CN116065087A - 一种高强高硬增强型耐磨钢及其制造方法 - Google Patents

一种高强高硬增强型耐磨钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高强高硬增强型耐磨钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其还含有质量百分比如下的下述化学元素：C：0.22～0.33％，Si：0.10～1.00％，Mn：0.50～1.80％，Cr：0.80～2.30％，Al：0.010～0.10％，RE：0.01～0.10％，W：0.01～1.0％；以及Mo：0.01～0.80％，Ni：0.01～1.00％，Nb：0.005～0.080％，V：0.01～0.20％，Ti：0.001～0.50％中的至少其中之一。此外，本发明还公开了上述高强高硬增强型耐磨钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)加热；(3)轧制；(4)在线淬火：其中初次冷却的开冷温度为：(Ar3’+5)～(Ar3’+50)℃，M90＜终冷温度＜Bs，冷却速度为2～15℃/s；然后再空冷至室温。

Description

一种高强高硬增强型耐磨钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种耐磨钢及其制造方法。
背景技术
耐磨钢具有高强度、高耐磨性能的特点，其性能相当优异，可以有效应用于采矿、农业、水泥生产、港口、电力以及冶金等领域中，制造如推土机、装载机、挖掘机、自卸车及抓斗、堆取料机等机械产品，具有广阔的应用前景。
近些年来，耐磨钢的开发与应用发展很快，目前应用最为普遍的为马氏体耐磨钢，这种类型的耐磨钢一般均通过增加碳含量并加入适量的合金元素，如铬、钼、镍、钒、硼等，充分利用热处理后相变强化等方法，来提高耐磨钢的力学性能。
然而，对于工况比较恶劣的情况，往往需要采用硬度非常高的耐磨钢板，此类耐磨钢具备的超高强硬度导致在机械切割、钻孔、弯曲等方面对于加工设备的要求非常高，其机械加工十分困难，给用户带来很大困难。
基于此，针对现有耐磨钢的不足和缺陷，本发明期望获得一种新的高强高硬增强型耐磨钢，相较于现有传统的超高强硬度耐磨钢板，其强硬度更低，会给用户机械加工带来较大便利；在实际使用过程中，该高强高硬增强型耐磨钢容易发生塑性诱导相变，能够显著提高钢板的强硬度，进而提高钢板耐磨性能；通过这一效应，可以使得本发明所述的高强高硬增强型耐磨在实际使用过程中的力学性能和耐磨性能反而高于同硬度级别的耐磨钢板。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种高强高硬增强型耐磨钢，该高强高硬增强型耐磨钢在具有优异力学性能的同时，还具有优异的机械加工性、热稳定性和焊接性能，其实现了高强硬度和高韧性的匹配，具有优异的机械加工性能，并在实际使用过程中具有优异的力学性能和良好的耐磨性能，其具有十分良好的推广前景和应用价值。
本发明所涉及的高强高硬增强型耐磨钢易于加工，其既为常规的机械加工提供了便利，又能够在使用过程中，通过塑性诱导相变，获得优异的强韧性和耐磨性，其性能优异，可以在工程机械耐磨部件上推广应用。
为了实现上述目的，本发明提供了一种高强高硬增强型耐磨钢，其含有 Fe和不可避免的杂质，其还含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.22～0.33％，Si：0.10～1.00％，Mn：0.50～1.80％，Cr：0.80～2.30％， Al：0.010～0.10％，RE：0.01～0.10％，W：0.01～1.0％；以及Mo：0.01～0.80％， Ni：0.01～1.00％，Nb：0.005～0.080％，V：0.01～0.20％，Ti：0.001～0.50％中的至少其中之一。
进一步地，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，其各化学元素质量百分比为：
C：0.22～0.33％，Si：0.10～1.00％，Mn：0.50～1.80％，Cr：0.80～2.30％， Al：0.010～0.10％，RE：0.01～0.10％，W：0.01～1.0％；以及Mo：0.01～0.80％， Ni：0.01～1.00％，Nb：0.005～0.080％，V：0.01～0.20％，Ti：0.001～0.50％中的至少其中之一；余量为Fe和不可避免的杂质。
在本发明中，本发明的高强高硬增强型耐磨钢以添加C、Si元素和Mn、 Cr合金元素为主，并可以根据需要适当添加Mo、Ni等贵金属元素，其可以在控制合金成本较低的同时，确保钢材的性能。
在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，C是耐磨钢中最基本、最重要的元素，添加适量的C元素可以提高钢材的强度和硬度，进而提高钢材的耐磨性。但需要注意的是，C元素同时会对钢材的韧性和焊接性能产生不利影响，因此，需要合理控制钢中C元素含量。基于此，考虑到C元素含量对于耐磨钢性能的影响，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将C元素的质量百分比控制在0.22～0.33％之间。
Si：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，Si可以固溶在铁素体和奥氏体中，进而可以提高它们的硬度和强度，然而Si元素含量过高时也会导致钢材的韧性急剧下降。同时，结合考虑到Si元素与O的亲和力比Fe强，在焊接时很容易产生低熔点的硅酸盐，增加熔渣和熔化金属的流动性，影响焊缝质量，因此钢中Si元素含量不宜过多。基于此，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将Si元素的质量百分比控制在0.10～1.00％之间。
Mn：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，添加适量的Mn元素可以强烈地增加钢材的淬透性，降低钢材的转变温度和钢的临界冷却速度。但需要注意的是，钢中Mn元素含量不宜过高，当钢中Mn元素含量过高时，不仅有使晶粒粗化的倾向，还会增加钢的回火脆敏感性，而且很容易导致铸坯中出现偏析和裂纹，降低钢板的性能。基于此，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将Mn元素的质量百分比控制在0.50～1.80％之间。
Cr：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，Cr元素可以降低临界冷却速度、提高钢的淬透性。Cr在钢中可以形成(Fe，Cr)3C、(Fe，Cr)7C3和(Fe， Cr)23C7等多种碳化物，其可以有效提高钢材的强度和硬度。此外，需要说明的是，钢中添加适量的Cr可以在回火时阻止或减缓碳化物的析出与聚集，从而提高钢材的回火稳定性。基于此，考虑到Cr元素的有益效果，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，可以将Cr元素的质量百分比控制在0.80～2.30％之间。
Al：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，Al元素能够和钢中的N 元素形成细小难溶的AlN颗粒，细化钢的晶粒。钢中添加适量的Al元素可以有效细化钢的晶粒，固定钢中的N和O，以减轻钢对缺口的敏感性，减小或消除钢材的时效现象，并提高钢材的韧性。基于此，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将Al元素的质量百分比控制在0.010～0.10％之间。
RE：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，添加适量的稀土可以减少硫、磷等元素的偏析，改善非金属夹杂物的形状、大小和分布，同时可以细化晶粒，提高硬度。此外，稀土还可以提高屈强比，其有利于改善低合金高强度钢的强韧性，能够提高钢板的热稳定性。但需要注意的是，钢中稀土的含量不宜过多，否则会产生严重偏析，从而降低铸坯质量和力学性能。基于此，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将RE的质量百分比控制在0.01～ 0.10％之间。
W：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，钨可以增加钢的回火稳定性和热强性，并可以起到一定的细化晶粒作用。此外，钨还可以形成硬质碳化物，以增加钢材的耐磨性。由此，为了发挥钨的有益效果，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将W元素的质量百分比控制在0.01～1.0％之间。
Mo：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，添加适量的Mo可以有效细化晶粒，提高钢材的强度和韧性。Mo在钢中存在于固溶体相和碳化物相中，因此，含Mo钢同时具有固溶强化和碳化物弥散强化的作用。此外，Mo 还是减小回火脆性的元素，钢中添加适量的Mo元素，还可以提高材料的回火稳定性。基于此，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将Mo元素的质量百分比控制在0.01～0.80％之间。
Ni：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，Ni能与Fe以任何比例互溶，其可以通过细化铁素体晶粒改善钢的低温韧性，并具有明显降低冷脆转变温度的作用。但需要注意的是，钢中Ni元素含量不宜过高，当钢中Ni元素含量过高时，容易导致钢板表面氧化皮难以脱落，且显著增加成产成本。基于此，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将Ni元素的质量百分比控制在 0.01～1.00％之间。
Nb：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，添加适量的Nb元素可以起到细化晶粒和析出强化的作用，其对于提高材料强韧性的贡献极为显著；Nb 元素通过晶粒细化的作用可以有效提高钢材的强度和韧性，其还可以通过析出强化和相变强化来提高并改善钢材的性能，Nb已成为高强度低合金结构钢中最有效的强化剂之一；此外，Nb还是强烈的C、N化物的形成元素，其可以强烈地抑制奥氏体晶粒长大。基于此，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将Nb元素的质量百分比控制在0.005～0.080％之间。
V：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，添加适量的V元素可以有效细化晶粒，使钢坯在加热阶段奥氏体晶粒不至于生长的过于粗大，这样，在随后的多道次轧制过程中，可以使钢的晶粒得到进一步细化，进而提高钢材的强度和韧性。基于此，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将V元素的质量百分比控制在0.01～0.20％之间。
Ti：在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，Ti是强碳化物形成元素之一，Ti元素可以与C元素结合形成细微的TiC颗粒。其中，TiC颗粒细小，其可以分布在晶界，从而达到细化晶粒的效果；此外，TiC颗粒较硬，其可以提高钢材的耐磨性。基于此，考虑到Ti元素的有益效果，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，将Ti元素的质量百分比控制在0.001～0.50％之间。
进一步优选地，本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢的各化学元素质量百分比满足：C：0.22～0.31％，Si：0.10～0.80％，Mn：1.00～1.80％，Cr：1.10～ 2.20％，Al：0.010～0.080％。
更进一步优选地，本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢的各化学元素质量百分比满足：C：0.23～0.31％，Si：0.15～0.80％，Mn：1.10～1.80％，Cr：1.10～ 2.00％，Al：0.015～0.075％。
最优选地，本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢的各化学元素质量百分比满足：C：0.23～0.30％，Si：0.15～0.65％，Mn：1.15～1.80％，Cr：1.15～2.00％， Al：0.015～0.070％。
进一步地，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，在不可避免的杂质中，P≤0.030％，并且/或者S≤0.010％。
在本发明中，P和S均是不可避免的杂质元素，为了确保耐磨钢的质量，在条件允许的前提下，钢中杂质元素的含量越低越好。P、S均为有害元素，它们的含量要严格控制。因此，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，可以控制不可避免的杂质元素满足：P≤0.030％，并且/或者S≤0.010％。
进一步地，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，其微观组织为马氏体+贝氏体+残余奥氏体+碳化物。
进一步地，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，其中残余奥氏体的体积分数＞5％，马氏体的体积分数＜90％。
与常规同硬度级别的低合金钢板相比，本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢的微观组织不同于现在较普遍的马氏体组织，其形成了马氏体+贝氏体+残余奥氏体+碳化物的微观组织。
基于上述微观组织，可以确保本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢的力学性能，该高强高硬增强型耐磨钢的强硬度略低，会给用户的机械加工带来较大便利，适于易加工的工况。
此外，在实际使用过程中，本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢的耐磨性能却十分优异，这主要是使用过程中发生了TRIP(相变诱导塑性)效应，即：由于该钢板除了含有一定量的马氏体或贝氏体外，还含有一定比例的奥氏体，这使得钢板在使用过程中受到冲击、打压、磨损时，发生塑性诱导相变，能够显著提高钢板的强硬度，进而提高钢板耐磨性能。通过这一效应，可以使得本发明所述的高强高硬增强型耐磨在实际使用过程中的力学性能和耐磨性能反而高于同硬度级别的常规耐磨钢板。
此外，需要注意的是，由于本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢所具有特殊微观组织，以及所添加的RE和W元素，其还可以获得一定的耐高温性，在较高温度下，该钢板的强硬度损失不大。
进一步地，在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢中，其布氏硬度为400～500HBW，抗拉强度为1300～1600MPa，延伸率为10～15％，至少-40℃下的夏比V型纵向冲击功＞40J。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种高强高硬增强型耐磨钢的制造方法，该制造方法的工艺简便可行，采用该制造方法制得的高强高硬增强型耐磨钢的综合性能十分优异，其布氏硬度为400～500HBW，抗拉强度为1300～ 1600MPa，延伸率为10～15％，至少-40℃下的夏比V型纵向冲击功＞40J，具有十分良好的推广前景和应用价值。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的高强高硬增强型耐磨钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)加热；
(3)轧制；
(4)在线淬火：其中初次冷却开冷温度为：(Ar3’+5)～(Ar3’+50)℃， M90＜终冷温度＜Bs，冷却速度为2～15℃/s；然后再空冷至室温。
在本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢的制造方法中，将各冶炼原料按照发明人设计的化学成分配比进行添加，依次经过冶炼、铸造、加热、轧制以及在线淬火步骤，可以获得所述的高强高硬增强型耐磨钢。
需要说明的是，在本发明上述步骤(4)的在线淬火过程中，初次冷却可以采用水冷，也可以采用油冷。
在本发明中，Ar3’表示钢材在在线淬火过程中奥氏体向铁素体开始转变的温度；Bs表示贝氏体开始转变的温度；M90表示为马氏体体积比为90％的温度。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，制板坯加热温度为1030～1230℃，保温1-3小时。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，控制板坯加热温度为1030～1180℃。
相应地，在一些其他的实施方式中，更优选的，可以控制加热温度为 1030-1160℃；为了提高生产效率并防奥氏体晶粒过分长大及钢坯表面严重氧化，最优选的可以控制加热温度为1030-1140℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制粗轧温度为930～1180℃，精轧温度为870～970℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制粗轧温度为930～1130℃，精轧温度为875～945℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制粗轧阶段轧制压下率大于35％，精轧阶段轧制压下率大于55％。
在一些其他的实施方式中，为了获得更优的实施效果，本发明可以进一步优选地控制粗轧温度为930-1110℃，控制粗轧阶段轧制压下率大于38％，控制精轧温度为875-935℃，控制精轧阶段轧制压下率大于58％。
最优选地，可以控制步骤(3)的轧制过程中的粗轧温度为935-1105℃，控制粗轧阶段轧制压下率大于40％，控制精轧温度为875-930℃，控制精轧阶段轧制压下率大于60％。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，其中初次冷却开冷温度为：(Ar3’+5)～(Ar3’+45)℃，(M90+5℃)＜终冷温度＜(Bs-15℃)，冷却速度为2～12℃/s。
在一些其他的实施方式中，更优选的，可以控制初次冷却开冷温度为： (Ar3’+5)-(Ar3’+40)℃，控制终冷温度满足：(M90+5℃)＜终冷温度＜ (Bs-20℃)，并控制冷却速度为2-11℃/s。
最优选的，可以控制初次冷却开冷温度为：(Ar3’+5)-(Ar3’+38)℃，控制终冷温度满足：(M90+5℃)＜终冷温度＜(Bs-23℃)，并控制冷却速度为3-11℃/s。
相较于现有技术，本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：
(1)在化学成分设计时，本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢对合金成分进行了充分优化，其以添加C、Si元素和Mn、Cr合金元素为主，并可以根据需要适当添加Mo、Ni等贵金属元素，实现在控制合金成本较低的同时，保证钢材的性能。
(2)从显微组织上看，本发明的高强高硬增强型耐磨钢可以获得马氏体+ 贝氏体+残余奥氏体+碳化物的微观组织(其中马氏体体积分数＜90％，残余奥氏体体积分数＞5％，其余为贝氏体和碳化物)，致使钢板在使用过程中发生 TRIP效应，提高钢板的强硬度和耐磨性，进而提高钢板的实用性和使用寿命。此外，大量均匀分布的硬质相，如Ti、Cr、Mo和W的碳化物，能够进一步提高钢板的耐磨性能和使用寿命。
(3)相较于现有的常规马氏体耐磨钢，本发明的高强高硬增强型耐磨钢的强硬度相对较低，会给用户的机械加工带来较大便利，适于易加工的工况；此外，由于RE和W元素的添加，本发明的高强高硬增强型耐磨钢还具有一定的耐高温性，在较高温度下，该钢板的强硬度损失不大。
综上所述可以看出，本发明在合理的生产工艺条件下科学设计了碳、合金成分及其配比，降低了合金成本，其生产工艺简易可行，有利于工业生产；相应地，本发明的高强高硬增强型耐磨钢具有优异的力学性能(如硬度、强度、延伸率、冲击韧性及一定的耐高温性)和加工性能及使用性，其布氏硬度为 400～500HBW，抗拉强度为1300～1600MPa，延伸率为10～15％，至少-40℃下的夏比V型纵向冲击功＞40J，具有十分良好的推广前景和应用价值。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例对本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-8
实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢均采用以下步骤制得：
(1)按照表1所示的化学成分配比进行冶炼和铸造。
(2)加热：对获得的板坯进行加热，控制板坯加热温度为1030～1230℃，保温1-3小时；当然，板坯加热温度也可以优选控制为1030～1180℃。
(3)轧制：对加热后的板坯进行轧制，控制粗轧温度为930～1180℃，精轧温度为870～970℃，控制粗轧阶段轧制压下率大于35％，精轧阶段轧制压下率大于55％；当然，在控制轧阶段轧制压下率大于35％，控制精轧阶段轧制压下率大于55％时，粗轧温度也可以优选控制为930～1130℃，精轧温度可以优选控制为875～945℃。
(4)在线淬火：其中初次冷却开冷温度为：(Ar3’+5)～(Ar3’+50)℃， M90＜终冷温度＜Bs，冷却速度为2～15℃/s，再空冷至室温；当然，也可以优选地控制初次冷却开冷温度为：(Ar3’+5)～(Ar3’+45)℃，优选控制终冷温度满足：(M90+5℃)＜终冷温度＜(Bs-15℃)，并优选地控制冷却速度为2～12℃/s。
需要说明的是，本发明所述的实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢均采用以上步骤制得，其化学成分及相关工艺参数均满足本发明设计规范控制要求。
表1列出了实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢中的各化学元素的质量百分比。
表1.(wt％，余量为Fe和除P、S以外其他不可避免的杂质)
表2-1和表2-2列出了实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢在上述制造方法各步骤中的具体工艺参数。
表2-1.
Figure BDA0003335103490000092
Figure BDA0003335103490000101
表2-2.
Figure BDA0003335103490000102
注：表2-2中的Ar3’表示试验钢在在线淬火过程中奥氏体向铁素体开始转变的温度；Bs表示贝氏体开始转变的温度；M90表示为马氏体体积比为90％的温度。
将最终制得的实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢分别取样，并对实施例 1-8的高强高硬增强型耐磨钢样品进行观察和分析，观察发现实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢的微观组织均为马氏体+贝氏体+残余奥氏体+碳化物。
相应地，针对实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢的微观组织进行进一步的分析，以获得残余奥氏体组织的体积分数和马氏体组织的体积分数，其中，残余奥氏体的体积分数均＞5％，马氏体的体积分数均＜90％，其残余奥氏体组织的体积分数的结果列于下述表3之中。
表3.
Figure BDA0003335103490000103
Figure BDA0003335103490000111
参阅上述表3可以看出，在本发明中，实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢的残余奥氏体的体积分数在5.6％-8.3％之间。
在完成针对本发明所述实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢的微观组织观察后，可以进一步地对实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢样品的力学性能进行测试，以得到实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢的力学性能参数，所得的测试结果可以列于下述的表4之中。
相关力学性能测试手段，如下所述：
拉伸试验：在室温下采用SCL233200kN常温拉伸试验机，依据GB/T 228.1 标准进行拉伸性能测试，以测得实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢样品在室温下的抗拉强度和延伸率。
冷弯试验：分别对实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢在室温下进行弯曲测试，以得到对应的结果；在室温下采用YJW—2000电液私服弯曲试验机，依据GB/T 232标准进行弯曲试验；弯曲试验后不使用放大仪器观察，观察试样外表面无可见裂纹，则评定为“合格”。
布氏硬度测试：在室温下采用SCL246布氏硬度试验机，依据GB/T 231.1 标准进行布氏硬度测试。分别对实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢样品的表面位置进行硬度测试，以得到对应实施例的布氏硬度。
在获得实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢样品的布氏硬度后，可以采用自制落锤设备对各实施例的钢板进行同等550J冲击能量打击后，测得钢板表面布氏硬度，以获得增强后的布氏硬度。
冲击试验：在-40℃下采用SCL186750J仪器化冲击试验机，依据GB/T 229 标准进行冲击性能测试。分别对实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢样品的冲击韧性进行测试，以得到对应的冲击功。
表4列出了实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢在表面位置的力学性能测试结果。
表4.
Figure BDA0003335103490000121
注：增强后硬度：采用自制落锤设备对试样钢板进行550J冲击能量打击后测得的钢板表面布氏硬度。
参阅上述表4可以看出，本发明所述的实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢具有十分优异的力学性能，其不但具有高强、高硬、高延伸率等特点，而且具有优异的低温冲击韧性，其抗拉强度在1240-1415MPa之间，其延伸率在 12-15％之间，表面布氏硬度在422-475HBW之间，其在-40℃下的夏比V型纵向冲击功在42-57J之间。
本发明所述的实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢在增强后仍然具有良好的布氏硬度，其采用自制落锤设备对试样钢板进行550J冲击能量打击后，测得的各实施例钢板的增强后的布氏硬度在493-545HBW之间。
相应地，本发明所述的实施例1-8的高强高硬增强型耐磨钢均具有十分优异的冷弯性能，弯曲试验后试样外表面均无可见裂纹，均为“合格”。
综上所述可以看出，本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢通过合理的化学元素成分设计并配合优化工艺，可以获得微观组织为马氏体+贝氏体+残余奥氏体+碳化物的耐磨钢；该高强高硬增强型耐磨钢在具有优异的力学性能(如硬度、强度、延伸率、冲击韧性及一定的耐高温性)的同时，还具有良好的加工性能及使用性。
本发明所述的高强高硬增强型耐磨钢易于加工，其既为常规的机械加工提供了便利，又可以在使用过程中具有优异的强韧性和耐磨性，可以在工程机械耐磨部件上推广应用。
需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。
此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (16)

1.一种高强高硬增强型耐磨钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其特征在于，其还含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.22～0.33％，Si：0.10～1.00％，Mn：0.50～1.80％，Cr：0.80～2.30％，Al：0.010～0.10％，RE：0.01～0.10％，W：0.01～1.0％；以及Mo：0.01～0.80％，Ni：0.01～1.00％，Nb：0.005～0.080％，V：0.01～0.20％，Ti：0.001～0.50％中的至少其中之一。
2.如权利要求1所述的高强高硬增强型耐磨钢，其特征在于，其各化学元素质量百分比为：
C：0.22～0.33％，Si：0.10～1.00％，Mn：0.50～1.80％，Cr：0.80～2.30％，Al：0.010～0.10％，RE：0.01～0.10％，W：0.01～1.0％；以及Mo：0.01～0.80％，Ni：0.01～1.00％，Nb：0.005～0.080％，V：0.01～0.20％，Ti：0.001～0.50％中的至少其中之一；余量为Fe和不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的高强高硬增强型耐磨钢，其特征在于，其各化学元素质量百分比满足：C：0.22～0.31％，Si：0.10～0.80％，Mn：1.00～1.80％，Cr：1.10～2.20％，Al：0.010～0.080％。
4.如权利要求1或2所述的高强高硬增强型耐磨钢，其特征在于，其各化学元素质量百分比满足：C：0.23～0.31％，Si：0.15～0.80％，Mn：1.10～1.80％，Cr：1.10～2.00％，Al：0.015～0.075％。
5.如权利要求1或2所述的高强高硬增强型耐磨钢，其特征在于，其各化学元素质量百分比满足：C：0.23～0.30％，Si：0.15～0.65％，Mn：1.15～1.80％，Cr：1.15～2.00％，Al：0.015～0.070％。
6.如权利要求1或2所述的高强高硬增强型耐磨钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.030％，并且/或者S≤0.010％。
7.如权利要求1或2所述的高强高硬增强型耐磨钢，其特征在于，其微观组织为马氏体+贝氏体+残余奥氏体+碳化物。
8.如权利要求1或2所述的高强高硬增强型耐磨钢，其特征在于，其中残余奥氏体的体积分数＞5％，马氏体的体积分数＜90％。
9.如权利要求1或2所述的高强高硬增强型耐磨钢，其特征在于，其布氏硬度为400～500HBW，抗拉强度为1300～1600MPa，延伸率为10～15％，至少-40℃下的夏比V型纵向冲击功＞40J。
10.一种如权利要求1-6中任意一项所述的高强高硬增强型耐磨钢的制造方法，其特征在于，包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)加热；
(3)轧制；
(4)在线淬火：其中初次冷却的开冷温度为：(Ar3’+5)～(Ar3’+50)℃，M90＜终冷温度＜Bs，冷却速度为2～15℃/s；然后再空冷至室温。
11.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，控制板坯加热温度为1030～1230℃，保温1-3小时。
12.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，控制板坯加热温度为1030～1180℃。
13.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制粗轧温度为930～1180℃，精轧温度为870～970℃。
14.如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制粗轧温度为930～1130℃，精轧温度为875～945℃。
15.如权利要求10-14中任意一项所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制粗轧阶段轧制压下率大于35％，精轧阶段轧制压下率大于55％。
16.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，其中初次冷却的开冷温度为：(Ar3’+5)～(Ar3’+45)℃，(M90+5℃)＜终冷温度＜(Bs-15℃)，冷却速度为2～12℃/s。
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