RU2801655C1

RU2801655C1 - Steel for chains of mining equipment and method for its manufacture

Info

Publication number: RU2801655C1
Application number: RU2022123439A
Authority: RU
Inventors: Цзяцян ГАО; Сысинь ЧЖАО; Вэй ВАН; Цзюнь Чжан
Original assignee: Баошань Айрон Энд Стил Ко., Лтд.
Priority date: 2020-02-28
Filing date: 2021-02-23
Publication date: 2023-08-11

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to steel for chains of mining equipment. Steel has a composition, wt.%: C: 0.20-0.28, Si: 0.01-0.40, Mn: 0.50-1.50, P≤ 0.015, S≤ 0.00,2 Cr: 0,30-2,00, Ni: 0.50-2.00, Mo: 0.10-0.80, Cu: 0.01-0.30, Al: 0.01-0.05, Nb: 0.001-0.10, V: 0.001-0.10, N≤0.00018, B≤0.0150, ≤0.0020, the rest is Fe and unavoidable impurities. The coefficient of microalloying elements r_M/N, determined by the expression r_M/N =([Al]/2+[Nb]/7+[V]/4)/[N], is 1.0-9.9.

EFFECT: steel has high strength and the required toughness, elongation and relative deformation and can also resist stress corrosion cracking and have suitable weather resistance, wear resistance and fatigue resistance.

9 cl, 2 dwg, 4 tbl, 7 ex

Description

Область техникиTechnical field

Настоящее изобретение относится к сталям, имеющим высокую прочность, и, в частности, к стали для цепей горнодобывающего оборудования, имеющей высокую прочность и ударную вязкость, и к способу ее изготовления.The present invention relates to steels having high strength, and in particular to a mining equipment chain steel having high strength and toughness, and a method for manufacturing the same.

Уровень техникиState of the art

Сортовую сталь, обладающую высокими прочностью и ударной вязкостью, обычно используют в механизмах и конструкционных элементах с высоким уровнем безопасности. Например, круглозвенные цепи для шахт являются ключевыми быстроизнашивающимися деталями горного оборудования. Поэтому они должны иметь высокую прочность, высокую ударную вязкость, высокую износостойкость, высокую коррозионную стойкость и высокую усталостную стойкость и т.д.Section steel, which has high strength and toughness, is usually used in mechanisms and structural elements with a high level of safety. For example, round link chains for mines are key wearing parts in mining equipment. Therefore, they should have high strength, high toughness, high wear resistance, high corrosion resistance and high fatigue resistance, etc.

Имеется много отечественных и зарубежных исследований сталей, обладающих высокой прочностью и высокой жесткостью. Обычно эти стали изготавливаются с использованием соответствующего химического состава и способов изготовления, таких как процесс контролируемой прокатки и охлаждения или процесс закалки и отпуска. Когда контролируемый процесс прокатки и охлаждения используют для изготовления высокопрочных сталей, это влияет на общую однородность механических свойств сталей, поскольку процессы прокатки и охлаждения трудно контролировать. Когда процесс закалки и отпуска используют для изготовления высокопрочных сталей, упрочняемость сталей может быть улучшена за счет оптимизации содержания легирующих элементов и углерода, чтобы в стали мог образовываться мартенсит в процессе охлаждения. Высокопрочные стали на мартенситной основе имеют высокую плотность дислокаций, что приводит к плохой ударной вязкости. Когда в процессе растяжения появляются небольшие дефекты, такие как микротрещины, эти стали быстро разрушаются, демонстрируя относительно низкую трещиностойкость.There are many domestic and foreign studies of steels with high strength and high rigidity. Typically, these steels are made using appropriate chemistry and manufacturing methods such as a controlled rolling and cooling process or a quenching and tempering process. When a controlled rolling and cooling process is used to make high strength steels, the overall uniformity of the mechanical properties of the steels is affected because the rolling and cooling processes are difficult to control. When the quenching and tempering process is used to make high strength steels, the hardenability of the steels can be improved by optimizing the content of alloying elements and carbon so that martensite can form in the steel during cooling. High-strength martensitic-based steels have a high dislocation density, resulting in poor toughness. When small defects, such as microcracks, appear during the tensile process, these steels quickly fail, showing relatively low fracture toughness.

Легированные Mn-Cr-Ni-Mo стали широко используются в таких областях, как строительная техника, автомобили, мосты и морское оборудование, благодаря их подходящей прочности и ударной вязкости. Как правило, уровень прочности для безопасного использования этих сталей составляет 900~1000 МПа. Применение сталей повышенной прочности позволяет не только облегчить оборудование, но и сэкономить ресурсы. Поэтому легированные стали, обладающие высокой прочностью, являются неизбежной тенденцией будущего развития. Однако по мере увеличения уровня прочности сталей возрастает трудоемкость изготовления, и их склонность к водородному охрупчиванию неизбежно увеличивается. Восприимчивость высокопрочных сталей к замедленному разрушению, вызванному водородом, может быть значительно снижена за счет измельчения микроструктуры, микролегирования, упрочнения границ зерен и добавления легирующих элементов.Mn-Cr-Ni-Mo alloy steels are widely used in fields such as construction machinery, automobiles, bridges and marine equipment due to their suitable strength and toughness. Generally, the strength level for safe use of these steels is 900~1000 MPa. The use of high-strength steels allows not only to lighten the equipment, but also save resources. Therefore, alloy steels with high strength are the inevitable trend of future development. However, as the strength level of steels increases, the complexity of manufacturing increases, and their tendency to hydrogen embrittlement inevitably increases. The susceptibility of high-strength steels to hydrogen-induced delayed fracture can be significantly reduced by microstructure refinement, microalloying, grain boundary hardening, and the addition of alloying elements.

В системах Mn-Cr-Ni-Mo с низким содержанием кремния, раскрытых в последнем национальном стандарте GB/T 10560-2017 («Стали для сварных круглозвенных цепей для шахт»), самый высокий уровень прочности сталей для круглозвенных цепей горнодобывающего оборудования составляет 1180 МПа. Механические свойства цепных сталей после закалки и отпуска (закалка при 880°С и отпуск при 430°С) следующие: предел текучести R_eL≥1060 МПа, предел прочности при растяжении R_m≥1180 МПа, относительное удлинение А≥10%, относительная деформация Z≥50%, ударная вязкость по Шарпи A_kV≥60 Дж. Механические свойства цепных сталей наивысшего класса прочности, используемых в горнодобывающем оборудовании Китая, после закалки и отпуска (закалка при 880°С и отпуск при 400°С) следующие: предел текучести ReL≥980 МПа, предел прочности при растяжении Rm≥1180 МПа, удлинение A≥10%, относительная деформация Z≥50%, ударная вязкость по Шарпи A_kU≥40 Дж.In low-silicon Mn-Cr-Ni-Mo systems disclosed in the latest national standard GB/T 10560-2017 (Steels for Welded Round Link Chain for Mine), the highest strength level of steels for round link chains in mining equipment is 1180 MPa . The mechanical properties of chain steels after quenching and tempering (quenching at 880°C and tempering at 430°C) are as follows: yield strength R _eL ≥1060 MPa, tensile strength R _m ≥1180 MPa, relative elongation A≥10%, relative deformation Z≥50%, Charpy impact strength A _kV ≥60J. ReL≥980 MPa, tensile strength Rm≥1180 MPa, elongation A≥10%, relative strain Z≥50%, Charpy impact strength A _kU ≥40 J.

Во влажных шахтах стальные цепи из сплава Mn-Cr-Ni-Mo подвергаются большим нагрузкам и динамическим ударам, а также подвержены коррозии под напряжением. В некоторых тяжелых случаях эти цепи становятся очень хрупкими и легко рвутся, что может привести к огромным экономическим потерям и даже несчастным случаям.In wet mines, Mn-Cr-Ni-Mo alloy steel chains are subjected to heavy loads and dynamic shocks, as well as stress corrosion. In some severe cases, these chains become very brittle and break easily, which can lead to huge economic losses and even accidents.

КРАТКОЕ ИЗЛОЖЕНИЕ СУЩЕСТВА ИЗОБРЕТЕНИЯSUMMARY OF THE INVENTION

Задачей настоящего изобретения является создание стали для цепи горнодобывающего оборудования и способа ее изготовления. Цепная сталь имеет подходящую ударную жесткость, подходящие удлинение и относительную деформацию. Сталь может выдерживать коррозионное растрескивание под напряжением и обладает подходящими атмосферостойкостью, износостойкостью и сопротивлением усталости. Поэтому сталь можно использовать в сценариях, где требуются стали с высокой прочностью и жесткостью, например, в строительной технике и морской технике.The object of the present invention is to provide a steel for a chain of mining equipment and a method for its manufacture. Chain steel has suitable impact hardness, suitable elongation and relative deformation. The steel can withstand stress corrosion cracking and has suitable weather resistance, wear resistance and fatigue resistance. Therefore, the steel can be used in scenarios where steels with high strength and stiffness are required, such as in construction machinery and marine engineering.

Для достижения вышеуказанной задачи настоящее изобретение предлагает следующие технические решения.In order to achieve the above object, the present invention provides the following technical solutions.

Сталь для цепи горнодобывающего оборудования, включающая в массовых процентах: C: 0,20~0,28%, Si: 0,01~0,40%, Mn: 0,50 ~ 1,50%, P≤0,015%, S≤0,005%, Cr: 0,30 ~ 2,00%, Ni: 0,50 ~ 2,00%, Mo: 0,10 ~ 0,80%, Cu: 0,01 ~ 0,30%, Al: 0,01 ~ 0,05%, Nb: 0,001 ~ 0,10%, V: 0,001 ~ 0,10%, H≤0,00018%, N≤0,0150%, O≤0,0020%, остальное Fe и неизбежные примеси; иSteel for mining equipment chain, including mass percent: C: 0.20~0.28%, Si: 0.01~0.40%, Mn: 0.50~1.50%, P≤0.015%, S ≤0.005%, Cr: 0.30~2.00%, Ni: 0.50~2.00%, Mo: 0.10~0.80%, Cu: 0.01~0.30%, Al: 0.01~0.05%, Nb: 0.001~0.10%, V: 0.001~0.10%, H≤0.00018%, N≤0.0150%, O≤0.0020%, rest Fe and inevitable impurities; And

имеющая коэффициент r_M/N для микролегирующих элементов в диапазоне 1,0 ~ 9,9, гдеhaving a coefficient r _M/N for microalloying elements in the range of 1.0 ~ 9.9, where

включающая следующие микроэлементы: As≤0,05%, Pb≤0,05%, Sn≤0,02%, Sb≤0,01%, Bi≤0,01% и имеющая коэффициент вредных элементов J_H ≤500, при этомincluding the following trace elements: As ≤ 0.05%, Pb ≤ 0.05%, Sn ≤ 0.02%, Sb ≤ 0.01%, Bi ≤ 0.01% and having a coefficient of harmful elements J _H ≤ 500, while

Следует отметить, что [Al], [Nb], [V], [N] и т.д. в формулах настоящего изобретения представляют массовое процентное содержание соответствующих элементов в стали. Заменяют в формуле [Al], [Nb], [V], [N] и т.д. значениями до знака процента при выполнении расчетов. Например, содержание Al в примере 1 составляет 0,020%, тогда следует заменить [Al] в формуле на 0,020 вместо 0,00020. Замены других элементов аналогичны.It should be noted that [Al], [Nb], [V], [N], etc. in the formulas of the present invention represent the weight percentage of the respective elements in the steel. Substitute in the formula [Al], [Nb], [V], [N], etc. values up to the percent sign when performing calculations. For example, the Al content in Example 1 is 0.020%, then [Al] in the formula should be replaced by 0.020 instead of 0.00020. The substitutions for other elements are similar.

Предпочтительно в случае указанных неизбежных примесей B≤0,0010%, Ti≤0,003%, Ca≤0,005%.Preferably, in the case of said unavoidable impurities, B≤0.0010%, Ti≤0.003%, Ca≤0.005%.

Микроструктуры стали для цепи горнодобывающего оборудования в соответствии с настоящим изобретением представляют собой мартенсит отпуска, бейнит и остаточный аустенит, где объемный процент бейнита составляет 10% или менее.The microstructures of the steel for the mining equipment chain according to the present invention are tempered martensite, bainite and retained austenite, where the volume percentage of bainite is 10% or less.

Сталь для цепей горнодобывающего оборудования по настоящему изобретению имеет предел текучести R_p0,2≥1000 МПа, предел прочности при растяжении R_m≥1200 МПа, относительное удлинение A≥12%, относительную деформацию Z≥50%, ударную вязкость по Шарпи A_kv≥ 60 Дж, коэффициент водородного охрупчивания η(Z)≤15%.The mining equipment chain steel of the present invention has a yield strength R _p0.2 ≥1000 MPa, a tensile strength R _m ≥1200 MPa, an elongation A ≥ 12%, a relative strain Z ≥ 50%, a Charpy impact strength A _kv ≥ 60 J, hydrogen embrittlement coefficient η(Z)≤15%.

В составе указанной цепной стали по настоящему изобретению:In the composition of the specified chain steel according to the present invention:

C может улучшить упрочняемость стали, так что структуры фазового превращения с высокой твердостью могут быть сформированы в стали в процессе закалки и охлаждения. Увеличение содержания С увеличит долю твердой фазы и, таким образом, повысит твердость стали, но приведет к снижению ударной вязкости. Если содержание С слишком низкое, содержание структур фазового превращения, таких как мартенсит и бейнит, будет низким, и невозможно будет получить сталь с высоким пределом прочности при растяжении. В настоящем изобретении содержание С составляет 0,20 ~ 0,28%.C can improve the hardenability of the steel, so that high hardness phase transformation structures can be formed in the steel during the quenching and cooling process. Increasing the C content will increase the solids content and thus increase the hardness of the steel, but will result in a decrease in toughness. If the C content is too low, the content of phase transformation structures such as martensite and bainite will be low, and it will not be possible to obtain high tensile strength steel. In the present invention, the C content is 0.20~0.28%.

Si полезен для повышения прочности стали. Соответствующее количество Si может предотвратить образование крупных карбидов во время отпуска. Но высокое содержание Si снижает ударную вязкость стали. В настоящем изобретении принята система выбора состава с низким содержанием кремния, и содержание кремния установлено на уровне 0,01 ~ 0,40%.Si is useful for increasing the strength of steel. An appropriate amount of Si can prevent the formation of coarse carbides during tempering. But a high Si content reduces the toughness of the steel. In the present invention, the low silicon composition selection system is adopted, and the silicon content is set at 0.01~0.40%.

Mn в основном присутствует в виде твердого раствора в стали. Это может улучшить упрочняемость стали и сформировать структуры низкотемпературного фазового превращения с высокой прочностью во время закалки. Поэтому может быть получена сталь с подходящей износостойкостью. Если содержание Mn слишком высокое, будет образовываться много остаточного аустенита, что приведет к снижению предела текучести стали и легко приведет к осевой ликвации в стали. В настоящем изобретении содержание Mn составляет 0,50 ~ 1,50%.Mn is mainly present as a solid solution in steel. This can improve the hardenability of the steel and form low-temperature phase transformation structures with high strength during quenching. Therefore, steel with suitable wear resistance can be obtained. If the Mn content is too high, a lot of retained austenite will be generated, resulting in a decrease in the yield strength of the steel, and will easily lead to center segregation in the steel. In the present invention, the Mn content is 0.50~1.50%.

Сегрегация P на границах зерен в стали снижает энергию связи границ зерен и ухудшает ударную вязкость стали. В настоящем изобретении содержание Р составляет 0,015% или менее. Сера будет выделяться в стали и образовывать множество сульфидных включений, что приведет к снижению ударопрочности. В настоящем изобретении содержание S составляет 0,005% или менее.Segregation of P at grain boundaries in steel reduces the grain boundary binding energy and degrades the toughness of the steel. In the present invention, the P content is 0.015% or less. Sulfur will precipitate in the steel and form a lot of sulfide inclusions, which will lead to a decrease in impact resistance. In the present invention, the S content is 0.005% or less.

Cr может улучшить упрочняемость стали. Он также может образовывать упрочненные мартенситные структуры, что приводит к повышению прочности стали. Если содержание Cr слишком высокое, будут образовываться крупнозернистые карбиды, что снизит ударную вязкость. В настоящем изобретении содержание Cr составляет 0,30 ~ 2,00%.Cr can improve the hardenability of steel. It can also form hardened martensitic structures resulting in increased strength of the steel. If the Cr content is too high, coarse-grained carbides will be formed, which will lower the toughness. In the present invention, the Cr content is 0.30~2.00%.

Ni существует в виде твердого раствора в стали, что может улучшить ударные характеристики стали при низких температурах. Однако чрезмерно высокое содержание Ni приведет к чрезмерно высокому содержанию остаточного аустенита в стали, что приведет к снижению прочности стали. В настоящем изобретении содержание Ni составляет 0,50 ~ 2,00%.Ni exists as a solid solution in steel, which can improve the impact performance of steel at low temperatures. However, an excessively high content of Ni will result in an excessively high content of retained austenite in the steel, resulting in a decrease in the strength of the steel. In the present invention, the Ni content is 0.50~2.00%.

Мо может быть растворен в виде твердого раствора в стали и помогает улучшить упрочняемость и прочность стали. Мо будет образовывать мелкие карбиды, когда проводят отпуск стали при высокой температуре, что может еще больше увеличить прочность стали. Учитывая стоимость дорогого металла Мо, в настоящем изобретении содержание Мо установлено на уровне 0,10 ~ 0,80%.Mo can be dissolved as a solid solution in the steel and helps to improve the hardenability and strength of the steel. Mo will form small carbides when the steel is tempered at high temperature, which can further increase the strength of the steel. Considering the cost of expensive Mo metal, in the present invention, the content of Mo is set at 0.10~0.80%.

Cu может улучшить прочность и коррозионную стойкость стали. Если содержание Cu слишком велико, Cu будет накапливаться на границах зерен при нагреве, что приведет к ослаблению границ зерен и последующему растрескиванию стали. В настоящем изобретении содержание меди составляет 0,01 ~ 0,30%.Cu can improve the strength and corrosion resistance of steel. If the Cu content is too high, Cu will accumulate at the grain boundaries when heated, resulting in weakening of the grain boundaries and subsequent cracking of the steel. In the present invention, the copper content is 0.01~0.30%.

Al образует в стали мелкие выделения AlN, которые могут препятствовать росту аустенитных зерен. Если содержание Al слишком высокое, будут образовываться крупные оксиды Al, эти крупные и твердые включения приведут к снижению ударной вязкости и усталостных свойств стали. В настоящем изобретении содержание алюминия составляет 0,01 ~ 0,05%.Al forms small precipitates of AlN in the steel, which can prevent the growth of austenite grains. If the Al content is too high, large Al oxides will be formed, these large and hard inclusions will lead to a decrease in toughness and fatigue properties of the steel. In the present invention, the aluminum content is 0.01~0.05%.

Nb добавляется в сталь для формирования мелких выделений, которые могут препятствовать рекристаллизации стали и измельчать зерна. Если содержание Nb слишком высокое, во время плавки будут образовываться крупные частицы NbC, что снизит ударную вязкость стали. Измельчение зерна играет важную роль в улучшении механических свойств стали, особенно прочности и ударной вязкости. В то же время измельчение зерна также помогает снизить склонность стали к водородному охрупчиванию. В настоящем изобретении содержание Nb составляет 0,001 ~ 0,10%.Nb is added to steel to form fine precipitates that can prevent the steel from recrystallizing and refine the grains. If the Nb content is too high, coarse NbC particles will form during melting, which will reduce the toughness of the steel. Grain refinement plays an important role in improving the mechanical properties of steel, especially strength and toughness. At the same time, grain refinement also helps to reduce the steel's tendency to hydrogen embrittlement. In the present invention, the Nb content is 0.001~0.10%.

V может образовывать выделения с C или N в стали с повышением прочности стали. Если содержание C и V слишком высокое, будут образовываться крупные частицы VC. В настоящем изобретении содержание V составляет 0,001 ~ 0,10%.V can form precipitates with C or N in the steel to increase the strength of the steel. If the content of C and V is too high, large VC particles will form. In the present invention, the V content is 0.001~0.10%.

При добавлении Ti в сталь могут образовываться мелкие выделения. Но если содержание Ti слишком высокое, во время плавки будут образовываться крупные частицы TiN с краями и углами, что снижает ударную вязкость стали. В настоящем изобретении содержание Ti составляет 0,003% или менее.When Ti is added to steel, small precipitates can form. But if the Ti content is too high, large TiN particles with edges and corners will be formed during melting, which reduces the toughness of the steel. In the present invention, the Ti content is 0.003% or less.

Поскольку элемент В склонен к сегрегации, содержание В ограничено 0,0010% или менее.Since the B element tends to segregate, the B content is limited to 0.0010% or less.

Добавление элемента Ca в сталь может улучшить размер и морфологию сульфидных включений и избежать ухудшения ударной вязкости. Однако элемент Ca легко образует включения и влияет на усталостные характеристики конечного продукта. Содержание Ca контролируют на уровне 0,005% или менее.The addition of the element Ca to steel can improve the size and morphology of sulfide inclusions and avoid deterioration in toughness. However, Ca easily forms inclusions and affects the fatigue performance of the final product. The Ca content is controlled at 0.005% or less.

N представляет собой тип междоузельных атомов, а также элемент для образования выделений MX-типа. Чтобы избежать обогащения стали элементом N, в настоящем изобретении содержание N устанавливается равным 0,015% или менее. Отношение содержания микролегирующих элементов Al, Nb и V к содержанию N должно контролироваться, поэтому коэффициент микролегирующих элементов определяется как r_M/N, где r_M/N составляет 1,0 ~ 9,9, иN is a type of interstitial atoms, as well as an element for the formation of precipitates of the MX type. In order to avoid enriching the steel with N element, in the present invention, the N content is set to 0.015% or less. The ratio of Al, Nb and V microalloying elements to N content must be controlled, so the microalloying element ratio is defined as r _M/N , where r _M/N is 1.0 ~ 9.9, and

Коэффициент микролегирующих элементов связан с наноразмерными выделениями. Высокий коэффициент микролегирующих элементов приведет к наличию в стали крупных выделений, что не может обеспечить эффект дисперсионного упрочнения. Кроме того, высокий коэффициент микролегирующих элементов приведет к неблагоприятным эффектам, аналогично действию включений, что приведет к снижению усталостной прочности. Низкий коэффициент микролегирующих элементов приведет к малому количеству выделений, что не может обеспечить эффект дисперсионного упрочнения. Предпочтительно коэффициент r_M/N микролегирующих элементов составляет 1,0 ~ 6,0.The coefficient of microalloying elements is associated with nanosized precipitates. A high coefficient of microalloying elements will lead to the presence of large precipitates in the steel, which cannot provide the effect of dispersion strengthening. In addition, a high ratio of microalloying elements will lead to adverse effects, similar to the action of inclusions, which will lead to a decrease in fatigue strength. A low coefficient of microalloying elements will lead to a small amount of precipitation, which cannot provide the effect of precipitation strengthening. Preferably, the r _M/N ratio of microalloying elements is 1.0 ~ 6.0.

Примеси таких элементов, как Sn, Sb, As, Bi и Pb, сегрегируются по границам зерен при температуре отпуска, что приводит к ослаблению силы межкристаллитной связи. Mn и Si могут способствовать сегрегации этих вредных элементов и, таким образом, увеличивать охрупчивание стали. Кроме того, Sn, Sb, As, Bi и Pb вредны для окружающей среды, в настоящем изобретении содержание этих элементов установлено следующим образом: As≤0,05%, Pb≤0,05%, Sn≤0,02%, Sb ≤0,01% и Bi≤0,01%. С учетом влияния Р коэффициент J_H вредных элементов поставляет ≤500, иImpurities of elements such as Sn, Sb, As, Bi, and Pb segregate along the grain boundaries at the tempering temperature, which leads to a weakening of the intergranular bond strength. Mn and Si can contribute to the segregation of these harmful elements and thus increase the embrittlement of the steel. In addition, Sn, Sb, As, Bi and Pb are harmful to the environment, in the present invention, the content of these elements is set as follows: As≤0.05%, Pb≤0.05%, Sn≤0.02%, Sb≤ 0.01% and Bi≤0.01%. Taking into account the influence of P, the coefficient J _H of harmful elements delivers ≤500, and

H будет накапливаться на дефектах стали. В стали с пределом прочности при растяжении более 1000 МПа может произойти замедленное разрушение, вызванное водородом. В настоящем изобретении предел прочности при растяжении превышает 1200 МПа, и содержание Н должно поддерживаться на уровне 0,00018% или менее. N образует в стали нитриды или карбонитриды, что способствует измельчению аустенитных зерен. Но высокое содержание N приводит к образованию крупных частиц, которые не будут способствовать измельчению зерен. Кроме того, N является межузельным атомом и будет накапливаться на границах зерен, что приведет к снижению ударной вязкости. В настоящем изобретении содержание N поддерживается на уровне 0,0150% или менее. O и Al в стали образуют оксиды и сложные оксиды и т.д. Для обеспечения однородности структуры стали, низкотемпературной ударной вязкости и усталостных характеристик стали в настоящем изобретении контролируется содержание O около 0,0020% или менее.H will accumulate on steel defects. In steel with a tensile strength greater than 1000 MPa, hydrogen-induced delayed fracture may occur. In the present invention, the tensile strength exceeds 1200 MPa, and the H content must be maintained at 0.00018% or less. N forms nitrides or carbonitrides in steel, which contributes to the refinement of austenite grains. But a high N content leads to the formation of large particles, which will not contribute to the refinement of the grains. In addition, N is an interstitial atom and will accumulate at grain boundaries, resulting in a decrease in toughness. In the present invention, the N content is maintained at 0.0150% or less. O and Al in steel form oxides and complex oxides, etc. In order to ensure the uniformity of the steel structure, low temperature toughness, and fatigue performance of the steel, the present invention controls the O content to be about 0.0020% or less.

Кроме того, чтобы удовлетворить требования к сварке стали для цепей горнодобывающего оборудования, углеродный эквивалент Ceq стали должен поддерживаться на уровне 0,80 или ниже, при этомIn addition, in order to meet the steel welding requirements for mining equipment chains, the carbon equivalent Ceq of the steel must be maintained at 0.80 or lower, while

С целью дополнительного обеспечения атмосферостойкости стали для цепей горнодобывающего оборудования и повышения стойкости к коррозионному растрескиванию под напряжением индекс I стойкости к атмосферной коррозии составляет 7,0 и более, при этомIn order to further provide the weather resistance of steel for mining equipment chains and improve the resistance to stress corrosion cracking, the atmospheric corrosion resistance index I is 7.0 or more, while

Микроструктуры стали для цепи горнодобывающего оборудования по настоящему изобретению представляют собой мартенсит отпуска, бейнит и остаточный аустенит.The microstructures of the steel for the mining equipment chain of the present invention are tempered martensite, bainite and retained austenite.

Принято считать, что склонность к водородному охрупчиванию различных микроструктур составляет ряд в порядке убывания: исходный мартенсит>мартенсит отпуска (отпущенный при низкой температуре)>мартенсит отпуска с исходной ориентировкой мартенсита>бейнит>мартенсит отпуска (отпущенный при высокой температуре). Стали для цепей известного уровня техники имеют мартенситные структуры, подвергнутые низкотемпературному отпуску. Однако за счет применения химического состава, разработанного в соответствии с настоящим изобретением, и полного использования влияния легирующих элементов и микролегирующих элементов на фазовое превращение и микроструктуры сложные микроструктуры мартенсита отпуска, небольшого количества бейнита и остаточного аустенита образуются после термических обработок в виде закалки и отпуска. В то же время необходимо контролировать содержание C, P, S, N, O и H, чтобы обеспечить прочность, ударную вязкость, удлинение и пластичность стали. Поэтому можно изготавливать стали для цепей горнодобывающего оборудования, обладающие сверхвысокой прочностью и ударной вязкостью, а также высокой пластичностью. Эти стали для цепей обладают подходящей атмосферостойкостью, подходящей износостойкостью, подходящей стойкостью к коррозии под напряжением и подходящей усталостной прочностью.It is generally accepted that the tendency to hydrogen embrittlement of various microstructures is a series in descending order: initial martensite> tempered martensite (tempered at low temperature)> tempered martensite with initial martensite orientation> bainite> tempered martensite (tempered at high temperature). Prior art chain steels have low temperature tempered martensitic structures. However, by applying the chemistry developed in accordance with the present invention and fully exploiting the influence of alloying elements and microalloying elements on phase transformation and microstructure, complex microstructures of tempered martensite, a small amount of bainite and retained austenite are formed after heat treatments in the form of quenching and tempering. At the same time, it is necessary to control the content of C, P, S, N, O and H to ensure the strength, toughness, elongation and ductility of the steel. Therefore, it is possible to produce steels for mining equipment chains with ultra-high strength and toughness, as well as high ductility. These chain steels have suitable weather resistance, suitable wear resistance, suitable stress corrosion resistance and suitable fatigue strength.

Способ изготовления стали для цепей горнодобывающего оборудования по настоящему изобретению включает стадии плавки, литья, нагрева, ковки или прокатки, термообработки закалки и отпуска; при этом в указанном процессе нагрева температура нагрева составляет 1050 ~ 1250°С, время выдержки составляет 3 ~ 24 часа; в указанном процессе ковки или прокатки конечная температура ковки или конечная температура прокатки составляет ≥800°C; при указанной термообработке закалки температура нагрева составляет 850 ~ 1000°С, время выдержки составляет 60 ~ 240 мин, после аустенизации осуществляется закалка в воде; при указанной термообработке отпуска температура отпуска составляет 350 ~ 550°C, время выдержки 60 ~ 240 мин, и после отпуска стальную заготовку охлаждают воздухом или водой.The method for manufacturing chain steel for mining equipment of the present invention includes the steps of melting, casting, heating, forging or rolling, quenching and tempering heat treatment; while in this heating process, the heating temperature is 1050 ~ 1250°C, the holding time is 3 ~ 24 hours; in said forging or rolling process, the forging end temperature or the rolling end temperature is ≥800°C; In the above quenching heat treatment, the heating temperature is 850 ~ 1000°C, the holding time is 60 ~ 240 minutes, after austenization, water quenching is carried out; In the above tempering heat treatment, the tempering temperature is 350 ~ 550°C, the holding time is 60 ~ 240 minutes, and after tempering, the steel billet is cooled with air or water.

Предпочтительно указанная плавка может быть плавкой в электропечи или плавкой в конвертере, и затем расплавленная сталь подвергается рафинированию и вакуумной обработке.Preferably, said melt may be an electric furnace melt or a converter melt, and then the molten steel is subjected to refining and vacuum treatment.

Предпочтительно указанное литье представляет собой литье под давлением или непрерывное литье.Preferably said casting is injection molding or continuous casting.

Предпочтительно в указанном процессе ковки стальную заготовку выковывают непосредственно по размеру конечного продукта; в указанном процессе прокатки стальную заготовку непосредственно прокатывают до размера конечного продукта, или стальную заготовку прокатывают до заданного размера промежуточной заготовки, а затем нагревают и прокатывают до размера конечного продукта, при этом температура нагрева промежуточной заготовки составляет 1050 ~ 1250°C, время выдержки 3 ~ 24 часа.Preferably, in said forging process, the steel billet is forged directly to the size of the final product; In the above rolling process, the steel billet is directly rolled to the size of the final product, or the steel billet is rolled to the specified size of the intermediate billet, and then heated and rolled to the size of the final product, while the heating temperature of the intermediate billet is 1050 ~ 1250°C, the holding time is 3 ~ 24 hours.

Предпочтительно в указанном процессе прокатки стальную заготовку подвергают удалению окалины водой под высоким давлением при выходе из нагревательной печи и затем прокатывают, а после прокатки стальную заготовку охлаждают на воздухе или медленно охлаждают.Preferably, in said rolling process, the steel billet is subjected to high-pressure water descaling at the outlet of the heating furnace and then rolled, and after rolling, the steel billet is air-cooled or slowly cooled.

Сталь для цепей горнодобывающего оборудования по настоящему изобретению имеет предел текучести R_p0,2≥1000 МПа, предел прочности при растяжении R_m≥1200 МПа, относительное удлинение A≥12%, относительная деформация Z≥50%, ударную вязкость по Шарпи A_kv≥ 60 Дж, коэффициент водородного охрупчивания η(Z)≤15%. Этот вид стали обладает подходящей прочностью, подходящей пластичностью, подходящей жесткостью, подходящей атмосферостойкостью и коррозионной стойкостью под напряжением.The mining equipment chain steel of the present invention has a yield strength R _p0.2 ≥1000 MPa, a tensile strength R _m ≥1200 MPa, an elongation A ≥ 12%, a relative strain Z ≥ 50%, a Charpy impact strength A _kv ≥ 60 J, hydrogen embrittlement coefficient η(Z)≤15%. This kind of steel has suitable strength, suitable ductility, suitable stiffness, suitable weather resistance and stress corrosion resistance.

Сталь для цепей горнодобывающего оборудования по настоящему изобретению может использоваться в сценариях, где требуются высокопрочные стальные стержни, в которых размер и диапазон толщины Φ стального стержня составляет 50 ~ 170 мм.The mining equipment chain steel of the present invention can be used in scenarios where high-strength steel bars are required, in which the size and thickness range Φ of the steel bar is 50~170mm.

Сталь для цепей горнодобывающего оборудования с высокой прочностью и жесткостью в настоящем изобретении нагревают до 1050 ~ 1250°C для полной аустенизации. При нагреве карбиды, нитриды и карбонитриды Al, Nb, V и карбиды Cr и Mo могут частично или полностью растворяться в аустените. Во время последующих процессов прокатки/ковки и охлаждения Al, Nb и V образуют мелкие выделения. Mn, Cr и Mo, растворенные в аустените, могут улучшить упрочняемость стали, тем самым повышая твердость и прочность мартенсита. При температуре чистовой прокатки или окончательной ковки ≥800 происходит образование сложных матричных структур из измельченного мартенсита, небольшого количества бейнита и остаточного аустенита, и также мелкодисперсных и диспергированных выделений.The mining equipment chain steel with high strength and rigidity in the present invention is heated to 1050 ~ 1250°C for full austenitization. When heated, carbides, nitrides and carbonitrides of Al, Nb, V and Cr and Mo carbides can partially or completely dissolve in austenite. During subsequent rolling/forging and cooling processes, Al, Nb and V form fine precipitates. Mn, Cr and Mo dissolved in austenite can improve the hardenability of steel, thereby increasing the hardness and strength of martensite. At a finish rolling or final forging temperature of ≥800, complex matrix structures are formed from crushed martensite, a small amount of bainite and residual austenite, and also fine and dispersed precipitates.

После прокатки или ковки сталь нагревают до 850 ~ 1000°С и выдерживают некоторое время и затем осуществляют закалку. В процессе выдержки достигается достаточная аустенизация. При нагреве выделения карбидообразующих элементов, таких как Al, Nb, V, Cr и Mo, частично растворяются, а нерастворившиеся выделения могут закреплять границы зерен и препятствовать укрупнению аустенита (размер зерна аустенита ≥6 класс). В процессе закалки и охлаждения легирующие элементы, растворенные в аустените, придают стали высокую прочность и подходящую ударную вязкость. Закаленная сталь подвергается термической обработке отпуска при 350 ~ 550°С.Al, Nb, V, Cr и Mo образуют мелкие выделения с C и N, что улучшает соответствие прочности стали и пластической ударной вязкости. В диапазоне температур закалки и отпуска в настоящем изобретении можно гарантировать, что сталь имеет подходящую прочность и пластичность, а также подходящую ударную вязкость, что пригодно для обработки и применения стальных стержней. Например, для изготовления цепей горнодобывающего оборудования, обладающих подходящими характеристиками, путем ковки или сварки.After rolling or forging, the steel is heated to 850 ~ 1000°C and held for a while, and then quenched. Sufficient austenitization is achieved during holding. When heated, precipitates of carbide-forming elements such as Al, Nb, V, Cr, and Mo partially dissolve, and undissolved precipitates can fix grain boundaries and prevent coarsening of austenite (austenite grain size ≥6 class). During the quenching and cooling process, the alloying elements dissolved in the austenite give the steel high strength and suitable toughness. The hardened steel is subjected to tempering heat treatment at 350 ~ 550°C. Al, Nb, V, Cr and Mo form fine precipitates with C and N, which improves the consistency of steel strength and plastic toughness. In the quenching and tempering temperature range of the present invention, it can be ensured that the steel has suitable strength and ductility as well as suitable toughness, which is suitable for processing and application of steel rods. For example, for the manufacture of mining equipment chains with suitable characteristics by forging or welding.

Настоящее изобретение сравнивается с известным уровнем техники следующим образом:The present invention is compared with the prior art as follows:

US006146583 раскрывает состав легированной стали и цепных изделий, изготовленных из такой легированной стали, где компоненты стали составляют: C: 0,15 ~ 0,28%, Cr: 0,2 ~ 1,0%, Mo: 0,1 ~ 1,0%, Ni: 0,3. ~ 1,5%, V: 0,05 ~ 0,2%, остальное Fe и неизбежные примеси. Прочность стали может достигать 800 МПа, сталь обладает коррозионной стойкостью под напряжением. Цепи, обладающие высокой прочностью и жесткостью, могут быть получены штамповкой, сваркой и термической обработкой.US006146583 discloses the composition of alloy steel and chain products made from such alloy steel, where the steel components are: C: 0.15~0.28%, Cr: 0.2~1.0%, Mo: 0.1~1, 0%, Ni: 0.3. ~ 1.5%, V: 0.05 ~ 0.2%, the rest is Fe and unavoidable impurities. The strength of the steel can reach 800MPa, the steel has stress corrosion resistance. Chains with high strength and stiffness can be obtained by stamping, welding and heat treatment.

По сравнению с этим патентом США в настоящем изобретении используется различное содержание меди в составе и оптимизируется содержание C, N и содержание легирующих элементов, таких как Mn, Cr, Ni, Mo, и содержание микролегирующих элементов, таких как Al, V и Nb. В настоящем изобретении используется подбор композиции, включающей элементы C, Ni и Cu, и оптимизируется содержание Mn, Cr и Mo, и, таким образом, могут формироваться сложные микроструктуры мартенсита отпуска, небольшого количества бейнита и остаточного аустенита. Кроме того, механические свойства стали по настоящему изобретению явно лучше, чем у стали по патенту США.Compared with this US patent, the present invention uses a different content of copper in the composition and optimizes the content of C, N and the content of alloying elements such as Mn, Cr, Ni, Mo, and the content of microalloying elements such as Al, V and Nb. The present invention adopts composition selection including C, Ni and Cu elements, and optimizes the content of Mn, Cr and Mo, and thus complex microstructures of temper martensite, a small amount of bainite and retained austenite can be formed. In addition, the mechanical properties of the steel of the present invention are clearly superior to those of the US patent steel.

В CN103276303A описана высокопрочная сталь для цепи горнодобывающего оборудования и способ ее изготовления. Компонентами цепной стали являются: C: 0,21 ~ 0,25%, Mn: 0,20 ~ 0,25%, Si: 0,15 ~ 0,35%, Cr: 0,40 ~ 0,65%, Ni: 0,60 ~ 0,70%, Cu: 0,07 ~ 0,15%, Alt: 0,02 ~ 0,05%, N≤0,012%, S≤0,015%, P≤0,015%, остальное Fe. Способ изготовления включает: процесс плавки в электропечи или конвертере, процесс внепечного рафинирования, процесс непрерывной разливки заготовок, процесс нагрева и прокатки для получения прямых прутков толщиной Φ 20 ~ 50 мм, и высокопрочную сталь для цепи горнодобывающего оборудования можно получить после отжига.CN103276303A describes high-strength steel for mining equipment chain and its manufacturing method. Chain steel components are: C: 0.21~0.25%, Mn: 0.20~0.25%, Si: 0.15~0.35%, Cr: 0.40~0.65%, Ni : 0.60 ~ 0.70%, Cu: 0.07 ~ 0.15%, Alt: 0.02 ~ 0.05%, N≤0.012%, S≤0.015%, P≤0.015%, the rest is Fe. The manufacturing method includes: electric furnace or converter smelting process, out-of-furnace refining process, billet continuous casting process, heating and rolling process to obtain straight bars with a thickness of Φ 20 ~ 50mm, and high-strength steel for mining equipment chain can be obtained after annealing.

По сравнению с этим патентом CN содержание Cr, Mn, Ni и Mo в стали по настоящему изобретению совершенно другое. Кроме того, настоящее изобретение оптимизирует содержание C, Cu, Al, Nb и V и ограничивает содержание N и Ca. При использовании содержания легирующих элементов, описанных в настоящем изобретении, формируются микроструктуры мартенсита отпуска и остаточного аустенита, и стали демонстрируют механические свойства с высокой прочностью и ударной вязкостью. Высокопрочная сталь, имеющая предел прочности при растяжении более 1000 МПа, будет адсорбировать H из окружающей среды, тем самым вызывая замедленное растрескивание стали. Высокопрочные стальные стержни большого диаметра более чувствительны к водороду. Поэтому в настоящем изобретении контролируется содержание H в стали, но в заявке на патент Китая такое требование отсутствует.Таким образом, стойкость к коррозии под напряжением и стойкость к замедленному растрескиванию стали по настоящему изобретению выше, чем у стали по заявке на патент Китая. Этот патент используется для изготовления прямых стержней Φ20 ~ 50 мм, в то время как настоящее изобретение может быть использовано для изготовления стальных стержней Φ50 ~ 170 мм, способ настоящего изобретения имеет более широкое применение и может использоваться для изготовления сталей с более толстыми заготовками. Настоящее изобретение полностью отличается от вышеупомянутого патента в техническом плане с точки зрения состава, организации и схемы процесса. В настоящем изобретении сталь имеет предел прочности при растяжении R_m≥1200 МПа, предел текучести R_p0,2≥1000 МПа и ударную вязкость A_kv≥60 Дж. Класс прочности стали по настоящему изобретению выше, чем у стали в вышеупомянутом патенте. Сталь по настоящему изобретению обладает подходящей ударной вязкостью и стойкостью к коррозионному растрескиванию под напряжением.Compared with this CN patent, the content of Cr, Mn, Ni and Mo in the steel of the present invention is completely different. In addition, the present invention optimizes the content of C, Cu, Al, Nb and V and limits the content of N and Ca. By using the content of alloying elements described in the present invention, tempered martensite and retained austenite microstructures are formed, and the steels exhibit mechanical properties with high strength and toughness. High-strength steel having a tensile strength of more than 1000 MPa will adsorb H from the environment, thereby causing delayed cracking of the steel. Large diameter high strength steel rods are more sensitive to hydrogen. Therefore, in the present invention, the content of H in the steel is controlled, but there is no such requirement in the Chinese patent application. Thus, the stress corrosion resistance and the delayed cracking resistance of the steel of the present invention are higher than those of the steel of the Chinese patent application. This patent is used to make Φ20~50mm straight bars, while the present invention can be used to make Φ50~170mm steel bars, the method of the present invention is more widely applicable and can be used to make steels with thicker workpieces. The present invention is completely different from the aforementioned patent in technical terms in terms of composition, organization and process scheme. In the present invention, the steel has a tensile strength R _m ≥1200 MPa, a yield strength R _p0.2 ≥1000 MPa, and an impact strength A _kv ≥60 J. The strength class of the steel of the present invention is higher than that of the steel in the above-mentioned patent. The steel of the present invention has suitable toughness and resistance to stress corrosion cracking.

К преимуществам настоящего изобретения относятся:The advantages of the present invention include:

1. В настоящем изобретении разработана сталь, обладающая высокой прочностью и жесткостью, за счет сочетания рационального выбора химических компонентов и оптимизированных процессов. После прокатки или ковки закаленный стальной стержень подвергают термической обработке отпуска для формирования структуры из отпущенного мартенсита, небольшого количества бейнита и остаточного аустенита. Также образуются мелкие и дисперсные выделения.1. The present invention has developed a steel with high strength and toughness by combining rational selection of chemical components and optimized processes. After rolling or forging, the quenched steel bar is subjected to a tempering heat treatment to form a structure of tempered martensite, a small amount of bainite, and retained austenite. Small and dispersed secretions are also formed.

2. Состав и процесс изготовления стали допустимы и с широким технологическим окном. Сталь может изготавливаться серийно на линиях по производству стального прутка или высокоскоростного производства проволоки.2. The composition and manufacturing process of the steel is acceptable even with a wide technological window. Steel can be mass-produced on steel bar production lines or high-speed wire production lines.

3. Сталь по настоящему изобретению имеет предел текучести R_p0,2≥1000 МПа, предел прочности при растяжении R_m≥1200 МПа, относительное удлинение A≥12%, относительная деформация Z≥50% и ударную работу по Шарпи A_kv≥ 60 Дж.3. The steel of the present invention has a yield strength R _p0.2 ≥1000 MPa, a tensile strength R _m ≥1200 MPa, an elongation A ≥ 12%, a relative strain Z ≥ 50%, and a Charpy impact work A _kv ≥ 60 J .

В области машиностроения изменение удлинения в условиях окружающей среды обычно используется для отражения склонности к коррозии под напряжением. В настоящем изобретении образцы круглого сечения изготавливают в соответствии с требованиями DNV (DET NORSKE VERITAS) в отношении подверженности водородному охрупчиванию и в соответствии с GB/T 2975-2018 «Сталь и изделия из стали. Расположение и подготовка образцов и опытных образцов для механических испытаний», при этом диаметр образцов составляет 10 мм. Испытание на растяжение проводится в соответствии с национальным стандартом GB/T 228.1, скорость деформации составляет ≤0,0003/с, и таким образом получается относительная деформация Z. Коэффициент водородного охрупчивания η(Z) определяют для оценки коррозионной стойкости стали под напряжением:In the mechanical engineering field, the change in elongation under ambient conditions is commonly used to reflect the tendency to stress corrosion. In the present invention, round specimens are made in accordance with the requirements of DNV (DET NORSKE VERITAS) regarding susceptibility to hydrogen embrittlement and in accordance with GB/T 2975-2018 “Steel and steel products. Arrangement and preparation of samples and prototypes for mechanical tests”, while the diameter of the samples is 10 mm. The tensile test is carried out in accordance with the national standard GB/T 228.1, the strain rate is ≤0.0003/s, and thus the relative strain Z is obtained. The hydrogen embrittlement coefficient η(Z) is determined to evaluate the corrosion resistance of steel under stress:

где Z₁ - относительная деформация круглой стали при испытании на растяжение после обжига дегидрирования при 250°С в течение 2 ч;where Z ₁ - relative deformation of the round steel in the tensile test after firing dehydrogenation at 250°C for 2 h;

Z₂ - относительная деформация круглой стали при испытании на растяжение.Z ₂ - relative deformation of round steel during tensile testing.

Небольшой коэффициент водородного охрупчивания η(Z) свидетельствует о небольшой склонности к коррозии под напряжением. Коэффициент водородного охрупчивания η(Z) стали по изобретению составляет 15% или менее, что указывает на то, что сталь обладает подходящей коррозионной стойкостью под напряжением.The low hydrogen embrittlement coefficient η(Z) indicates a low tendency to stress corrosion. The hydrogen embrittlement ratio η(Z) of the steel of the invention is 15% or less, indicating that the steel has suitable stress corrosion resistance.

Краткое описание чертежейBrief description of the drawings

Фиг. 1 представляет фотографию металлографической микроструктуры круглой стали примера 2 по настоящему изобретению (увеличение в 500 раз);Fig. 1 is a photograph of the metallographic microstructure of the round steel of example 2 of the present invention (500 times magnification);

Фиг. 2 представляет фотографию металлографической микроструктуры звеньев цепи примера 2 по настоящему изобретению (увеличение в 500 раз).Fig. 2 is a photograph of the metallographic microstructure of the chain links of Example 2 of the present invention (500x magnification).

Осуществление изобретенияImplementation of the invention

Настоящее изобретение дополнительно описано ниже со ссылкой на прилагаемые чертежи и осуществления. Осуществления используются только для иллюстрации настоящего изобретения, но не для ограничения настоящего изобретения.The present invention is further described below with reference to the accompanying drawings and implementation. Implementations are used only to illustrate the present invention, but not to limit the present invention.

Химические компоненты круглых сталей из примеров по настоящему изобретению и сравнительных примеров показаны в таблице 1. Коэффициенты компонентов сталей, обладающих высокой прочностью и жесткостью, из примеров 1 - 7 по настоящему изобретению и из сравнительных примеров 1 ~ 3 приведены в таблице 2. Видно, что в примерах настоящего изобретения коэффициент r_M/N микролегирующих элементов находится в диапазоне 1,0 ~ 9,9, углеродный эквивалент Ceq составляет 0,80 или менее, и коэффициент J_H вредных элементов составляет 500 или менее. При этом r_M/N представляет отношение содержания микролегирующих элементов Al, Nb и V к содержанию N.The chemical components of the round steels of the present examples and comparative examples are shown in Table 1. The coefficients of the components of steels having high strength and rigidity of present examples 1 to 7 and comparative examples 1 to 3 are shown in Table 2. It can be seen that in the examples of the present invention, the r _M/N ratio of microalloying elements is in the range of 1.0 ~ 9.9, the carbon equivalent Ceq is 0.80 or less, and the J _H ratio of harmful elements is 500 or less. In this case, r _M/N represents the ratio of the content of microalloying elements Al, Nb and V to the content of N.

Способы изготовления сталей из примеров по настоящему изобретению и сравнительных примеров показаны в таблице 3. Подготовка образцов для механических испытаний, результаты испытаний сталей из примеров по настоящему изобретению и сравнительных примеров показаны в таблице 4.Methods for manufacturing the steels of the present examples and comparative examples are shown in Table 3. Preparation of specimens for mechanical testing, test results of the steels of the present examples and comparative examples are shown in Table 4.

Образцы для испытаний готовят в соответствии с GB/T 2975-2018 «Сталь и изделия из стали. Расположение и подготовка образцов и опытных образцов для механических испытаний». Механические испытания проводятся в соответствии с GB/T 228.1-2010 «Металлические материалы. Испытания на растяжение. Часть 1: Метод испытаний при комнатной температуре». Ударная вязкость при комнатной температуре проверяется в соответствии с GB/T 229-2007 «Металлические материалы - Метод испытания на ударную вязкость на маятниковом копре по Шарпи. Проводят испытания 3 образцов и получают 3 значения ударной вязкости.Test specimens are prepared in accordance with GB/T 2975-2018 “Steel and steel products. Arrangement and preparation of samples and prototypes for mechanical tests. Mechanical tests are carried out in accordance with GB/T 228.1-2010 “Metallic materials. Tensile tests. Part 1: Test method at room temperature". Impact strength at room temperature is tested in accordance with GB/T 229-2007 Metallic Materials - Charpy Pendulum Impact Test Method. 3 samples are tested and 3 impact strength values are obtained.

Пример 1Example 1

Жидкую сталь выплавляют в электропечи и затем подвергают рафинированию и вакуумной обработке в соответствии с химическим составом, указанным в таблице 1. После этого жидкая сталь разливается в непрерывнолитую заготовку. Затем непрерывнолитую заготовку нагревают до 1050°С, время выдержки 4 часа. Стальную заготовку подвергают удалению окалины водой под высоким давлением при выходе из нагревательной печи и затем прокатывают в промежуточную заготовку. Конечная температура прокатки 850°С, размер промежуточной заготовки 200×200 мм. Затем промежуточную заготовку нагревают до 1050°С, время выдержки 24 часа, после нагрева промежуточную заготовку очищают от окалины водой высокого давления и прокатывают, конечная температура прокатки 800°С, и размер Φ готового стального стержня составляет 50 мм. Пакет стальных заготовок охлаждают пакетом после прокатки. Температура нагрева для закалки составляет 850°С, время нагрева 60 мин, температура отпуска 390°С, время отпуска 90 мин. Стальную заготовку после отпуска охлаждают на воздухе.Liquid steel is smelted in an electric furnace and then subjected to refining and vacuum treatment according to the chemical composition shown in Table 1. After that, liquid steel is cast into a continuously cast billet. Then continuously cast billet is heated to 1050°C, holding time 4 hours. The steel billet is subjected to high-pressure water descaling at the outlet of the heating furnace and then rolled into an intermediate billet. The final rolling temperature is 850°C, the size of the intermediate billet is 200×200 mm. Then, the intermediate billet is heated to 1050°C, the holding time is 24 hours, after heating, the intermediate billet is descaled with high pressure water and rolled, the final rolling temperature is 800°C, and the size Φ of the finished steel bar is 50mm. The package of steel blanks is cooled by the package after rolling. The heating temperature for quenching is 850°C, the heating time is 60 minutes, the tempering temperature is 390°C, the tempering time is 90 minutes. The steel billet after tempering is cooled in air.

Пример 2Example 2

Способ изготовления реализуется аналогично примеру 1, в котором температура нагрева составляет 1080°С, время выдержки 3 часа, температура конечной прокатки 880°С, размер промежуточной заготовки 220×220 мм. Промежуточную заготовку нагревают до 1120°С, время выдержки 3 ч, температура конечной прокатки 850°С, размер Φ готового стального прутка 75 мм. Стальная заготовка после прокатки охлаждается на воздухе. Температура нагрева для закалки составляет 870°С, время нагрева 100 мин, температура отпуска 550°С, время отпуска 60 мин. Стальная заготовка охлаждается водой после отпуска.The manufacturing method is carried out analogously to example 1, in which the heating temperature is 1080°C, the holding time is 3 hours, the final rolling temperature is 880°C, the size of the intermediate billet is 220×220 mm. The intermediate billet is heated to 1120°C, the holding time is 3 hours, the temperature of the final rolling is 850°C, the size Φ of the finished steel bar is 75 mm. Steel billet after rolling is cooled in air. The heating temperature for quenching is 870°C, the heating time is 100 minutes, the tempering temperature is 550°C, the tempering time is 60 minutes. The steel billet is cooled with water after tempering.

Пример 3Example 3

Способ изготовления реализуется аналогично примеру 1, в котором температура нагрева 1120°С, время выдержки 8 ч, температура конечной прокатки 940°С, размер промежуточной заготовки 260×260 мм. Промежуточную заготовку нагревают до 1200°С, выдержка 5 ч, температура конечной прокатки 880°С, размер Φ готового стального прутка 100 мм. Стальная заготовка после прокатки охлаждается на воздухе. Температура нагрева для закалки 890°С, время нагрева 150 мин, температура отпуска 430°С, время отпуска 100 мин. Стальную заготовку после отпуска охлаждают на воздухе.The manufacturing method is implemented analogously to example 1, in which the heating temperature is 1120°C, the holding time is 8 hours, the final rolling temperature is 940°C, the size of the intermediate billet is 260×260 mm. The intermediate billet is heated to 1200°C, holding for 5 hours, the final rolling temperature is 880°C, the size Φ of the finished steel bar is 100 mm. Steel billet after rolling is cooled in air. Heating temperature for quenching 890°C, heating time 150 min, tempering temperature 430°C, tempering time 100 min. The steel billet after tempering is cooled in air.

Пример 4Example 4

Способ изготовления осуществляют аналогично примеру 1, в котором температура нагрева составляет 1250°С, время выдержки 14 ч, стальную заготовку формуют методом непрерывной горячей прокатки. При конечной температуре прокатки 900°С размер Φ готового стального прутка составляет 150 мм. Стальная заготовка после прокатки охлаждается на воздухе. Температура нагрева для закалки 990°С, время нагрева 210 мин, температура отпуска 350°С, время отпуска 180 мин. Стальная заготовка охлаждается водой после отпуска.The manufacturing method is carried out analogously to example 1, in which the heating temperature is 1250°C, the holding time is 14 hours, the steel billet is formed by continuous hot rolling. At the final rolling temperature of 900°C, the size Φ of the finished steel bar is 150 mm. Steel billet after rolling is cooled in air. Heating temperature for quenching 990°C, heating time 210 min, tempering temperature 350°C, tempering time 180 min. The steel billet is cooled with water after tempering.

Пример 5Example 5

Жидкую сталь выплавляют в конвертере и затем подвергают рафинированию и вакуумной обработке в соответствии с химическим составом, приведенным в таблице 1. Затем жидкую сталь разливают в слитки. Температура нагрева составляет 1180°С, время выдержки 3,5 часа, температура конечной прокатки 980°С, размер промежуточной заготовки 280×280 мм. Промежуточную заготовку нагревают до 1250°С, выдержка 12 ч, температура конечной прокатки 950°С, размер Φ готового стального прутка 160 мм. Стальная заготовка после прокатки медленно охлаждается. Температура нагрева для закалки 900°С, время нагрева 210 мин, температура отпуска 450°С, время отпуска 190 мин. Стальная заготовка охлаждается водой после отпуска.Liquid steel is smelted in a converter and then subjected to refining and vacuum treatment according to the chemical composition shown in Table 1. Then, liquid steel is cast into ingots. The heating temperature is 1180°C, the holding time is 3.5 hours, the temperature of the final rolling is 980°C, the size of the intermediate billet is 280×280 mm. The intermediate billet is heated to 1250°C, exposure 12 h, final rolling temperature 950°C, size Φ of the finished steel bar 160 mm. The steel billet after rolling is slowly cooled. Heating temperature for quenching 900°C, heating time 210 min, tempering temperature 450°C, tempering time 190 min. The steel billet is cooled with water after tempering.

Пример 6Example 6

Способ изготовления реализуется так же, как в примере 5, в котором температура нагрева составляет 1220°С; время выдержки 24 часа. Стальная заготовка формуется ковкой, конечная температура ковки составляет 920°С и размер Φ готового стального крутка составляет 170 мм. Стальная заготовка охлаждается воздухом после ковки. Температура нагрева для закалки составляет 920°С, время нагрева 240 мин, температура отпуска 420°С, время отпуска 240 мин. Стальную заготовку после отпуска охлаждают на воздухе.The manufacturing method is implemented in the same way as in example 5, in which the heating temperature is 1220°C; holding time 24 hours. The steel billet is formed by forging, the final temperature of the forging is 920°C, and the size Φ of the finished steel twist is 170 mm. The steel billet is air-cooled after forging. The heating temperature for quenching is 920°C, the heating time is 240 minutes, the tempering temperature is 420°C, the tempering time is 240 minutes. The steel billet after tempering is cooled in air.

Пример 7Example 7

Способ изготовления реализуется аналогично примеру 2, в котором температура нагрева составляет 1080°С, время выдержки 3 ч, температура конечной прокатки 880°С, размер промежуточной заготовки 220×220 мм. Затем промежуточную заготовку нагревают до 1100°С, время выдержки 3 ч, температура конечной прокатки 850°С, размер Φ готового стального прутка 65 мм. Стальная заготовка после прокатки охлаждается на воздухе. Температура нагрева для закалки составляет 880°С, время нагрева 150 мин, температура отпуска 400°С, время отпуска 100 мин. Стальная заготовка охлаждается водой после отпуска.The manufacturing method is carried out analogously to example 2, in which the heating temperature is 1080°C, the holding time is 3 hours, the final rolling temperature is 880°C, the size of the intermediate billet is 220×220 mm. Then, the intermediate billet is heated to 1100°C, holding time 3 hours, final rolling temperature 850°C, size Φ of the finished steel bar 65 mm. Steel billet after rolling is cooled in air. The heating temperature for quenching is 880°C, the heating time is 150 minutes, the tempering temperature is 400°C, the tempering time is 100 minutes. The steel billet is cooled with water after tempering.

Сравнительные примеры 1 ~ 3 представляют собой коммерческие материалы от разных производителей, процессы термообработки относятся к рекомендуемым поставщиком параметрам, см. таблицу 3.Comparative examples 1 ~ 3 are commercial materials from different manufacturers, heat treatment processes refer to the parameters recommended by the supplier, see table 3.

Можно видеть, что в таблице 4 сравнительный пример 1 имеет высокое содержание Nb и коэффициент микролегирования 10,1. У него неудовлетворительный эффект дисперсионного упрочнения, низкая прочность, низкая ударная вязкость и низкая усталостная долговечность. Сравнительный пример 2 имеет высокое содержание Р, коэффициент содержания вредных элементов 678 и показатель стойкости к атмосферной коррозии 5,3. У него неудовлетворительные ударная вязкость и стойкость к коррозионному растрескиванию под напряжением, а также высокий коэффициент водородного охрупчивания. Сравнительный пример 3 имеет высокое содержание серы, что приводит к плохой ударной вязкости.It can be seen that in Table 4, Comparative Example 1 has a high Nb content and a microalloying ratio of 10.1. It has an unsatisfactory effect of precipitation hardening, low strength, low toughness and low fatigue life. Comparative Example 2 has a high P content, a harmful element content ratio of 678, and an atmospheric corrosion resistance index of 5.3. It has poor toughness and resistance to stress corrosion cracking, as well as a high hydrogen embrittlement rate. Comparative Example 3 has a high sulfur content, resulting in poor toughness.

Высокопрочные стали примеров 1 - 7 по настоящему изобретению имеют предел текучести R_p0,2≥1000 МПа, предел прочности при растяжении R_m≥1200 МПа, относительное удлинение A≥12%, относительную деформацию Z≥50%, ударную вязкость по Шарпи A_kv≥60 Дж, и коэффициент водородного охрупчивания η(Z) ≤15%. Сталь примера 6 имеет относительно низкую плотность структуры из-за однократного процесса нагрева и прокатки, а также из-за большого размера прутка. Его прочностные и ударные свойства несколько ухудшены по сравнению со сталями других примеров. Сталь примера 7 демонстрирует пониженную ударную вязкость, коэффициент водородного охрупчивания и стойкость к коррозионному растрескиванию из-за более низкого индекса стойкости к атмосферной коррозии и имеет неудовлетворительные эксплуатационные характеристики по сравнению со сталями других примеров.High-strength steels of examples 1 to 7 of the present invention have a yield strength R _p0.2 ≥1000 MPa, tensile strength R _m ≥1200 MPa, elongation A ≥ 12%, relative deformation Z ≥ 50%, Charpy impact toughness A _kv ≥60 J, and the coefficient of hydrogen embrittlement η(Z) ≤15%. The steel of example 6 has a relatively low structural density due to the single heating and rolling process, and also due to the large bar size. Its strength and impact properties are somewhat worse compared to the steels of other examples. The steel of Example 7 exhibits reduced toughness, hydrogen embrittlement, and stress corrosion cracking resistance due to a lower atmospheric corrosion resistance index, and has poor performance compared to the steels of other examples.

Были исследованы микроструктуры круглой стали из примера 2 и цепи горнодобывающего оборудования, изготовленной с использованием стали из примера 2, и фотографии, сделанные с помощью оптического микроскопа, показаны на фиг. 1 и 2. Из фиг. видно, что микроструктуры круглой стали представлены мартенситом отпуска, небольшим количеством бейнита и остаточным аустенитом, в то время как микроструктуры цепи горнодобывающего оборудования, дополнительно приготовленной с использованием круглой стали примера 2, представляют измельченный мартенсит отпуска и небольшое количество бейнита.The microstructures of the round steel of Example 2 and the mining equipment chain made using the steel of Example 2 were examined, and photographs taken with an optical microscope are shown in FIG. 1 and 2. From FIG. it can be seen that the microstructures of the round steel are tempered martensite, a small amount of bainite and retained austenite, while the microstructures of the mining equipment chain further prepared using the round steel of Example 2 are crushed tempered martensite and a small amount of bainite.

Claims

1. Steel for mining equipment chains, containing in mass percent: C: 0.20-0.28, Si: 0.01-0.40, Mn: 0.50-1.50, P≤0.015, S≤0.005 , Cr: 0.30-2.00, Ni: 0.50-2.00, Mo: 0.10-0.80, Cu: 0.01-0.30, Al: 0.01-0.05 , Nb: 0.001-0.10, V: 0.001-0.10, H≤0.00018, N≤0.0150, O≤0.0020, the rest is Fe and unavoidable impurities; And

with coefficient r _M/N of microalloying elements in the range of 1.0-9.9, and

,

with the content of the following trace elements: As≤0.05%, Pb≤0.05%, Sn≤0.02%, Sb≤0.01%, Bi≤0.01%, having a coefficient of harmful elements J _H ≤500, and

2. Steel according to claim 1, having Ceq≤0.80, moreover

3. Steel according to claim 1, having an index I of resistance against atmospheric corrosion ≥7.0, and

4. Steel according to claim 1, in which the following content of these inevitable impurities: B≤0.0010%, Ti≤0.003%, Ca≤0.005%.

5. Steel according to any one of paragraphs. 1-4 having the microstructure of tempered martensite, bainite and retained austenite.

6. Steel according to any one of paragraphs. 1-4, having a yield strength R _p0.2 ≥1000 MPa, tensile strength R _m ≥1200 MPa, relative elongation A≥12%, relative deformation Z≥50%, Charpy impact strength A _kv ≥60 J, coefficient hydrogen embrittlement η(Z)≤15%.

7. A method of manufacturing steel for a chain of mining equipment according to any one of paragraphs. 1-6, including the steps of melting, casting, heating, forging or rolling, quenching heat treatment and tempering heat treatment, wherein in said heating process, the heating temperature is 1050-1250°C, holding time is 3-24 hours;

in said forging or rolling process, the forging end temperature or the rolling end temperature is ≥800°C;

at the specified heat treatment by quenching, the heating temperature is 850-1000°C, the holding time is 60-240 minutes, after austenization, quenching in water is carried out;

in said tempering heat treatment, the tempering temperature is 350-550° C., the holding time is 60-240 minutes, and after tempering, air or water cooling is carried out.

8. The method according to p. 7, in which the specified smelting includes melting in an electric furnace or in a converter, as well as refining and vacuum processing; said casting is injection molding or continuous casting.

9. The method according to p. 7, in which in the specified forging process, the steel billet is directly forged to the size of the final product; in said rolling process, the steel billet is directly rolled to the final product size; or the steel billet is rolled to a predetermined size of the intermediate billet, and then heated and rolled to the size of the final product, while the heating temperature of the intermediate billet is 1050-1250°C, and the holding time is 3-24 hours.