布氏硬度400HBW級整體硬化型高韌性易焊接特厚耐磨鋼板及其製造方法與流程

2023-09-27 05:31:20 2

本發明屬於特種鋼鐵技術領域，具體涉及一種布氏硬度400hbw級整體硬化型高韌性易焊接特厚耐磨鋼板及其製造方法。

背景技術：

布氏硬度400hbw級的鋼板常用來製造工程和採礦機械的耐磨部件。中國專利公開號cn104451409a、cn102747280b、cn103014543a、cn103233171a、cn101775543a、cn103194674a的發明披露了此類耐磨鋼板和相應的製造方法。但是，它們製造的鋼板厚度較小（≤60mm），不能滿足一些大型工程和採礦機械對大厚度（≥80mm）甚至特大厚度耐磨鋼板的要求。中國專利公開號為cn105603323a和cn106521314a的發明分別披露了鋼板表面布氏硬度為hbw320～hbw410和整體布氏硬度為hbw320～hbw410的耐磨鋼板和製造方法，但是，前者的發明僅涉及到鋼板的表面硬化，不涉及到整體硬化，僅涉及到鋼板1/4厚度處的衝擊性能不涉及到1/2厚度處的衝擊性能，也就是不涉及到鋼板整體的韌性，即是，在-40℃時該發明僅能保證鋼板在1/4厚度處的衝擊性能>20j，不能滿足一些耐磨部件對高韌性的需求，特別是整體高韌性的需求，而且，這一發明僅可製造最大厚度為120mm的鋼板。後者的發明克服了前者的不足，滿足了鋼板整體硬化、整體韌性高的要求，可製造厚度達180mm的鋼板。但是，隨著工程和採礦機械尺寸和動力的進一步增大，更大厚度的、堅固且耐磨耗的整體硬化型高韌性易焊接耐磨鋼板的需求也提到了議事日程。

技術實現要素：

本發明的目的在於提供一種布氏硬度400hbw級整體硬化型高韌性易焊接特厚耐磨鋼板及其製造方法。鋼板厚度達到210mm，鋼板整體硬化，沿厚度截面上的布氏硬度在hbw360～hbw410的範圍；鋼板整體韌性好，在1/4和1/2厚度處-20℃的夏比衝擊功≥80j，-40℃的夏比衝擊功≥60j。

本發明解決上述問題採用的技術方案為：一種布氏硬度400hbw級整體硬化型高韌性易焊接特厚耐磨鋼板：該鋼板以fe為基礎元素，且還包含如下化學成分（質量百分比）：c：0.10～0.16%，si：0.15～0.40%，mn：0.9～1.5%，p：≤0.010%，s：≤0.003%，cr：0.45～0.75%，mo：0.35～0.65%，ni：2.9～3.6%，cu：0.2～0.4%，n：≤0.007%，h：≤0.00015%，b：0.0008～0.0025%，ca：0.001～0.005%，al+v+nb=0.10%～0.20%，其中：nb≤0.04%，且al≥(mn/c)×(%n)，及雜質元素；碳當量cev（=c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15）≤0.85%。

以下對本發明中所含組分的作用及用量選擇作具體說明：

c：是確保鋼材硬度和強度所必須的元素，但過高的c含量對鋼材的韌性不利，同時也會降低其焊接性能。另外，過高的c含量也會導致嚴重的中心c偏析從而影響鋼板的芯部韌性。本發明控制其含量為0.10～0.16%。

si：是鋼中的脫氧元素，並以固溶強化形式提高鋼的硬度和強度。它增加鋼的回火穩定性，使耐磨鋼板在較低溫度回火時既能降低材料中的內應力同時也保持高的硬度。另外，si減少摩擦發熱時的氧化作用和提高鋼的冷變形硬化率從而提高鋼的耐磨性。si含量低於0.10%時，脫氧效果較差，si含量較高時降低鋼材的韌性和焊接性能，也使得軋制後的鋼板表面紅色氧化皮嚴重從而降低鋼板表面質量。本發明控制si含量為0.15～0.40%。

mn：是提高鋼材淬透性的元素，並起固溶強化作用以彌補鋼中因c含量降低引起的硬度和強度損失。當鋼中mn含量低於0.8%時，無法充分發揮硬度和強度的確保作用，但過高的mn含量則會損壞其焊接性能，並增加回火脆性敏感性傾向。此外，較高的mn容易導致鑄坯出現中心偏析和裂紋，降低鋼板芯部的韌性。本發明mn含量控制為0.9～1.5%。

ni：是提高鋼材淬透性的元素，並通過增大鋼鐵材料的層錯能而顯著改善其低溫韌性。但是，ni含量過高時，材料的製造成本增加，而且也使得鋼板表面生成黏性較高的難以去除的氧化鐵皮，影響鋼板的表面質量。本發明控制其含量在2.9～3.6%。

cr：是提高淬透性、增加回火穩定性而有助於鋼材的硬度、強度提高的元素。cr也能夠顯著提高鋼材的耐腐蝕性能，減少採礦機械在煤礦、鐵礦環境工作時含cl-離子液體和漿體的腐蝕，延長其使用壽命。但若添加過量，會增大碳當量，則鋼材的韌性降低，焊接性能也降低，本發明控制其含量在0.45～0.75%。

mo：顯著提高鋼的淬透性，有助於鋼材的整體硬化。淬火後的鋼材在較低溫度回火時，mo主要以固溶形式存在於鋼中，起到固溶強化效果。在低合金鋼中添加一定量的mo會提高其硬度和強度而不惡化其低溫衝擊性能。但mo是貴重金屬，含量過高會增加成本同時也降低材料的焊接性能。本發明中mo的含量控制在0.35～0.65%。

cu：可提高鋼的淬透性和降低鋼的氫致裂紋敏感性，同時也提高其耐腐蝕性能，它促進鋼材產生陽極鈍化，從而降低其腐蝕速度。但過高的cu含量不利於鋼板的焊接性能，也易產生銅脆現象，惡化鋼板的表面性能。本發明控制其含量為0.2～0.4%。

al，v，nb：al主要起固氮、脫氧作用並減小或消除鋼材的時效現象。al與n結合形成aln可以有效地細化晶粒，提高鋼材的硬度、強度和韌性，但含量過高則含al的夾雜物（例如氧化鋁等）增加會損害鋼材的韌性。此外，為了確保鋼中元素b的固溶量從而增加鋼材的淬透性，al也須≥(mn/c)×(%n)。v是細化晶粒的元素，同時，通過v(c，n)彌散析出而顯著提高鋼的硬度和強度，但若添加量過高，則將降低材料的韌性和焊接性能。nb是一種軋制過程中對晶粒細化起顯著作用的元素。在再結晶軋制階段，nb通過應變誘導析出阻礙形變奧氏體的回覆、再結晶從而細化晶粒，這為大厚度鋼板在熱處理後仍然具有細小的組織提供了基礎，有利於提高其韌性。但受c含量的限制及加熱溫度的影響，過高的nb無法固溶，同樣發揮不了作用而增加成本，因此，nb控制在≤0.04%的範圍。綜上，al+v+nb的含量控制在0.10%～0.20%的範圍。

b：是提高鋼材淬透性最為顯著的元素。加入微量b可抑制鐵素體在奧氏體晶界上的形核而顯著提高鋼材的淬透性，從而有利於鋼材的整體硬化。另外，鋼中固溶的b與h可形成穩定的複合結構，降低鋼中h的移動能力，有利於增加鋼材的抗h致開裂能力。b含量過低不利於淬透性的提高，但過高則會促進脆性顆粒fe23(c，b)6或feb的形成，同時，也增大焊接裂紋敏感性。本發明控制其含量在0.0008～0.0025%的範圍。

s、p：為鋼中的有害雜質元素，易形成偏析、夾雜等缺陷。作為雜質元素會給鋼板的韌性(特別是鋼板芯部的韌性)和焊接熱影響區的韌性帶來不利的影響，應儘量減少其含量。本發明控制p≤0.010%、s≤0.003%。

ca：對鋼中夾雜物的變質具有顯著作用，使夾雜物球化、分布均勻從而減少對韌性的不利影響，同時還改善鋼水的流動性以改善水口堵塞問題。本發明控制ca含量為0.001～0.005%。

為有利於鋼板的焊接，本發明控制其碳當量cev（=c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15）≤0.85%。

上述布氏硬度400hbw級整體硬化型高韌性易焊接特厚耐磨鋼板的製造方法：依次經kr鐵水預處理、電爐/轉爐冶煉、lf精煉、vd/rh精煉、模鑄，生產出s≤0.003%、p≤0.010%、h≤0.00015%、o≤0.0015%、n≤0.007%的鋼水並採用低過熱度（≤40℃）的全程氬氣保護澆鑄成扁鋼錠；澆注前，鋼錠模和底盤須預熱至60～130℃並確保其充分乾燥；在鋼錠脫帽後，帶模入緩冷坑冷卻≥48小時後脫模，使h充分去除；緩冷完成後對鋼錠表面帶溫（200～300℃）清理。

將清理後的鋼錠在均熱爐中加熱至1230～1280℃保溫15～20小時，鋼錠出爐後高壓水除鱗並開坯軋制至厚度為450～550mm的鋼坯，軋制後的鋼坯在冷床上空冷至～600℃後下冷床進行擴h處理：600～650℃下保溫48～72小時後隨爐冷卻～200℃出爐空冷。

擴h處理處理後的鋼坯在步進爐中重新加熱至1230～1280℃保溫3.5～5.5小時，使鋼中的合金元素充分固溶。鋼坯出爐後經高壓水除鱗處理然後進行兩階段軋制；第一階段軋制開軋溫度在1050～1150℃的範圍，總壓縮率≥35%，採用大壓下量軋制，最大單道次壓下率≥15%；第二階段軋制開軋溫度在880～920℃的範圍，總壓縮率≥20%，軋至成品厚度。

鋼板經矯直後在冷床上空冷至～600℃後下冷床加罩緩冷≥72小時以進一步降低鋼板中的h含量，鋼板出罩後空冷至室溫。

將緩冷完成的鋼板進行淬火+低溫回火處理，淬火處理加熱溫度890～930℃，鋼板到溫後保溫0.5～2.0小時出爐並採用≤35℃的冷卻水將鋼板淬火至室溫；回火處理溫度為180～220℃，保溫時間為2.5～4.0min/mm×鋼板厚度（mm），出爐後空冷至室溫即獲得成品鋼板。

本發明針對大型工程和採礦機械的耐磨部件對400hbw級整體硬化型高韌性易焊接特厚耐磨鋼板的需求，採用優化的化學成分、高純淨度的鋼水、低過熱度全程氬氣保護澆注生產的模鑄扁鋼錠作為坯料，採取開坯+控制軋制+淬火+低溫回火的方法製造出滿足這一要求的厚度達210mm特厚鋼板。在鋼板近表面、1/4和1/2厚度處的微觀組織分別為回火馬氏體與回火貝氏體，回火貝氏體由回火下貝氏體+少量的回火上貝氏體組成。

與現有技術相比，本發明的主要優點在於：

本發明製造的耐磨鋼板具有整體硬化、整體韌性高、特大厚度、易焊接的特點。在鋼板的整個厚度截面上布氏硬度為hbw360～hbw410，在其1/4和1/2厚度處-20℃的夏比衝擊功≥80j，-40℃的夏比衝擊功≥60j，鋼板的厚度達210mm。

附圖說明

圖1為實施例1製造的鋼板在近表面處的顯微組織；

圖2為實施例1製造的鋼板在1/4厚度處的顯微組織；

圖3為實施例1製造的鋼板在1/2厚度處的顯微組織；

圖4為實施例1、2製造的鋼板在厚度截面上布氏硬度的變化。

具體實施方式

以下結合本發明的較佳實施例對本發明的技術方案作更詳細的描述。但該等實施例僅僅是對本發明較佳實施方式的描述，而不能對本發明的範圍產生任何限制。

實施例1

本實施例涉及的布氏硬度400hbw級整體硬化型高韌性易焊接特厚耐磨鋼板厚度為210mm，所包含的成分及質量百分數為：c：0.13%，si：0.23%，mn：1.26%，p：0.006%，s：0.0015%，cr：0.70%，mo：0.55%，ni：3.24%，cu：0.23%，al+v+nb=0.143%（其中：al：0.08%，nb：0.023%），n：0.0055%，b：0.0017%，ca：0.0022%，餘量為鐵及不可避免的雜質元素，碳當量cev(=c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15)=0.83%，經vd處理後鋼水中的h=0.0001%。

該鋼板的製造工藝如下：

按上述化學組成配置冶煉原料依次進行kr鐵水預處理–電爐冶煉–lf精煉–vd精煉–模鑄–鋼錠加熱–開坯軋制–擴h處理–鋼坯加熱–控軋–控制條件下的緩慢冷卻–淬火–回火。

在vd精煉破空後通過餵矽鈣線進行鈣處理。

進一步的講，上述涉及到的開坯軋制、控軋及冷卻的具體工藝為：將清理完畢的鋼錠在均熱爐中加熱至1270℃保溫17小時後出爐，經高壓水除鱗後進行開坯軋制，軋製成厚度為450mm的鋼坯。鋼坯在冷床上空冷至～600℃後下線進行擴h處理（加熱至600℃保溫72小時後隨爐冷卻至～200℃出爐），然後對鋼坯進行帶溫（～200℃）清理。

清理後的鋼坯在步進爐中重新加熱至1260℃保溫3.5小時。出爐後經高壓水除鱗，然後進行兩階段軋制。第一階段軋制開軋溫度為1110℃，中間坯厚270mm，總壓縮率=40%，最大單道次壓下率=17.1%；第二階段軋制開軋溫度為890℃，總壓縮率22.2%，最終板厚210mm。軋後矯直。矯直的鋼板在冷床上空冷至～600℃下冷床加罩緩冷～96小時後出罩空冷至室溫。

對緩冷完成的鋼板進行淬火+回火處理。淬火加熱溫度：920℃，鋼板到溫後保溫1小時出爐，然後採用～30℃的冷卻水將鋼板淬火至室溫；回火加熱溫度：200℃，保溫時間：3.2min/mm×鋼板厚度（mm），出爐後空冷至室溫。

經上述工藝製造的成品鋼板在近表面、1/4和1/2厚度處的微觀組織分別為回火馬氏體和回火貝氏體（回火下貝氏體+少量回火上貝氏體），如圖1～3所示；沿鋼板厚度方向的布氏硬度如表1和圖4所示，衝擊性能如表1所示。鋼板在厚度方向具有高的硬度均勻性，在厚度截面上最大、最小布氏硬度之差僅為7.2%，具有高的整體硬化性能。

另外，鋼板的低溫韌性優異：-20℃時在鋼板1/4和1/2厚度處的夏比衝擊功均>80j，在-40℃時均>70j；-20℃時在鋼板1/4和1/2厚度處的夏比衝擊功之差僅為11.4%，-40℃時僅為11.9%，即製造的鋼板具有高的整體韌性，尤其是在厚度截面上鋼板的性能（韌性、硬度）均勻性好。

實施例2

本實施例涉及的布氏硬度400hbw級整體硬化型高韌性易焊接特厚耐磨鋼板厚度為210mm，所包含的成分及質量百分數為：c：0.11%，si：0.24%，mn：1.16%，p：0.004%，s：0.0013%，cr：0.68%，mo：0.54%，ni：3.57%，cu：0.25%，al+v+nb=0.132%（其中：al：0.073%，nb：0.021%），n：0.0051%，b：0.0016%，ca：0.0018%，餘量為鐵及不可避免的雜質元素，碳當量cev(=c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15)=0.81%，經vd處理後鋼水中的h=0.00009%。

該實施例的製造工藝與實施例1基本相同，主要差別在於軋制和隨後的熱處理，具體如下：

將清理完畢的鋼錠在均熱爐中加熱至1250℃保溫19小時後出爐，經高壓水除鱗後進行開坯軋制，軋製成厚度為480mm的鋼坯。鋼坯在冷床上空冷至～600℃後下線進行擴h處理（加熱至600℃保溫72小時後隨爐冷卻至～200℃出爐），然後對鋼坯進行帶溫（～200℃）清理。

清理後的鋼坯在步進爐中重新加熱至1250℃保溫4.5小時。出爐後經高壓水除鱗處理，然後進行兩階段軋制。第一階段軋制開軋溫度為1130℃，中間坯厚300mm，總壓縮率=37.5%，最大單道次壓下率=16.9%；第二階段軋制開軋溫度為910℃，總壓縮率30%，最終板厚210mm。軋後矯直。矯直的鋼板在冷床上空冷至～600℃下冷床加罩緩冷～96小時後出罩空冷至室溫。

對緩冷完成的鋼板進行淬火+回火處理。淬火加熱溫度：900℃，鋼板到溫後保溫1.2小時出爐，然後採用～22℃的冷卻水將鋼板淬火至室溫；回火加熱溫度：180℃，保溫時間：4.0min/mm×鋼板厚度（mm），出爐後空冷至室溫。

經上述工藝製造的成品鋼板在近表面、1/4和1/2厚度處的微觀組織與實施例1製造的成品鋼板相同，分別為回火馬氏體和回火貝氏體（回火下貝氏體+少量回火上貝氏體）；沿鋼板厚度方向的布氏硬度如表1和圖4所示，衝擊性能如表1所示。鋼板在厚度方向具有高的硬度均勻性，在厚度截面上最大、最小布氏硬度之差僅為6.3%，具有高的整體硬化性能。

該實施例製造的鋼板較實施例1具有更加優異的低溫韌性：-20℃時在鋼板1/4和1/2厚度處的夏比衝擊功均>130j，在-40℃時均>100j；-20℃時在鋼板1/4和1/2厚度處的夏比衝擊功之差僅為9.3%，-40℃時僅為4.2%，即鋼板具有高而且均勻的整體韌性，尤其是在厚度截面上鋼板的性能（韌性、硬度）均勻性好。

表1實施例所製造鋼板的布氏硬度和衝擊性能

除上述實施例外，本發明還包括有其他實施方式，凡採用等同變換或者等效替換方式形成的技術方案，均應落入本發明權利要求的保護範圍之內。