CN114622131A - 一种半自磨机防断裂和疲劳衬板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种半自磨机防断裂和疲劳衬板及其制备方法，所述衬板由高镍和/或高钼低碳合金耐磨钢制成，所述耐磨钢具有高镍细晶板条与残奥复相组织结构，所述耐磨钢为多相组织，以条状马氏体、贝氏体、贝马复相做基体，板条间含残奥，衬板中稳定残余奥氏体体积分数3～40％，复相组织的晶粒细化＞5级。本发明通过计算研究大于5米磨机的服役环境与衬板的组织与力学性能相结合，来解决目前磨机衬板的断裂和磨损问题，衬板基体强度越高，配合残奥越多，衬板的耐磨性和抗断裂性越好。

Description

一种半自磨机防断裂和疲劳衬板及其制备方法
技术领域
本发明属于耐磨钢生产技术领域，涉及半自磨机衬板，特别涉及一种半自磨机防断裂、疲劳衬板，以及该衬板的制备方法。
背景技术
在半自磨机、自磨机、5米以上球磨机实际使用过程中，为了提高破碎的生产效率，筒体的直径越来越大，大型半自磨机的直径已经接近14米，球磨机的直径已经接近8米。大型磨机衬板在工作时受到钢球及矿料的强烈反复冲击、磨剥、矿浆腐蚀以及磨损和腐蚀的交互作用，从而造成衬板以裂纹和磨损失效为主，尤其是磨机筒体衬板损坏脆性断裂非常严重。
据目前国内统计，低合金钢衬板的失效主要以脆性断裂为主，高锰钢衬板的失效主要是断裂加磨损。国半自磨机衬板使用寿命多为3～4个月，每个月平均处理矿石量30～80万吨，生产中需要经过几次停车更换断裂衬板，导致降低了磨机的破碎和运行率，还增加了运行成本。
发明人从磨机衬板材料的角度分析，磨机衬板失效的原因主要分为：直径＜5米衬板以磨损失效为主；直径＞5米磨机衬板以断裂失效为主；低合金钢衬板的强度高、韧性和塑性偏弱，以断裂最为主；高锰钢衬板的强度低、塑性和韧性较高，以磨损和断裂为主。
目前不管是高强度的低合金钢衬板，还是高韧性的高锰钢衬板，断裂是在应用过程中的普遍存在的关键问题。
发明人从直径＞5米磨机的应用角度分析，例如8848半自磨机筒体内径
Figure RE-GDA0002909312670000011
筒体长度L＝4.8m，筒体容积V＝297m3，筒体转速9～11r/min，钢球的实际填充率为18.6％，平均密度4.2t/m3，再加上矿石的重量，整个筒体内钢球和矿石质量大约170t。钢球和矿石在半自磨的过程中从上方抛落，落底的速度为11.8m/s，可推导出钢球和矿石下落到衬板时的冲击力 F＝7.3MN。衬板需要在承载高频、重载、划痕、冲击、腐蚀的工作环境下服役，关键是矿石带有棱角，对衬板有开槽作用，高频、重载的高冲击又对衬板的裂纹起到扩展作用。所以目前高强度的低合金钢衬板，强度高、耐划痕磨损，但是在高频和重载冲击下变形能力不足，导致断裂。而高锰钢衬板，高塑、高韧，具有非常大的优势，但其自身强度低，在以上环境下服役，会因承载载荷重和冲击频率高造成的疲劳断裂。
目前我国通用的耐磨材料有以下几大系列：
高锰钢系列：如高锰钢、高锰合金、超高锰合金等；
抗磨铬铸铁系列：如高、中、低铬合金铸铁；
耐磨合金钢系列：如中、低、高碳多元金合钢；
对于磨损目前尚无统一的定义，磨损可分磨料磨损、粘着磨损、腐蚀磨损、冲蚀磨损、接触疲劳磨损、冲击磨损、微动磨损等，在矿石磨机磨损主要以磨料磨损和冲蚀磨损为主，而冲蚀、腐蚀、疲劳、载荷、速度、运动方式等在工况条件下，往往是几种磨损形式同时或先后出现，磨损失效交互作用呈现较复杂的形式。确定工件磨损失效的类型是合理选用或研制耐磨衬板钢的依据。衬板钢磨损问题是一个系统工程问题，影响磨损的因素很多，它包括工作条件、矿石性质、环境因素(湿度、温度、周围介质等)、材料因素(成分、组织、力学性能)、零件表面质量及物理化学特性等。其中每个因素的改变都可能使衬板磨损量改变，甚至使磨损机制改变。
由此可见，要提高衬板的耐磨性需要从特定条件下的磨损系统整体着手才会取得预期的效果。
发明内容
鉴于此，本发明目的在于提供一种防断裂、疲劳性能优异的半自磨机耐磨衬板。
发明人通过长期的探索和尝试，以及多次的实验和努力，不断的改革创新，为解决以上技术问题，本发明提供的技术方案是，提供一种半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板，所述衬板由高镍和/或高钼低合金耐磨钢制成，所述耐磨钢含高镍和\或高钼具有细晶条状与残奥复相组织结构，所述耐磨钢为多相组织，以条状马氏体、贝氏体、贝马复相做基体，板条间含稳定残余奥氏体，衬板中稳定残余奥氏体体积分数3～40％，复相组织的晶粒细化＞5级。
根据本发明半自磨机耐磨防断裂衬板的一个实施方式，所述组织的形态平行排列或接近于平行排列。
根据本发明半自磨机耐磨防断裂衬板和疲劳的一个实施方式，所述多相组织为条状马氏体+残奥组织，或条状贝氏体+残奥组织，或条状贝氏体/马氏体+残奥氏体组织、或屈氏体+ 残奥氏体、或索氏体+残奥氏体。
根据本发明半自磨机耐磨防断裂衬板和疲劳的一个实施方式，所述衬板硬度＞HRC35，屈服强度>800MPa，冲击韧性AKU＞50J，断裂韧度KIc＞60MPa·m1/2。
根据本发明半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板的一个实施方式，所述衬板由多种合金元素经过冶炼、精炼连铸或模铸成型钢坯或铸件，所述合金元素按照质量百分比计，包括：
C：0.10～0.85wt％、Mn：0.5～6.0wt％、Cr：0.5～5.0wt％、Si：0.1～5.0wt％、Ni：0.5～10％wt％、 Mo：0.2～5.0wt％、Al：0.01～5.0wt％、P：0～0.3wt％、S：0～0.3wt％，余量为Fe。
根据本发明半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板的一个实施方式，所述合金元素还包括以下元素中的一种或多种，按照质量百分比计：
V：0～1.0wt％、B：0～0.5wt％、W：0～1.0wt％、Co：0～10.0wt％、RE：0～1.0wt％，N：0～1.0wt％，Ti：0～1.0wt％、Nb：0～1.0wt％、Ce：0～1.0wt％、Cu：0.01～5.0wt％。
根据本发明半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板的一个实施方式，所述冶炼包括淬火工艺和回火工艺：
所述淬火工艺包括以下步骤：
A、将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化；保温过程中还可以增碳；
B、根据磨机直径大小和现场需求衬板制品，经过高温加热保温工艺后采用以下方式中的一种：
(1)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到马氏体转变温度开始点至室温之间的一温度，要求减慢冷却速度或等温，让相界处主要形成奥氏体与条状马氏体配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在 3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和条状马氏体为主的复相组织；
(2)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到贝氏体转变温度开始点至Ms点之间的一温度，减慢冷却速度或等温，让相界处形成奥氏体与贝氏体的配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和贝氏体为主复相组织；
(3)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到室温，要求减慢冷却速度或等温，让相界处形成奥氏体与贝氏体/马氏体的配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取主要含残奥和贝氏体/马氏体复相组织；
(4)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到Ms点上下100度范围内开始点停留，停留后升到300～580℃范围内保温，保温后让相界处形成奥氏体与条状马氏体或贝氏体配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和条状马氏体或贝氏体复相组织为主；
所述回火工艺步骤采用以下方式中的一种如下：
(1)、将淬火过后的衬板钢再升温到200～400℃，保温时间2～8小时，保证在贝氏体或马氏体或贝马复相的相层间的奥氏体不完全分解，间距处获取稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程。
(2)、将淬火过后的衬板钢再升温到400～600℃，保温时间2～8小时，保证在贝氏体或马氏体或贝马复相的相层间的奥氏体分解，间距处获取少部分稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程。
本发明还公开了一种前述半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板的制备方法，包括如下步骤：
步骤I，选择合金原料：按照质量百分比计，包括以下元素：
C：0.10～0.85wt％、Mn：0.5～6.0wt％、Cr：0.5～5.0wt％、Si：0.1～5.0wt％、Ni：0.5～10％wt％、 Mo：0.2～5.0wt％、Al：0.01～5.0wt％、P：0～0.3wt％、S：0～0.3wt％，余量为Fe。
步骤II，淬火工艺
所述淬火工艺包括以下步骤：
A、将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化；保温过程中还可以增碳；
B、根据磨机直径大小和现场需求生产步衬板制品，经过高温加热保温工艺后采用以下方式中的一种：
(1)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到马氏体转变温度开始点至室温之间的一温度，要求减慢冷却速度或等温，让相界处主要形成奥氏体与条状马氏体配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在 3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和条状马氏体为主的复相组织；
(2)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到贝氏体转变温度开始点至室温之间的一温度，减慢冷却速度或等温，让相界处形成奥氏体与贝氏体的配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和贝氏体为主复相组织；
(3)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到室温，要求减慢冷却速度或等温，让相界处形成奥氏体与贝氏体/马氏体的配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取主要含残奥和贝氏体/马氏体复相组织；
(4)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到马氏体转变温度开始点附近温度停留，停留后升到300～580℃范围内保温，保温后让相界处形成奥氏体与条状马氏体或贝氏体配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和条状贝马复相组织为主；步骤III，回火工艺包括以下步骤：
步骤III，回火工艺采用以下方式中的一种如下：
(1)、将淬火过后的衬板钢再升温到200～400℃，保温时间2～8小时，保证在贝氏体或马氏体或贝马复相的相层间的奥氏体不完全分解，间距处获取稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程。
(2)、将淬火过后的衬板钢再升温到400～600℃，保温时间2～8小时，保证在贝氏体或马氏体或贝马复相的相层间的奥氏体分解，间距处获取少部分稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程。
进一步地，所述步骤I中，所述合金原料还包括以下元素中的一种或多种，按照质量百分比计：
V：0～1.0wt％、B：0～0.5wt％、W：0～1.0wt％、Co：0～10.0wt％、RE：0～1.0wt％，N： 0～1.0wt％，Ti：0～1.0wt％、Nb：0～1.0wt％、Ce：0～1.0wt％、Cu：0.01～5.0wt％。
进一步地，所述半自磨机耐磨防断裂衬板的制备方法还可以用于自磨机衬板，球磨机衬板以及磨机衬板的制备。
与现有技术相比，上述技术方案中的一个技术方案具有如下优点：
发明利用合金钢与锰钢系结合，利用合金成分中的镍和/或钼的高含量，先获取整体残余奥氏体的量，3～40％稳定残余奥氏体和基体组织结合，降低衬板的组织应力，降低缺口敏感性和扩展，增加裂纹阻力，具有较高疲劳强度；其次才考虑力学性能和耐磨性。采用高镍、钼合金和降低冷却速度来形成高碳残奥和条状高强基体，绑架条状残奥，缩小残奥的空间，不让残奥发生体积膨胀的相变。合金衬板不但帮助获取残奥，利用镍、钼稳定残奥，再结合热处理的冷却工艺，获取近平行细晶条状贝氏体或马氏体或贝马复相的基体和稳定的残余奥氏体多相组织结构的耐磨衬板，来满足＞5米直径的磨机衬板断裂、疲劳的服役环境。
现有耐磨合金钢和锰系耐磨钢的耐磨衬板的组织主要以贝氏体、马氏体、奥氏体、屈氏体、索氏体为基体和碳化物组织结构的耐磨衬板，为了适应＞5米直径的磨机衬板断裂的服役环境，镍钼价格偏高，高含量添加对衬板的磨损起到作用不大，采用碳化物析出协调耐磨钢的强韧性，在耐磨合金衬板钢中镍、钼添加量在0.5％左右，镍用来提高韧性，钼降提高淬透性，采用热处理工艺，获取是贝氏体或马氏体或贝马复相和碳化物获取基体强度来抗击磨损，利用回火分解基体组织和残奥组织来获取稳定的韧性和塑性，来抗击冲击、重载、高频的冲击。或采用全奥氏体组织的韧性塑性较低强度来抗击磨损、冲击、重载、高频冲击。
本发明解决了衬板强度低，带菱角矿石对衬板开槽深、大，衬板硬度高抗击高频重载的冲击应力释放不足造成的衬板以疲劳和脆性断裂失效的问题为主。常规耐磨钢主要以基体组织和碳化物结合获取强韧性的力学性能为主，追求衬板较高的强度和韧性来抵抗磨损为主、断裂为辅的解决方式。所以＞5米直径的磨机衬板的服役环境不理想，断裂问题只得到缓解，并没有彻底解决掉，原因在于没有按每个物料与钢球对衬板的冲击力和高频重载来计算、根据实际运行服役环境来计算和菱角矿石冲击衬板开槽后的情况来考虑。
本发明合金耐磨钢采用低中碳(0.1-0.5％)为主，主要的镍和/或钼合金元素来降低缺口的敏感性和提高疲劳极限，基体以平行状的条状马氏体、贝氏体、贝马复相提供强度来抗击磨损和高冲击抗击剪切力，稳定残奥整体相变。在用钼和/或镍配合稳定的残余奥氏体的同时再追求高强度，抗击重载、高频的冲击中使残余奥氏体在受到冲击变形时，表面残奥吸收冲击和高频应力转变成马氏体，以提供二次强化基体，强度越高，稳定的残余奥氏体越多，对裂纹起到阻碍作用越明显、越耐磨，既阻碍了裂纹扩张，又增加了疲劳性和耐磨性。本发明生产工艺简单、适宜大规模生产，且具有良好耐划痕、切削、高频、重载、冲击性的磨损不断裂。
传统合金耐磨钢采用中高碳(0.4-0.9％)为主，高强度组织的马氏体、典型含碳化物的贝氏体、含有强碳化物的复相组织、或含有残余奥氏体相的耐磨衬板相比，以强度为主、韧性塑性为辅，主要原因是5米以下磨机虽然是高频但是冲击强度低，衬板的强度高；大于5 米的磨机，冲击强度高，高频重载冲击后，马氏体、贝氏体、贝马复相的基体强度高，残奥减少、基体中软相偏少，吸收冲击力的能力偏弱，碳化物偏多吸收高频重载的能力偏弱，碳化物析出后又增加强度减弱韧塑性。传统耐磨衬板残奥稳定性低，在高频重载的情况下易整体相变，尤其是块状残奥。带棱角的矿石对衬板冲击后形成缺口，在高冲击和高频情况下造成微裂纹扩展，随着高频重载的连续冲，微裂纹扩展失稳造成疲劳脆性断裂。
本发明通过计算研究大于5米磨机的服役环境与衬板的组织和强韧性的力学性能相结合，来解决目前磨机衬板的断裂问题，基体强度越高，配合残奥越多，衬板的耐磨性和抗断裂、疲劳性越好。
具体实施方式
下面结合具体实施例进行说明。
为使本发明实施方式的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施方式，对本发明实施方式中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施方式是本发明一部分实施方式，而不是全部的实施方式。基于本发明中的实施方式，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施方式，都属于本发明保护的范围。因此，以下对本发明的实施方式的详细描述并非旨在限制要求保护的本发明的范围，而是仅仅表示本发明的选定实施方式。
本发明从衬板的服役环境和断裂条件进行研发，衬板需要在承载高频、重载、划痕、冲击、腐蚀的工作环境内服役，特别是矿石带有棱角，带有棱角的矿石在冲击衬板时具有开槽作用，进一步地，在高频、重载的高冲击下，开槽衬板的裂纹又进一步扩展，导致断裂和疲劳降低，造成衬板在大于5米磨机中使用时以脆性断裂失效为主。通过上述分析多次反复试验研究，衬板的脆性断裂问题不能只靠力学性能指标强度和韧性为主体，首先要从带有棱角矿石对衬板冲击过后的缺口和出现缺口后的重载、高频冲击考虑，衬板应该具备以下优势：多相化(单相只有强度或韧性)，奥氏体亚稳化(即耐重载高频高冲击后持续加工硬化率又耐阻碍缺口的扩展)，组织细化(增大裂纹扩展助力和提高材料韧塑性)，减少晶界和晶粒内碳化物析出(渗碳体组织中形成合金渗碳体)，板条组织形态大致平行排列(重载高冲击衬板时形成剪切力不易产生微裂纹)。镍、钼本身添加对耐磨性作用不大，添加0.5～10％镍主要稳定获取残余奥氏体和降低缺口敏感性；0.2～10％钼主要降碳提高韧性和帮助获取稳定奥氏体，提高钢的抗回火性和回火组织的稳定性，镍钼配合主要提高疲劳极限。最佳方案是钼镍都加，也可以单独加入，主要降低带有菱角矿石对衬板冲击过后的缺口扩展的稳定，本发明定型为含高镍或/和钼细晶条状基体与残奥复相结构组织。
含高镍、钼的细晶条状基体与残奥复相结构组织特征，由马氏体、贝氏体、贝马复相提供基体的强度和硬度来抗击冲蚀磨损，残余奥氏体在基体上增加软相能提高衬板的塑性韧性和降低高强的组织内应力。残余奥氏体相的量越多，抗击高频率的重载冲击抵抗变形抗疲劳越佳。残余奥氏体相在抗击变形过程中又转变成马氏体，以继续提供强度，同时增大裂纹扩展阻力。镍、钼含量增加，降低带菱角矿石对衬板的缺口敏感性，降低脆性解理断裂，也降低重载高频在缺口和微裂纹裂纹下的扩展风险和提高抗疲劳性。细晶和条状近平行组织，在矿石和钢球造成90°垂直冲击下，不易产生微裂纹，降低了裂纹的扩展。
本发明主要合金元素中含0.5～10％镍和/或0.2～10％钼成分获取近平行条状细晶的马氏体、贝氏体、贝马复相做基体的强度，条状间含稳定残余奥氏体，残奥的整体量控制在3～40％范围内，组成马奥(M+A)组织，或贝奥(B+A)组织，或(贝氏体/马氏体)+奥氏体((B+M)+A)组织、或屈氏体+奥氏体组织、或索氏体+奥氏体组织。复相组织的晶粒细化＞5级以上，要求衬板的硬度＞HRC35，屈服强度>800MPa，冲击韧性AKU＞50J，断裂韧度KIC＞60MPa·m1/2。随着贝氏体或马氏体或贝马复相的强度增加和稳定残余奥氏体的含量增加，耐磨性和抗断裂性能呈线性增加，可以安全应用此衬板，不会造成衬板脆性疲劳断裂而造成的衬板失效。
实施例1
本实施例中半自磨机防断裂衬板由以下步骤制备得到。
一、步骤一：选择合金成分
主要的合金元素：C：0.20wt％、Mn：0.8wt％、Cr：1.3wt％、Si：1.5wt％、Ni：1.80wt％、 Mo：0.5wt％、Al：0.01wt％、P：0～0.3wt％、S：0～0.3wt％、V：0.08wt％、余量为Fe。经过冶炼、精炼连铸或模铸成型钢坯或铸件。其中，P和S是生产工艺中不可控有害元素，含量越少越好，因此本申请中，P和S均写作范围值，下同。
二、步骤二：淬火工艺
将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化。
根据6米磨机直径，现场需求硬度HRC40左右性能的衬板，高温加热保温工艺后，将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过油冷却到马氏体转变温度开始点(Ms点) 以下某一温度，要求减慢冷却速度或等温，让相界处主要形成奥氏体与板条马氏体配合，冷速尽量减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3～40％范围内到室温，完成整个工艺过程，获取主要含残奥和板条马氏体复相组织。
三、步骤三：回火及获取组织
将淬火过后的衬板钢再升温到200℃范围内，保温时间2小时，保证板条马氏体相层间的奥氏体不完全分解，间距处获取稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程。
复相组织的晶粒细化6级，衬板的硬度HRC40，屈服强度1000MPa，冲击韧性AKU60J，断裂韧度KIC120MPa·m1/2。
衬板出现1毫米缺口不会造成裂纹延伸扩展失稳脆性断裂，随着稳定的残余奥氏体的量和衬板的基体强度增加，衬板整体的耐磨性相应的增加。
实施例2
本实施例中半自磨机防断裂衬板由以下步骤制备得到。
一、步骤一：合金成分
主要的合金元素：C：0.40wt％、Mn：1.8wt％、Cr：1.8wt％、Si：1.8wt％、Mo：2.0wt％、P：0～0.3wt％、S：0～0.3wt％、V：0.1wt％、Ti：0.03wt％、Cu：0.30wt％，余量为Fe。
经过冶炼、精炼连铸或模铸成型钢坯或铸件，
二、步骤二：淬火工艺
将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化；
根据9米磨机直径，现场需求硬度HRC48的衬板，高温加热保温工艺后680℃保温后到室温。
将步衬板制品升至高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用雾冷却到贝氏体转变温度开始点(Bs点)以下某一温度，要求减慢冷却速度或等温，让相界处主要形成奥氏体与板条贝氏体配合，冷速尽量减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3～40％范围内到室温，完成整个工艺过程，获取主要含残奥和板条贝氏体复相组织。
三、步骤三：回火及获取组织
将淬火过后的衬板钢再升温到350℃范围内，保温时间4小时，保证在板条贝氏体的相层间的奥氏体不完全分解，间距处获取稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程。
复相组织的晶粒细化7级，衬板的硬度HRC48，屈服强度1300MPa，冲击韧性AKU80J，断裂韧度KIC90MPa·m1/2。
衬板出现1毫米缺口不会造成裂纹延伸扩展失稳脆性断裂，随着稳定的残余奥氏体的量和衬板的基体强度增加，衬板整体的耐磨性相应的增加。
实施例3
本实施例中半自磨机防断裂衬板由以下步骤制备得到。
一、步骤一：合金成分
主要的合金元素：C：0.60wt％、Mn：2.8wt％、Cr：2.0wt％、Si：2.9wt％、Ni：5.0wt％、Al：0.01wt％、P：0～0.3wt％、S：0～0.3wt％、V：0.2wt％、W：0.20wt％、RE：0.020wt％，余量为Fe。
经过冶炼、精炼连铸或模铸成型钢坯或铸件。
二、步骤二：淬火工艺
1、将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化。
2、根据磨机10米直径，选择现场需求HRC58性能的衬板。
3、将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用风冷却到贝氏体转变温度开始点(Bs点)以下450℃温度，慢冷到室温，让相界处主要形成奥氏体与贝氏体、马氏体配合，冷速尽量减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3～40％范围内到室温，完成整个工艺过程，获取主要含残奥和贝马氏体复相组织。
三、步骤三：回火及获取组织
将淬火过后的衬板钢再升温到300℃范围内，保温时间2小时，保证贝马复相的相层间的奥氏体不完全分解，间距处获取稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程。
复相组织的晶粒细化8级，衬板的硬度HRC60，屈服强度1800MPa，冲击韧性AKU50J，断裂韧度KIC120MPa·m1/2。
衬板出现1毫米缺口不会造成裂纹延伸扩展失稳脆性断裂，随着稳定的残余奥氏体的量和衬板的基体强度增加，衬板整体的耐磨性相应的增加。
实施例4
本实施例中半自磨机防断裂衬板由以下步骤制备得到。
一、步骤一：合金成分
主要的合金元素：C：0.40wt％、Mn：2.2wt％、Cr：2.0wt％、Si：1.9wt％、Ni：3.0wt％、 V：0.2wt％、MO：0.50wt％、Ti：0.010wt％、Nb：0.010wt％、Cu：0.20wt％、N：0.005wt％、 Al：0.3wt％、P：0～0.3wt％、S：0～0.3wt％、余量为Fe。
经过冶炼、精炼连铸或模铸成型钢坯或铸件。
二、步骤二：淬火工艺
1、将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化。
2、根据磨机9米直径，选择现场需求HRC45性能的衬板。
3、将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用风冷却到贝氏体转变温度开始点(Bs点)以下450℃，慢冷到MS点后到室温，让相界处主要形成奥氏体与贝氏体配合，冷速尽量减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3～40％范围内到室温，完成整个工艺过程，获取主要含残奥和贝氏体复相组织。
三、步骤三：回火及获取组织
将淬火过后的衬板钢再升温到350℃范围内，保温时间2小时，保证贝氏体的相层间的奥氏体不完全分解，间距处获取稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程。
复相组织的晶粒细化8级，衬板的硬度HRC45，屈服强度1300MPa，冲击韧性AKU100J，断裂韧度KIC110MPa·m1/2。
衬板出现1毫米缺口不会造成裂纹延伸扩展失稳脆性断裂，随着稳定的残余奥氏体的量和衬板的基体强度增加，衬板整体的耐磨性相应的增加。
实施例5
本实施例中半自磨机防断裂衬板由以下步骤制备得到。
一、步骤一：合金成分
主要的合金元素：C：0.40wt％、Mn：0.8wt％、Cr：1.0wt％、Si：1.5wt％、Ni：2.5wt％、 V：0.2wt％、MO：1.50wt％、Ti：0.010wt％、Nb：0.010wt％、Cu：0.20wt％、P：0～0.3wt％、 S：0～0.3wt％、余量为Fe。
经过冶炼、精炼连铸或模铸成型钢坯或铸件。
二、步骤二：淬火工艺
1、将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化。
2、根据磨机9米直径，选择现场需求HRC50性能的衬板。
3、将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用油冷却到室温，获取主要含残奥和马氏体复相组织。
三、步骤三：回火及获取组织
将淬火过后的衬板钢再升温到400℃范围内，保温时间6小时，保证马氏体与奥氏体不完全分解，获取稳定的索氏体和部分残奥，完成整个衬板的工艺过程。
复相组织的晶粒细化8级，衬板的硬度HRC48，屈服强度1500MPa，冲击韧性AKU100J，断裂韧度KIC110MPa·m1/2。
衬板出现1毫米缺口不会造成裂纹延伸扩展失稳脆性断裂，随着稳定的残余奥氏体的量和衬板的基体强度增加，衬板整体的耐磨性相应的增加。
实施例6
本实施例中半自磨机防断裂衬板由以下步骤制备得到。
一、步骤一：合金成分
主要的合金元素：C：0.50wt％、Mn：3.8wt％、Cr：1.5wt％、Si：1.5wt％、Ni：5.5wt％、 V：0.2wt％、MO：1.50wt％、Ti：0.010wt％、Nb：0.010wt％、Ai：1.5wt％、Cu：0.20wt％、P： 0～0.3wt％、S：0～0.3wt％、余量为Fe。
经过冶炼、精炼连铸或模铸成型钢坯或铸件。
二、步骤二：淬火工艺
1、将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化。
2、根据磨机12米直径，选择现场需求HRC55性能的衬板。
3、将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用风冷却到贝氏体转变温度开始点(Bs点)以下350℃，再升温到450℃保温1小时后慢冷到室温，先形成部分贝氏体与残奥，在升温到上贝氏体区让残奥继续转变贝氏体，让相界处主要形成奥氏体与贝氏体配合，冷速尽量减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3～30％范围内到室温，完成整个工艺过程，获取主要含残奥和贝氏体复相组织。
三、步骤三：回火及获取组织
将淬火过后的衬板钢再升温到250℃范围内，保温时间6小时，保证贝氏体与奥氏体不完全分解，获取稳定的贝氏体和部分残奥，完成整个衬板的工艺过程。
复相组织的晶粒细化8级，衬板的硬度HRC48，屈服强度1500MPa，冲击韧性AKU100J，断裂韧度KIC150MPa·m1/2。
衬板出现1毫米缺口不会造成裂纹延伸扩展失稳脆性断裂，随着稳定的残余奥氏体的量和衬板的基体强度增加，衬板整体的耐磨性相应的增加。
实施例7
本实施例中半自磨机防断裂衬板由以下步骤制备得到。
一、步骤一：合金成分
主要的合金元素：C：0.80wt％、Mn：2.8wt％、Cr：1.5wt％、Si：2.5wt％、Ni：8.5wt％、V：0.2wt％、Ti：0.010wt％、Nb：0.010wt％、Cu：0.20wt％、P：0～0.3wt％、S：0～0.3wt％、余量为Fe。
经过冶炼、精炼连铸或模铸成型钢坯或铸件。
二、步骤二：淬火工艺
1、将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化。
2、根据磨机12米直径，选择现场需求HRC55性能的衬板。
3、将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用风冷却到到室温，先形成部分马氏体与残奥，让相界处主要形成奥氏体与马氏体配合，冷速尽量减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3～20％范围内到室温，完成整个工艺过程，获取主要含残奥和马氏体复相组织。
三、步骤三：回火及获取组织
将淬火过后的衬板钢再升温到550℃范围内，保温时间6小时，保证马氏体与奥氏体分解，获取稳定的索氏体和部分没有分解的残奥，完成整个衬板的工艺过程。
复相组织的晶粒细化8级，衬板的硬度HRC45，屈服强度1500MPa，冲击韧性AKU100J，断裂韧度KIC150MPa·m1/2。
衬板出现1毫米缺口不会造成裂纹延伸扩展失稳脆性断裂，随着稳定的残余奥氏体的量和衬板的基体强度增加，衬板整体的耐磨性相应的增加。
实施例8
本实施例中半自磨机防断裂衬板由以下步骤制备得到。
一、步骤一：合金成分
主要的合金元素：C：0.60wt％、Mn：1.8wt％、Cr：1.5wt％、Ai：3.5wt％、V：0.2wt％、MO：2.50wt％、Ti：0.010wt％、Nb：0.010wt％、Cu：0.20wt％、P：0～0.3wt％、S：0～0.3wt％、余量为Fe。
经过冶炼、精炼连铸或模铸成型钢坯或铸件。
二、步骤二：淬火工艺
1、将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化。
2、根据磨机12米直径，选择现场需求HRC55性能的衬板。
3、将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用空冷却到室温，先形成部分贝氏体马氏体与残奥，让相界处主要形成奥氏体与贝氏体马氏体配合，冷速尽量减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3～20％范围内到室温，完成整个工艺过程，获取主要含残奥和贝氏体马氏体复相组织。
三、步骤三：回火及获取组织
将淬火过后的衬板钢再升温到450℃范围内，保温时间6小时，保证贝氏体马氏体与奥氏体部分分解，获取稳定的屈氏体和部分没有分解贝氏体和残奥，完成整个衬板的工艺过程。
复相组织的晶粒细化8级，衬板的硬度HRC58，屈服强度1900MPa，冲击韧性AKU80J，断裂韧度KIC80MPa·m1/2。
衬板出现1毫米缺口不会造成裂纹延伸扩展失稳脆性断裂，随着稳定的残余奥氏体的量和衬板的基体强度增加，衬板整体的耐磨性相应的增加。
以上仅是本发明的优选实施方式，应当指出的是，上述优选实施方式不应视为对本发明的限制，本发明的保护范围应当以权利要求所限定的范围为准。对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明的精神和范围内，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板，其特征在于，所述衬板由高镍和/或高钼低合金耐磨钢制成，所述耐磨钢含高镍和\或高钼具有细晶条状与残奥复相组织结构，所述耐磨钢为多相组织，以条状马氏体、贝氏体、贝马复相做基体，条状间含稳定残余奥氏体，衬板中含稳定残余奥氏体体积分数3～40％，复相组织的晶粒细化＞5级。
2.根据权利要求1所述的半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板，其特征在于，所述组织的形态平行排列或接近于平行排列。
3.根据权利要求1或2所述的半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板，其特征在于，所述多相组织为条状马氏体与奥氏体组织，或条状贝氏体与奥氏体组织，或条状贝氏体/马氏体与奥氏体组织，或屈氏体与残奥组织，或索氏体与残奥组织。
4.根据权利要求1所述的半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板，其特征在于，所述衬板硬度＞HRC35，屈服强度>800MPa，冲击韧性AKU＞50J，断裂韧度KIc＞60MPa·m1/2。
5.根据权利要求1所述的半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板，其特征在于，所述衬板由多种合金元素经过冶炼、精炼连铸或模铸成型钢坯或铸件，所述合金元素按照质量百分比计，包括：C：0.10～0.85wt％、Mn：0.5～6.0wt％、Cr：0.5～5.0wt％、Si：0.1～5.0wt％、Ni：0.5-10％wt％和/或Mo：0.2～5.0wt％、Al：0.01～5.0wt％、P：0～0.3wt％、S：0～0.3wt％，余量为Fe。
6.根据权利要求5所述的半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板，其特征在于，所述合金元素还包括以下元素中的一种或多种，按照质量百分比计：
V：0～1.0wt％、B：0～0.5wt％、W：0～1.0wt％、Co；0～10.0wt％、RE:0～1.0wt％，N；0～1.0wwt％，Ti：0～1.0wt％、Nb：0～1.0wt％、Ce：0～1.0wt％、Cu：0.01～5.0wt％。
7.根据权利要求5或6所述的半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板，其特征在于，所述冶炼包括淬火工艺和回火工艺：
所述淬火工艺包括以下步骤：
A、将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化；保温过程中还可以增碳；
B、根据磨机直径大小和现场需求生产步衬板制品，经过高温加热保温工艺后采用以下方式中的一种：
(1)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到马氏体转变温度开始点至室温之间的一温度，要求减慢冷却速度或等温，让相界处主要形成奥氏体与条状马氏体配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和条状马氏体为主的复相组织；
(2)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到贝氏体转变温度开始点至Ms点之间的一温度，减慢冷却速度或等温，让相界处形成奥氏体与贝氏体的配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和贝氏体为主复相组织；
(3)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到室温，要求减慢冷却速度或等温，让相界处形成奥氏体与贝氏体/马氏体的配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取主要含残奥和贝氏体/马氏体复相组织；
(4)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到Ms点上下100度范围内开始点停留，停留后升到300～580℃范围内保温，保温后让相界处形成奥氏体与条状马氏体或贝氏体配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和条状马氏体或贝氏体复相组织为主；
所述回火工艺步骤采用以下方式中的一种如下：
(1)将淬火过后的衬板钢再升温到200～400℃，保温时间2～8小时，保证在贝氏体或马氏体或贝马复相的相层间的奥氏体不完全分解，间距处获取稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程；
(2)将淬火过后的衬板钢再升温到400～600℃，保温时间2～8小时，保证在贝氏体或马氏体或贝马复相的相层间的奥氏体分解，间距处获取少部分稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程。
8.一种1～7任一权利要求所述半自磨机耐磨防断裂和疲劳衬板的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤I，选择合金原料：按照质量百分比计，包括以下元素：
C：0.10～0.85wt％、Mn：0.5～6.0wt％、Cr：0.5～5.0wt％、Si：0.1～5.0wt％、Ni：0.5-10％wt％和/或Mo：0.2～5.0wt％、Al：0.01～5.0wt％、P：0～0.3wt％、S：0～0.3wt％，余量为Fe。
步骤II，淬火工艺
所述淬火工艺包括以下步骤：
A、将成型离线的铸件或轧、锻的衬板制品加热到完全奥氏体化；保温过程中还可以增碳；
B、根据磨机直径大小和现场需求生产步衬板制品，经过高温加热保温工艺后采用以下方式中的一种：
(1)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到马氏体转变温度开始点至室温之间的一温度，要求减慢冷却速度或等温，让相界处主要形成奥氏体与条状马氏体配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和条状马氏体为主的复相组织；
(2)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到贝氏体转变温度开始点至室温之间的一温度，减慢冷却速度或等温，让相界处形成奥氏体与贝氏体的配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和贝氏体为主复相组织；
(3)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到室温，要求减慢冷却速度或等温，让相界处形成奥氏体与贝氏体/马氏体的配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取主要含残奥和贝氏体/马氏体复相组织；
(4)将步衬板制品从高温奥氏体保温后状态进行冷却，通过采用不同的冷却介质，控制冷却速率，冷却到马氏体转变温度开始点附近温度停留，停留后升到300～580℃范围内保温，保温后让相界处形成奥氏体与条状马氏体或贝氏体配合，冷速减慢让残余奥氏体的体积分数含量控制在3-40％范围内到室温，完成整个工艺过程,获取含残奥和条状贝马复相组织为主；
步骤III，回火工艺采用以下方式中的一种如下：
(1)将淬火过后的衬板钢再升温到200～400℃，保温时间2～8小时，保证在贝氏体或马氏体或贝马复相的相层间的奥氏体不完全分解，间距处获取稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程；
(2)将淬火过后的衬板钢再升温到400～600℃，保温时间2～8小时，保证在贝氏体或马氏体或贝马复相的相层间的奥氏体分解，间距处获取少部分稳定的残余奥氏体，其体积分数含量控制在3～40％范围内，完成整个衬板的工艺过程。
9.根据权利要求8所述制备方法，其特征在于，所述步骤I中，所述合金原料还包括以下元素中的一种或多种，按照质量百分比计：
V：0～1.0wt％、B：0～0.5wt％、W：0～1.0wt％、Co；0～10.0wt％、RE:0～1.0wt％，N；0～1.0wwt％，Ti：0～1.0wt％、Nb：0～1.0wt％、Ce：0～1.0wt％、Cu：0.01～5.0wt％。
10.根据权利要求8所述制备方法，其特征在于，还可以用于自磨机衬板，球磨机衬板以及磨机衬板的制备。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115961215A (zh) * 2022-12-09 2023-04-14 铜陵有色金神耐磨材料有限责任公司 一种轻质半自磨机用高耐磨Cr-Mo钢衬板及制备方法
CN117721377A (zh) * 2023-12-11 2024-03-19 中煤张家口煤矿机械有限责任公司 新型耐磨链轮材料

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015180771A (ja) * 2014-03-04 2015-10-15 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
CN109825774A (zh) * 2019-04-11 2019-05-31 紫荆浆体管道工程股份公司 一种贝马奥复相耐磨蚀钢的制备方法
CN110438388A (zh) * 2019-08-07 2019-11-12 紫荆浆体管道工程股份公司 一种奥马交替耐磨蚀钢的制备方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015180771A (ja) * 2014-03-04 2015-10-15 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
CN109825774A (zh) * 2019-04-11 2019-05-31 紫荆浆体管道工程股份公司 一种贝马奥复相耐磨蚀钢的制备方法
CN110438388A (zh) * 2019-08-07 2019-11-12 紫荆浆体管道工程股份公司 一种奥马交替耐磨蚀钢的制备方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115961215A (zh) * 2022-12-09 2023-04-14 铜陵有色金神耐磨材料有限责任公司 一种轻质半自磨机用高耐磨Cr-Mo钢衬板及制备方法
CN115961215B (zh) * 2022-12-09 2024-10-18 铜陵有色金神耐磨材料有限责任公司 一种轻质半自磨机用高耐磨Cr-Mo钢衬板及制备方法
CN117721377A (zh) * 2023-12-11 2024-03-19 中煤张家口煤矿机械有限责任公司 新型耐磨链轮材料
CN117721377B (zh) * 2023-12-11 2024-08-27 中煤张家口煤矿机械有限责任公司 耐磨链轮材料

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