本發(fā)明涉及工程機(jī)械用鋼
技術(shù)領(lǐng)域：
，特別涉及一種低淬透性耐磨帶鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
：低淬透性薄帶耐磨鋼特別適用于制造耐磨鋼管和耐磨薄片構(gòu)件，如礦山機(jī)械、水泥生產(chǎn)等所需的大量管狀、帶狀耐磨零部件或構(gòu)件。低淬透性薄帶耐磨鋼，具有良好的塑韌性，易于加工成型。一般采用該鋼制作的零部件，采用電阻焊接后，可直接進(jìn)行整體淬火或者高頻感應(yīng)淬火，獲得外表面具有1mm～2mm高硬度耐磨層的構(gòu)件，且構(gòu)件心部具有較高的塑韌性。普通的耐磨鋼雖然表面具有較高硬度，但由于添加了較多的cr、mo、ni等用于增加淬透性的元素，導(dǎo)致其心部具有同樣的高強(qiáng)高硬組織，進(jìn)而使其在受到折彎、剪切力時(shí)容易發(fā)生開(kāi)裂、崩裂，并且成形性較差。而低淬透性耐磨帶鋼，可根據(jù)需要加工成各種形狀，然后采用整體淬火或者感應(yīng)淬火的方法，制得具有良好塑韌性心部的構(gòu)件，具有成本低，易于批量生產(chǎn)，使用靈活方便的特點(diǎn)。公告號(hào)為cn103725976b的中國(guó)發(fā)明專(zhuān)利公布了一種高耐磨雙金屬?gòu)?fù)合耐磨板，該發(fā)明在低碳鋼板或低碳合金鋼板上焊接耐磨合金層，按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計(jì)，該耐磨合金層中各成分含量如下：c：0.35～0.55％、si：2～2.4％、mn：2.7～3.2％、cr：11～12.5％、mo：2.5～2.9％、v：0.7～1.8％、w：2.2～3.6％、b：0.7～1.1％，其余為fe。該發(fā)明采用堆焊方法，將上述耐磨合金層堆焊在低碳鋼表面，堆焊合金的硬度為hrc55～hrc58，所制構(gòu)件心部為低碳鋼板，具有較好的塑韌性，而表面為高碳高合金鋼板，具有較高的耐磨性。但其耐磨性完全是依靠耐磨合金本身的耐磨屬性，合金含量很高，使得所制構(gòu)件成本較高，并且所采用的堆焊方法具有施工速度慢的特點(diǎn)，其只能在較為簡(jiǎn)單的構(gòu)件上使用。公告號(hào)為cn102134682b的中國(guó)發(fā)明專(zhuān)利公布了一種耐磨鋼板，該發(fā)明提供一種耐磨鋼板，其化學(xué)成分(重量％)為：c：0.31～0.40％、si：0.10～0.80％、mn：0.20～1.50％、p：≤0.050％、s：≤0.030％、cr：0～1.50％、mo：0～0.80％、al：0.02～0.20％、b：0.0005～0.0040％、ti：0～0.10％、ca：0～0.030％、0.10％≤cr+mo≤1.80％、0.05％≤al+ti≤0.18％，余量為fe和不可避免的雜質(zhì)。該耐磨鋼板的制造方法，包括冶煉、精煉、鑄造、軋制、淬火和回火等步驟。通過(guò)以上成分及工藝得到的550hb級(jí)耐磨鋼板硬度高≥550hb，可焊接和彎曲，微觀組織為馬氏體或馬氏體和殘余奧氏體。實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度、高硬度和較佳韌性的匹配，并具有可焊接性。該發(fā)明通過(guò)軋制、熱處理進(jìn)行組織調(diào)控，獲得了高強(qiáng)度、高硬度和高韌性的匹配，但其添加的合金元素依然較多，且經(jīng)過(guò)軋制淬火、回火步驟后鋼板本身具有高強(qiáng)度，導(dǎo)致其成形性、延展性差，不適宜于進(jìn)一步折彎成型、加工成復(fù)雜構(gòu)件。技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：本發(fā)明的目的就是要解決現(xiàn)有耐磨鋼淬透性高、使用過(guò)程中易發(fā)生開(kāi)裂、制備工藝復(fù)雜和成本較高的問(wèn)題，提供一種低淬透性耐磨帶鋼及其制造方法。為實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明所設(shè)計(jì)的低淬透性耐磨帶鋼，按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)，其化學(xué)組成為：c：0.405～0.685％、si：0.10～0.20％、mn≤0.12％、p≤0.015％、s≤0.005％、ti：0.012～0.028％、nb：0.025～0.075％、als：0.015～0.038％、n：0.005～0.015％，余量為fe和不可避免雜質(zhì)。進(jìn)一步地，所述的低淬透性耐磨帶鋼，按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)，其化學(xué)組成為：c：0.480～0.600％、si：0.15～0.18％、mn≤0.10％、p≤0.010％、s≤0.003％、ti：0.012～0.023％、nb：0.025～0.065％、als：0.020～0.030％、n：0.007～0.010％，余量為fe和不可避免的雜質(zhì)。進(jìn)一步地，所述的低淬透性耐磨帶鋼，按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)，其化學(xué)組成為：c：0.600％、si：0.15％、mn：0.008％、p：0.008％、s：0.003％、ti：0.012％、nb：0.040％、als：0.030％、n：0.010％，余量為fe和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明各元素的作用及組成依據(jù)如下：c：c是提高硬度、強(qiáng)度和耐磨性的主要元素，鋼中的c在0.405～0.685％范圍可保證淬火后表面硬度，當(dāng)鋼中碳含量大于0.685％，淬透性深度會(huì)增加，導(dǎo)致薄鋼板淬透性超過(guò)要求的值；當(dāng)鋼中碳含量小于0.405時(shí)，表面淬火硬度不夠。本發(fā)明中c含量控制在0.405～0.685％，優(yōu)選的c含量為0.48～0.60％。si：si是煉鋼脫氧的必要元素，以固溶強(qiáng)化形式提高鋼的強(qiáng)度，且能提高c在鋼中的活度，從而加大鋼帶表面脫碳傾向，si含量太低脫氧效果不佳，si含量太高會(huì)增加淬透性和降低韌性。本發(fā)明中si含量控制在0.10～0.20％，優(yōu)選的si含量為0.15～0.18％mn：mn是提高鋼板淬透性的重要元素，mn含量高會(huì)造成較嚴(yán)重的中心偏析和降低韌性。本發(fā)明中mn含量控制在mn≤0.12％，優(yōu)選的mn含量為mn≤0.10％。al：al是重要的細(xì)化晶粒元素，al可通過(guò)與n形成aln，細(xì)化奧氏體晶粒度，形成本質(zhì)細(xì)晶粒鋼，aln屬于高溫穩(wěn)定型析出物，然而al對(duì)于增加鋼的淬透性沒(méi)有明顯效果，且al含量過(guò)高，容易與o形成顆粒較大的尖角不規(guī)則形狀的al2o3，使母材韌性惡化。本發(fā)明中al含量控制在0.015～0.038％，優(yōu)選的al含量為0.020～0.030％。nb：nb具有細(xì)化晶粒的作用，且對(duì)提高鋼的淬透性效果不明顯。鋼中添加nb與c和n形成nbx(cn)y的析出物，在700℃到900℃軋制，奧氏體再結(jié)晶與合金碳氮化物析出相競(jìng)爭(zhēng)，nbx(cn)y等相優(yōu)先在奧氏體內(nèi)的位錯(cuò)上析出，析出能顯著釘軋晶界，奧氏體再結(jié)晶滯后，從而使加工硬化奧氏體易于轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。鋼中nb含量添加超過(guò)0.075％以后，容易形成大顆粒的nbx(cn)y析出物，不能起到顯著細(xì)化晶粒作用，而且還具有降低鋼的韌性的作用。本發(fā)明中nb含量控制在0.025～0.075％，優(yōu)選的nb含量為0.025～0.065％。ti：ti可顯著細(xì)化晶粒，能夠與n形成tin，同時(shí)不會(huì)顯著提高淬透性。鋼中的tin化合物具有較高的熱穩(wěn)定性，在1400℃左右仍不會(huì)發(fā)生明顯的溶解，可以有效釘軋奧氏體晶界，防止加熱過(guò)程中奧氏體的長(zhǎng)大。但tin夾雜物容易在連鑄過(guò)程中產(chǎn)生大顆粒立方體夾雜，這類(lèi)形狀?yuàn)A雜物對(duì)韌性具有顯著的影響，因此，ti含量不宜過(guò)高。本發(fā)明中ti含量控制在0.012～0.028％，優(yōu)選的ti含量為0.012～0.023％。n：n作為與鋼中ti和al形成高溫穩(wěn)定細(xì)小的化合物的關(guān)鍵因素，必須保證其在鋼中的含量，但n添加太多，會(huì)造成形成的al和ti的氮化物尺寸過(guò)大，不利于韌性的提高。本發(fā)明中n含量控制在0.005～0.015％，優(yōu)選的n含量為0.007～0.010％，s：s是鋼中有害元素，常以mn的硫化物形態(tài)存在，其對(duì)鋼韌性的不利影響較大，且本發(fā)明鋼由于淬透性的限制，盡可能不添加mn，若在此情況下，鋼中有較多s，會(huì)導(dǎo)致形成fes等，連鑄形成熱裂紋，因此，應(yīng)盡可能降低s含量。本發(fā)明中s含量控制在s≤0.005％，優(yōu)選的s含量為s≤0.003％p：p固溶強(qiáng)化元素，鋼中適量的p可促進(jìn)鐵素體的形成，并保持強(qiáng)度和塑形的良好平衡，但p含量過(guò)高，易引起鑄坯中心偏析，對(duì)鋼的冷彎成型性能和韌性造成不利影響。本發(fā)明中p含量控制在p≤0.015％，優(yōu)選的p含量為p≤0.010％本發(fā)明還提供了一種低淬透性耐磨帶鋼的制造方法，包括鐵水脫硫預(yù)處理、轉(zhuǎn)爐冶煉、lf+rh爐精煉、板坯連鑄、鑄坯緩冷、板坯加熱、熱連軋、acc冷卻和卷取工藝，所述的鑄坯緩冷工藝，采用堆垛緩冷；所述的板坯加熱工藝，加熱溫度為1170～1220℃，加熱時(shí)間300～400min；所述的熱連軋工藝，粗軋開(kāi)軋溫度≥1150℃，粗軋終軋溫度為970～1100℃，末道次壓下量≥35％，精軋開(kāi)軋溫度為880～920℃，壓下量≥65％，精軋終軋溫度為780～820℃；所述的acc冷卻工藝，采取前端冷卻，冷卻速率≤10℃/s；所述的卷取工藝，卷取溫度為700～720℃。進(jìn)一步地，由于鋼中未添加mo、ni、cu、cr等高含量的合金元素，不需要長(zhǎng)時(shí)間的高溫加熱來(lái)保證合金元素固溶，而且較低的加熱溫度輔以鋼中析出物tin的釘扎作用，可保證在加熱階段奧氏體晶粒得到充分的細(xì)化，因此，本發(fā)明所述的板坯加熱工藝中優(yōu)選的加熱溫度為1170～1210℃。進(jìn)一步地，為了在奧氏體再結(jié)晶區(qū)，取得細(xì)化原奧氏體晶粒的效果，采用較大的壓下量進(jìn)行軋制，同時(shí)，為了保證后期精軋溫度在一個(gè)合理的范圍內(nèi)，本發(fā)明優(yōu)選的粗軋終軋溫度控制在970～1000℃，末道次壓下量≥35％。進(jìn)一步地，在較低的奧氏體非再結(jié)晶溫度進(jìn)行高的壓下量軋制，可充分扁平化奧氏體晶粒，從而在其中產(chǎn)生大量位錯(cuò)和nbx(cn)y的析出，進(jìn)而保證在精軋終軋完成之后，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變過(guò)程中，大量的鐵素體晶粒和珠光體具有充分的形核位置和高的形核率，從而有利于最大限度的細(xì)化組織，得到細(xì)晶組織，因此本發(fā)明優(yōu)選的精軋開(kāi)軋溫度控制在880℃～910℃，壓下量≥65％。本發(fā)明的主要原理是通過(guò)最大程度細(xì)化晶粒，來(lái)降低材料的淬透性，同時(shí)以廉價(jià)的c為主要增加硬度和耐磨性的元素，以nb、ti、al為顯著的細(xì)化晶粒的元素，充分減少增加淬透性元素如si、mn等的含量，可在保證低淬透性的前提下，降低生產(chǎn)成本。本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)在于：(1)本發(fā)明設(shè)計(jì)的低淬透性耐磨帶鋼，采用中高碳鋼成分設(shè)計(jì)，未添加ni、mo、cu、cr等貴重合金和淬透性較高的合金，在降低生產(chǎn)成本的同時(shí)，也可保證其低淬透性，而且本發(fā)明添加了nb、ti等細(xì)化晶粒的元素，保證了本發(fā)明所設(shè)計(jì)帶鋼基體的韌性，同時(shí)由于晶粒的細(xì)化，進(jìn)一步有利于降低其淬透性。(2)本發(fā)明通過(guò)嚴(yán)格控制板坯加熱工藝中的加熱溫度、熱連軋工藝中的粗軋終軋溫度以及熱連軋工藝中的精軋開(kāi)軋和終軋溫度，有利于本發(fā)明所設(shè)計(jì)鋼中晶粒得到充分的細(xì)化，進(jìn)而有利于降低其淬透性和提高其韌性。本發(fā)明所設(shè)計(jì)的低淬透性耐磨帶鋼的晶粒度可達(dá)到10～12級(jí)，淬硬層深度約1.5mm，其-20℃kv2沖擊功≥95j。附圖說(shuō)明圖1為本發(fā)明低淬透性耐磨帶鋼的熱軋態(tài)金相組織顯微結(jié)構(gòu)示意圖。圖2為本發(fā)明低淬透性耐磨帶鋼的淬火態(tài)表層金相組織顯微結(jié)構(gòu)示意圖。具體實(shí)施方式以下結(jié)合附圖和具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步的詳細(xì)描述。本發(fā)明優(yōu)選實(shí)施例1～4對(duì)本發(fā)明所述低淬透性耐磨帶鋼及其制造方法進(jìn)行進(jìn)一步的詳細(xì)描述，并采用對(duì)比例1～4對(duì)本發(fā)明所設(shè)計(jì)的低淬透性耐磨帶鋼的化學(xué)成分及主要制備工藝參數(shù)進(jìn)行進(jìn)一步的對(duì)比說(shuō)明。表1為實(shí)施例1～4及對(duì)比例1～4的化學(xué)組成。上述實(shí)施例1～4及對(duì)比例1～4所述的低淬透性耐磨帶鋼的制造方法，主要包括鐵水脫硫預(yù)處理、轉(zhuǎn)爐冶煉、lf+rh爐精煉、板坯連鑄、鑄坯緩冷、板坯加熱、熱連軋、acc冷卻和卷取工藝；所述的鑄坯緩冷工藝，采用堆垛緩冷；所述的板坯加熱工藝，加熱溫度為1170～1220℃，加熱時(shí)間300～400min；所述的熱連軋工藝，粗軋開(kāi)軋溫度≥1150℃，粗軋終軋溫度為970～1100℃，末道次壓下量≥35％，精軋開(kāi)軋溫度為880～920℃，壓下量≥65％，精軋終軋溫度為780～820℃；所述的acc冷卻工藝，采取前端冷卻，冷卻速率≤10℃/s；所述的卷取工藝，卷取溫度為700～720℃。表2為實(shí)施例1～4及對(duì)比例1～4的主要制備工藝參數(shù)。更具體地，按照表2所示的主要制備工藝參數(shù)生產(chǎn)實(shí)施例1～4及對(duì)比例1～4所述的低淬透性耐磨帶鋼。表1：化學(xué)組成(wt％)編號(hào)csimnpsnbtialsn實(shí)施例10.4050.200.050.0080.0040.0450.020.0150.005實(shí)施例20.6850.100.040.0150.0040.0250.0280.0380.015實(shí)施例30.5200.170.120.010.0050.0750.0180.0280.012實(shí)施例40.6000.150.080.0080.0030.0400.0120.0300.010對(duì)比例10.5800.150.060.0080.0050.0350.0280.0300.011對(duì)比例20.6501.000.050.0080.0050.0450.0220.0260.003對(duì)比例30.6000.130.070.0080.0050.1000.0280.0350.012對(duì)比例40.6300.150.250.0080.0040.0470.0250.0300.012表2：主要制備工藝參數(shù)參照gb/t225《鋼的淬透性末端淬火試驗(yàn)方法》，從本發(fā)明所制低淬透性耐磨帶鋼的熱軋態(tài)鋼板上取直徑為5mm，長(zhǎng)度100mm圓柱體進(jìn)行末端淬火試驗(yàn)，試驗(yàn)中采用洛氏硬度測(cè)量末端硬度，并距離端部5mm，每間隔0.5mm測(cè)量洛氏硬度hrc值；距離端部5mm～11mm，每隔2mm測(cè)量洛氏硬度hrc值，以洛氏硬度hrc值≥56為淬硬層深度。對(duì)于厚度＞7mm的帶鋼，參照gb/t229《金屬夏比缺口沖擊試驗(yàn)方法》測(cè)定本發(fā)明所制低淬透性耐磨帶鋼的-20℃低溫沖擊韌性。表3為實(shí)施例1～4及對(duì)比例1～4的洛氏硬度hrc值及-20℃kv2沖擊功。由表3可知，采用本發(fā)明方法制備的低淬透性耐磨帶鋼(實(shí)施例1～4)的淬硬層深度為1.5mm，淬透性較低，且所制鋼-20℃kv2沖擊功在95j～135j范圍內(nèi)，沖擊韌性較高。對(duì)比例1因其加熱溫度過(guò)高，后續(xù)粗軋溫度和精軋溫度均偏高，壓下率較小，導(dǎo)致其晶粒較粗，淬硬層深度達(dá)到3.5mm，顯著高于實(shí)施例1～4，且其沖擊韌性顯著低于實(shí)施例1～4。對(duì)比例2因其si和n含量的提高，不利于晶粒細(xì)化，其淬硬層深度達(dá)到3.0mm，高于實(shí)施例1～4，且n含量的提高，使形成的tin析出物尺寸較大，嚴(yán)重影響其沖擊韌性。對(duì)比例3中加入過(guò)多的nb元素，使其在精軋階段形成的nbx(cn)y尺寸過(guò)大，不能起到釘扎位錯(cuò)和抑制再結(jié)晶的作用，導(dǎo)致其細(xì)化晶粒效果較差，沖擊韌性較低，顯著低于實(shí)施例1～4。對(duì)比例4中加入過(guò)多的mn元素，顯著增加了淬透性，淬硬層深度達(dá)到4.0mm，顯著高于實(shí)施例1～4，且其沖擊韌性也不高。表3：hrc值及-20℃kv2沖擊功圖1和圖2分別為采用本發(fā)明方法設(shè)計(jì)的低淬透性耐磨帶鋼熱軋態(tài)金相組織顯微結(jié)構(gòu)示意圖和淬火態(tài)表層金相組織顯微結(jié)構(gòu)示意圖。由圖1和圖2可知，采用本發(fā)明方法設(shè)計(jì)的低淬透性耐磨帶鋼的組織特征形貌均勻，金相組織為鐵素體和細(xì)密珠光體組織，無(wú)帶狀組織析出，晶粒尺寸較小，晶粒度按照gb/t6394《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》評(píng)測(cè)，達(dá)到10～12級(jí)，從而使得本發(fā)明所制帶鋼具有良好的塑形、韌性和低淬透性。當(dāng)前第1頁(yè)12