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具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法与流程

文档序号:24941308发布日期:2021-05-04 11:34

本发明涉及一种高硬度耐磨钢及其制造方法,更详细地涉及一种可用于工程机械等的高硬度耐磨钢及其制造方法。



背景技术:

对于建筑、土木工程、采矿业、水泥行业等诸多领域中使用的工程机械,作业期间的摩擦会导致严重的磨损,因此需要使用具有耐磨特性的材料。

一般而言,厚钢板的耐磨性和硬度彼此相关。因此,对于有可能磨损的厚钢板,需要提高硬度。为了确保更稳定的耐磨性,要求厚钢板表面到板厚方向内部(t/2附近,t=厚度)具有均匀的硬度(即,厚钢板的表面和内部具有相同程度的硬度)。

通常,为了在厚钢板中获得高硬度,广泛采用一种轧制后再加热到ac3以上的温度进行淬火的方法。例如,专利文献1中公开了一种通过增加c含量以及大量加入提高可硬化性的元素如cr、mo等来增加表面硬度的方法。然而,为了制造超厚钢板,需要加入更多的可硬化性元素,以确保钢板中心部分的可硬化性。在这种情况下,由于大量加入c和可硬化性合金,因此存在制造成本上升以及焊接性和低温韧性下降的问题。

因此,为了确保可硬化性而不可避免加入可硬化性合金的情况下,需要一种方案,不仅通过确保高硬度具有优异的耐磨性,还可以确保高强度和高冲击韧性。

在先技术文献

专利文献1:日本专利公开公报第1986-166954号



技术实现要素:

技术问题

本发明一方面旨在提供一种高硬度耐磨钢及其制造方法,该耐磨钢具有优异的耐磨性,同时具有高强度和高冲击韧性。

技术方案

本发明的一个实施方式提供一种具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢,以重量%计,上述耐磨钢包含碳(c):0.38~0.50%、硅(si):0.5~2.0%、锰(mn):0.6~1.6%、磷(p):0.05%以下(不包含0%)、硫(s):0.02%以下(不包含0%)、铝(al):0.07%以下(不包含0%)、铬(cr):0.1~1.5%、钼(mo):0.01~0.8%、钒(v):0.01~0.08%、硼(b):50ppm以下(不包含0%)、钴(co):0.02%以下(不包含0%),进一步地,还包含选自镍(ni):0.5%以下(不包含0%)、铜(cu):0.5%以下(不包含0%)、钛(ti):0.02%以下(不包含0%)、铌(nb):0.05%以下(不包含0%)和钙(ca):2~100ppm中的一种以上,并且包含余量的fe和其他不可避免的杂质,微细组织包含85~98面积%以上的马氏体、1~10%的贝氏体和1~10%的残留奥氏体。

本发明的另一个实施方式提供一种具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢的制造方法,上述制造方法包含:在1050~1250℃的温度范围下对钢坯进行加热的步骤,以重量%计,上述钢坯包含碳(c):0.38~0.50%、硅(si):0.5~2.0%、锰(mn):0.6~1.6%、磷(p):0.05%以下(不包含0%)、硫(s):0.02%以下(不包含0%)、铝(al):0.07%以下(不包含0%)、铬(cr):0.1~1.5%、钼(mo):0.01~0.8%、钒(v):0.01~0.08%、硼(b):50ppm以下(不包含0%)、钴(co):0.02%以下(不包含0%),进一步地,还包含选自镍(ni):0.5%以下(不包含0%)、铜(cu):0.5%以下(不包含0%)、钛(ti):0.02%以下(不包含0%)、铌(nb):0.05%以下(不包含0%)和钙(ca):2~100ppm中的一种以上,并且包含余量的fe和其他不可避免的杂质;在950~1050℃的温度范围下对上述再加热后的钢坯进行粗轧以获得粗轧坯(bar)的步骤;在850~950℃的温度范围下对上述粗轧坯进行热精轧以获得热轧钢板的步骤;以及在ac3+30℃以上的温度下将上述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度加快冷却至ms-50℃以下的步骤。

发明效果

根据本发明的一个方面,可以提供厚度为60mm以下且具有高硬度和优异的低温韧性的耐磨钢。

具体实施方式

在下文中,将详细描述本发明。首先,对本发明的合金组分进行描述。下述合金组分的含量是重量%。

碳(c):0.38~0.50%

碳(c)在具有马氏体组织的钢中有效增加强度和硬度,是用于提高可硬化性的有效元素。为了充分确保上述的效果,优选加入0.38%以上,但是如果含量大于0.50%,则存在损害焊接性和韧性的问题。因此,在本发明中,上述c的含量优选控制为0.38~0.50%。上述c含量的下限进一步优选为0.39%,更优选为0.40%,最优选为0.41%。上述c含量的上限进一步优选为0.49%,更优选为0.48%,最优选为0.47%。

硅(si):0.5~2.0%

硅(si)是基于脱氧和固溶强化有效提高强度的元素。此外,硅的作用是过冷至ms(马氏体转变开始温度)以下后在一定温度下热处理时抑制渗碳体(fe3c)形成并增加残留奥氏体含量。为了有效地获得如上所述的效果,优选加入0.5%以上,但是如果含量大于2.0%,则焊接性变差,所以不优选。因此,在本发明中,上述si的含量优选控制为0.5~2.0%。上述si含量的下限进一步优选为0.6%,更优选为0.65%,最优选为0.7%。上述si含量的上限进一步优选为1.9%,更优选为1.8%,最优选为1.7%。

锰(mn):0.6~1.6%

锰(mn)抑制铁素体生成,降低ar3温度,从而有效地提升淬透性,并提高钢的强度和韧性。在本发明中,为了确保厚钢材的硬度,上述mn的含量优选为0.6%以上,但是如果含量大于1.6%,则存在降低焊接性的问题。因此,在本发明中,上述mn的含量优选控制为0.6~1.6%。上述mn含量的下限进一步优选为0.65%,更优选为0.7%,最优选为0.75%。上述mn含量的上限进一步优选为1.55%,更优选为1.5%,最优选为1.45%。

磷(p):0.05%以下(不包含0%)

磷(p)是钢中不可避免含有的元素,也是损害钢的韧性的元素。因此,优选尽可能降低上述p的含量,以控制在0.05%以下,但是考虑到磷是不可避免含有的元素,含量为0%的情形排除在外。上述p含量进一步优选为0.03%以下,更优选为0.02%以下,最优选为0.015%以下。

硫(s):0.02%以下(不包含0%)

硫(s)是钢中形成mns夹杂物损害钢的韧性的元素。因此,优选尽可能降低上述s的含量,以控制在0.02%以下,但是考虑到硫是不可避免含有的元素,含量为0%的情形排除在外。上述s含量进一步优选为0.01%以下,更优选为0.005%以下,最优选为0.003%以下。

铝(al):0.07%以下(不包含0%)

铝(al)作为钢的脱氧剂是降低钢水中氧含量的有效元素。如果这种al的含量大于0.07%,则存在损害钢的洁净度的问题,所以不优选。因此,在本发明中,上述al的含量优选控制为0.07%以下,考虑到炼钢工艺中负荷、制造成本的上升等,含量为0%的情形排除在外。上述al含量进一步优选为0.06%以下,更优选为0.05%以下,最优选为0.04%以下。

铬(cr):0.1~1.5%

铬(cr)是增加淬透性提高钢的强度并有利于确保硬度的元素。为了上述的效果,优选加入0.1%以上的cr,但是如果含量大于1.5%,则用于制造钢坯的连铸作业时冷却过程中产生裂纹的概率变高。因此,在本发明中,上述cr的含量优选控制为0.1~1.5%。上述cr含量的下限进一步优选为0.15%,更优选为0.2%,最优选为0.25%。上述cr含量的上限进一步优选为1.4%,更优选为1.3%,最优选为1.2%。

钼(mo):0.01~0.8%

钼(mo)增加钢的淬透性,特别是对提高厚钢材的硬度有效的元素。为了充分获得上述的效果,优选加入0.01%以上的mo,但是上述mo也是高价元素,如果含量大于0.8%,则不仅制造成本上升,而且存在焊接性变差的问题。因此,在本发明中,上述mo的含量优选控制为0.01~0.8%。上述mo含量的下限进一步优选为0.015%,更优选为0.02%,最优选为0.025%。上述mo含量的上限进一步优选为0.75%,更优选为0.7%,最优选为0.65%。

钒(v):0.01~0.08%

钒(v)在热轧后再加热时形成vc碳化物,从而抑制奥氏体晶粒的生长,并提高钢的淬透性,有利于确保强度和韧性。为了充分确保上述的效果,优选加入0.01%以上,但是如果含量大于0.08%,就会成为制造成本上升的原因。因此,在本发明中,上述v的含量优选控制为0.01~0.08%。上述v含量的下限进一步优选为0.012%,更优选为0.015%,最优选为0.017%。上述v含量的上限进一步优选为0.07%,更优选为0.065%,最优选为0.06%。

硼(b):50ppm以下(不包含0%)

硼(b)少量加入也会有效提升钢的淬透性,是提高强度的有效元素。但是,当含量过多时,反而存在损害钢的韧性和焊接性的问题,因此硼的含量优选控制为50ppm以下。上述b含量的下限进一步优选为2ppm,更优选为3ppm,最优选为5ppm。上述b含量的上限进一步优选为40ppm,更优选为35ppm,最优选为30ppm。

钴(co):0.02%以下(不包含0%)

钴(co)增加钢的淬透性,从而有利于确保钢的强度和硬度。但是,如果含量大于0.02%,则存在钢的淬透性下降的可能性,而且作为高价元素,将成为制造成本上升的原因。因此,在本发明中,优选加入0.02%以下的co。上述co含量的下限进一步优选为0.001%,更优选为0.002%以下,最优选为0.003%以下。上述co含量的上限进一步优选为0.018%,更优选为0.015%,最优选为0.013%。

除了上述的合金组分之外,本发明的耐磨钢还可包含有利于确保本发明的目标物性的元素。例如,还可包含选自镍(ni):0.5%以下(不包含0%)、铜(cu):0.5%以下(不包含0%)、钛(ti):0.02%以下(不包含0%)、铌(nb):0.05%以下(不包含0%)和钙(ca):2~100ppm中的一种以上。

镍(ni):0.5%以下(不包含0%)

镍(ni)通常是提高钢的强度和韧性的有效元素。但是,如果含量大于0.5%,就会成为制造成本上升的原因。因此,当加入上述ni时,优选加入0.5%以下。上述ni含量的下限进一步优选为0.01%,更优选为0.03%,最优选为0.05%。上述ni含量的上限进一步优选为0.45%,更优选为0.4%,最优选为0.35%。

铜(cu):0.5%以下(不包含0%)

铜(cu)是提高钢的淬透性并通过固溶强化提高钢的强度和硬度的元素。但是,如果这种cu的含量大于0.5%,就会产生表面缺陷,存在损害热加工性的问题。因此,当加入上述cu时,优选加入0.5%以下。上述cu含量的下限进一步优选为0.01%,更优选为0.02%,最优选为0.03%。上述cu含量的上限进一步优选为0.4%,更优选为0.3%,最优选为0.2%。

钛(ti):0.02%以下(不包含0%)

钛(ti)是使b的效果最大化的元素,而b是提高钢的淬透性的有效元素。具体地,上述ti与氮(n)结合形成tin析出物抑制bn的形成,从而增加固溶的b,可以最大限度地提高淬透性。但是,如果上述ti的含量大于0.02%,就会形成粗大的tin析出物,存在钢的韧性变差的问题。因此,在本发明中,当加入上述ti时,优选加入0.02%以下。上述ti含量的下限进一步优选为0.002%,更优选为0.005%,最优选为0.007%。上述ti含量的上限进一步优选为0.018%,更优选为0.016%,最优选为0.015%。

铌(nb):0.05%以下(不包含0%)

铌(nb)固溶于奥氏体中增加奥氏体的可硬化性,并形成nb(c,n)等碳氮化物,对增加钢的强度以及抑制奥氏体晶粒生长有效。但是,如果上述nb的含量大于0.05%,就会形成粗大的析出物,这会成为脆性破坏的起点,因而存在损害韧性的问题。因此,在本发明中,当加入上述nb时,优选加入0.05%以下。上述nb含量的下限进一步优选为0.002%,更优选为0.003%,最优选为0.005%。上述nb含量的上限进一步优选为0.04%,更优选为0.03%,最优选为0.02%。

钙(ca):2~100ppm

钙(ca)与s的结合力好,将会生成cas,从而具有偏析到钢材厚度中心部抑制生成mns的效果。此外,加入上述ca而生成的cas具有高湿度外部环境下提高耐腐蚀性的效果。为了上述的效果,优选加入2ppm以上的上述ca,但是如果含量大于100ppm,则存在炼钢时导致水口堵塞等的问题,所以不优选。因此,在本发明中,当加入上述ca时,ca含量优选控制为2~100ppm。上述ca含量的下限进一步优选为2.5ppm,更优选为3ppm,最优选为3.5ppm。上述ca含量的上限进一步优选为70ppm,更优选为50ppm,最优选为30ppm。

此外,除了上述的合金元素,本发明的耐磨钢进一步可包含选自砷(as):0.05%以下(不包含0%)、锡(sn):0.05%以下(不包含0%)和钨(w):0.05%以下(不包含0%)中的一种以上。

上述as对提高钢的韧性有效,而上述sn对提高钢的强度和耐腐蚀性有效。另外,w是增加淬透性提高强度以及提高高温下的硬度的有效元素。但是,如果上述as、sn和w的含量分别大于0.05%,则不仅制造成本上升,而且可能会损害钢的物性。因此,在本发明中,当进一步包含上述as、sn和w时,优选将含量分别控制为0.05%以下。上述as、sn和w含量的下限分别进一步优选为0.001%,更优选为0.002%,最优选为0.003%。上述as、sn和w含量的上限分别进一步优选为0.04%,更优选为0.03%,最优选为0.02%。

本发明的余量成分是铁(fe)。但是,常规制造过程中会不可避免地混入来自原料或周围环境的意想不到的杂质,因此无法排除混入杂质。这些杂质是常规制造过程的技术人员任何人都知道的杂质,因此相关的所有内容本说明书中不再赘述。

本发明的耐磨钢的微细组织作为基体组织优选包含马氏体。更具体地,本发明的耐磨钢优选包含85~98面积%的马氏体、1~10%的贝氏体和1~10%的残留奥氏体。贝氏体是比铁素体硬的相(hardphase),但贝氏体是比马氏体软的相(softphase),因此不优选将贝氏体作为吉帕(gpa)级耐磨钢的主要组织。残留奥氏体是在ac3温度以上的奥氏体区域进行热处理并快速冷却至常温时来不及相变(phasetransformatoin)为马氏体而残留的,其特征是碳量相对少于马氏体。

如果上述马氏体的分数小于85%,则存在难以确保目标水平的强度和硬度的问题,如果大于98%,则存在低温冲击韧性下降的缺点。在本发明中,上述马氏体包含马氏体相和回火马氏体相,如此包含回火马氏体相时,更有利于确保钢的韧性。上述马氏体分数的下限进一步优选为86%,更优选为87%,最优选为88%。上述马氏体分数的上限进一步优选为97%,更优选为96%,最优选为95%。另一方面,上述贝氏体和残留奥氏体起到进一步提高低温冲击韧性的作用。如果上述贝氏体的分数小于1%,则低温下的冲击韧性不充分,存在可能产生裂纹的缺点,如果大于10%,则由于比马氏体相对软,存在硬度下降的缺点。如果上述残留奥氏体的分数小于1%,则存在低温冲击韧性下降的缺点,如果大于10%,则低温韧性大大增加,但是硬度明显降低。上述贝氏体和残留奥氏体分数的下限分别进一步优选为2%,更优选为3%,最优选为4%。上述贝氏体和残留奥氏体分数的上限分别进一步优选为9%,更优选为8%,最优选为7%。

如上所述,所提供的本发明的耐磨钢确保表面硬度为550~650hb,同时具有-40℃的低温下冲击吸取能为47j以上的效果。上述hb表示用布氏硬度计测量的钢的表面硬度。

另外,对于本发明的耐磨钢,硬度(hb)和冲击吸取能(j)优选满足下述关系式1。除了高硬度之外,本发明的特征是提高低温韧性。为此,优选满足下述关系式1。也就是说,只有表面硬度高,而冲击韧性差,没有满足关系式1,或者冲击韧性优异,但是表面硬度没有达到目标值,没有满足关系式1时,将无法保障最终要达到的高硬度和低温韧性。

[关系式1]0.61≤hb÷j×(1-vm÷100)≤1.13(其中,上述hb表示用布氏硬度计测量的钢的表面硬度,j表示-40℃下的冲击吸取能值,vm表示马氏体的面积分数。)

在下文中,将详细描述本发明的耐磨钢的制造方法。

首先,在1050~1250℃的温度范围下对钢坯进行加热。如果上述钢坯加热温度低于1050℃,则nb等不会充分再固溶。另一方面,如果加热温度高于1250℃,则奥氏体晶粒变得粗大化,可能会形成不均匀的组织。因此,在本发明中,上述钢坯的加热温度范围优选为1050~1250℃。上述钢坯的加热温度的下限进一步优选为1070℃,更优选为1080℃,最优选为1100℃。上述钢坯的加热温度的上限进一步优选为1230℃,更优选为1200℃,最优选为1180℃。

在950~1050℃的温度范围下对上述再加热后的钢坯进行粗轧,以获得粗轧坯。如果上述粗轧时温度低于950℃,则轧制负载增加,压下得相对较弱,变形无法充分传递到钢坯厚度方向中心,存在空隙等缺陷不会去除的可能性。另一方面,如果上述粗轧时温度高于1050℃,则轧制的同时发生再结晶后,晶粒会生长,因而存在初始奥氏体晶粒变得过于粗大的可能性。因此,在本发明中,上述粗轧温度优选为950~1050℃。上述粗轧温度的下限进一步优选为960℃,更优选为970℃,最优选为980℃。上述粗轧温度的上限进一步优选为1040℃,更优选为1030℃,最优选为1020℃。

在850~950℃的温度范围下对上述粗轧坯进行热精轧,以获得热轧钢板。如果上述热精轧温度低于850℃,则由于两相区轧制,微细组织中可能会生成铁素体,而如果热精轧温度高于950℃,则最终组织的粒度变得粗大,存在低温韧性变差的问题。因此,在本发明中,上述热精轧温度优选为850~950℃。上述热精轧温度的下限进一步优选为860℃,更优选为870℃,最优选为880℃。上述热精轧温度的上限进一步优选为945℃,更优选为940℃,最优选为935℃。

然后,在ac3+30℃以上的温度下将上述热轧钢板加快冷却至ms-50℃以下。上述ac3是奥氏体转变温度,ms是马氏体的转变开始的温度。也就是说,上述加快冷却是为了使热轧后得到的热轧钢板的微细组织从奥氏体转变为马氏体。如果上述冷却开始温度低于ac3+30℃,则轧制后再结晶的奥氏体的尺寸变得粗大化,不仅低温冲击韧性变差,而且由于生成空冷铁素体,最终微细组织变得不均匀,强度和硬度会显著下降。因此,上述加快冷却开始温度优选为ac3+30℃以上。上述加快冷却开始温度进一步优选为ar3+50℃以上,更优选为ar3+80℃以上,最优选为ar3+100℃以上。另一方面,如果上述加快冷却停止温度高于ms-50℃,则用于相变的驱动力变得不足,结果不会生成马氏体,取而代之贝氏体或针状铁素体等比马氏体相对软的软相(softphase)发达,从而难以确保本发明要得到的微细组织分数。因此,在本发明中,上述加快冷却停止温度优选为ms-50℃以下。上述加快冷却停止温度进一步优选为ms-70℃以下,更优选为ms-100℃以下,最优选为ms-150℃以下。

上述加快冷却时冷却速度优选为5℃/s以上。此时,上述冷却速度是以钢板厚度的1/4位置(quarter)为准。如果上述冷却速度小于5℃/s,则即使加快冷却停止温度低到ms-50℃以下,用于相变的驱动力也会变低,不可避免会生成软相如贝氏体或针状铁素体。因此,在本发明中,上述加快冷却时冷却速度优选为5℃/s以上。上述加快冷却速度进一步优选为7℃/s以上,更优选为10℃/s以上,最优选为15℃/s以上。另一方面,在本发明中,对上述冷却速度的上限没有特别限制,只要是普通技术人员,就可以基于设备极限适当地进行设置。

然后,可以根据需要,对上述冷却后的热轧钢板实施后续热处理如回火。更详细地,将上述冷却后的热轧钢板升温至350~600℃的温度范围后,再进行热处理1.3t+5分钟~1.3t+20分钟(t:板厚)。如果上述回火温度低于350℃,就会发生回火马氏体的脆化现象,因此存在钢的强度和韧性变差的可能性。另一方面,如果上述回火温度高于600℃,则通过再加热和冷却变高的马氏体中的位错密度急剧降低,结果存在硬度相对于目标值下降的可能性,所以不优选。此外,如果上述回火时间多于1.3t+20分钟(t:板厚),则快速冷却后产生的马氏体组织中的高位错密度也会降低,结果硬度会急剧下降。另一方面,上述回火时间应为1.3t+5分钟(t:板厚)以上。如果上述回火时间少于1.3t+5分钟(t:板厚),则钢板的宽度和长度方向上热处理不均匀,结果可能会导致按照位置的物性偏差。另一方面,优选上述热处理后进行空冷处理。上述回火温度的下限进一步优选为360℃,更优选为370℃,最优选为380℃。上述回火温度的上限进一步优选为580℃,更优选为560℃,最优选为550℃。上述回火时间的下限进一步优选为1.3t+6分钟,更优选为1.3t+7分钟,最优选为1.3t+8分钟。上述回火时间的上限进一步优选为1.3t+18分钟,更优选为1.3t+16分钟,最优选为1.3t+15分钟。

经过如上所述的工艺条件的本发明的热轧钢板可以是厚度为60mm以下的厚钢板,进一步优选厚度为15~60mm,更优选厚度为20~50mm。

实施发明的方式

在下文中,将通过实施例更详细地描述本发明。然而,需要注意的是,下述实施例仅意在更详细地描述本发明,并不意在限制本发明的权利范围。本发明的权利范围取决于权利要求书的内容以及由此合理导出的内容。

实施例

准备具有下表1和表2的合金组分的钢坯,然后对上述钢坯按照下表3的条件实施钢坯加热-粗轧-热轧-加快冷却-(回火),以制造热轧钢板。对上述热轧钢板测量微细组织和机械物性后示于下表4中。

此时,对于上述微细组织,将试样切割成任意尺寸并制作镜面,然后用硝酸浸蚀液腐蚀,再用光学显微镜和电子扫描显微镜以钢板厚度方向为准观察了1/4t位置。

然后,对于硬度和韧性,分别利用布氏硬度试验机(负载3000千克力(kgf),10mm钨压头)和夏比冲击试验机进行了测量。此时,对于表面硬度,采用了对板表面进行2mm铣削加工后测量三次的平均值。此外,夏比冲击试验结果采用了1/4t位置上采集试样后在-40℃下测量三次的平均值。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

从上表1至表4可知,对于发明例1至9,满足本发明提出的合金组分和制造条件,这些发明例满足本发明的微细组织种类和分数,并确保了优异的表面硬度和冲击韧性,从而满足关系式1。

另一方面,对于比较例1、2、3、5、6、8,虽然满足本发明提出的制造条件,但是没有满足本发明的合金组分,这些比较例不仅没有满足本发明的微细组织种类和分数,而且没有满足本发明要得到的表面硬度、冲击韧性或关系式1。

对于比较例4、7、9,没有满足本发明提出的合金组分和制造条件,这些比较例也是不仅没有满足本发明的微细组织种类和分数,而且没有满足本发明要得到的表面硬度、冲击韧性或关系式1。

另一方面,对于比较例10、11、12,虽然满足本发明提出的合金组分,但是没有满足本发明的制造条件,这些比较例不仅没有满足本发明的微细组织种类和分数,而且没有确保本发明要得到的表面硬度或冲击韧性,因此没有满足关系式1。

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