低成本高韌性超級(jí)耐磨鋼及其制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及一種低成本高韌性超級(jí)耐磨鋼及其制備方法，屬于低合金耐磨材料技 術(shù)領(lǐng)域。
【背景技術(shù)】
[0002] 目前在礦山篩選板襯、運(yùn)輸鏈條、煤炭、化工行業(yè)的中低沖擊載荷磨損工況條件 下，常需要高韌性耐磨材料。
[0003] 國內(nèi)現(xiàn)階段使用的高韌性耐磨材料主要有高錳鋼、低合金鑄鐵、低合金鋼。高錳鋼 的鑄態(tài)組織通常由奧氏體、碳化物和珠光體組成，經(jīng)過水韌處理后，在高沖擊工況下，金屬 表面發(fā)生塑性變形，其變形層內(nèi)有明顯的加工硬化現(xiàn)象，表層硬度大幅提高；在低沖擊工況 下，由于加工硬化效果不明顯，無法達(dá)到較好的效果。低合金鑄鐵多通過碳化物來增強(qiáng)硬 度，即通過高硬度來增強(qiáng)耐磨性，但碳化物和基體的硬度值相差較大會(huì)導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生，降低 鋼的塑韌性。低合金鋼通過加入少量的合金元素，產(chǎn)生抗磨的硬質(zhì)相，得到的鋼抗耐磨性較 好，但硬質(zhì)相與基體的硬度的差別會(huì)導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)展，降低鋼的塑韌性。
[0004] 隨著工業(yè)發(fā)展的進(jìn)步，耐磨材料尤其是耐磨鋼的生產(chǎn)已經(jīng)有很大的突破，期間產(chǎn) 生了很多比較優(yōu)秀的發(fā)明，從而促進(jìn)了耐磨鋼向更高級(jí)別和更優(yōu)性能的研究與發(fā)展。其中 CN 103014521 A "高硬度高韌性耐磨鋼及其生產(chǎn)方法"，公開了一種高硬度和高韌性耐磨鋼 的制備方法，但該方法沒有優(yōu)化合金元素的配比，且含碳量較高，韌性較差。CN 102605272 A "一種低合金超高強(qiáng)度耐磨鋼及其生產(chǎn)方法"制備的鋼中加入了稀土元素且延伸率較低， 最大值只有11%。CN 103255341 A "一種高強(qiáng)度高韌性熱乳耐磨鋼及其制造方法"制備的 耐磨鋼的延伸率和沖擊韌性較低，且制造中采用TRIP效應(yīng)來增強(qiáng)耐磨鋼的硬度和耐磨性， 而只有在高沖擊條件下，TRIP效應(yīng)效果才較好，中低沖擊工況下和高錳鋼類似，其表面硬化 效果不明顯。且其中添加的Ni元素含量價(jià)高，生產(chǎn)成本較高，經(jīng)濟(jì)效益不明顯。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0005] 本發(fā)明所要解決的一個(gè)技術(shù)問題是提供一種耐磨性好、韌性好、綜合力學(xué)性能優(yōu) 良的低成本高韌性超級(jí)耐磨鋼。
[0006] 本發(fā)明所要解決的第二個(gè)技術(shù)問題是提供上述低成本高韌性超級(jí)耐磨鋼的制備 方法。
[0007] 為解決上述第一個(gè)技術(shù)問題，本發(fā)明提供的低成本高韌性耐磨鋼的化學(xué)成分及 其重量百分比含量為刃：0.40%~1.00%，51:1.5%~3.5%，]?11:0.2%~0.8%，11 : 0· 20%~0· 35%，B :0· 001%~0· 005%，余量為 Fe。
[0008] 優(yōu)選地，所述C的重量百分含量為0· 45 %~0· 75%。
[0009] 所述Si的重量百分含量為1. 6 %~2. 50 %，所述Mn的量百分含量為0. 4 %~ 0· 7%，C/Si 比值為 0· 18 ~0· 46、Mn/Si 比值為 0· 16 ~0· 43。
[0010] 為解決上述第二個(gè)技術(shù)問題，本發(fā)明所提供的低成本高韌性超級(jí)耐磨鋼的制備方 法包括如下步驟：
[0011] 按照上述化學(xué)成分配比經(jīng)真空爐冶煉、澆注成型、熱乳、層流冷卻、卷取后空冷至 室溫，然后再進(jìn)行熱處理。
[0012] 所述澆注步驟的溫度控制在1550 °C~1570 °C ;
[0013] 所述熱乳步驟的乳制方法為：乳前雙道次高壓除鱗，保證表面質(zhì)量；粗乳開乳溫 度為1050°C~1100°C左右，其壓下量在前兩道次壓下量控制在25~35%范圍，且保證余 下每道次15~20%，累計(jì)壓下量為70%~80%;精乳溫度為920°(：~980°(：，累積壓下率 為65~80 %，終乳溫度為650 °C~750°C，經(jīng)50~70 °C /s速度冷卻后鋼板返紅溫度為 400 cC ~600 cC 〇
[0014] 所述熱處理步驟采用空氣加熱爐進(jìn)行，將鋼板以5~20°C /S的加熱速度由室溫加 熱到850°C~910°C，保溫2. 5H~3. 5H(H為鋼板以mm為單位的厚度值）分鐘后在鹽浴冷 卻至100~250°C，然后以15~25°C /秒的加熱速度由100~250°C加熱到280°C~450°C 保溫10~100秒，隨后立即在160°C~250°C保溫6H~8H分鐘，最后出爐空冷至室溫。
[0015] 優(yōu)選地，所述熱處理步驟中，將鋼板以8~15°C /S的加熱速度由室溫加熱到 880°C~900°C，保溫2. 8H~3. OH分鐘后在鹽浴冷卻至150~200°C，然后以18~21°C / 秒的加熱速度由150~200°C加熱到320°C~390°C保溫30~60秒，隨后立即在180°C~ 220 °C保溫6H~7H分鐘，最后出爐空冷至室溫。
[0016] 本發(fā)明添加的主要化學(xué)元素的作用為：
[0017] C :碳是廉價(jià)而有效的強(qiáng)化元素，在本發(fā)明鋼中，碳依然是獲得高硬度高耐磨性的 主要元素。實(shí)驗(yàn)證實(shí)為獲得450HBW以上的硬度，碳含量一般不小于0. 40%，但過高的碳量 將使貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)顯著石移，并且與高Si作用會(huì)使材料脆性增加，出現(xiàn)開裂現(xiàn)象。在本發(fā) 明鋼設(shè)計(jì)中，碳量控制在〇. 40%~1. 00%范圍內(nèi)，C/Si比控制在0. 20~0. 60。
[0018] Mn :Mn為擴(kuò)大奧氏體區(qū)元素，固溶于鐵素體（或奧氏體）中強(qiáng)化基體，還能增加碳 化物的彌散度和穩(wěn)定性，提高鋼的淬透性和沖擊韌性。但含量過高會(huì)引起晶粒粗化和回火 脆性，因此本發(fā)明將Mn控制在0. 2%~0. 8%，C/Si比值控制在0. 18~0. 46范圍。
[0019] Si :Si固溶于鋼中，起固溶強(qiáng)化作用，Si在鋼中能降低碳在奧氏體中的溶解度。Si 元素在貝氏體轉(zhuǎn)變過程中強(qiáng)烈抑制碳化物沿晶界析出的特點(diǎn)，提高奧氏體一貝氏體組織比 例，增加晶界結(jié)合力，提高韌性，并與Mn協(xié)調(diào)作用可明顯提高鋼的淬透性。當(dāng)硅含量過高時(shí) 會(huì)導(dǎo)致材料的塑韌性顯著下降，還會(huì)降低鋼的可焊性，所以Si含量控制在1. 5%~3. 5%范 圍。
[0020] 考慮到Mn對(duì)鋼強(qiáng)度和硬度的增強(qiáng)效果要優(yōu)于Si，且Mn元素會(huì)增加晶粒度的大小， Si在小于2. 5%時(shí)則減小晶粒度，所以合理控制Mn/Si比，得到較細(xì)的晶粒度，使鋼具有良 好的淬透性和強(qiáng)韌性，獲得較好的耐磨性。本發(fā)明將Mn/Si控制在0. 15~0. 35左右。
[0021] Ti :Ti是強(qiáng)碳化物形成元素，Ti與C形成的碳化物結(jié)合力極強(qiáng)、很穩(wěn)定，析出的 碳化物富集在鋼的晶界處抑制晶粒長大，并且析出的硬質(zhì)顆粒提高鋼的強(qiáng)度和耐磨性。一 定含量的Ti具有阻止變形奧氏體再結(jié)晶的作用，能細(xì)化晶粒，能提高鋼的抗蠕變性能和 改善鋼的熱強(qiáng)性，但過高會(huì)導(dǎo)致強(qiáng)度和韌性急劇下降。本發(fā)明加入的Ti含量為0. 25%~ 0· 35%〇
[0022] B :微量B能成倍增加鋼的淬透性，強(qiáng)化晶界，并能提高鋼的韌性。含量過高會(huì)導(dǎo)致 鋼的熱脆性，影響鋼的加工能力。
[0023] 本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比具有如下有益效果：
[0024] 通過控制C/Si的比值，控制碳化物沿晶界析出的數(shù)量，減弱C和Si總量的增加對(duì) 脆性的影響，提高鋼的強(qiáng)韌性。
[0025] 通過控制Mn/Si比值，增強(qiáng)鋼的強(qiáng)韌性。因?yàn)樵鎏硐嗤康腗n對(duì)鋼強(qiáng)度和硬度 的增強(qiáng)效果要優(yōu)于相同含量的Si，且Si含量過高會(huì)對(duì)沖擊韌性不利；而Mn元素會(huì)增加晶 粒度的大小，Si在小于2. 5 %時(shí)則減小晶粒度，所以合理控制Mn/Si比，得到較細(xì)的晶粒度， 使鋼具有良好的淬透性和強(qiáng)韌性，獲得較好的耐磨性。
[0026] 通過加入Ti、B合金元素，以固溶或析出強(qiáng)化提高耐磨鋼的強(qiáng)度，且合金元素形成 的碳化鈦細(xì)小顆粒有較好的耐磨作用，同時(shí)提高了鋼的耐磨性；再通過適合的碳含量配比 和熱處理工藝得到較好的沖擊韌性和延伸率。其中，在加入Ti的鋼中，會(huì)大量彌散析出TiC 顆粒，利于鋼的結(jié)晶，且還能阻止鋼晶粒長大粗化，細(xì)化晶粒，減少粗大柱狀組織和帶狀組 織形成。Ti也能溶于γ和α相中，形成固溶體使鋼強(qiáng)化。但Ti/C比較大時(shí)，鋼的強(qiáng)韌性 均會(huì)急劇下降，所以要嚴(yán)格控制Ti含量。并且在含Ti量較高的高強(qiáng)度鈦鋼中，其冷成型性 好，各成形方向的性能均一。所以本發(fā)明加入的Ti含量為0. 20%~0. 35%。
[0027] 本發(fā)明采用合適化學(xué)元素配比和熱處理工藝，使其析出碳化物顆粒增強(qiáng)鋼的耐磨 性，同時(shí)利用細(xì)化晶粒和控制脆性相的產(chǎn)生增強(qiáng)鋼的韌性。在生產(chǎn)過程中，使用廉價(jià)合金元 素并通過適當(dāng)?shù)脑嘏浔?，可以?yōu)化生產(chǎn)工藝，降低生產(chǎn)成本。制備得到的低成本高韌性超 級(jí)耐磨鋼以回火馬氏體-貝氏體-殘余奧氏體為主，其中，鋼的表面以回火馬氏體為主，心 部以貝氏-殘余奧氏體為主，這種以回火馬氏體-貝氏體-奧氏體為微觀組織的超級(jí)耐磨 鋼，在增強(qiáng)耐磨性的同時(shí)提高了鋼的韌性。利用C、Mn和Si合金元素合理搭配，充分發(fā)揮Si 元素在貝氏體轉(zhuǎn)變過程中強(qiáng)烈抑制碳化物沿晶界析出的特點(diǎn)，提高奧氏體一貝氏體組織比 例，增加晶界結(jié)合力，提高韌性，并與Mn協(xié)調(diào)作用可明顯提高鋼的淬透性。
【附圖說明】
[0028] 圖1為本發(fā)明制備的低成本高韌性超級(jí)耐磨鋼表面的金相組織圖。
[0029] 圖2為本發(fā)明制備的低成本高韌性超級(jí)耐磨鋼心部的金相組織圖。
【具體實(shí)施方式】：
[0030] 下面結(jié)合附圖和【具體實(shí)施方式】對(duì)發(fā)明做進(jìn)一步的描述。
[0031] 本發(fā)明的具體實(shí)施步驟為：
[0032] 本發(fā)明的耐磨鋼主要通過真空爐冶煉、澆注成型、熱乳、層流冷卻、卷取后空冷至 室溫，然后再進(jìn)行熱處理得到。
[0033] 耐磨鋼冶煉使用純鐵（也可以在純鐵中加入廢鋼以降低成本）和鐵合金，在真空 加熱爐中冶煉；通過合理配料和裝料、熔化、吹氧脫碳，然后采用LF爐精煉，進(jìn)一步凈化鋼 液，去雜質(zhì)，調(diào)整鋼的成分和溫度，使鋼液更加純凈化。澆注溫度控制在1550°C~1570°C， 并快速饒注完成，以提尚成型的質(zhì)量。
[0034] 鋼板熱乳前先進(jìn)行高壓除磷，消除氧化表層的危害，然后進(jìn)入粗乳。粗乳開乳溫 度為1050°C~1100°C左右，其壓下量在前兩道次壓下量控制在25~35%范圍，且保證余 下每道次15~20%，累計(jì)壓下量為70%~80%;精乳溫度為920°(：~980°(：，累積壓下率 為65~80 %，終乳溫度為650 °C~750°C，經(jīng)50~70 °C /s速度冷卻后鋼板返紅溫度為 400 cC ~600 cC 〇
[0035] 然后將鋼板以5~20°C /S的加熱速度由室溫加熱到850°C~910°C，保溫2. 5H~ 3. 5H分鐘后在鹽浴冷卻至100~250°C，然后以15~25°C /秒的加熱速度由100~250°C 加熱到280°C~450°C保溫10~100秒，隨后立即在160°C~250°C保溫6H~8H分鐘，最 后出爐空冷至室溫。
[0036] 實(shí)施例1
[0037] 本實(shí)施例的耐磨鋼冶煉使用純鐵、廢鋼和鐵合金，在真空加熱爐中冶煉。澆注成型 后，高壓除磷后執(zhí)行上述工藝進(jìn)行熱乳，然后進(jìn)行熱處理。
[0038] 本實(shí)施例的低合金耐磨鋼，含量下列質(zhì)量的化學(xué)元素：碳0.41 %，Si :1. 60%，Mn : 0. 22%，Ti :0.