CN115612923B - 一种成形及焊接性能良好的耐磨钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种成形及焊接性能良好的耐磨钢及其生产方法，耐磨钢的化学成分按重量百分比计，包括：Ti:0.20‑0.50％，Mn:1.20‑1.50％，Si:0.1‑0.3％，Als:0.01‑0.04％，Mo:0.18‑0.22％，P≤0.010％，S≤0.005％，N≤0.0043％，[C]介于[Ti]/4～[Ti]/4+0.05％之间，Ceq≤0.4％，其余为铁及其他不可避免的杂质。采用转炉冶炼‑LF精炼‑RH精炼‑连铸‑热连轧生产流程。本发明提供的钢无需进行热处理，在普通热连轧线即可生产的特点。本发明提供的钢显微组织为铁素体+贝氏体或铁素体+马氏体，兼顾了强度和韧性，成型性能更为优良。

Description

一种成形及焊接性能良好的耐磨钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及一种耐磨钢的生产方法，具体涉及一种成形及焊接性能良好的耐磨钢及其生产方法。
背景技术
冶金、采矿、水泥等行业对耐磨钢需求量巨大。常规耐磨钢以热处理态交货，显微组织主要为马氏体，通过组织强化，获得高强度、高硬度的性能，同时，也带来成形性能差、焊接难度大的问题。因此，开发一种兼顾成形性能、焊接性能，以及耐磨损性能的钢具有重大的应用价值。
经检索，CN 108517465 B公开了一种铌钛铬硼耐磨钢及其制备方法。其组分按重量百分比计：C：0.15-0.30％，Mn：0.60-1.60％，Si：≤0.40％，Als：0.015-0.040％，P≤0.015％，S≤0.015％，Ti：0.010-0.040％，Cr：0.0025-0.40％，Ni：0.0025-0.040％，Cu：0.0010-0.0040％，Ca：0.0010-0.0050％，B：0.0010-0.0030％，N：≤0.006％，O：≤0.004％，H：≤0.0002％，其余为Fe和不可避免的杂质。上述成分的钢经过转炉、LF精炼、RH精炼、连铸、堆垛缓冷、热轧、热处理获得显微组织为马氏体、抗拉强度1250-1500MPa，A50：7-15％，HBW：425-500，最薄厚度2mm的耐磨钢，其加热温度1200-1250℃，粗轧开轧温度1150-1180℃，精轧开轧温度950-1050℃，精轧终轧温度840-900℃，层冷速度5-20℃/s，卷取温度600-650℃，淬火温度900-950℃，淬火时间10-25min，回火温度200-250℃，回火时间30-45min。该发明所述的钢种采用马氏体组织强化，其韧性相对较差。
CN 111254351 B公开了一种高性能热轧钢板及其生产方法，其组分按重量百分比计：C：0.15-0.20％，Mn：0.5-0.7％，Si：0.9-1.2％，P≤0.015％，S≤0.005％，Nb：0.02-0.04％，Ti：0.010-0.020％，Ni：0.08-0.25％，Al：0.5-0.7％，Cr：0.8-1.2％，N：≤0.0040％，O：≤0.0020％，H：≤0.00015％，其余为Fe和不可避免的杂质，采用上述化学成分通过转炉冶炼、连铸、热连轧的生产路线获得厚度3-8mm，表面硬度大于HB370，-20℃低温冲击功大于30J的耐磨钢。其热轧工艺为：加热温度1200-1250℃，粗轧开轧温度≥1100℃，终轧温度≥1030℃，精轧开轧温度1030-1080℃，精轧终轧温度850-890℃，冷速≥20℃/s，卷取温度300-400℃，缓冷保温时间≥36h，冷却到200℃以下。从终冷温度可以看出，该发明所述钢种采用马氏体强化，因此其硬度较高，但韧性较差，冲击韧性仅为30J。
综上可知，现有大部分耐磨钢采用马氏体强化方式，冲击韧性较低，且较高的合金元素添加也易造成碳当量增加，不利于焊接成型。因此，需要研究开发一种兼顾耐磨性能、冲击韧性、焊接性能的耐磨钢及其生产方法。
发明内容
本发明的目的是提供一种成形性能和焊接性能良好的耐磨钢的生产方法，该钢种显微组织为铁素体加贝氏体，或铁素体加马氏体，耐摩擦磨损性能达到NM450的水平，-20℃冲击韧性高于100J，延伸率高于20％。
为实现上述目的，本发明提供了一种成形性能和焊接性能良好的耐磨钢，耐磨钢的化学成分按重量百分比计，包括：Ti:0.20-0.50％，Mn:1.20-1.50％，Si:0.1-0.3％，Als:0.01-0.04％，Mo:0.18-0.22％，P≤0.010％，S≤0.005％，N≤0.0043％，[C]介于[Ti]/4～[Ti]/4+0.05％之间，Ceq≤0.4％，其余为铁及其他不可避免的杂质；其中碳当量Ceq公式为：Ceq＝[C]+[Mn]/6+[Mo]/5。
上述成形性能和焊接性能良好的生产方法，采用转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸-热连轧生产流程，具体包括如下步骤：
(1)将钢水采用转炉冶炼-LF精炼-RH真空精炼-连铸的方式，获得板坯；
(2)连铸获得的板坯进入热轧的板坯加热工序，再热轧，之后控制冷却，获得成形性能和焊接性能良好的耐磨钢。
进一步，上述耐磨钢在转炉冶炼时必须保证，前一炉不能安排生产高硫钢([S]≤0.01％)。
进一步，上述RH真空精炼时加入海绵钛调整钢中[Ti]含量，控制目标比成品[Ti]含量高0.05-0.15％。
进一步，上述耐磨钢RH真空精炼时向渣面加入富钛渣料，加入量为3-4Kg/吨钢；
进一步，上述耐磨钢连铸时需要加入结晶器保护渣，结晶器保护渣主要成分为SiO2、Al2O3、CaO、BaO等氧化物。
进一步，上述耐磨钢中包过热度≥40℃，优选为40-50℃。
进一步，上述耐磨钢板坯再加热温度为≥1200℃，优选为1200-1240℃，保温时间为150-250min。
进一步，上述耐磨钢的热轧工艺为：粗轧累积压缩比4.0-6.5，粗轧单道次压下量≥18％；精轧累积压缩比4.5-8.0，精轧开轧温度1000-1050℃，精轧终轧温度830-890℃。
进一步，上述耐磨钢层流冷却采用前段快速冷却方式，冷却速率≥20℃/s，优选为20-50℃/s。
进一步，当终冷温度为400-550℃，耐磨钢的显微组织控制为铁素体加贝氏体；当终冷温度为200-350℃，耐磨钢的显微组织控制为铁素体加马氏体。
进一步，上述耐磨钢连铸后获得的板坯热送热装进入热轧的板坯加热工序，或者先进行堆垛缓冷，再进入热轧的板坯加热工序；缓冷时要求垛位上下及四周均有热坯，热坯温度≥600℃，缓冷时间30-50h。
进一步，上述耐磨钢进行焊接试验，在焊接电流为110-210A，焊接电压为17.5-18.2V，焊接速率为10-20cm/min条件下，焊接性能良好。
与现有技术相比，本发明的有益效果：
(1)本发明提供的钢无需进行热处理，具有生产成本低，设备适应力好，在普通热连轧线即可生产的特点。
(2)本发明提供的钢显微组织为铁素体+贝氏体或铁素体+马氏体，兼顾了强度和韧性，相比于马氏体组织的高强钢，冲击韧性更高，成型性能更为优良。
(3)本发明提供的钢碳当量较低，利于焊接。
附图说明
图1为实施例1制备的钢的显微组织。
图2为实施例2制备的钢的显微组织。
图3为实施例3制备的钢的显微组织。
图4为实施例4制备的钢的显微组织。
图5为实施例4制备的钢的焊接热影响区的金相组织。
图6为实施例4制备的钢的熔合区的金相组织。
图7为对比例制备的钢的显微组织。
图8为对比例制备的钢的焊接接头的金相组织。
具体实施方式
本发明提供了上述耐磨钢及其生产方法，下面对本发明所述钢种的生产工艺限制原因进行说明。
本发明所述耐磨钢采用钛合金化，由于钛在钢液中化学性质活泼，易与硫元素结合成碳硫化钛等夹杂物，影响成品钢材的成形性能，因此必须严格控制生产组织，要求前一炉次不能生产高硫钢([S]≤0.01％)，以免污染钢包，增加钢液中的硫含量。
同时，为保证钛的含量满足要求，防止钛在钢液中与O、N、S等杂质元素反应造成损耗，钛合金在RH真空脱气精炼工序加入，同时加入含量要求比成品含量高0.05～0.10％。
另外，在精炼时向渣面加入富钛渣料，钢液中的铝可以还原渣中的部分氧化钛，有利于减少钛的烧损。
在[Ti]含量大于0.2％的钢种连铸中，结晶器钢液表面容易出现冷钢，俗称“结鱼”，严重阻碍保护渣的熔化和均匀流入，造成粘结频繁、铸坯夹杂/夹渣缺陷，甚至会导致漏钢事故。本发明提出了钛合金化钢专用保护渣的主要组分，提高了连续浇铸时结晶器内保护渣的稳定性。
为避免或减少钢中生成的TiN夹杂物引起水口堵塞，一般采用较高的中包过热度浇铸，本发明将中包过热度限定在≥40℃，优选为40-50℃。
本发明所述耐磨钢钛含量较高，在铸坯快速冷却的过程中易形成大颗粒的液析或固析Ti(CN)，导致铸坯脆性增加，开裂风险增大。因此，本发明要求铸坯采用热送热装工艺进入下一工序，即热轧过程的板坯再加热工序，或者将铸坯堆垛缓冷。
板坯再加热的作用是使钛元素固溶，利于钛在后续的轧制和冷却过程中充分析出，而且板坯再加热也保证了粗轧时钢板具备较高的温度，有利于连铸时形成的微米级TiC在粗轧过程中充分破碎。如果加热温度偏低，会使钛元素析出量减少，且微米级TiC尺寸易增大，分布均匀性较差。
粗轧工序能够通过轧制压下破碎连铸时形成的网状微米级TiC，利于微米级TiC均匀分布，同时粗轧会促进奥氏体动态再结晶，利于奥氏体晶粒细小化，但是必须控制单道次变形量≥18％，否则压下量不足，反而易导致部分区域未完全再结晶，反而引起混晶。因此，本发明要求粗轧累积压缩比4.0-6.5，粗轧单道次压下量≥18％。
精轧过程能通过奥氏体未再接结晶变形，为后续的相变及析出提供形核能和形核质点，促进晶粒细化和钛的纳米相析出。因此，本发明要求精轧累积压缩比4.5-8。
层流冷却过程中会发生相变，为提高上述耐磨钢的成形性能，本发明钢种的显微组织设计为铁素体加马氏体或铁素体加贝氏体，因此必须提高其冷却速率，以免发生铁素体珠光体相变，本发明将层流冷却方式限定为前段冷却，冷却速率限定为20℃/s以上，优选为20-50℃/s。同时，终冷温度分别要求控制在贝氏体和马氏体转变温度以下，显微组织为铁素体加贝氏体时，终冷温度为400-550℃；显微组织为铁素体加马氏体时，终冷温度为200-350℃。
另外，还需要对本发明所述钢种的耐磨性能和焊接性能进行说明。本发明主要通过连铸凝固末端形成的微米级TiC，该TiC析出物在轧制过程中充分破碎后，均匀分布在钢板基体内，能够通过阻碍磨损犁沟的扩展，或减小犁沟宽度，起到提高材料耐磨粒磨损性能。另外，由于该钢种合金元素添加的较少，碳当量Ceq较小，不高于0.04％，因此该钢种易于焊接。
下面结合实施例对本发明的具体实施方式做进一步的描述，并不因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。
实施例1
试验钢化学成分按重量百分比为：Ti:0.25％，Mn:1.45％，Si:0.21％，Als:0.03％，P:0.008％，S:0.003％，N:0.0030％，C:0.07％，Mo:0.21％，碳当量Ceq:0.35％，其余为Fe及不可避免的杂质。生产流程为转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸-热连轧，前一炉次未安排高硫钢冶炼，RH真空精炼时加入海绵钛将[Ti]含量按0.32％控制，渣面加入700Kg富钛渣料(1炉钢重量200t)，连铸时投用专用结晶器保护渣，中包过热度45℃。连铸后获得的板坯厚度230mm，通过热送热装直接送入板坯再加热炉，加热温度1206℃，保温时间180min，粗轧采用5道次轧制，道次压下率分别为19％，21％，25％，29％，30％，粗轧累积压缩比为4.2，粗轧后的中间坯厚度为55mm，精轧累积压缩比为5.5，精轧后的钢板厚度为10.0mm，精轧开轧温度1020℃，精轧终轧温度为850℃，层流冷却方式为前段冷却，冷却速率33℃/s，卷取温度450℃。
本实施例所述钢显微组织为铁素体加贝氏体(见图1)，并可见TiC黑色颗粒，试验钢-20℃的3/4尺寸试样冲击功为180J，换算成全尺寸试样冲击功即为240J，延伸率24.0％。另外，试验钢相对于NM450的相对耐磨粒磨损性能为1.1。
实施例2
试验钢化学成分按重量百分比为：Ti:0.32％，Mn:1.37％，Si:0.19％，Als:0.035％，P:0.007％，S:0.002％，N:0.0035％，C:0.08％，Mo:0.18％，碳当量Ceq:0.34％，其余为Fe及不可避免的杂质。生产流程为转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸-热连轧，前一炉次未安排高硫钢冶炼，RH真空精炼时加入海绵钛将[Ti]含量按0.39％控制，渣面加入700Kg富钛渣料(1炉钢重量200t)，连铸时投用专用结晶器保护渣，中包过热度50℃。连铸后获得的板坯厚度230mm，堆垛缓冷后送入板坯再加热炉，加热温度1207℃，保温时间200min，粗轧采用5道次轧制，道次压下率分别为20％，24％，26％，30％，31％，粗轧累积压缩比为4.6，粗轧后的中间坯厚度为50mm，精轧累积压缩比为5.5，精轧后的钢板厚度为9.0mm，精轧开轧温度1025℃，精轧终轧温度为853℃，层流冷却方式为前段冷却，冷却速率24℃/s，卷取温度520℃。
本实施例所述钢显微组织为铁素体加贝氏体(见图2)，并可见黑色的TiC颗粒，试验钢-20℃的3/4尺寸试样冲击功为140J，换算成全尺寸试样冲击功即为186J，延伸率23.0％。另外，试验钢相对于NM450的相对耐磨粒磨损性能为0.99。
实施例3
试验钢化学成分按重量百分比为：Ti:0.40％，Mn:1.25％，Si:0.20％，Als:0.025％，P:0.009％，S:0.004％，N:0.0041％，C:0.14％，Mo:0.20％，碳当量Ceq:0.38％，其余为Fe及不可避免的杂质。生产流程为转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸-热连轧，前一炉次未安排高硫钢冶炼，RH真空精炼时加入海绵钛将[Ti]含量按0.45％控制，渣面加入400Kg富钛渣料(1炉钢重量120t)，连铸时投用专用结晶器保护渣，中包过热度48℃。连铸后获得的板坯厚度200mm，通过热送热装直接送入板坯再加热炉，加热温度1211℃，保温时间170min，粗轧采用6道次轧制，道次压下率分别为19％，21％，22％，26％，30％，30％，粗轧累积压缩比为5.5，粗轧后的中间坯厚度为36mm，精轧累积压缩比为4.5，精轧后的钢板厚度为8.0mm，精轧开轧温度1019℃，精轧终轧温度为873℃，层流冷却方式为前段冷却，冷却速率35℃/s，卷取温度452℃。
本实施例所述钢显微组织为铁素体加贝氏体(见图3)，由于该实验钢碳和钛含量高于实施例1和实施例2，所以，显微组织中碳化物多于实施例1和实施例2，试验钢-20℃的半尺寸试样冲击功为65J，换算成全尺寸试样冲击功即为130J，延伸率25.0％。另外，试验钢相对于NM450的相对耐磨粒磨损性能为1.04。
实施例4
试验钢化学成分按重量百分比为：Ti:0.42％，Mn:1.20％，Si:0.20％，Als:0.033％，P:0.01％，S:0.004％，N:0.0043％，C:0.13％，Mo:0.19％，碳当量Ceq:0.37％，其余为Fe及不可避免的杂质。生产流程为转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸-热连轧，前一炉次未安排高硫钢冶炼，RH真空精炼时加入海绵钛将[Ti]含量按0.48％控制，渣面加入400Kg富钛渣料(1炉钢重量120t)，连铸时投用专用结晶器保护渣，中包过热度25℃。连铸后获得的板坯厚度200mm，通过热送热装直接送入板坯再加热炉，加热温度1211℃，保温时间210min，粗轧采用6道次轧制，道次压下率分别为20％，22％，26％，28％，31％，31％，粗轧累积压缩比为6.4，粗轧后的中间坯厚度为31mm，精轧累积压缩比为7.75，精轧后的钢板厚度为4.0mm，精轧开轧温度1010℃，精轧终轧温度为856℃，层流冷却方式为前段冷却，冷却速率43℃/s，卷取温度303℃。
本实施例所述钢显微组织为铁素体加马氏体(见图4)，并可见TiC黑色颗粒，试验钢-20℃的半尺寸试样冲击功为65J，换算成全尺寸试样冲击功即为130J，延伸率25.0％。另外，试验钢相对于NM450的相对耐磨粒磨损性能为0.99。
采用上述实施例所述试验钢进行焊接试验，焊接电流为200-210A，焊接电压为18-18.2V，焊接速率为16-20cm/min，焊接热影响区和熔合区的金相组织分别见图5、6，可见热影响区组织细小，未见异常的马氏体和魏氏体组织。
对比例
试验钢采用化学成分按重量百分比为：Ti:0.36％，Mn:1.21％，Si:0.19％，Als:0.039％，P:0.005％，S:0.003％，Cr:0.11％，C:0.18％，Mo:0.19％，碳当量Ceq:0.44％，其余为Fe及不可避免的杂质。生产流程为转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸-热连轧，前一炉次未安排高硫钢冶炼，RH真空精炼时加入海绵钛将[Ti]含量按0.45％控制，渣面加入400Kg富钛渣料(1炉钢重量120t)，连铸时投用专用结晶器保护渣，中包过热度50℃。连铸后获得的板坯厚度200mm，通过热送热装直接送入板坯再加热炉，加热温度1211℃，保温时间168min，粗轧采用6道次轧制，道次压下率分别为20％，20％，22％，26％，30％，30％，粗轧累积压缩比为5.5，粗轧后的中间坯厚度为36mm，精轧累积压缩比为4.5，精轧后的钢板厚度为8.0mm，精轧开轧温度1030℃，精轧终轧温度为870℃，层流冷却方式为前段冷却，冷却速率18℃/s，卷取温度609℃。
本对比例所述钢显微组织为铁素体加珠光体(附图7)，并可见TiC黑色颗粒和黄色的TiN颗粒，试验钢-20℃的半尺寸试样冲击功为29J，换算成全尺寸试样冲击功即为58J，延伸率19.0％。试验钢相对于NM450的相对耐磨粒磨损性能为0.61。可见，对比例1所述试验钢冲击功偏低、耐磨性能偏低，结合显微组织可知，试验钢C含量偏高，导致显微组织中珠光体含量较高，其冲击韧性明显会低于铁素体和贝氏体或铁素体和马氏体的双相组织。同时，由于珠光体和渗碳体的析出温度较高，会导致TiC黑色颗粒减少，从而降低材料的耐磨性能。另外，试验钢中存在大颗粒液析TiN，这也会导致钢的冲击韧性降低。
采用上述对比例所述试验钢进行焊接试验，焊接电流为200-210A，焊接电压为18-18.2V，焊接速率为16-20cm/min，焊接接头的金相组织见图8，可见焊接接头中存在大量针状的为魏氏体异常组织。
对于任何熟悉本领域的技术人员而言，在不脱离本发明技术方案范围情况下，都可利用上述揭示的技术内容对本发明技术方案作出许多可能的变动和修饰，或修改为等同变化的等效实施例。因此，凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所做的任何简单修改、等同变化及修饰，均应仍属于本发明技术方案保护的范围内。

Claims (8)

1.一种成形性能和焊接性能良好的耐磨钢的生产方法，其特征在于，所述耐磨钢的化学成分按重量百分比计，包括：Ti:0.20-0.50％，Mn:1.20-1.50％，Si:0.1-0.3％，Als:0.01-0.04％，Mo:0.18-0.22％，P≤0.010％，S≤0.005％，N≤0.0043％，[C]介于[Ti]/4～[Ti]/4+0.05％之间，Ceq≤0.4％，其余为铁及不可避免的杂质；
所述的成形性能和焊接性能良好的耐磨钢的生产方法，包括以下步骤：
(1)钢水采用转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸的方式，获得板坯；
(2)板坯采用加热、热轧、冷却的方式，获得耐磨钢；
冷却的方式为采用前段快速冷却方式，冷却速率20-50℃/s，终冷温度为400-550℃或200-350℃。
2.根据权利要求1所述的生产方法，其特征在于，RH真空精炼时加入海绵钛调整钢中[Ti]含量，控制目标比成品[Ti]含量高0.05-0.15％。
3.根据权利要求1所述的生产方法，其特征在于，RH真空精炼时向渣面加入富钛渣料，加入量3-4Kg/吨钢。
4.根据权利要求1所述的生产方法，其特征在于，连铸时中包过热度40-50℃。
5.根据权利要求1所述的生产方法，其特征在于，板坯加热的温度1200-1240℃，保温时间150-250min。
6.根据权利要求1所述的生产方法，其特征在于，热轧工艺为：粗轧累积压缩比4.0-6.5，粗轧单道次压下量≥18％；精轧累积压缩比4.5-8.0，精轧开轧温度1000-1050℃，精轧终轧温度830-890℃。
7.根据权利要求1所述的生产方法，其特征在于，耐磨钢转炉冶炼时必须保证，前一炉不能安排生产高硫钢；耐磨钢连铸时需要加入结晶器保护渣，结晶器保护渣主要成分为SiO2、Al2O3、CaO、BaO中的至少一种。
8.根据权利要求1所述的生产方法，其特征在于，将连铸获得的板坯直接进行加热，或者先进行堆垛缓冷，再进行加热；当采用堆垛缓冷时，垛位的上下及四周均有热坯，热坯温度≥600℃，缓冷时间30-50h。
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