CN113699437A - 车厢板用热连轧双相耐磨钢及生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种车厢板用热连轧双相耐磨钢及生产方法，属于冶金技术领域。其中，该热连轧耐磨钢包括如下质量百分比的各化学组分：C：0.10～0.20％，Si：0.08～0.40％，Mn：0.5～2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.01～0.06％，Nb≤0.02％，Ti≤0.02％，B≤0.005％，其余为Fe及杂质；其工艺过程包括采用高炉铁水、铁水脱硫、转炉冶炼、LF+RH精炼、连铸、加热、轧制、冷却、卷取、开平横切工艺路线。本发明制得的耐磨钢性能稳定且优异，更重要的是生产效率高。
Description
技术领域
本发明涉及一种热连轧耐磨钢，属于冶金技术领域，具体地涉及一种车厢板用热连轧双相耐磨钢及生产方法。
背景技术
国内主流钢铁企业如宝钢、鞍钢、涟钢、南钢、舞钢等主要采用离线淬火+回火工艺生产耐磨钢，组织类型主要为回火马氏体，质量稳定，性能优异，得到了下游行业认可。
中国发明专利(CN105543676A)公开了一种马氏体-铁素体双相耐磨钢板及其制备方法，其中马氏体组织的体积分数大于90％，硬度在480～560HB之间，采用特定用量的C、Si、Mn、P、S、Nb、V、 Ti、Mo、Ni、Cr、Al、B、N、Fe等元素制备得到。其制备的马氏体 -铁素体双相耐磨钢板具有高硬度的同时还具有良好的低温韧性和耐磨性能，有助于在严酷环境下尤其是极低温条件下机械零件的制造。且其马氏体-铁素体双相耐磨钢板的制备方法工艺简单，能够得到马氏体-铁素体双相组织，综合提高所得马氏体-铁素体双相耐磨钢板的硬度、低温韧性和耐磨性能，适于大规模生产。
中国发明专利(CN106917051A)公开了一种耐腐蚀双相耐磨钢板及其生产方法，钢板化学成分的重量百分含量如下：C≤0.13％， Si≤0.60％，Mn：1.60％，P≤0.015％，S≤0.003％，Al≤0.060％， Cr≤1.20％，Mo≤0.30％，余量为Fe和不可避免的杂质。其生产方法包括加热、轧制和热处理工序。其化学成分设计采用C、Mn、Cr、 Mo固溶强化，使钢板具有良好的组织、力学性能、耐腐蚀性能、耐磨性能和焊接性能，可广泛用于耐腐蚀耐磨环境中。
中国发明专利(CN108396248A)公开了一种屈服强度690级耐腐蚀双相耐磨钢板及其生产方法，其化学成分的重量百分含量为： C≤0.15％，Si≤0.60％，Mn≤1.20％，P≤0.015％，S≤0.003％， Al≤0.60％，Cr≤1.20％，Mo≤0.40％，B≤0.0030％，Ti≤0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质。其钢板化学成分设计采用C、Mn、Cr、 Mo固溶强化，添加微量B元素提高钢的淬透性，使钢板具有良好的组织、力学性能、耐腐蚀性能、耐磨性能和焊接性能，同时强度级别较低、屈强比较低适于卷管，耐腐蚀双相耐磨钢耐磨性能与NM360E 的保持一致，但是其强度和硬度都远远低于NM360E的强度和硬度，能够更好的满足耐腐蚀耐磨用钢的要求，-30℃冲击韧性优良，可广泛用于耐腐蚀耐磨环境中，应用前景广阔。
然而，上述现有的耐磨钢存在合金含量高、强度级别较低等技术问题。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明提供了一种车厢板用热连轧双相耐磨钢及生产方法，该生产方法在合理成分及工艺设计下，得到的耐磨钢性能稳定且优异。
为实现上述目的，本发明公开了一种车厢板用热连轧双相耐磨钢，它包括如下质量百分比的各化学组分：
C：0.10～0.20％，Si：0.08～0.90％，Mn：0.5～2.0％，P≤0.015％， S≤0.005％，Als：0.01～0.06％，Nb≤0.02％，Ti≤0.02％，B≤0.005％，其余为Fe及杂质。
进一步地，它包括如下质量百分比的各化学组分：
C：0.10～0.16％，Si：0.08～0.87％，Mn：0.5～1.5％，P≤0.015％， S≤0.005％，Als：0.01～0.06％，0.005％≤Nb≤0.012％，0.001％≤Ti ＜0.012％，B＜0.004％，其余为Fe及杂质。
进一步地，所述碳元素满足，C：0.14～0.16％；所述锰元素满足，Mn：1.2～1.5％。
为更好的实现本发明技术目的，本发明还公开了一种车厢板用热连轧双相耐磨钢的生产方法，它包括如下工艺流程：
采用高炉铁水、铁水脱硫、转炉冶炼、LF+RH精炼、连铸、加热、轧制、冷却、卷取、开平横切工艺；
所述加热工艺包括：
第二段加热温度和均热末段温度均为1200～1300℃，且第二段加热与均热段的总时间不低于60min，总在炉时间≥140min；
所述轧制包括粗轧和精轧，且所述粗轧出口温度为1000～1100℃，中间坯厚度为30～50mm，所述精轧开轧温度为950～1050℃，轧制速度为3～8m/s，精轧终轧温度为800～900℃；
所述冷却、卷取工艺如下：
出FT7后立即冷却，以10～100℃/s的冷却速度冷却至580℃～650℃，空冷5～15s，继续控制冷却速度为5～100℃/s，冷却至150～300℃进行卷取，并实现在线淬火。
进一步地，所述加热工艺包括：
第二段加热温度和均热末段温度均为1210～1285℃，且第二段加热与均热段的总时间为65～95min，总在炉时间为150～180min。
进一步地，所述粗轧出口温度为1010～1090℃。
进一步地，所述精轧开轧温度为960～1040℃，轧制速度为3～8m/s，精轧终轧温度为800～870℃。
进一步地，第一段冷却速度为25～81℃/s。
进一步地，第二段冷却速度为5～40℃/s，冷却至160～300℃。
进一步地，所述空冷时间为6～14s。
本发明的有益效果主要体现在如下几个方面：
1、本申请设计的制备工艺相对简单，且生产效率高。
2、本申请设计得到的热连轧耐磨钢屈强比低，相对耐磨性较好，且板形性能稳定且优异，冷弯性能也较好，适用于应用多种环境。
附图说明
图1为本发明制备的车厢板用热连轧双相耐磨钢的微观结构示意图。
具体实施方式
本发明公开了一种车厢板用热连轧双相耐磨钢，它包括如下质量百分比的各化学组分：
C：0.10～0.20％，Si：0.08～0.90％，Mn：0.5～2.0％，P≤0.015％， S≤0.005％，Als：0.01～0.06％，Nb≤0.02％，Ti≤0.02％，B≤0.005％，其余为Fe及杂质。
进一步地，它包括如下质量百分比的各化学组分：
C：0.10～0.16％，Si：0.08～0.90％，Mn：0.5～1.5％，P≤0.015％， S≤0.005％，Als：0.01～0.06％，0.005％≤Nb≤0.012％，0.001％≤Ti ＜0.012％，B＜0.004％，其余为Fe及杂质。
进一步地，所述碳元素满足，C：0.14～0.16％；所述锰元素满足， Mn：1.2～1.5％。
本发明设计采用上述含量的各合金元素的原理如下：
碳(C)：是提高材料强度最廉价的元素，随着含碳量增加，硬度、强度提高，但塑韧性和焊接性能降低。综合考虑，C重量百分含量为0.10～0.20％即可；本发明进一步优选0.14～0.16％达到最优。
硅(Si)：对淬透性作用较弱，远不如Cr和Mn，Si能降低碳在铁素体中的扩散速度，但Si过高易产生淬火裂纹，也会恶化表面质量。综合考虑，Si重量百分含量为0.08～0.90％为宜；
锰(Mn)：显著降低钢的Ar1温度、奥氏体的分解速度和马氏体转变温度，增加最终组织中的残奥含量，提高综合性能，锰还可显著降低钢的临界淬火速度，与Fe无限固溶能提高硬度和强度，但Mn 含量若太高，会增加钢的回火脆性，导致严重的中心偏析，综合考虑，Mn重量百分含量为0.5～2.0％为宜，本发明进一步优选1.2～1.5％达到最优。
酸溶铝(Als)：在钢中可脱氧，也能起到细化晶粒的作用，综合考虑，Als在Als：0.01～0.06％。
铌(Nb)：在钢中与C、N具有极强的亲和力，形成稳定的Nb (C，N)化合物，在控制轧制过程中诱导析出，沿奥氏体晶界弥散分布，作为相变的形核质点，可有效阻止再结晶，提高铁素体形核率，对细化晶粒作用显著，综合考虑，Nb重量百分含量≤0.02％；本发明进一步优选0.005～0.012％达到最优。
钛(Ti)：在钢的凝固过程中能与N结合生成稳定的TiN，可强烈阻碍奥氏体晶界迁移，从而细化奥氏体晶粒。Ti与C结合生成TiC，可起到沉淀强化作用，添加微量Ti可提高强韧性，综合考虑，Ti重量百分含量为≤0.02％；本发明进一步优选0.001～0.012％达到最优。
硼(B)：钢中加入微量的B可极大提高淬透性，但B过多时，易在晶界富集，会降低晶界结合能，使钢板受到冲击载荷时更倾向于沿晶断裂，降低钢板的低温冲击功，因此，本发明中B的加入量为≤0.005％，本发明进一步优选B＜0.004％达到最优。
磷(P)、硫(S)：是钢中有害的杂质元素，钢中P易在钢中形成偏析，降低钢的韧性和焊接性能，S易形成塑性硫化物，使钢板产生分层，恶化钢板性能，故P、S含量越低越好，综合考虑，将钢的 P、S含量为P≤0.015％，S≤0.005％。
此外，本发明还公开了上述含有铁素体的HB400级热连轧耐磨钢的制备方法，它包括如下工艺流程：
采用高炉铁水、铁水脱硫、转炉冶炼、LF+RH精炼、连铸、加热、轧制、冷却、卷取、开平横切工艺；
所述加热工艺包括：
第二段加热温度和均热末段温度均为1200～1300℃，且第二段与均热段的总加热时间不低于60min，总在炉时间≥140min；本发明优选第二段加热温度和均热末段温度均为1210～1285℃，且第二段加热与均热段的总时间为65～95min，总在炉时间为150～180min；这样操作的目的是保证Mn、Nb、Ti、V等合金元素完全固溶及充分奥氏体化，并在充分奥氏体化前提下使板坯温度均匀，为后续轧制及冷却工艺奠定基础。
所述轧制包括粗轧和精轧，且所述粗轧出口温度为1000～1100℃，中间坯厚度为30～50mm，所述精轧开轧温度为950～1050℃，轧制速度为3～8m/s，精轧终轧温度为800～900℃；本发明优选粗轧出口温度为1010～1090℃，所述精轧开轧温度为960～1040℃，精轧终轧温度为 800～870℃。本发明选择较高的精轧入口温度有利于降低F1-F4机架轧制负荷，也有利于精轧阶段的轧制负荷分配，精轧阶段总压下率不宜过大，本申请限定为20～50％，在该压下率下，既可以降低精轧负荷，也有利于精轧阶段塑性变形的均匀性，促使轧后钢板内应力更加均匀，得到更好的轧后板形。
所述冷却、卷取工艺如下：
出FT7后立即冷却，以10～100℃/s的冷却速度冷却至580℃～650℃，空冷5～15s目的是得到一定量的，本申请限定为20～40％的铁素体，继续控制冷却速度为5～100℃/s，冷却至150～300℃进行卷取，并实现在线淬火。本发明优选第一段冷却速度为25～81℃/s，第二段冷却速度为5～40℃/s，冷却至160～300℃。
本发明选择控制冷却速度，目的是在于根据不同的厚度，采用合适的冷却速度，防止冷却速度过快，热胀冷缩效应显著，恶化板形质量和内应力分布，，同时，通过控制卷取温度，避免卷取温度太高难以得到马氏体，无法保证强度、硬度和耐磨性，温度太低无法保证钢卷自回火工艺的温度，可能在用户使用过程中出现开裂等应用问题。
经过上述工艺制得的钢板厚度为2～15mm。
为了更好地解释本发明，以下结合具体实施例进一步阐明本发明的主要内容，但本发明的内容不仅仅局限于以下实施例。
本发明设计了10个实施例及5个对比例，其中，各实施例及对比例的耐磨钢包含的各化学组分以质量百分比计入表1所示：
表1各实施例及对比例的化学组分含量(wt％)
| C/％ | Si/％ | Mn/％ | P/％ | S/％ | Als/％ | Nb/％ | Ti/％ | B/％ | |
| 实施例1 | 0.12 | 0.18 | 1 | 0.012 | 0.001 | 0.05 | 0.011 | 0.012 | 0.003 |
| 实施例2 | 0.16 | 0.45 | 1.5 | 0.007 | 0.002 | 0.01 | 0.005 | 0.012 | 0.003 |
| 实施例3 | 0.14 | 0.66 | 1.2 | 0.011 | 0.004 | 0.03 | 0.015 | 0.012 | 0.004 |
| 实施例4 | 0.16 | 0.46 | 1.3 | 0.006 | 0.005 | 0.02 | 0.01 | 0.011 | 0.004 |
| 实施例5 | 0.11 | 0.78 | 1.7 | 0.009 | 0.002 | 0.05 | 0.014 | 0.009 | 0.005 |
| 实施例6 | 0.14 | 0.79 | 1.4 | 0.008 | 0.005 | 0.02 | 0 | 0.014 | 0.002 |
| 实施例7 | 0.12 | 0.87 | 0.9 | 0.007 | 0.003 | 0.01 | 0.011 | 0.013 | 0.003 |
| 实施例8 | 0.15 | 0.51 | 0.8 | 0.009 | 0.004 | 0.06 | 0.007 | 0.008 | 0.003 |
| 实施例9 | 0.18 | 0.28 | 1.5 | 0.008 | 0.005 | 0.03 | 0.012 | 0 | 0.003 |
| 实施例10 | 0.12 | 0.74 | 1.2 | 0.011 | 0.004 | 0.02 | 0.011 | 0.012 | 0.003 |
| 对比例1 | 0.15 | 0.35 | 1.52 | 0.01 | 0.003 | 0.04 | 0.03 | 0.03 | 0.005 |
| 对比例2 | 0.17 | 0.32 | 1.58 | 0.012 | 0.003 | 0.035 | 0.05 | 0.04 | 0.003 |
| 对比例3 | 0.008 | 0.25 | 0.4 | 0.009 | 0.002 | 0.05 | 0.004 | 0.03 | 0.005 |
| 对比例4 | 0.25 | 0.25 | 2.2 | 0.009 | 0.002 | 0.05 | 0.025 | 0.03 | 0.005 |
| 对比例5 | 0.22 | 0.18 | 1 | 0.012 | 0.001 | 0.05 | 0.011 | 0.02 | 0.003 |
同时，上述对比例5还包含V元素，且其含量为0.004％。
且采用上述表1列举的合金进行冶炼制备耐磨钢的工艺参数分别如表2、表3所示；
表2各实施例及对比例的工艺参数列表(一)
表3各实施例及对比例的工艺参数列表(二)
根据GB/T228和GB/T231国家标准，测试实施例1-10所述一种含有铁素体的HB400级热连轧耐磨钢以及对比例1-2的性能如表4 所示。
表4各实施例及对比例的性能列表
图1为本发明实施例1制得的耐磨钢微观结构示意图，结合图1 可知在特定的工艺下，其显微组织为细小均匀的回火马氏体和 25％～30％左右的铁素体。
结合表1、表2、表3及表4可知，采用本发明设计的合金元素及制备工艺，制得的耐磨钢屈强比低，相对耐磨性较好，且板形性能稳定且优异，硬度级别为HB400级，延伸率大于12％，如果进一步横切后板形质量在5mm/m以内。
此外，本发明制备的耐磨钢冷弯性能优异，横向冷弯d＝4a，弯曲90°合格，d＝5a，弯曲180°合格，可适用于多种应用环境。
本领域技术人员知晓的，生产热连轧耐磨钢需要热处理工艺，并且在线淬火后还需要平整，工艺比较复杂，而本申请的制备工艺相对简单，不需要热处理，在线淬火后也不需平整，直接横切交货即可，生产效率比较高。
此外，将本申请制备的车厢板用耐磨钢与对5制得的含有铁素体的HB400级热连轧耐磨钢进行性能对比，发现，本申请设计的合金钢屈强比有所改善，同时耐磨性也有所下降，这可能与合金元素的差异化控制有关。故本申请设计的合金钢更适宜用于车厢板。
以上实施例仅为最佳举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。除上述实施例外，本发明还有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。
Claims (10)
1.一种车厢板用热连轧双相耐磨钢，其特征在于，它包括如下质量百分比的各化学组分：
C：0.10～0.20％，Si：0.08～0.90％，Mn：0.5～2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.01～0.06％，Nb≤0.02％，Ti≤0.02％，B≤0.005％，其余为Fe及杂质。
2.根据权利要求1所述车厢板用热连轧双相耐磨钢，其特征在于，它包括如下质量百分比的各化学组分：
C：0.10～0.16％，Si：0.08～0.87％，Mn：0.5～1.5％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.01～0.06％，0.005％≤Nb≤0.012％，0.001％≤Ti＜0.012％，B＜0.004％，其余为Fe及杂质。
3.根据权利要求2所述车厢板用热连轧双相耐磨钢，其特征在于，所述碳元素满足，C：0.14～0.16％；所述锰元素满足，Mn：1.2～1.5％。
4.一种车厢板用热连轧双相耐磨钢的生产方法，其特征在于，它包括如下工艺流程：
采用高炉铁水、铁水脱硫、转炉冶炼、LF+RH精炼、连铸、加热、轧制、冷却、卷取、开平横切工艺；
所述加热工艺包括：
第二段加热温度和均热末段温度均为1200～1300℃，且第二段加热与均热段的总时间不低于60min，总在炉时间≥140min；
所述轧制包括粗轧和精轧，且所述粗轧出口温度为1000～1100℃，中间坯厚度为30～50mm，所述精轧开轧温度为950～1050℃，轧制速度为3～8m/s，精轧终轧温度为800～900℃；
所述冷却、卷取工艺如下：
出FT7后立即冷却，以10～100℃/s的冷却速度冷却至580℃～650℃，空冷5～15s，继续控制冷却速度为5～100℃/s，冷却至150～300℃进行卷取，并实现在线淬火。
5.根据权利要求4所述车厢板用热连轧双相耐磨钢的生产方法，其特征在于，所述加热工艺包括：
第二段加热温度和均热末段温度均为1210～1285℃，且第二段加热与均热段的总时间为65～95min，总在炉时间为150～180min。
6.根据权利要求4所述车厢板用热连轧双相耐磨钢的生产方法，其特征在于，所述粗轧出口温度为1010～1090℃。
7.根据权利要求4所述车厢板用热连轧双相耐磨钢的生产方法，其特征在于，所述精轧开轧温度为960～1040℃，轧制速度为3～8m/s，精轧终轧温度为800～870℃。
8.根据权利要求4所述车厢板用热连轧双相耐磨钢的生产方法，其特征在于，第一段冷却速度为25～81℃/s。
9.根据权利要求4所述车厢板用热连轧双相耐磨钢的生产方法，其特征在于，第二段冷却速度为5～40℃/s，冷却至160～300℃。
10.根据权利要求4所述车厢板用热连轧双相耐磨钢的生产方法，其特征在于，所述空冷时间为6～14s。
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