CN102260829B

CN102260829B - 一种500hb级耐磨钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN102260829B
Application number: CN 201010185080
Authority: CN
Inventors: 姚连登; 李红斌; 刘自成; 赵小婷
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2010-05-28
Filing date: 2010-05-28
Publication date: 2013-09-04
Anticipated expiration: 2030-05-28
Also published as: CN102260829A

Abstract

本发明公开了一种500HB级耐磨钢板，其化学元素质量百分配比为：C：0.23～0.33％；Si：0.10～0.50％；Mn：0.50～1.50％；Cr≤1.50％；Mo≤0.80％；Al：0.01～0.10％；Ti：0.01～0.10％；B：0.0005～0.0040％；RE：0.01～0.08％；Ca：0.002～0.010％；Ni≤2.50％；P≤0.050％；S≤0.030％；余量为Fe和其他不可避免的杂质；且上述各化学元素的质量百分含量满足：1.50％≥(Si+Mn)≥0.50％；0.15％≥(Al+Ti)≥0.03％。相应地，本发明还提供了一种所述500HB级耐磨钢板的制造方法，通过该方法制得的钢板具有良好的机械加工性能，且硬度能够达到500HB以上。

Description

一种500HB级耐磨钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及冶金领域的耐磨钢板及其制造方法，尤其涉及一种500HB级的耐磨钢板及其制造方法。

背景技术

在各种工程领域，当工程所使用的材料工作条件特别恶劣的情况下，往往需要使用强度高、硬度高的耐磨钢板以减少设备的磨损量，延长设备的使用寿命。

钢板的耐磨性主要取决于其硬度，此外，钢的韧性对钢的耐磨性也有一定的影响，一般来说，钢的强度、硬度越高，其碳和合金的含量就越高，随之其焊接性能就越差，同时切割、弯曲等使用性能也较差，这就限制了高硬度耐磨钢在工程上的广泛应用。

表1所示的是现有涉及耐磨钢的专利文件中所披露的钢种化学成分和含量。由表1可以看出，公开号分别为CN1132264(公开日为1996年10月2日)、CN1189542(公开日为1998年8月5日)、CN1385549(公开日为2002年12月18日)和CN1132263(公开日为1996年10月2日)的中国专利文件中所述的钢种均为高碳-高硅-高锰-高铬成分体系，合金含量高，有损于焊接性及韧性等性能；公开号为CN1865481(公开日为2006年11月22日)的中国专利文献中所述的钢种为高硅-高锰成分体系，其虽然碳含量较低，但有损于韧性；公开号为FR2847272(公开日为2004年5月21日)的法国专利文献中所公开的钢种合金元素种类多、含量高，成本较高，且不利于焊接和机械加工。

因此，合理设计碳和合金元素的种类及含量，研发高性能且适用性佳的低合金耐磨钢具有重要的现实意义。

发明内容

本发明的目的是提供一种500HB级耐磨钢板及其制造方法，通过合理的成分设计，在尽量降低碳及合金元素含量的基础上实现高强度、高硬度和韧性的良好匹配，同时通过合理的工艺设计，使得制造出的耐磨钢板有较佳的焊接性能、切割性能以及弯曲性能等使用性能，进而有益于耐磨钢在工程上的广泛应用。

根据本发明的上述目的，本发明提供了一种500HB级耐磨钢板，其化学元素质量百分配比为：C：0.23～0.33％；Si：0.10～0.50％；Mn：0.50～1.50％；Cr≤1.50％；Mo≤0.80％；Al：0.01～0.10％；Ti：0.01～0.10％；B：0.0005～0.0040％；RE：0.01～0.08％；Ca：0.002～0.010％；Ni≤2.50％；P≤0.050％；S≤0.030％；余量为Fe和其他不可避免的杂质；且上述各化学元素的质量百分含量满足：

1.50％≥(Si+Mn)≥0.50％；

0.15％≥(Al+Ti)≥0.03％。

本发明所述的500HB级耐磨钢板的成分设计原理具体如下：

C元素是耐磨钢中最基本、最重要的元素，其可以显著提高钢的强度和硬度，进而提高钢的耐磨性。但是C元素对钢的韧性和焊接性能不利。因此，应合理控制钢中的C元素含量，从而在获得高强度、高硬度的同时保证钢板的韧性及焊接性能。

Si元素固溶在铁素体和奥氏体中可以提高它们的硬度和强度，然而Si元素含量过高会导致钢的韧性急剧下降。同时考虑到Si元素与O元素的亲和力比铁强，焊接时容易产生低熔点的硅酸盐，增加了熔渣和熔化金属的流动性，影响焊缝质量，因此含量不易过多。

Mn元素会强烈增加钢的淬透性，降低马氏体转变温度和钢的临界冷却速度。但Mn含量较高时，有使晶粒粗化的倾向，并增加钢的回火脆敏感性，而且容易导致铸坯中出现偏析和裂纹，降低钢板的性能。同时Si元素、Mn元素可以部分相互取代，但Si、Mn含量同时较高时，对焊接性能十分不利，要加以限制，因此，优选其含量限制在0.50wt％≤(Si+Mn)≤1.50wt％范围。

Cr元素可以降低临界冷却速度，提高钢的淬透性。Cr元素在钢中可以形成(Fe，Cr)₃C、(Fe，Cr)₇C₃和(Fe，Cr)₂₃C₇等多种碳化物，提高钢的强度和硬度。Cr元素在回火时能阻止或减缓碳化物的析出与聚集，可以提高钢的回火稳定性。

Mo元素可以细化晶粒，提高强度和韧性。Mo元素在钢中存在于固溶体相和碳化物相中，因此，含钼钢同时具有固溶强化和碳化物弥散强化的作用。此外，Mo元素是减小回火脆性的元素，可以提高回火稳定。

Ni元素能与铁以任何比例互溶，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。对于高级别且高低温韧性的耐磨钢，N，是十分有益的添加元素。但含量过高易导致钢板表面氧化皮难以脱落，且成本显著增加。

Ti元素是强碳化物形成元素之一，与C元素形成细微的TiC颗粒。TiC颗粒细小，分布在晶界，达到细化晶粒的效果，较硬的TiC颗粒能够提高钢的耐磨性。此外，Ti元素还可以形成钛氮化物，起到固定氮的作用。

Al元素和钢中N元素能形成细小难溶的AlN颗粒，细化显微组织。Al元素不仅是脱氧剂，还有促进亚稳定奥氏体形成的作用。此外，Al元素能抑制和延缓过冷奥氏体的碳化物分解，提高韧性。Ti元素能形成细小钛化物颗粒细化晶粒，而Al元素可以保证细小钛化物颗粒的形成，充分发挥Ti元素的细化晶粒作用，故Al和Ti的含量满足该约束条件：0.03wt％≤(Al+Ti)≤0.15wt％。

在钢中添加稀土可以减少硫、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，稀土能提高屈强比，有利于改善低合金高强度钢的强韧性。稀土的含量不易过多，否则会产生严重偏析，降低铸坯质量和力学性能。

B元素能够增加钢的淬透性。B元素对钢淬火成马氏体后的抗回火软化作用没有影响，含硼钢需采取较低的回火温度和较短的回火时间。然而，钢中的B元素含量超过0.007％，将导致热脆现象，影响钢的热加工性能。

Ca元素对铸钢中夹杂物的变质具有显著作用，铸钢中加入适量Ca元素可将铸钢中的长条状硫化物夹杂转变为球状的CaS或(Ca，Mn)S夹杂，Ca所形成的氧化物及硫化物夹杂密度小，易于上浮排除。此外，Ca元素还显著降低硫在晶界的偏聚，这些都有益于提高铸钢的质量，进而提高钢的性能。

优选地，所述500HB级耐磨钢板，其化学元素质量百分配比为：C：0.25～0.31％；Si：0.13～0.42％；Mn：0.75～1.33％；Cr≤1.12％；Mo≤0.51％；Al：0.025～0.063％；Ti：0.013～0.041％；B：0.0008～0.0025％；RE：0.02～0.07％；Ca：0.002～0.008％；Ni≤0.87％；P≤0.032％；S≤0.015％；余量为Fe和其他不可避免的杂质；且上述各化学元素的质量百分含量满足：

1.50％≥(Si+Mn)≥0.50％；

0.15％≥(Al+Ti)≥0.03％。

相应地，本发明还提供了一种500HB级耐磨钢板的制造方法，其按照以下步骤制造：冶炼→炉外精炼→铸造→加热→轧制→冷却→淬火→回火，所述加热步骤中，加热温度1000～1300℃；所述轧制步骤中，采用自由轧制，轧后空冷；所述淬火步骤中，淬火温度为Ac₃～(Ac₃+100℃)，出炉后水冷；所述回火步骤中，回火温度150～350℃，出炉后空冷。

优选地，所述加热步骤中，加热温度为1050～1280℃。

优选地，所述轧制步骤中，轧后空冷采用堆垛或冷床冷却。

优选地，所述淬火步骤中，淬火温度为Ac₃～(Ac₃+80℃)，出炉后采用水冷。

优选地，所述回火步骤中，回火温度150～300℃。

优选地，所述冶炼步骤控制各化学元素的质量百分含量为C：0.25～0.31％；Si：0.13～0.42％；Mn：0.75～1.33％；Cr≤1.12％；Mo≤0.51％；Al：0.025～0.063％；Ti：0.013～0.041％；B：0.0008～0.0025％；RE：0.02～0.07％；Ca：0.002～0.008％；Ni≤0.87％；P≤0.032％；S≤0.015％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。

本发明通过合理的成分设计以及特定的工艺制得一种500HB级耐磨钢板，其较之现有技术具有下列优点：

1.通过合理的化学成分设计控制碳当量，使本发明涉及耐磨钢板具有可焊性，且其可以进行切割、弯曲等机械加工，具有很强的工程机械适用性。

2.本发明采用钢板淬火后低温回火的工艺，消除了淬火后钢板的内应力，并使钢板有较高的强度、硬度和韧性。

3.本发明所述的500HB级耐磨钢板布氏硬度大于500HB，-20℃夏比纵向冲击功大于40J，因此本发明涉及的耐磨钢板具有良好的力学性能，保证了钢板在恶劣工况下具有良好的耐磨性能。

附图说明

图1是本发明实施例4中的耐磨钢板的显微组织图。

图2是本发明实施例5中的耐磨钢板的厚度界面实测硬度曲线图。

具体实施方式

本发明实施例1-6中的500HB级耐磨钢板化学成分配比见表2：

表2.实施例1-6及对比例中钢板的化学成分(wt％)

上表中余量为Fe和不可避免的杂质。

将冶炼原料按照步骤：冶炼→炉外精炼→铸造→加热→轧制→冷却→淬火→回火进行制造，控制各实施例中的钢板化学元素质量百分配比如表1所示，实施例1-6中的具体工艺参数参见表3。

表3.实施例1-6中的具体工艺参数

表4为本发明实施例1-6中各耐磨钢板与对比钢的力学性能。从表4可知，本发明实施例1-6高耐磨性耐磨钢硬度大于500HB，-20℃夏比纵向冲击功大于40J，可高达70J，因此本发明所述的耐磨钢板具有优良的机械性能。

表4.本发明实施例1-6与对比钢的力学性能

钢种	实施例1	实施例2	实施例3	实施例4	实施例5	实施例6	对比钢1	对比钢2
									硬度(HBW)	510	508	512	521	518	523	400	475
-20℃夏比纵向冲击功(J)	73	68	61	55	53	48	-	-

对本发明实施例3中的耐磨钢板进行斜Y坡口焊接裂纹试验，试验结果参见表5。由表5可知，实施例3制得的耐磨钢板在150℃预热条件下，焊后未出现裂纹，因此本发明钢板具有良好的焊接性能。

表5.本发明实施例3的耐磨钢板焊接性能试验结果

本发明实施例4的耐磨钢板与HARDOX500(对比钢3)在ML-100磨粒磨损试验机上进行耐磨性试验，磨损试验结果见表6。由表6可知，本发明中耐磨钢板的耐磨性与对比钢相当。

表6.本发明实施例6的耐磨钢板与HARDOX500耐磨钢板的耐磨试验结果

此外，由图1可看出，实施例4中的耐磨钢板的显微组织主要为马氏体。

由图2可看出，实施例5中的耐磨钢板截面硬度较均匀。

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

1.一种500HB级耐磨钢板，其特征在于，其化学元素质量百分配比为：

C：0.25～0.31%；

Si：0.13～0.42%；

Mn：0.75～1.33%；

Cr≤1.12%；

Mo≤0.51%；

Al：0.025～0.063%；

Ti：0.013～0.041%；

B：0.0008～0.0025%；

RE：0.02～0.07%；

Ca：0.002～0.008%；

Ni≤0.87%；

P≤0.032%；

S≤0.015%；

余量为Fe和其他不可避免的杂质；且上述各化学元素的质量百分含量满足：

1.50%≥（Si+Mn）≥0.50%；

0.15%≥（Al+Ti）≥0.03%。

2.如权利要求1所述的500HB级耐磨钢板的制造方法，其特征在于，按照以下步骤制造：冶炼→铸造→加热→轧制→冷却→淬火→回火，所述加热步骤中，加热温度1000～1300℃；所述轧制步骤中，采用自由轧制，轧后空冷；所述淬火步骤中，淬火温度为Ac₃～（Ac₃＋100℃），出炉后水冷；所述回火步骤中，回火温度150～350℃，出炉后空冷。

3.如权利要求2所述的500HB级耐磨钢板的制造方法，其特征在于，所述加热步骤中，加热温度为1050～1280℃。

4.如权利要求3所述的500HB级耐磨钢板的制造方法，其特征在于，所述轧制步骤中，轧后空冷采用堆垛或冷床冷却。

5.如权利要求4所述的500HB级耐磨钢板的制造方法，其特征在于，所述淬火步骤中，淬火温度为Ac₃～（Ac₃＋80℃），出炉后采用水冷。

6.如权利要求5所述的500HB级耐磨钢板的制造方法，其特征在于，所述回火步骤中，回火温度150～300℃。