CN116254480A - 一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢及生产方法 - Google Patents

一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢及生产方法 Download PDF

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Abstract

一种硬度在HB550～600的含V‑Ti耐磨钢，其化学成分及wt％为：C：0.25～0.45％，Mn：0.80～1.20％，Gr+Mo：0.55～0.95％，V+Ti：0.25～0.44％，P≤0.015％，S≤0.0025％，N≤0.0045％，O≤0.0015％；生产方法：经转炉冶炼后LF精炼；RH真空处理；连铸成坯；铸坯加热；再结晶区粗轧；未再结晶区精轧；冷却；离线淬火；低温回火；待用。本发明V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm，5～15nm纳米级析出相占总析出量的40～50％，抗拉强度≥1900MPa，硬度在HB550～600,延伸率A≥7％,‑40℃冲击功≥30J，满足高端用户需要。

Description

一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢及生产方法
技术领域
本发明涉及一种工程机械用耐磨钢及生产方法，具体属于一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢及生产方法。
背景技术
高硬度耐磨钢应用领域非常广泛，如采矿、建筑、水泥生产、港口、电力以及冶金等机械产品上，目的在于减缓机械部件的磨损消耗率、延长因磨损而发生失效的时间。
高硬度是提高耐磨材料抗磨损性能的前提。国外先进耐磨钢品种主要有瑞典的SSAB的HARDOX系列、SB系列，德国迪林根V系列和蒂森克努伯XRA系列，日本的JFE-EH系列以及芬兰的RAEX系列等，硬度不超过HB500。
耐磨钢生产加工工艺更加灵活，通过适当的加工工艺可以获得奥氏体、马氏体、贝氏体或复合组织，使其具有更好的耐磨性和综合应用性能。其中奥氏体、贝氏体或复合组织耐磨钢存在合金含量高、生产工艺复杂、组织不易控制和组织不均匀等缺点，低合金马氏体耐磨钢具有明显优势，一、合金含量较低，一般低合金钢为3％-5％，主要合金元素包括Ni、Cr、Mo、Mn、Si、B、Nb、V、Ti等，易于推广应用；二、采用多元素复合合金化获得淬硬态组织，可在较大范围内控制硬度和韧性的匹配关系,综合性能较好，一般硬度大于400HB，冲击韧性值可达20-40J；三、通过合金化提高淬透性，可使不同尺寸工件淬透，甚至可以得到空冷马氏体组织，简化了热处理工艺；四、马氏体耐磨钢加工工艺更加灵活，可铸、可锻、也可轧制生产。因而马氏体耐磨钢有广阔的应用前景和重要的推广价值。
在现有马氏体耐磨钢生产技术中，提高硬度的方法与提高强度的方法基本相同，然而钢板硬度与强度呈正比关系，即当硬度高于HB500级时，会导致钢板塑韧性急剧下降，耐磨性能难以相应提高，且加工性能恶化。其主要原因在于钢板化学成分和微观组织结构控制方法不能解决硬度和其它性能的矛盾问题。
在化学成分设计方面，为了提高耐磨钢的硬度，一般是采用提高C含量并添加大量的合金元素，如Ni、Mo、Cr、Mn、Si、W等。但大多数合金元素又会损害耐磨钢的韧性和塑性。
在微观组织结构方面，目前高硬度耐磨钢的微观组织均为马氏体组织，当C含量较高时，中高碳马氏体微观结构表征为片状结构的比例显著提高，但这会致塑性和韧性急剧恶化。因此，高硬度马氏体型耐磨钢必须严格控制C元素和其它合金元素的添加，由此造成的硬度较低问题必须通过其它方式解决。
V-Ti微合金化方法，其从理论上讲可以通过基体中第二相析出的方式，降低高硬度耐磨钢对C元素和其它合金元素的依赖程度，且能改善马氏体微观组织结构，从而在提高耐磨钢硬度的同时减少对其韧性和塑性的损害。但是，这种方式取决于第二相析出的数量、尺寸、形态及析出过程。V-Ti微合金化耐磨钢基体中V-Ti第二相析出过程十分复杂，从凝固到铸坯加热、轧制和冷却、热处理，每个工艺环节都会影响V-Ti的析出行为，对最终状态的耐磨钢板基体中的第二相数量、尺寸、形态以及马氏体微观结构产生严重影响，甚至会使性能恶化。
中国专利号为ZL 201910643283.4和ZL 202110351110.2均提出以两阶段控制轧制-在线淬火-离线淬火-低温回火为主要特征的工艺方法，控制微合金元素的碳氮化物在马氏体基体上析出，其主要目的在于通过第二相抑制晶粒长大从而提高母材和焊接热影响区韧性，从结果来看，由于第二相的尺寸未能充分细化，即直径10nm左右的第二相占总析出量的数量较小，只能起到一定程度的抑制晶粒长大作用，而没有显著的提高强度和硬度的作用，不能满足某些工程应用，需要进一步优化设计工艺方法提高纳米尺寸析出相的数量，从而进一步提高强度的硬度。
本发明针对V-Ti微合金化高硬度马氏体耐磨钢成分、组织设计特点以及性能要求，开发了一种低温回火马氏体基体中V-Ti析出的控制方法，最大限度获得纳米尺寸的V-Ti析出相，提高了该耐磨钢的强韧性和焊接性能，满足了耐磨钢的应用需求。
发明内容
本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm，纳米级析出相占总析出量的40～50％，抗拉强度≥1900MPa，硬度在HB550～600,延伸率A≥7％,-40℃冲击功≥30J，合金元素简单的含V-Ti耐磨钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.25～0.45％，Mn：0.80～1.20％，Gr+Mo：0.55～0.95％，V+Ti：0.25～0.44％，P≤0.015％，S≤0.0025％，N≤0.0045％，O≤0.0015％，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织为回火马氏体，尺寸在5～15nm的含V+Ti析出相占总析出量的40～50％。
优选地：所述V+Ti的重量百分比含量在0.28～0.39％。
优选地：所述Gr+Mo的重量百分比含量在0.59～0.89％。
优选地：所述Mn的重量百分比含量在0.86～1.13％。
一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢的方法，其步骤：
1)经转炉冶炼后进行LF精炼，控制LF炉渣量在12～17kg/t钢水，控制炉渣碱度在6～10，控制渣中FeO+MnO总含量在0.50～1.20％，泡沫渣厚度50～62mm，精炼结束时控制钢水中的S≤0.0025％；
2)进行RH真空处理，其间：控制真空度≤67Pa，处理时间在15～20min，真空处理结束时控制钢水中N≤0.0045％，O≤0.0015％；
3)连铸成坯：控制钢水过热度在5～15℃，结晶器冷却强度在2.5～3.5L/min·mm，二冷区的比水量控制在1.12～1.35kg/t；
4)铸坯加热：铸坯加热温度控制在1230～1285℃，加热时间按照1～1.3min/mm铸坯厚度控制；
5)进行再结晶区粗轧：其开始轧制温度在1025～1120℃，变形速率在2～4s-1，累计压下率在25～40％；
6)进行未再结晶区精轧：控制终轧温度在940～955℃，末三道次累积压下率控制在30～40％；
7)进行冷却，控制开冷温度在890～930℃，冷却速率在65～85℃/s；
8)进行离线淬火：
首先在加热速度为6～10℃/min下加热至650～680℃；
再在加热速度为26～30℃/min下加热至870～890℃，并在此温度下保温5～10min；
9)进行低温回火，回火温度控制在150～200℃，回火时间控制在150～200min；
10)待用。
优选地：开冷温度在899～923℃，冷却速率在79～85℃/s。
优选地：离线淬火期间：控制在加热速度为6～8℃/min下加热温度在656～665℃；再在加热速度为28～30℃/min下加热温度在878～890℃，保温时间在5～8min。
本发明中各原料及主要工艺的作用及机理
C：本发明之所以将C控制在0.25～0.45％，是由于如果其含量低于所限定值，会导致硬度达不到设计目标；如高于所限定值，则会导致韧性、焊接性能等恶化。
本发明之所以将Mn控制在0.80～1.20％，优选地在0.86～1.13％，是由于如果其含量低于所限定值，会达不到足够的强化效果；如高于所限定值，则会导致焊接热影响区产生延迟裂纹，恶化焊接性能。
本发明之所以将Gr+Mo控制在0.55～0.95％，优选地在0.59～0.89％，是由于如果其含量低于所限定值，会降低淬透性和材料硬度；如高于所限定值，则会导致韧性、焊接性能等恶化。
本发明之所以将V+Ti控制在0.25～0.44％，优选地在0.28～0.39％，是由于如果其含量低于所限定值，会析出强化和细化晶粒作用不足；如高于所限定值，则会形成大颗粒夹杂物，使韧性降低。
本发明之所以控制LF炉渣量在12～17kg/t钢水，控制炉渣碱度在6～10，控制渣中FeO+MnO总含量在0.50～1.20％，泡沫渣厚度50～62mm，是由于LF精炼工艺，能提高精炼过程脱S能力，将S含量控制在≤0.0025％。控制LF炉渣量12～17kg/t，因为增加渣量可以加快脱硫速率，提高脱硫效果，但渣量过大会使炉渣过厚，影响钢渣间的反应；控制炉渣碱度范围在6～10，是因为炉渣碱度越高，脱硫能力越强，但是LF过程炉渣碱度过高，炉渣熔化性能不好，反而会影响脱硫效果；降低炉渣氧化性，渣钢间硫分配系数明显提高，氧含量越低脱硫效果越好，因此控制渣中FeO+MnO总含量0.5～1.2％。
本发明之所以控制钢水过热度在5～15℃，结晶器冷却强度在2.5～3.5L/min·mm，二冷区的比水量控制在1.12～1.35kg/t，是由于为了避免Ti的析出粒子在液相线附近区域析出和聚集长大。
本发明之所以控制铸坯加热温度控制在1230～1285℃，加热时间按照1～1.3min/mm铸坯厚度控制，是由于铸坯加热要保证V、Ti充分固溶，轧制阶段随着温度降低，固溶的V、Ti会在形变诱导作用下大量析出，其析出量、尺寸与轧制温度、变形速率有关。
本发明之所以控制再结晶区粗轧温度在1025～1120℃，变形速率在2～4s-1，累计压下率在25～40％；控制未再结晶区精轧温度在940～955℃，末三道次累积压下率控制在30～40％，是为了通过形变诱导V-Ti第二相粒子适当析出(析出比例占总量的15-35％)，并且避免其过度长大。
本发明之所以控制开冷温度在890～930℃，冷却速率在65～85℃/s，是由于冷却过程中，微合金碳化物在钢中的析出动力学，广泛采用经典形核长大理论Avrami动力学方程来描述，在驱动力和元素扩散双重作用下，析出量与时间的关系(PTT曲线)呈“C”型。当微合金元素处于过饱和状态时，在较低温阶段尽管析出驱动力较大，但由于温度低而不利于元素的扩散，而在较高温度时，虽然元素的扩散速度加快，但析出驱动力较低，因此，在轧后冷却和热处理阶段，无论冷却还是升温过程中的第二相析出PTT曲线均呈“C”型。析出相沉淀析出之后，随着温度升高会发生聚集长大，即Ostwald熟化过程。因此，根据V-Ti在冷却和加热过程中的析出行为，本发明设计“轧后快速冷却(在线直接淬火)+热处理(离线淬火+低温回火)”提高V-Ti析出动力学能力并控制析出相尺寸。
首先，轧后快速冷却(在线直接淬火)，开始冷却温度在890～930℃，冷却速率在65～85℃/s，抑制V、Ti在冷却过程中析出(此时析出的V、Ti会在后续热处理升温过程中溶解和熟化)，使V、Ti处于过饱和状态，快速冷却还能保留轧制时产生的变形能，为热处理升温阶段V、Ti的析出提供动力学条件。
本发明之所以控制离线淬火两阶段升温：首先在加热速度为6～10℃/min下加热至650～680℃，再在加热速度为26～30℃/min下加热至870～890℃，并在此温度下保温5～10min，是为了使过饱和的V、Ti随着温度升高逐渐弥散析出，而且不会发生溶解和熟化，在随后水冷淬火过程中纳米尺寸的析出相得以保留。
本发明之所以采用低温回火，回火温度在150～220℃，回火时间在150～200min，是由于通过低温回火能消除淬火应力，改善韧性和塑性，而且纳米级V、Ti析出相不会聚集长大。
本发明与现有技术相比，本发明V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm，5～15nm纳米级析出相占总析出量的40～50％，抗拉强度≥1900MPa，硬度在HB550～600,延伸率A≥7％,-40℃冲击功≥30J，满足高端用户需要。
附图说明
图1为本发明的透射电镜析出相形貌图。
具体实施方式
实施例1
一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.26％，Mn：0.93％，Gr+Mo：0.56％，V+Ti：0.34％，P：0.009％，S：0.0023％，N：0.0045％，O：0.0012％，其余为Fe及不可避免的杂质；
1)经转炉冶炼后进行LF精炼，控制LF炉渣量在12kg/t钢水，控制炉渣碱度在8，控制渣中FeO+MnO总含量在0.52％，泡沫渣厚度52mm，精炼结束时控制钢水中的S在0.0023％；
2)进行RH真空处理，其间：真空度在66Pa，处理时间在16min，真空处理结束时控制钢水中N：0.0045％，O：0.0012％；
3)连铸成坯：控制钢水过热度在6℃，结晶器冷却强度在2.6L/min·mm，二冷区的比水量在1.15kg/t；
4)铸坯加热：铸坯加热温度在1232℃，加热时间按照1.1min/mm铸坯厚度控制；
5)进行再结晶区粗轧：其开始轧制温度在1028℃，变形速率在2.2s-1，累计压下率在35％；
6)进行未再结晶区精轧：终轧温度为945℃，末三道次累积压下率控制在32％；
7)进行冷却，开冷温度在893℃，冷却速率在66℃/s；
8)进行离线淬火：首先在加热速度为7℃/min下加热至655℃；再在加热速度为27℃
/min下加热至873℃，并在此温度下保温8min；
9)进行低温回火，回火温度在156℃，回火时间在162min；
10)待用。
经检测，本实施例的V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm的纳米级析出相占总析出量的41.2％，抗拉强度在1915MPa，硬度在HB572,延伸率A在7.2％,-40℃冲击功在34J，钢板厚度为16mm。
实施例2
一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.45％，Mn：0.99％，Gr+Mo：0.78％，V+Ti：0.42％，P：0.012％，S：0.0018％，N：0.0039％，O：0.0014％，其余为Fe及不可避免的杂质；
1)经转炉冶炼后进行LF精炼，控制LF炉渣量在12kg/t钢水，控制炉渣碱度在10，控制渣中FeO+MnO总含量在0.79％，泡沫渣厚度50mm，精炼结束时控制钢水中的S在0.0018％；
2)进行RH真空处理，其间：真空度在67Pa，处理时间在20min，真空处理结束时控制钢水中N：0.0039％，O：0.0014％；
3)连铸成坯：控制钢水过热度在5℃，结晶器冷却强度在2.5L/min·mm，二冷区的比水量在1.12kg/t；
4)铸坯加热：铸坯加热温度在1230℃，加热时间按照1.0min/mm铸坯厚度控制；
5)进行再结晶区粗轧：其开始轧制温度在1118℃，变形速率在3.8s-1，累计压下率在33％；
6)进行未再结晶区精轧：终轧温度为952℃，末三道次累积压下率控制在38％；
7)进行冷却，开冷温度在890℃，冷却速率在69℃/s；
8)进行离线淬火：首先在加热速度为8℃/min下加热至672℃；再在加热速度为29℃
/min下加热至885℃，并在此温度下保温5min；
9)进行低温回火，回火温度在151℃，回火时间在200min；
10)待用。
经检测，本实施例的V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm的纳米级析出相占总析出量的50.0％，抗拉强度在1955MPa，硬度在HB595,延伸率A在7.5％,-40℃冲击功在33J，钢板厚度为12mm。
实施例3
一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.33％，Mn：1.20％，Gr+Mo：0.92％，V+Ti：0.25％，P：0.013％，S：0.0024％，N：0.0043％，O：0.0015％，其余为Fe及不可避免的杂质；
1)经转炉冶炼后进行LF精炼，控制LF炉渣量在17kg/t钢水，控制炉渣碱度在6，控制渣中FeO+MnO总含量在0.95％，泡沫渣厚度52mm，精炼结束时控制钢水中的S在0.0024％；
2)进行RH真空处理，其间：真空度在63Pa，处理时间在18min，真空处理结束时控制钢水中N：0.0043％，O：0.0015％；
3)连铸成坯：控制钢水过热度在15℃，结晶器冷却强度在3.5L/min·mm，二冷区的比水量在1.35kg/t；
4)铸坯加热：铸坯加热温度在1285℃，加热时间按照1.3min/mm铸坯厚度控制；
5)进行再结晶区粗轧：其开始轧制温度在1042℃，变形速率在3.1s-1，累计压下率在31％；
6)进行未再结晶区精轧：终轧温度为949℃，末三道次累积压下率控制在40％；
7)进行冷却，开冷温度在920℃，冷却速率在85℃/s；
8)进行离线淬火：首先在加热速度为10℃/min下加热至678℃；再在加热速度为29℃
/min下加热至889℃，并在此温度下保温8min；
9)进行低温回火，回火温度在198℃，回火时间在155min；
10)待用。
经检测，本实施例的V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm的纳米级析出相占总析出量的42.3％，抗拉强度在1905MPa，硬度在HB588,延伸率A在7.0％,-40℃冲击功在32J，钢板厚度为30mm。
实施例4
一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.27％，Mn：0.82％，Gr+Mo：0.72％，V+Ti：0.44％，P：0.011％，S：0.0023％，N：0.0041％，O：0.0014％，其余为Fe及不可避免的杂质；
1)经转炉冶炼后进行LF精炼，控制LF炉渣量在13kg/t钢水，控制炉渣碱度在7，控制渣中FeO+MnO总含量在1.2％，泡沫渣厚度55mm，精炼结束时控制钢水中的S在0.0023％；
2)进行RH真空处理，其间：真空度在58Pa，处理时间在15min，真空处理结束时控制钢水中N：0.0041％，O：0.0014％；
3)连铸成坯：控制钢水过热度在13℃，结晶器冷却强度在3.3L/min·mm，二冷区的比水量在1.31kg/t；
4)铸坯加热：铸坯加热温度在1235℃，加热时间按照1.2min/mm铸坯厚度控制；
5)进行再结晶区粗轧：其开始轧制温度在1082℃，变形速率在3.8s-1，累计压下率在32％；
6)进行未再结晶区精轧：终轧温度为952℃，末三道次累积压下率控制在39％；
7)进行冷却，开冷温度在930℃，冷却速率在68℃/s；
8)进行离线淬火：首先在加热速度为10℃/min下加热至662℃；再在加热速度为26℃
/min下加热至871℃，并在此温度下保温6min；
9)进行低温回火，回火温度在186℃，回火时间在155min；
10)待用。
经检测，本实施例的V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm的纳米级析出相占总析出量的48.4％，抗拉强度在1968MPa，硬度在HB582,延伸率A在7.5％,-40℃冲击功在37J，钢板厚度为25mm。
实施例5
一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.25％，Mn：0.92％，Gr+Mo：0.56％，V+Ti：0.31％，P：0.0010％，S：0.0024％，N：0.0039％，O：0.0013％，其余为Fe及不可避免的杂质；
1)经转炉冶炼后进行LF精炼，控制LF炉渣量在14kg/t钢水，控制炉渣碱度在9，控制渣中FeO+MnO总含量在0.50％，泡沫渣厚度62mm，精炼结束时控制钢水中的S在0.0024％；
2)进行RH真空处理，其间：真空度在64Pa，处理时间在19min，真空处理结束时控制钢水中N：0.0039％，O：0.0013％；
3)连铸成坯：控制钢水过热度在12℃，结晶器冷却强度在2.8L/min·mm，二冷区的比水量在1.17kg/t；
4)铸坯加热：铸坯加热温度在1281℃，加热时间按照1.0min/mm铸坯厚度控制；
5)进行再结晶区粗轧：其开始轧制温度在1113℃，变形速率在2.9s-1，累计压下率在31％；
6)进行未再结晶区精轧：终轧温度为951℃，末三道次累积压下率控制在36％；
7)进行冷却，开冷温度在915℃，冷却速率在72℃/s；
8)进行离线淬火：首先在加热速度为9℃/min下加热至651℃；再在加热速度为29℃
/min下加热至882℃，并在此温度下保温6min；
9)进行低温回火，回火温度在177℃，回火时间在175min；
10)待用。
经检测，本实施例的V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm的纳米级析出相占总析出量的40.1％，抗拉强度在1953MPa，硬度在HB579,延伸率A在7.5％,-40℃冲击功在35J，钢板厚度为18mm。
实施例6
一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.32％，Mn：1.18％，Gr+Mo：0.94％，V+Ti：0.41％，P：0.008％，S：0.0019％，N：0.0038％，O：0.0014％，其余为Fe及不可避免的杂质；
1)经转炉冶炼后进行LF精炼，控制LF炉渣量在15kg/t钢水，控制炉渣碱度在8，控制渣中FeO+MnO总含量在0.69％，泡沫渣厚度57mm，精炼结束时控制钢水中的S在0.0019％；
2)进行RH真空处理，其间：真空度在61Pa，处理时间在17min，真空处理结束时控制钢水中N：0.0038％，O：0.0014％；
3)连铸成坯：控制钢水过热度在9℃，结晶器冷却强度在3.1L/min·mm，二冷区的比水量在1.28kg/t；
4)铸坯加热：铸坯加热温度在1244℃，加热时间按照1.1min/mm铸坯厚度控制；
5)进行再结晶区粗轧：其开始轧制温度在1108℃，变形速率在2.4s-1，累计压下率在31％；
6)进行未再结晶区精轧：终轧温度为952℃，末三道次累积压下率控制在37％；
7)进行冷却，开冷温度在905℃，冷却速率在69℃/s；
8)进行离线淬火：首先在加热速度为8℃/min下加热至667℃；再在加热速度为28℃
/min下加热至889℃，并在此温度下保温6min；
9)进行低温回火，回火温度在168℃，回火时间在192min；
10)待用。
经检测，本实施例的V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm的纳米级析出相占总析出量的47.2％，抗拉强度在1935MPa，硬度在HB575,延伸率A在7.4％,-40℃冲击功在38J，钢板厚度为22mm。
实施例7
一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.38％，Mn：0.93％，Gr+Mo：0.62％，V+Ti：0.38％，P：0.012％，S：0.0019％，N：0.0042％，O：0.0012％，其余为Fe及不可避免的杂质；
1)经转炉冶炼后进行LF精炼，控制LF炉渣量在16kg/t钢水，控制炉渣碱度在7.5，控制渣中FeO+MnO总含量在0.88％，泡沫渣厚度53mm，精炼结束时控制钢水中的S在0.0019％；
2)进行RH真空处理，其间：真空度在61Pa，处理时间在17min，真空处理结束时控制钢水中N：0.0042％，O：0.0012％；
3)连铸成坯：控制钢水过热度在11℃，结晶器冷却强度在2.9L/min·mm，二冷区的比水量在1.33kg/t；
4)铸坯加热：铸坯加热温度在1273℃，加热时间按照1.2min/mm铸坯厚度控制；
5)进行再结晶区粗轧：其开始轧制温度在1047℃，变形速率在3.5s-1，累计压下率在31％；
6)进行未再结晶区精轧：终轧温度为943℃，末三道次累积压下率控制在36％；
7)进行冷却，开冷温度在899℃，冷却速率在71℃/s；
8)进行离线淬火：首先在加热速度为9℃/min下加热至658℃；再在加热速度为29℃
/min下加热至877℃，并在此温度下保温8min；
9)进行低温回火，回火温度在156℃，回火时间在168min；
10)待用。
经检测，本实施例的V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm的纳米级析出相占总析出量的47.2％，抗拉强度在1939MPa，硬度在HB586,延伸率A在7.0％,-40℃冲击功在34J，钢板厚度为15mm。
本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。
对比例1(常规工艺)
其组分及重量百分比含量为：C：0.32％，Mn：1.18％，Gr+Mo：0.94％，V+Ti：0.41％，P：0.008％，S：0.0019％，N：0.0038％，O：0.0014％，其余为Fe及不可避免的杂质；
1)冶炼、精炼：控制LF炉渣量22kg/t，控制炉渣碱度为5.5，控制渣中FeO+MnO总含量1.3％，泡沫渣厚度63mm，RH真空处理时，真空度82Pa，保持时间12min，N含量0.0052％，S含量0.0028％；
2)连铸成坯：钢水过热度21℃，连铸阶段结晶器冷却强度为3.9L/min·mm，二冷区的比水量控制在1.43kg/t；
3)铸坯加热：铸坯加热温度1223℃，加热时间0.8min/mm；
4)控制轧制：轧制温度1130℃，变形速率4.5s-1，末三道次压下率22％；
5)控制冷却：开冷温度952℃，冷却速率为21℃/s；
6)离线淬火：加热温度921℃，保温时间40min；
7)低温回火：回火温度230℃，回火时间为140min；
8)待用。
经检测，本对比例的V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm的纳米级析出相占总析出量的12.1％，抗拉强度在1739MPa，硬度在HB522,延伸率A在6.5％,-40℃冲击功在17J，钢板厚度为22mm。
对比例2(常规工艺)
其组分及重量百分比含量为：C：0.27％，Mn：0.82％，Gr+Mo：0.72％，V+Ti：0.44％，P：0.011％，S：0.0023％，N：0.0041％，O：0.0014％，其余为Fe及不可避免的杂质；
1)冶炼、精炼：控制LF炉渣量25kg/t，控制炉渣碱度为4.5，控制渣中FeO+MnO总含量0.4％，泡沫渣厚度65mm，RH真空处理时，真空度95Pa，保持时间11min，N含量0.0055％，S含量0.0038％；
2)连铸成坯：钢水过热度31℃，连铸阶段结晶器冷却强度为3.8L/min·mm，二冷区的比水量控制在1.45kg/t；
3)铸坯加热：铸坯加热温度1293℃，加热时间1.5min/mm；
4)控制轧制：轧制温度1135℃，变形速率4.2s-1，末三道次压下率29％；
5)控制冷却：开冷温度880℃，冷却速率为5℃/s；
6)离线淬火：加热温度925℃，保温时间40min；
7)低温回火：回火温度220℃，回火时间为120min；
8)待用。
经检测，本对比例的V、Ti析出相尺寸细化至5～15nm的纳米级析出相占总析出量的9.1％，抗拉强度在1733MPa，硬度在HB512,延伸率A在6.0％,-40℃冲击功在14J，钢板厚度为15mm。
上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。

Claims (7)

1.一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.25～0.45％，Mn：0.80～1.20％，Gr+Mo：0.55～0.95％，V+Ti：0.25～0.44％，P≤0.015％，S≤0.0025％，N≤0.0045％，O≤0.0015％，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织为回火马氏体，尺寸在5～15nm的含V+Ti析出相占总析出量的40～50％。
2.如权利要求1所述的一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其特征在于：所述V+Ti的重量百分比含量在0.28～0.39％。
3.如权利要求1所述的一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其特征在于：所述Gr+Mo的重量百分比含量在0.59～0.89％。
4.如权利要求1所述的一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢，其特征在于：所述Mn的重量百分比含量在0.86～1.13％。
5.生产如权利要求1所述的一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢的方法，其步骤：
1)经转炉冶炼后进行LF精炼，控制LF炉渣量在12～17kg/t钢水，控制炉渣碱度在6～10，控制渣中FeO+MnO总含量在0.50～1.20％，泡沫渣厚度50～62mm，精炼结束时控制钢水中的S≤0.0025％；
2)进行RH真空处理，其间：控制真空度≤67Pa，处理时间在15～20min，真空处理结束时控制钢水中N≤0.0045％，O≤0.0015％；
3)连铸成坯：控制钢水过热度在5～15℃，结晶器冷却强度在2.5～3.5L/min·mm，二冷区的比水量控制在1.12～1.35kg/t；
4)铸坯加热：铸坯加热温度控制在1230～1285℃，加热时间按照1～1.3min/mm铸坯厚度控制；
5)进行再结晶区粗轧：其开始轧制温度在1025～1120℃，变形速率在2～4s-1，累计压下率在25～40％；
6)进行未再结晶区精轧：控制终轧温度在940～955℃，末三道次累积压下率控制在30～40％；
7)进行冷却，控制开冷温度在890～930℃，冷却速率在65～85℃/s；
8)进行离线淬火：
首先在加热速度为6～10℃/min下加热至650～680℃；
再在加热速度为26～30℃/min下加热至870～890℃，并在此温度下保温5～10min；
9)进行低温回火，回火温度控制在150～200℃，回火时间控制在150～200min；
10)待用。
6.如权利要求5所述的一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢的生产方法，其特征在于：开冷温度在899～923℃，冷却速率在79～85℃/s。
7.如权利要求5所述的一种硬度在HB550～600的含V-Ti耐磨钢的生产方法，其特征在于：离线淬火期间：控制在加热速度为6～8℃/min下加热温度在656～665℃；再在加热速度为28～30℃/min下加热温度在878～890℃，保温时间在5～8min。
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