CN115354232A - 双相耐磨钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种双相耐磨钢及其制备方法，它包括双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：4%～7%、93%～96%，且两种基体中均弥散析出(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒，且粒径＜10nm的(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒占30%以上；包括按照原料化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料进行冶炼，获得冶炼钢液；将冶炼钢液进行板坯连铸，获得坯料；将坯料放置在加热炉中加热，并进行粗轧和精轧；轧后采用层流冷却，并对冷却后的钢板进行热处理。本发明通过在铁素体+马氏体双相基体中弥散析出(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒，以及添加稀土元素La、Ce和Sc，使其钢板在兼顾材料低成本的同时，具有优异的硬度、塑韧性和耐磨性等性能。

Description

双相耐磨钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及冶金技术领域，尤其是一种耐磨钢及其制备方法。
背景技术
低合金耐磨钢由于成本低、工艺简单、综合性能好，被广泛应用于矿山机械、工程机械、重型汽车以及电力机械等领域。随着设备对耐磨材料性能要求的提高，开发更高级别、耐磨性能更好和成本更低的低合金耐磨钢铁材料，成为迫切需要解决的问题。
但传统低合金耐磨钢通过简单地提高硬度来改善耐磨性，导致钢材加工性、冲击韧性变差，耐磨部件开裂倾向明显增加。如何在增加硬度的同时，不降低耐磨钢的加工性和冲击韧性，获得优良强韧性匹配，是发展高性能耐磨钢面临的关键技术难题。在国内外对低合金耐磨钢的研究中，主要以多元合金化的方式来获得良好的性能。同时基于轧制及热处理工艺的优化，对耐磨钢晶粒组织、基体相类型及比例分数进行调控，设计单相或双相耐磨钢来获得最优的微观组织结构，达到增强增韧的效果。例如，具有单一相结构的马氏体耐磨钢和贝氏体耐磨钢，以及马氏体-铁素体、马氏体-贝氏体和奥氏体-贝氏体双相耐磨钢等。
中国发明专利CN105543676A公开了一种马氏体-铁素体双相耐磨钢板及其制备方法，硬度在480～560HB之间，采用C、Si、Mn、Nb、V、Ti、Mo、Ni、Cr、S、P、Al、B、N、Fe等元素制备，耐磨钢板的综合性能优良，适于大规模生产。但添加大量合金元素及较多贵重元素使钢板制造成本上升，同时也损害了钢材的焊接性能。
中国发明专利CN105543676A公开了一种马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢的制备方法。但钢板需依次进行临时区退火预处理、淬火处理、回火处理和空冷，最终得到马氏体/奥氏体复相组织，热处理工艺流程较长。钢板硬度达400HBW以上，但未公布塑性及韧性等性能。
中国发明专利CN112575263A公开了一种贝氏体基耐磨钢及其生产方法。通过控制基体组织为粒状贝氏体+少量针状铁素体，同时利用微米-纳米双尺度Ti（C,N）的析出作为硬质相。该耐磨钢具有低成本、易操作的优点，但强度及硬度较低，其磨粒磨损的寿命仅与NM360相当。
专利CN114231851A公开了一种纳米碳化物增强耐磨钢及其制备方法和应用。主要通过V、W的符合添加达到细晶强化和析出强化作用，在复杂应力冲击磨损工况下具有良好的耐磨性。尽管通过纳米碳化物来提高钢材强度，但该耐磨钢基体组织为单一奥氏体，导致其整体硬度较低（300HB～370HB）。
专利CN110055462A公开了一种双尺度TiC粒子复合强化低合金超级耐磨钢机器制造方法。耐磨钢中含有均匀分布的微米级TiC粒子和纳米级TiC粒子，采用单一成分颗粒进行增强。该专利得到的低合金超级耐磨钢板具有良好的硬度和耐磨性能，硬度在360HB-550HB。但断后延伸率及低温冲击功相对较低。
因此，如何在不降低耐磨钢的加工性和冲击韧性的情况下，降低原材料成本，并提高产物——耐磨钢的硬度、塑韧性和耐磨性，成为了目前发展高性能耐磨钢面临的关键技术难题。
发明内容
本发明的目的是为了克服上述现有技术存在的缺陷而提出的一种基于(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒增强的双相耐磨钢及其制备方法。
为了解决上述技术问题，本发明所采用的技术方案之一是：
所述双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：4%～7%、93%～96%，且两种基体中均弥散析出(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒，且粒径＜10nm的(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒占30%以上。
上述技术方案中，更具体的技术方案还可以是：所述双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：5%、95%。。
进一步的，所述双相耐磨钢的化学成分质量百分比为：
C：0.20%～0.30%、Si：0.30%～0.40 %、Mn：1.00%～1.40%、B：0.0005%～0.003%、Cr：0.10%～0.30%、Ti：0.05%～0.15%、Nb：0.01%～0.08%、Mo：0.05%～0.15%、RE：0.002%～0.008%、P≤0.008%、S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质；
其中，所述RE为稀土元素La、Ce和Sc。
进一步的，所述稀土元素La、Ce和Sc之间的质量比为La：Ce：Sc=4：4：2。
本发明所采用的技术方案之二是：
一种双相耐磨钢的制备方法包括以下步骤：
A.冶炼：按照原料化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料进行转炉初炼、LF+RH精炼，获得冶炼钢液；
其中，所述原料按百分比的配方如下：C：0.20%～0.30%、Si：0.30%～0.40 %、Mn：1.00%～1.40%、B：0.0005%～0.003%、Cr：0.10%～0.30%、Ti：0.05%～0.15%、Nb：0.01%～0.08%、Mo：0.05%～0.15%、RE：0.002%～0.008%、P≤0.008%、S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质；其中，所述RE为稀土元素La、Ce和Sc；
B.连铸：将冶炼钢液进行板坯连铸，获得坯料；
C.将坯料放置在加热炉中加热至1250～1300℃，且加热升温时间2h～3h，保温时间≥1h；然后采用中厚板轧机或连轧轧机直接高温连续轧制加热保温后的坯料；粗轧采用3道次轧制，累计变形量≥60%，粗轧出口温度为1010℃～1130℃；精轧采用4道次轧制，末道次压下率≥15%，累计变形量为≥70%，精轧入口温度为≤1000℃，终轧温度为820℃～900℃；
D.冷却：轧后采用层流冷却至560℃～620℃，冷却速率为15℃/s～25℃/s；
E.热处理：对冷却后的钢板进行淬火处理，淬火温度为800℃～880℃，淬火时间为20min～30min，冷却至室温；再对淬火后的钢板进行回火处理，回火温度为160℃～190℃，回火时间为50min～90min，并空冷至室温。
上述技术方案中，更具体的技术方案还可以是：所述稀土元素La、Ce和Sc之间的质量比为La：Ce：Sc=4：4：2 。
由于采用上述技术方案，本发明与现有技术相比，具有如下有益效果：
1.本发明提供的双相耐磨钢抗拉强度≥1600MPa、断后延伸率≥14%、-40℃冲击功≥45J，硬度≥490HBW，具有良好的强韧性匹配。。
2.本发明在结合高级别低合金耐磨钢性能要求的同时，兼顾材料低成本、高强韧特性，通过在铁素体+马氏体双相基体中弥散析出(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒来提高材料的硬度、韧性和耐磨性的方法，开发出了基于复合碳化物纳米颗粒增强的双相耐磨钢；其中，(Nb、Ti、Mo、RE)C颗粒不仅是耐磨相，使双相耐磨钢具有优良的耐磨性能，而且能够有效细化双相耐磨钢基体晶粒尺寸，而细晶强化是同时提高强度和塑韧性的有效方法之一，可有效保证基体的强度和塑韧性。
3.本发明通过添加稀土元素La、Ce和Sc，一方面能起到很好的钢中脱硫、脱氧效果，净化钢质，改变钢中夹杂物的形态和分布，提高耐磨钢的塑韧性；另一方面，稀土元素能细化第二相尺寸，促进细小碳、氮化物的析出，改变析出相的分布状态，获得具有大沉淀强化增量的耐磨钢。
4.本发明化学成分的设计主要基于如下理由：
C：碳含量的高低很大程度地决定了钢板的强度级别，对于碳化物增强结构钢来说，需要保证足够的含碳量以便在钢中形成高体积分数的碳化物，从而获得较高的强度；但是，碳含量的增加会在提升强度的同时使钢的塑韧性降低，综合考虑，本发明控制C含量的范围为0.20%～0.30%；
Si：硅具有很强的固溶强化作用，促进铁素体转变，并能强化铁素体；但是，由于硅明显提高钢的韧脆转变温度，降低钢的均匀塑性，Si含量过高，在轧制作业过程中易产生红铁皮等表面缺陷，因此，综合考虑，本发明控制Si含量的范围为0.30%～0.40%；
Mn：锰是良好的脱氧剂和脱硫剂，可补偿由于碳含量的降低所造成的强度损失，能够通过固溶强化及相变强化来有效的提高钢材的性能，可显著提高钢的淬透性，Mn含量太高易于偏析，降低钢材的焊接性能，也会影响产品的延伸性能和表面质量，综合考虑，本发明控制Mn含量的范围为1.00%～1.40%；
Cr：Cr元素是提高钢铁屈服强度和耐磨性能的重要元素之一，同时能提高钢铁淬透性，适量铬的添加能够在提升钢耐磨性能的同时，不降低其韧性，综合考虑，本发明控制Cr含量的范围为0.10%～0.30%；
Mo：显著提高钢的淬透性，减少回火脆性，提高钢的耐延迟断裂性能。Mo与微合金元素共同添加时还会提高微合金析出相的高温尺寸稳定性，降低其粗化速率，有利于提高沉淀析出强化效果；当Mo含量超过0.50wt.%时，上述作用效果达到饱和，且成本较高，综合考虑，本发明控制Mo含量的范围为0.05%～0.15%；
Ti：钛的化学活性大，易与氮、氧、硫、碳形成化合物，Ti与C结合生成TiC可起到沉淀强化作用，添加微量Ti可提高强韧性，钛可以固定钢中的碳、氮原子，提高钢的抗时效性能。但Ti极易与钢中的N生成大尺寸的TiN，对钢的性能造成极大的损害，因此，Ti的含量也不宜过多，会影响钢的延伸率和冲击韧性，综合考虑，本发明控制Ti含量的范围为0.05%～0.15%；
Nb：在钢中与C、N具有极强的亲和力，形成稳定的Nb (C、N)化合物，在控制轧制过程中诱导析出，沿奥氏体晶界弥散分布，作为相变的形核质点，可有效阻止再结晶，提高铁素体形核率，对细化晶粒作用显著，而且Nb在低温时，和其他强碳氮化合物一起复合析出，阻碍位错的运动，延缓晶界迁移，起到析出强化的作用，综合考虑，本发明控制Nb含量的范围为0.01%～0.08%；
RE：稀土元素能起到很好的钢中脱硫、脱氧效果，净化钢质，改变钢中夹杂物的形态和分布；此外，稀土还能细化第二相尺寸，促进细小碳、氮化物的析出，改变析出相的分布状态；因此，通过稀土元素对纳米级析出相相变行为的调控，有望获得具有大沉淀强化增量的耐磨钢，综合考虑，本发明控制稀土元素含量的范围分别为Ce：0.002%～0.004%、La：0.003%～0.004%、Sc：0.001%～0.002%；
P、S：是钢中有害的杂质元素，钢中P易在钢中形成偏析，降低钢的韧性和焊接性能，S易形成塑性硫化物，使钢板产生分层,恶化钢板性能，故P、S含量越低越好，综合考虑，本发明控制P、S含量的范围分别为P≤0.008%、S≤0.003%；
B：钢中加入微量的B可极大提高淬透性，但B时多时，易在晶界富集，会降低晶界结合能，使钢板受到冲击载荷时更倾向于沿晶断裂，降低钢板的低温冲击功，综合考虑，本发明控制B含量的范围为0.0005%～0.003%。
附图说明
图1和图2是本发明实施例1双相耐磨钢的金相组织图。
图3是本发明实施例1双相耐磨钢纳米析出相的透射电镜照片。
图4是本发明实施例1双相耐磨钢纳米析出相高分辨图。
具体实施方式
以下结合实例，对本发明作进一步详述；
根据表1提供的原料化学成分及其重量百分比和表2提供的RE稀土元素的组成及其含量比例，并按照以下步骤进行制备（其中，步骤C轧制的工艺参数参见表3、步骤D冷却的工艺参数参见表4以及步骤E热处理的工艺参数参见表5）：
A.冶炼：按照表1提供的原料化学成分及其重量百分比和表2提供的RE稀土元素的组成及其含量比例，准备冶炼所需的原料，将原料依次进行转炉初炼、LF+RH精炼，获得冶炼钢液；
B.连铸：将冶炼钢液进行板坯连铸，获得坯料；
C.轧制：将坯料放置在加热炉中加热至1250℃～1300℃，且加热时间2h～3h，保温时间≥1h；然后采用中厚板轧机或连轧轧机直接高温连续轧制加热保温后的坯料；粗轧采用3道次轧制，累计变形量≥60%，粗轧出口温度为1010℃～1130℃；精轧采用4道次轧制，末道次压下率≥15%，累计变形量为≥70%，精轧入口温度为≤1000℃，终轧温度为820℃～900℃；
D.冷却：轧后采用层流冷却至560℃～620℃，冷却速率为15℃/s～25℃/s；
E.热处理：对冷却后的钢板进行淬火处理，淬火温度为800～880℃，淬火时间为20～30min，冷却至室温；再对淬火后的钢板进行回火处理，回火温度为160～190℃，回火时间为50～90min，并空冷至室温。
表1本发明实施例和比较例的原料化学成分及其重量百分比列表(wt.％)
Figure 456814DEST_PATH_IMAGE001
（注：其余为Fe和不可避免的杂质）。
表2 RE稀土元素的组成及其含量比例
Figure 802345DEST_PATH_IMAGE002
。
表3本发明实施例和比较例制备方法的步骤C——轧制的工艺参数
Figure 31332DEST_PATH_IMAGE003
。
表4本发明实施例和比较例制备方法的步骤D——冷却的工艺参数
Figure 829524DEST_PATH_IMAGE004
。
表5本发明实施例和比较例制备方法的步骤E——热处理的工艺参数
Figure 434948DEST_PATH_IMAGE005
。
将本发明实施例和比较例所制得的产物按照以下检测标准进行性能检测，其检测所得的力学性能如表6所示：
其中，抗拉强度性能按照GB/T 228.1-2010标准进行检测；
屈服强度性能按照GB/T 228.1-2010标准进行检测；
断后延伸率性能按照GB/T 228.1-2010标准进行检测；
-40℃冲击功性能按照GB/T 229-2020标准进行检测；
布氏硬度性能按照GB/T 231.2-2002标准进行检测。
表6 本发明实施例和比较例所制得的产物的力学性能测试结果
Figure 634986DEST_PATH_IMAGE006
。
且, 实施例1双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：4%、96%，且两种基体中均弥散析出(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒，且粒径＜10nm的(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒占30%以上。
实施例2双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：6%、94%，且两种基体中均弥散析出(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒，且粒径＜10nm的(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒占30%以上。
实施例3双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：5%、95%，且两种基体中均弥散析出(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒，且粒径＜10nm的(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒占30%以上。
实施例4双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：7%、93%，且两种基体中均弥散析出(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒，且粒径＜10nm的(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒占30%以上。
比较例1双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：3%、97%，粒径＜10nm的(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒占30%以上。
比较例2双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：9%、91%，粒径＜10nm的(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒占30以上%。
通过上述实施例和比较例可知：
1.本发明在兼顾材料低成本的同时，具有优异的硬度、塑韧性和耐磨性等性能；
2.相对于其他的稀土元素，本发明选择一定比例用量的稀土元素La、Ce和Sc在耐磨钢的应用中效果更加显著。
需要说明的是：以上实施例进用于说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特种进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。

Claims (6)

1.一种双相耐磨钢，其特征在于：所述双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：4%～7%、93%～96%，且两种基体中均弥散析出(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒，且粒径＜10nm的(Nb、Ti、Mo、RE)C纳米颗粒占30%以上。
2.根据权利要求书1所述的一种双相耐磨钢，其特征在于：所述双相耐磨钢的基体组织为铁素体与马氏体双相结构，两者体积分数占比分别为：5%、95%。
3.根据权利要求书1或2所述的一种双相耐磨钢，其特征在于：所述双相耐磨钢的化学成分质量百分比为：
C：0.20%～0.30%、Si：0.30%～0.40 %、Mn：1.00%～1.40%、B：0.0005%～0.003%、Cr：0.10%～0.30%、Ti：0.05%～0.15%、Nb：0.01%～0.08%、Mo：0.05%～0.15%、RE：0.002%～0.008%、P≤0.008%、S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质；
其中，所述RE为稀土元素La、Ce和Sc。
4.根据权利要求书3所述的一种双相耐磨钢，其特征在于：所述稀土元素La、Ce和Sc之间的质量比为La：Ce：Sc=4：4：2。
5.一种双相耐磨钢的制备方法，其特征在于包括以下步骤：
A.冶炼：按照原料化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料进行转炉初炼、LF+RH精炼，获得冶炼钢液；
其中，所述原料化学成分及其重量百分比为：C：0.20%～0.30%、Si：0.30%～0.40 %、Mn：1.00%～1.40%、B：0.0005%～0.003%、Cr：0.10%～0.30%、Ti：0.05%～0.15%、Nb：0.01%～0.08%、Mo：0.05%～0.15%、RE：0.002%～0.008%、P≤0.008%、S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质；其中，所述RE为稀土元素La、Ce和Sc；
B.连铸：将冶炼钢液进行板坯连铸，获得坯料；
C.轧制：将坯料放置在加热炉中加热至1250℃～1300℃，且加热升温时间2h～3h，保温时间≥1h；然后采用中厚板轧机或连轧轧机直接高温连续轧制加热保温后的坯料；粗轧采用3道次轧制，累计变形量≥60%，粗轧出口温度为1010℃～1130℃；精轧采用4道次轧制，末道次压下率≥15%，累计变形量为≥70%，精轧入口温度为≤1000℃，终轧温度为820℃～900℃；
D.冷却：轧后采用层流冷却至560℃～620℃，冷却速率为15℃/s～25℃/s；
E.热处理：对冷却后的钢板进行淬火处理，淬火温度为800℃～880℃，淬火时间为20min～30min，冷却至室温；再对淬火后的钢板进行回火处理，回火温度为160℃～190℃，回火时间为50min～90min，并空冷至室温。
6.根据权利要求书5所述的一种双相耐磨钢，其特征在于：所述稀土元素La、Ce和Sc之间的质量比为La：Ce：Sc=4：4：2。
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Citations (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104357758A (zh) * 2014-12-08 2015-02-18 钢铁研究总院 一种超硬粒子增强型马氏体耐磨钢板及其制造方法
CN104388821A (zh) * 2014-12-08 2015-03-04 钢铁研究总院 TiC粒子增强型复相组织高塑性耐磨钢板及制造方法
CN105543676A (zh) * 2015-12-18 2016-05-04 东北大学 一种马氏体-铁素体双相耐磨钢板及其制备方法
CN105695849A (zh) * 2016-03-17 2016-06-22 内蒙古科技大学 一种利用含稀土La元素的纳米贝氏体材料制造钢轨的方法以及钢轨
WO2016095664A1 (zh) * 2014-12-19 2016-06-23 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
CN105937007A (zh) * 2016-05-12 2016-09-14 武汉钢铁股份有限公司 一种硬度≥400hbw的超级耐磨钢及生产方法
CN108165890A (zh) * 2018-01-09 2018-06-15 北京科技大学 一种低成本高强度纳米贝氏体耐磨钢球的制备方法
CN109207853A (zh) * 2018-09-30 2019-01-15 东北大学 一种高耐磨性的马氏体耐磨钢板及其制造方法
CN109536843A (zh) * 2019-01-04 2019-03-29 武汉钢铁有限公司 一种含氮双相耐腐蚀耐磨热轧钢及生产方法
CN109680221A (zh) * 2019-01-17 2019-04-26 山东钢铁股份有限公司 一种高韧性颗粒增强型耐磨钢及其制备方法
WO2019119725A1 (zh) * 2017-12-19 2019-06-27 南京钢铁股份有限公司 一种布氏硬度大于550hb的高级别低合金耐磨钢板及制造方法
WO2019128286A1 (zh) * 2017-12-25 2019-07-04 南京钢铁股份有限公司 一种耐磨钢低成本短生产周期制备方法
CN110055462A (zh) * 2019-04-25 2019-07-26 东北大学 一种双尺度TiC粒子复合强化低合金超级耐磨钢及其制造方法
CN110157983A (zh) * 2019-05-28 2019-08-23 山东钢铁股份有限公司 一种颗粒均匀原位自生TiC耐磨钢及其制备方法
CN110499474A (zh) * 2019-08-23 2019-11-26 江阴兴澄特种钢铁有限公司 耐高温400hb耐磨钢板及其生产方法
CN111485180A (zh) * 2020-04-16 2020-08-04 铜陵有色金神耐磨材料有限责任公司 复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法
CN112322976A (zh) * 2020-10-30 2021-02-05 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种具有优良耐低温韧性的稀土耐磨钢nm400卷板及其生产方法
CN112575263A (zh) * 2020-11-30 2021-03-30 攀钢集团研究院有限公司 贝氏体基耐磨钢及其生产方法
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
CN113005367A (zh) * 2021-02-25 2021-06-22 武汉钢铁有限公司 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法
CN114231851A (zh) * 2021-12-22 2022-03-25 广东省科学院新材料研究所 一种纳米碳化物增强耐磨钢及其制备方法和应用

Patent Citations (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104357758A (zh) * 2014-12-08 2015-02-18 钢铁研究总院 一种超硬粒子增强型马氏体耐磨钢板及其制造方法
CN104388821A (zh) * 2014-12-08 2015-03-04 钢铁研究总院 TiC粒子增强型复相组织高塑性耐磨钢板及制造方法
WO2016095664A1 (zh) * 2014-12-19 2016-06-23 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
CN105543676A (zh) * 2015-12-18 2016-05-04 东北大学 一种马氏体-铁素体双相耐磨钢板及其制备方法
CN105695849A (zh) * 2016-03-17 2016-06-22 内蒙古科技大学 一种利用含稀土La元素的纳米贝氏体材料制造钢轨的方法以及钢轨
CN105937007A (zh) * 2016-05-12 2016-09-14 武汉钢铁股份有限公司 一种硬度≥400hbw的超级耐磨钢及生产方法
WO2019119725A1 (zh) * 2017-12-19 2019-06-27 南京钢铁股份有限公司 一种布氏硬度大于550hb的高级别低合金耐磨钢板及制造方法
WO2019128286A1 (zh) * 2017-12-25 2019-07-04 南京钢铁股份有限公司 一种耐磨钢低成本短生产周期制备方法
CN108165890A (zh) * 2018-01-09 2018-06-15 北京科技大学 一种低成本高强度纳米贝氏体耐磨钢球的制备方法
CN109207853A (zh) * 2018-09-30 2019-01-15 东北大学 一种高耐磨性的马氏体耐磨钢板及其制造方法
CN109536843A (zh) * 2019-01-04 2019-03-29 武汉钢铁有限公司 一种含氮双相耐腐蚀耐磨热轧钢及生产方法
CN109680221A (zh) * 2019-01-17 2019-04-26 山东钢铁股份有限公司 一种高韧性颗粒增强型耐磨钢及其制备方法
CN110055462A (zh) * 2019-04-25 2019-07-26 东北大学 一种双尺度TiC粒子复合强化低合金超级耐磨钢及其制造方法
CN110157983A (zh) * 2019-05-28 2019-08-23 山东钢铁股份有限公司 一种颗粒均匀原位自生TiC耐磨钢及其制备方法
CN110499474A (zh) * 2019-08-23 2019-11-26 江阴兴澄特种钢铁有限公司 耐高温400hb耐磨钢板及其生产方法
CN111485180A (zh) * 2020-04-16 2020-08-04 铜陵有色金神耐磨材料有限责任公司 复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法
CN112322976A (zh) * 2020-10-30 2021-02-05 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种具有优良耐低温韧性的稀土耐磨钢nm400卷板及其生产方法
CN112575263A (zh) * 2020-11-30 2021-03-30 攀钢集团研究院有限公司 贝氏体基耐磨钢及其生产方法
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
CN113005367A (zh) * 2021-02-25 2021-06-22 武汉钢铁有限公司 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法
CN114231851A (zh) * 2021-12-22 2022-03-25 广东省科学院新材料研究所 一种纳米碳化物增强耐磨钢及其制备方法和应用

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
廖春发: "《稀土冶金学》", 北京：冶金工业出版社 *
王亚琴: "钛对双相耐磨钢力学性能的影响", 《材料与冶金学报》, vol. 19, no. 2, pages 119 - 126 *

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