含量较多，得到的马氏体中C含量较少，对材料的耐磨性能有不利影响；
根据本发明实施例的另一种典型的实施方式，提供了所述1000MPa易成形耐磨钢板的制备方法，如图1-2所示，所述制备方法包括：
S1、采用所述1000MPa易成形耐磨钢板的化学成分的钢液进行连铸，获得板坯；
S2、将所述板坯依次进行轧前加热、粗轧和精轧，获得精轧板；所述轧前加热的温度为1250～1300℃，所述轧前加热的时间为3～5h；
S3、将所述精轧板空冷8-15s，后进行冷却速率≥50℃/s的超快速冷却，获得轧后冷却板；
S4、将所述轧后冷却板卷取和保温，后冷却至室温，获得所述1000MPa易成形耐磨钢板。
本发明实施例提供的所述1000MPa易成形耐磨钢板的制备方法是基于以下原理：
本发明实施例采用的生产工艺控制要点为：冶炼铁水经过KR脱硫预处理和全三脱转炉冶炼工艺来控制钢水的S和P有害元素，采用LF和RH双精炼处理获得所需成分的钢液。
将铸坯在加热炉内加热至1250～1300℃，板坯加热时间3～5h。板坯在大于1250℃时间不小于30分钟，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。轧前加热的温度若小于1250℃，Nb、Ti碳氮化物固溶不充分，影响其轧制过程中晶粒细化效果；；轧前加热的温度若大于1300℃，加热炉能耗高，造成生产节凑慢，生产成本增加；所述轧前加热的时间若小于3h，奥氏体晶粒大小不均匀，对后续材料强度和延伸率有不利影响；若大于5h，奥氏体晶粒会严重粗化，造成最终产品组织晶粒粗大，降低延伸率；；
钢带出精轧后采用空冷，并根据终轧温度和轧制速率控制空冷时间在8-15s范围内，主要目的是通过控制空冷时间，使得轧后钢板进行两相区，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，得到所需的铁素体的比例，一般情况铁素体比例为30％～40％。在空冷过程中Ti与C结合，析出部分TiC析出颗粒，提高基体的耐磨性能。精轧后空冷时间过短则无法获得所需的铁素体体积分数，造成屈强比增加，不易加工；；精轧后空冷时间过长，得到的马氏体体积分数较少，硬度降低，对耐磨性能有不利影响；
钢板经过层流冷却后端超快冷进行超快速冷却，冷却速率≥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，其中Ms主要取决于钢的化学成分，其中又以碳含量的影响最为显著，随着碳含量的增加，马氏体转变回温度下降，但碳含量对Ms点和Mf点的影响并不完全一致，对Ms点的影响基本上呈连续的下降趋势，对Mf点的影响在碳含量小于0.6％时，比Ms下降更为显著，因为扩大了马氏体的转变温度范围；当碳含量大于0.6％时，Mf下降很缓慢，且因Mf点已下降到零度以下，致使这类钢在淬火冷至室温的组织中将存在较多的残余奥氏体，Ms和Mf的温度可通过Ms＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo和Mf＝(100％M)＝Ms-(215±15)公式进行计算，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，起到稳定残余奥氏体作用。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：30～40％，M：40～55％，RA：5～15％。
该实施方式中，超快速冷却的冷却速率若小于50℃/s，第一段冷的时间增加，造成空冷时间减少，得到的铁素体体积分数减少，屈服强度增加，不易加工；
综上可知，本发明实施例在热连轧产线生产易成形1000MPa级别耐磨钢，添加适量的Mn和Si元素，起到稳定奥氏体作用，采用轧后两端冷工艺，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Ti元素，在空冷过程中析出的TiC粒子，提高基体的耐磨性能；利用层流冷却后端超快冷设备，采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1000MPa级别耐磨钢的生产。
作为一种可选的实施方式，所述粗轧中，采用5～7道次进行轧制，控制轧制速度为3～8mm/s，控制粗轧总变形量为＞80％，所述粗轧的出口温度为950～1060℃，所述粗轧获得的中间坯厚度≥3.5mm。控制粗轧的出口温度是为了保证粗轧阶段板坯处于完全再结晶区轧制，有利于细化晶粒。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；
作为一种可选的实施方式，所述精扎中，采用5～7道次进行轧制，控制轧制速度为3～8mm/s，控制精轧总变形量为70％～80％，所述精扎的末道次压下率≥10％，所述精轧的入口温度为950～1060℃，所述精轧的出口温度为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，所述卷取的温度为200～350℃。控制卷取温度是为了得到理想的显微组织及其比例关系。卷取温度过大无法得到马氏体组织，过小无法获得所需的残余奥氏体组织；
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请的一种1000MPa易成形耐磨钢板及其制备方法进行详细说明。
(1)制备实施例1-5以及对比例1-2的钢液并铸成板坯，所述板坯的化学成分如表1所示。
表1各实施例和对比例的化学成分质量百分数
Figure BDA0003119034160000071
Figure BDA0003119034160000081
(2)将所述板坯依次进行轧前加热、粗轧和精轧，获得精轧板；所述轧前加热的温度为1250～1300℃，所述轧前加热的时间为3～5h；
(3)将所述精轧板空冷8～15s，后进行冷却速率≥50℃/s的超快速冷却，获得轧后冷却板；
(4)将所述轧后冷却板卷取和保温，后冷却至室温，获得所述1000MPa易成形耐磨钢板。
各实施例和对比例的具体工艺参数如表2所示，未在表中列出的参数采用现有技术中常用的方法。
表2各实施例和对比例的轧制及冷却工艺参数
Figure BDA0003119034160000082
Figure BDA0003119034160000091
性能检测：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；各实施例和对比例的力学性能如表3所示。
表3-力学性能
Figure BDA0003119034160000092
Figure BDA0003119034160000101
由表3的数据可知：
对比例1中，Mn元素的含量为1.20％，不在本发明实施例的范围内，其他工艺均同实施例1，制得的钢强度和硬度偏低；
对比例2中，Ti元素的含量为0.01％，不在本发明实施例的范围内，其他工艺均同实施例1，制得的钢屈服强度和硬度偏低；
对比例3中，Ti元素的含量为0.20％，不在本发明实施例的范围内，其他工艺均同实施例1，制得的钢屈强比偏高、延伸率偏低；
对比例4中，加热温度为1100℃，小于本发明实施例1250～1300℃的范围内，其他工艺均同实施例1，制得的钢强度和硬度偏低；
对比例5中，超快速冷却速率为40℃/s，小于本发明实施例≥50℃/s的范围内，其他工艺均同实施例1，制得的钢屈服强度偏高和延伸率偏低；
实施例1-实施例7的钢板屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥15％，-20℃冲击功(全尺寸)≥100J，可见本发明生产的耐磨钢具有良好的强韧性匹配。
附图3-4说明：
图3和图4分别为实施例2的金相组织和采用扫描电镜EBSD分析的残余奥氏体体积分数，图中统计的铁素体体积分数为35％，马氏体体积分数为55％，残余奥氏体体积分数10％。
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实施例的优选实施例，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实施例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实施例进行各种改动和变型而不脱离本发明实施例的精神和范围。这样，倘若本发明实施例的这些修改和变型属于本发明实施例权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明实施例也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (10)

1.一种1000MPa易成形耐磨钢板，其特征在于，所述钢板的化学成分以质量分数计为：C：0.10～0.20％，Si：0.60～1.0％，Mn：2.5～4.0％，Nb：0.01～0.20％，Al：0.02～0.35％，P≤0.010，S≤0.005，Cr：0.50～0.90％，Ti：0.05～0.10％，N≤0.004％，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种1000MPa易成形耐磨钢板，其特征在于，所述1000MPa易成形耐磨钢板的内部微观组织按体积百分数计包括：铁素体30～40％，马氏体40～55％，残余奥氏体5～15％。
3.根据权利要求1所述的一种1000MPa易成形耐磨钢板，其特征在于，所述钢板厚度为2～14mm。
4.一种权利要求1-3任一所述1000MPa易成形耐磨钢板的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：
采用如权利要求1-3任一所述1000MPa易成形耐磨钢板的化学成分的钢液进行连铸，获得板坯；
将所述板坯依次进行轧前加热、粗轧和精轧，获得精轧板；所述轧前加热的温度为1250～1300℃，所述轧前加热的时间为3～5h；
将所述精轧板空冷8～15s，后进行冷却速率≥50℃/s的超快速冷却，获得轧后冷却板；
将所述轧后冷却板卷取和保温，后冷却至室温，获得所述1000MPa易成形耐磨钢板。
5.根据权利要求4所述的一种1000MPa易成形耐磨钢板的制备方法，其特征在于，所述粗轧中，采用5～7道次进行轧制，控制轧制速度为3～8mm/s，控制粗轧总变形量为＞80％，所述粗轧的出口温度为950～1060℃，所述粗轧获得的中间坯厚度≥3.5mm。
6.根据权利要求4所述的一种1000MPa易成形耐磨钢板的制备方法，其特征在于，所述精扎中，采用5～7道次进行轧制，控制轧制速度为3～8mm/s，控制精轧总变形量为70％～80％，所述精扎的末道次压下率≥10％，所述精轧的入口温度为950～1060℃，所述精轧的出口温度为800～880℃。
7.根据权利要求4所述的一种1000MPa易成形耐磨钢板的制备方法，其特征在于，所述粗轧获得的中间坯厚度≥3.5mm。
8.根据权利要求4所述的一种1000MPa易成形耐磨钢板的制备方法，其特征在于，所述卷取的温度为200～350℃。
9.根据权利要求4所述的一种1000MPa易成形耐磨钢板的制备方法，其特征在于，所述保温的时间为1～5h。
10.根据权利要求4所述的一种1000MPa易成形耐磨钢板的制备方法，其特征在于，所述将所述精轧板空冷8-15s，后进行冷却速率≥50℃/s的超快速冷却，获得轧后冷却板，包括：
将所述精轧板空冷8-15s至空冷温度为两相区温度，后进行冷却速率≥50℃/s的超快速冷却至马氏体相变区温度，获得轧后冷却板。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115198177A (zh) * 2022-06-21 2022-10-18 首钢集团有限公司 一种nm450级钢及其制备方法
CN115198178A (zh) * 2022-06-21 2022-10-18 首钢集团有限公司 一种nm400级钢及其制备方法
CN115537653A (zh) * 2022-09-09 2022-12-30 首钢集团有限公司 一种热轧搪瓷钢板及其制备方法
CN115572895A (zh) * 2022-09-09 2023-01-06 武汉钢铁有限公司 一种hb500级高冷弯型耐磨钢及生产方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05171271A (ja) * 1991-12-25 1993-07-09 Kobe Steel Ltd 低降伏比非調質高張力鋼板の製造方法
CN101008066A (zh) * 2006-01-27 2007-08-01 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度高于1000MPa的热轧马氏体钢板及其制造方法
EP2707515A1 (fr) * 2011-05-12 2014-03-19 Arcelormittal Investigación y Desarrollo SL Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute limite elastique tole ou piece ainsi obtenue.
CN104532126A (zh) * 2014-12-19 2015-04-22 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN106119702A (zh) * 2016-06-21 2016-11-16 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法
CN110257725A (zh) * 2019-07-30 2019-09-20 马鞍山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧高强双相钢板及其制备方法
CN110331326A (zh) * 2019-07-30 2019-10-15 马鞍山钢铁股份有限公司 一种1000MPa级薄规格热轧高强双相钢板及其制备方法
CN111057936A (zh) * 2019-12-30 2020-04-24 河钢股份有限公司承德分公司 一种1000MPa级高强耐磨钢及其生产方法
CN111607735A (zh) * 2020-06-28 2020-09-01 武汉钢铁有限公司 一种布氏硬度≥420的热轧耐磨钢及生产方法
CN112831731A (zh) * 2020-12-31 2021-05-25 邯郸钢铁集团有限责任公司 在线淬火复相组织热轧耐磨钢及制备方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05171271A (ja) * 1991-12-25 1993-07-09 Kobe Steel Ltd 低降伏比非調質高張力鋼板の製造方法
CN101008066A (zh) * 2006-01-27 2007-08-01 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度高于1000MPa的热轧马氏体钢板及其制造方法
EP2707515A1 (fr) * 2011-05-12 2014-03-19 Arcelormittal Investigación y Desarrollo SL Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute limite elastique tole ou piece ainsi obtenue.
CN104532126A (zh) * 2014-12-19 2015-04-22 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN106119702A (zh) * 2016-06-21 2016-11-16 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法
CN110257725A (zh) * 2019-07-30 2019-09-20 马鞍山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧高强双相钢板及其制备方法
CN110331326A (zh) * 2019-07-30 2019-10-15 马鞍山钢铁股份有限公司 一种1000MPa级薄规格热轧高强双相钢板及其制备方法
CN111057936A (zh) * 2019-12-30 2020-04-24 河钢股份有限公司承德分公司 一种1000MPa级高强耐磨钢及其生产方法
CN111607735A (zh) * 2020-06-28 2020-09-01 武汉钢铁有限公司 一种布氏硬度≥420的热轧耐磨钢及生产方法
CN112831731A (zh) * 2020-12-31 2021-05-25 邯郸钢铁集团有限责任公司 在线淬火复相组织热轧耐磨钢及制备方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
东北大学: "《高强度低合金耐磨钢研制开发与工业化应用》", 30 December 2014 *

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115198177A (zh) * 2022-06-21 2022-10-18 首钢集团有限公司 一种nm450级钢及其制备方法
CN115198178A (zh) * 2022-06-21 2022-10-18 首钢集团有限公司 一种nm400级钢及其制备方法
CN115537653A (zh) * 2022-09-09 2022-12-30 首钢集团有限公司 一种热轧搪瓷钢板及其制备方法
CN115572895A (zh) * 2022-09-09 2023-01-06 武汉钢铁有限公司 一种hb500级高冷弯型耐磨钢及生产方法
CN115537653B (zh) * 2022-09-09 2023-11-10 首钢集团有限公司 一种热轧搪瓷钢板及其制备方法
CN115572895B (zh) * 2022-09-09 2024-03-08 武汉钢铁有限公司 一种hb500级高冷弯型耐磨钢及生产方法

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