CN110592491B - 一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法 - Google Patents
一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN110592491B CN110592491B CN201910970664.3A CN201910970664A CN110592491B CN 110592491 B CN110592491 B CN 110592491B CN 201910970664 A CN201910970664 A CN 201910970664A CN 110592491 B CN110592491 B CN 110592491B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- wear
- steel plate
- martensite
- resistant steel
- austenite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
本发明属于合金钢技术领域,具体涉及一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法。按照质量百分比计,所述耐磨钢板含有如下合金成分:C:0.20‑0.40;Mn:3.00‑6.00;Si:0.05‑0.60;Mo:0.20‑0.60;Ti:0.40‑0.80;Al:0.02‑0.07;S≤0.002;P≤0.01;余量为Fe和不可避免的杂质元素;其中,所述高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中含有体积分数为10‑35%的残余奥氏体和体积分数为0.5‑2.0%的超硬(Ti,Mo)xC粒子。通过向传统马氏体耐磨钢中引入一定体积分数的残余奥氏体(10‑35%),在韧性较小时可提高韧性的同时还可以增加耐磨性;通过在基体中形成超硬(Ti,Mo)xC粒子,可增加钢板成品的耐磨性,有效阻止磨料压入钢板基体或者阻止磨料在钢板基体表面滑动、钝化磨粒尖角,使钢板的耐磨性为同硬度低合金马氏体耐磨钢的1.8倍以上。
Description
技术领域
本发明属于合金钢技术领域,具体涉及一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法。
背景技术
在冶金、建筑等工业行业中,物料搅拌和运输都需要使用大量的耐磨钢,部分工件形状复杂,制备过程需要经过弯曲成型。传统低合金耐磨钢的组织通常选用单相马氏体,其耐磨性能与马氏体基体的硬度直接相关,提高其耐磨性的主要方法是提高碳含量和马氏体的硬度,据此开发出NM360-NM600全系列低合金耐磨钢。然而,随着钢中碳含量和硬度的增加,钢的加工性和焊接性将严重恶化,难以满足装备制造的相关要求。
发明内容
(一)要解决的技术问题
为了解决现有技术的上述问题,本发明提供一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法,用以解决现有高硬度耐磨钢的耐磨性、焊接性能和加工性能差,难以满足装备制造相关要求的难题。
(二)技术方案
为了达到上述目的,本发明采用的主要技术方案包括:
一方面,本发明提供一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板,按照质量百分比计,其含有如下合金成分:C:0.20-0.40;Mn:3.00-6.00; Si:0.05-0.60;Mo:0.20-0.60;Ti:0.40-0.80;Al:0.02-0.07;S≤0.002; P≤0.01;余量为Fe和不可避免的杂质元素;
其中,所述高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中含有体积分数为 10-35%的残余奥氏体(亚稳奥氏体)和体积分数为0.5-2.0%的超硬(Ti,Mo)xC粒子。
根据本发明较佳实施例,其中,C含量和Ti含量满足: C*(1±5%)=0.14+Ti/4。
根据本发明较佳实施例,其中,所述超硬(Ti,Mo)xC粒子的硬度为 3100-3300HV,粒子表面平均尺寸为0.6-1μm2。超硬(Ti,Mo)xC粒子可有效增加钢板成品的耐磨性,使最终钢板成品的耐磨性是同硬度低合金马氏体耐磨钢的1.8倍以上。
根据本发明较佳实施例,按照质量百分比计,所述钢板还含有选自下述化学成分中的一种或两种:Nb:0.005-0.05%、V:0.005-0.05%、Ni: 0.20-1.50%。
本发明各元素的作用及对钢板耐磨性能的影响如下:
碳:碳元素具有强烈的固溶强化作用显著提高马氏体的强度和硬度,奥氏体稳定元素提高残余奥氏体的稳定性,适当含量的碳与钛结合形成第二相(Ti,Mo)xC粒子,可以显著提高耐磨性。本发明钢控制碳含量为 0.20-0.40wt.%,碳含量低于0.20wt.%时,难以形成足够体积分数的第二相粒子,同时残余奥氏体稳定性降低,难以获得较大体积分数的残余奥氏体;碳含量高于0.40wt.%,则钢的塑韧性、加工性和焊接性恶化。本发明碳的含量应控制在0.20-0.40wt.%。
锰:锰元素可以扩大奥氏体相区,稳定奥氏体组织,同时能够增加钢的淬透性,降低马氏体形成的临界冷速,实现热轧后空冷即可得到马氏体组织,但过高的锰元素含量会加使铸坯偏析倾向增加,钢的回火脆性敏感性增加,另外对焊接性能不利。本发明锰的含量应控制在3.00-6.00 wt.%。
硅:钢中的硅在冶炼过程中可以起到脱氧、提高纯净度的作用,在两相区退火过程中抑制渗碳体的形成,促进碳在未转变奥氏体中富集,提高残余奥氏体稳定性。但硅元素含量过高会导致钢的韧性下降,表面脱碳趋势增加,同时也不利于钢板的焊接性能。综合考虑以上因素,本发明硅含量为0.05-0.60wt.%。
钛:作为强碳化物形成元素,与碳结合形成硬度约为3200HV的超硬粒子(Ti,Mo)xC,显著提高耐磨钢的耐磨性,过少的(Ti,Mo)xC粒子不能有效提高材料的耐磨性,过多的(Ti,Mo)xC粒子会使材料的塑韧性恶化。本发明控制钛含量为0.40-0.80wt.%,所形成的第二相粒子体积分数为0.5-2.0%,表面平均粒子尺寸在0.5-1.0μm2之间。
钼:钼元素可以提高淬透性,降低回火脆性,同时可以溶解到 (Ti,Mo)xC中,形成(Ti,Mo)C,增加第二项的体积分数。本发明控制钼含量为0.20-0.60wt.%。
铝:铝元素是强脱氧剂,同时可以强烈抑制两相区退火过程中渗碳体的析出,铝元素还可以影响相变动力,是很强的铁素体稳定元素。本发明控制铝元素含量为0.02-0.07wt.%。
硫、磷:硫元素在钢中与锰等化合形成塑性夹杂物硫化锰,消耗锰元素,同时对钢的塑韧性不利,引起高温回火脆性,因此硫的含量应尽可能地低。磷元素也是钢中的有害元素,严重损害钢材的塑韧性,引起低温回火脆性。对本发明而言,硫和磷均是不可避免的杂质元素,应越低越好,考虑到钢厂实际的炼钢水平,本发明要求S≤0.002wt.%,P≤0.01wt.%。
另一方面,本发明还提供一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板的制造方法,依次包括工序:S1冶炼、S2炉外精炼、S3连铸或模铸、 S4加热、S5轧制及冷却、和S6热处理;
所述步骤S1的冶炼原料为:按照上述实施例所述的预设合金成分将相应原料进行冶炼;
所述S4的工艺条件为:连铸坯或铸锭开坯后在加热炉中加热,加热温度为1050-1250℃,时间为2-6小时;
所述S5的工艺条件为:轧制工艺采用再结晶和未再结晶两阶段控制轧制6-14道次至≤60mm厚度的钢板,保证轧制压缩比达到5倍以上,轧后空冷至室温;
所述S6的工艺条件为:两相区退火温度为550-750℃,加热时间1-10 小时,钢板加热后空冷至室温。
根据本发明的较佳实施例,S5步骤采用中厚板轧机或热连轧轧机进行轧制。
按照本发明的制造方法,经步骤S6热处理后,获得高硬度(Ti,Mo)xC 粒子耐磨性增强型马氏体/奥氏体双相高耐磨钢板,钢板中残余奥氏体的体积分数约为10-35%,同时在钢板中还均匀弥散分布着体积分数总量约为0.5-2.0%的高硬度(Ti,Mo)xC粒子,该粒子的表面平均尺寸在 0.6-1μm2(优选为0.8μm2)左右,钢板硬度HB360-450,抗拉强度为 1000-1200MPa,延伸率在13%-20%,-20℃冲击吸收功达40J以上,耐磨性为同硬度传统耐磨钢的1.8倍以上。
(三)有益效果
本发明的有益效果是:
本发明提供了一种具有优异耐磨性和加工性能的高耐磨钢板,方案包括:通过向传统马氏体耐磨钢中引入一定体积分数的残余奥氏体 (10-35%),在韧性较小时可提高韧性的同时还可以增加耐磨性;通过形成超硬(Ti,Mo)xC粒子增加钢板成品的耐磨性,有效阻止磨料压入钢板基体或者阻止磨料在钢板基体表面滑动、钝化磨粒尖角,进一步使钢板的耐磨性为同硬度低合金马氏体耐磨钢的1.8倍以上。
钢板中弥散分布的(Ti,Mo)xC粒子硬度在3200HV左右,体积分数为 0.5-2.0%,粒子表面平均尺寸在0.8μm2左右。本发明的马氏体/奥氏体双相耐磨钢提高耐磨性的原理是:引入残余奥氏体可以提高耐磨钢的塑韧性,在韧性较小时可提高韧性的同时还可以增加耐磨性;本发明的钢板在被使用而磨损的过程中,这些残余奥氏体发生相变使表面硬度升高以增加耐磨性;超硬(Ti,Mo)xC粒子可有效阻止磨料(与钢板工件相摩擦的材料)压入钢板基体或者阻止磨料在钢板基体表面滑动,另外(Ti,Mo)xC 粒子还可以使磨粒尖端破碎、钝化磨粒尖角,大幅增加钢板的耐磨性。
本发明的优点在于:轧后空冷,节约成本、便于生产;热处理工艺简单、成本低、绿色无污染;在降低硬度和提高塑性的条件下,通过引入一定体积分数的残余奥氏体和超硬第二相粒子提高耐磨性,有效的解决了传统马氏体耐磨钢其耐磨性、加工性和焊接性不能兼顾的难题,具有广阔的应用前景。
附图说明
图1为本发明(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢微观组织的扫描电镜照片。
图2为本发明(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢的 XRD谱。
图3为本发明(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中 (Ti,Mo)xC粒子的扫描电镜照片。
图4为本发明(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中 (Ti,Mo)xC粒子的粒度分布。
图5为本发明(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中 (Ti,Mo)xC粒子电子探针元素分布图。
具体实施方式
为了更好的解释本发明,以便于理解,下面结合附图,通过具体实施方式,对本发明作详细描述。
随着深入研究,发明人了解到硬度并不是影响钢材料磨损性能的唯一因素,当钢材料断裂韧性较小时,材料的磨损性能受断裂韧性影响较大;随着断裂韧性的增加,尽管材料的硬度下降,但是材料的耐磨性能逐渐升高。为此,本发明的基本构思是:引入残余奥氏体提高塑韧性,不但可以获得良好的塑韧性,还可以在相同硬度条件下获得更优异的耐磨性能;在较硬的马氏体基体上引入超硬第二相粒子和残余奥氏体,通过超硬第二相粒子增加耐磨性。以下结合具体实施例对本发明方案特点和技术效果进行说明。
实施例1
本发明的化学组成按重量百分含量为C:0.30;Mn:5.00;Si:0.15; Mo:0.50;Ti:0.60;Al:0.02;V:0.03;S≤0.002;P≤0.01;余量为Fe 和不可避免的杂质元素。
制造工艺:转炉或电炉冶炼,炉外精炼,模铸或板坯连铸,采用中厚板轧机轧制,加热炉加热温度为1200℃,时间为6小时,轧制工艺采用两阶段控制轧制11道次,轧制后钢板的厚度为12mm,轧后钢板空冷至室温,然后在两相区退火,温度为630℃,加热时间为4小时,钢板加热后空冷至室温。经测算,高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中残余奥氏体体积分数占32.1%,超硬(Ti,Mo)xC粒子体积分数约为1.21%。
上述制造工艺中,冶炼、炉外精炼、模铸或板坯连铸等均按照常规的操作条件进行。
实施例2
本发明的化学组成按重量百分含量为C:0.30;Mn:6.00;Si:0.05; Mo:0.30;Ti:0.60;Al:0.05;Nb:0.024;Ni:0.52;S:0.002;P:0.01;余量为Fe和不可避免的杂质元素。
制造工艺:转炉或电炉冶炼,炉外精炼,模铸或板坯连铸,采用中厚板轧机轧制,加热炉加热温度为1250℃,时间为4小时,轧制工艺采用两阶段控制轧制9道次,轧制后钢板的厚度为20mm,轧后空冷至室温,两相区退火温度为650℃,加热时间为8小时,钢板加热后空冷至室温。经测算,高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中残余奥氏体体积分数占34.3%,超硬(Ti,Mo)xC粒子体积分数约为1.17%。
上述制造工艺中,冶炼、炉外精炼、模铸或板坯连铸等均按照常规的操作条件进行。
实施例3
本发明的化学组成按重量百分含量为C:0.40;Mn:4.50;Si:0.55; Mo:0.28;Ti:0.55;Al:0.07;Nb:0.025;Ni:1.50;S:0.001;P: 0.012;余量为Fe和不可避免的杂质元素。
制造工艺:转炉或电炉冶炼,炉外精炼,模铸或板坯连铸,采用中厚板或热连轧轧机轧制,加热炉加热温度为1220℃,时间为5小时,轧制工艺采用两阶段控制轧制11道次,轧制后钢板的厚度为30mm,轧后空冷至室温,两相区退火温度为620℃,加热时间为6小时,钢板加热后空冷至室温。经测算,高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中残余奥氏体体积分数占21.6%,超硬(Ti,Mo)xC粒子体积分数约为1.51%。
上述制造工艺中,冶炼、炉外精炼、模铸或板坯连铸等均按照常规的操作条件进行。
实施例4
本发明的化学组成按重量百分含量为C:0.32;Mn:5.20;Si:0.05; Mo:0.32;Ti:0.52;Al:0.05;Ni:1.05;S:0.001;P:0.009;余量为Fe和不可避免的杂质元素。
制造工艺:转炉或电炉冶炼,炉外精炼,模铸或板坯连铸,采用中厚板轧机轧制,加热炉加热温度为1230℃,时间为5小时,轧制工艺采用两阶段控制轧制9道次,轧制后钢板的厚度为25mm,轧后空冷至室温,两相区退火温度为630℃,加热时间为5小时,钢板加热后空冷至室温。经测算,高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中残余奥氏体体积分数占30.8%,超硬(Ti,Mo)xC粒子体积分数约为1.05%。
上述制造工艺中,冶炼、炉外精炼、模铸或板坯连铸等均按照常规的操作条件进行。
本发明实施例与NM400力学性能和耐磨性能检测结果如表1所示。
表1
如图1所示,为实施例1制备的(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢微观组织的扫描电镜照片。
如图2所示,为实施例1制备的(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢的XRD谱,表示钢板中残余奥氏体体积分数占32.1%。
如图3所示,为实施例1制备的(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中(Ti,Mo)xC粒子的扫描电镜照片。由图3可知,钢板基体中弥散分布着(Ti,Mo)xC粒子。
如图4所示,为实施例1制备的(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中(Ti,Mo)xC粒子的粒度分布图,表示高硬度(Ti,Mo)xC粒子的表面平均尺寸接近但主要分布在1μm2以下。
如图5所示,为实施例1制备的(Ti,Mo)xC粒子增强型马氏体/奥氏体双相耐磨钢中(Ti,Mo)xC粒子电子探针元素分布图。由图5可知,图1、 3中所观察到的超硬(Ti,Mo)xC粒子,是由Mo、Ti、C元素所形成。
Claims (7)
1.一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板,其特征在于,按照质量百分比计,所述耐磨钢板含有如下合金成分:C:0.20-0.40;Mn:3.00-6.00;Si:0.05-0.60;Mo:0.20-0.60;Ti:0.40-0.80;Al:0.02-0.07;S≤0.002;P≤0.01;余量为Fe和不可避免的杂质元素;
其中,所述高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板中含有体积分数为21.6-35%的残余奥氏体和体积分数为0.5-2.0%的超硬(Ti,Mo)xC粒子。
2.根据权利要求1所述的高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板,其特征在于,C含量和Ti含量满足:C*(1±5%)=0.14+Ti/4。
3.根据权利要求1所述的高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板,其特征在于,所述超硬(Ti,Mo)xC粒子的硬度为3100-3300HV,粒子表面平均尺寸为0.6-1μm2。
4.根据权利要求1-3任一项所述的高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板,其特征在于,按照质量百分比计,所述钢板还含有选自下述化学成分中的一种或两种:Nb:0.005-0.05%、V:0.005-0.05%、Ni:0.20-1.50%。
5.一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板的制造方法,依次包括工序:S1冶炼、S2炉外精炼、S3连铸或模铸、S4加热、S5轧制及冷却、和S6热处理;其特征在于:
所述步骤S1的冶炼原料为:按照上述权利要求1、2或4所述的预设合金成分将相应原料进行冶炼;
所述S4的工艺条件为:连铸坯或铸锭开坯后在加热炉中加热,加热温度为1050-1250℃,时间为2-6小时;
所述S5的工艺条件为:轧制工艺采用再结晶和未再结晶两阶段控制轧制6-14道次至≤60mm厚度的钢板,保证轧制压缩比达到5倍以上,轧后空冷至室温;
所述S6的工艺条件为:两相区退火温度为550-750℃,加热时间1-10小时,钢板加热后空冷至室温。
6.根据权利要求5所述的制造方法,其特征在于,S5步骤采用中厚板轧机或热连轧轧机进行轧制。
7.一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板,其特征在于,是采用权利要求5或6所述的制造方法制得,钢板包含马氏体和奥氏体,其中奥氏体的体积分数为10-35%,在马氏体中均匀弥散分布着体积分数为0.5-2.0%的(Ti,Mo)xC粒子,表面平均粒子尺寸在0.6-1μm2,钢板硬度HB360-450,抗拉强度为1000-1200MPa,延伸率在13%-20%,-20℃冲击吸收功达40J以上,耐磨性为同硬度低合金马氏体耐磨钢的1.8倍以上。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN201910970664.3A CN110592491B (zh) | 2019-10-12 | 2019-10-12 | 一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN201910970664.3A CN110592491B (zh) | 2019-10-12 | 2019-10-12 | 一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CN110592491A CN110592491A (zh) | 2019-12-20 |
CN110592491B true CN110592491B (zh) | 2021-11-16 |
Family
ID=68866800
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CN201910970664.3A Active CN110592491B (zh) | 2019-10-12 | 2019-10-12 | 一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
CN (1) | CN110592491B (zh) |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN113462957A (zh) * | 2021-05-27 | 2021-10-01 | 钢铁研究总院 | 一种马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢的制备方法 |
CN114351053B (zh) * | 2022-01-13 | 2023-03-24 | 鞍钢股份有限公司 | 一种超细晶高韧性耐磨钢及其制造方法 |
CN114369763A (zh) * | 2022-01-13 | 2022-04-19 | 鞍钢股份有限公司 | 一种残余奥氏体增韧耐磨钢及其制造方法 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2008169411A (ja) * | 2007-01-10 | 2008-07-24 | Daido Steel Co Ltd | 型材用鋼 |
CN102560272B (zh) * | 2011-11-25 | 2014-01-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强度耐磨钢板及其制造方法 |
CN104357758B (zh) * | 2014-12-08 | 2016-03-30 | 钢铁研究总院 | 一种超硬粒子增强型马氏体耐磨钢板及其制造方法 |
JP2018141218A (ja) * | 2017-02-28 | 2018-09-13 | Jfeスチール株式会社 | 部品およびその製造方法 |
-
2019
- 2019-10-12 CN CN201910970664.3A patent/CN110592491B/zh active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN110592491A (zh) | 2019-12-20 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP6064059B2 (ja) | 700MPa級の高強度熱間圧延Q&P鋼およびその製造方法 | |
CN105506494B (zh) | 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法 | |
JP6466582B2 (ja) | 降伏強度800MPa級高強度鋼及びその製造方法 | |
CN103526111B (zh) | 屈服强度900MPa级热轧板带钢及其制备方法 | |
CN101768698B (zh) | 一种低成本屈服强度700mpa级非调质处理高强钢板及其制造方法 | |
JP2018505303A (ja) | 降伏強度900〜1000MPa級調質高強度鋼及びその製造方法 | |
CN104480406A (zh) | 一种低合金高强高韧钢板及其制造方法 | |
CN109628836A (zh) | 一种高强度建筑结构用抗震耐火钢及其制备方法 | |
JP2017206771A (ja) | 溶接性に優れた高マンガン耐摩耗鋼及びその製造方法 | |
CN110592491B (zh) | 一种高耐磨性马氏体/奥氏体双相耐磨钢板及制造方法 | |
CN102943212A (zh) | 一种nm500高强度耐磨钢板及其热处理工艺 | |
CN103882330A (zh) | 一种低屈强比超高强度非调质钢板及其生产方法 | |
CN105925905B (zh) | Nb-Ti系780MPa级热轧双相钢及其生产方法 | |
CN111607735B (zh) | 一种布氏硬度≥420的热轧耐磨钢及生产方法 | |
CN111057936B (zh) | 一种1000MPa级高强耐磨钢及其生产方法 | |
CN113249645B (zh) | 一种高延性超高强韧钢及其制备方法 | |
CN108796370A (zh) | 一种屈服强度≥690MPa的焊接结构用耐火耐候钢及其生产方法 | |
CN102400053A (zh) | 屈服强度460MPa级建筑结构用钢板及其制造方法 | |
CN101956141A (zh) | 一种低成本屈服强度780MPa级非调质处理高强耐磨钢板及其制造方法 | |
CN114480806B (zh) | 一种厚规格TiC粒子增强型马氏体耐磨钢板的制造方法 | |
CN104451436A (zh) | 贝氏体-马氏体-奥氏体复相耐磨钢板及制造方法 | |
CN111187977B (zh) | 一种690MPa级抗震耐蚀耐火中厚板钢及其制造方法 | |
CN109722598A (zh) | 一种12Cr1MoV加钒铬钼钢板及其生产方法 | |
CN113373370B (zh) | 一种1100MPa级桥壳钢及其制造方法 | |
CN110331344B (zh) | 一种强度性能稳定的Rm≥600MPa汽车大梁钢及生产方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
PB01 | Publication | ||
PB01 | Publication | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
GR01 | Patent grant | ||
GR01 | Patent grant |