HB400级耐磨钢板及其制造方法 【技术领域】
本发明涉及冶金类耐磨钢板，尤其属于耐磨钢板及其制造工艺。
背景技术
矿石和工业产品的运输装备，运输机械和挖掘机械的易磨损部件需要性能优良的耐磨钢板。材料的耐磨性主要取决于其硬度。较高的硬度可以提供良好的抗磨损性能。改善合金钢材料的摩擦磨损性能常用的方法有两种：通过表面渗入微量元素强化，如渗碳形成渗碳层，提高表面硬度和耐磨损性能；调整合金钢中的合金元素成分，增加碳含量并加入适量的微量元素如Ni、Mo、V和Co等元素，充分利用析出强化，细晶强化和相变强化、位错强化等不同强化方式提高钢的硬度。表面渗入微量元素强化虽然对材料表层局部性能有较大改善，工艺成熟且经济有效，但表层脆性较高，存在高密度的缺陷，内应力较高，涂层和基体结合强度低，限制了这种工艺在某些场合的应用。例如其不能解决切削刀刃、矿山机械的挖掘头的耐磨性等问题。通过调整优化钢的成分和工艺可以获得有良好耐磨性能的合金钢。碳含量对钢的性能影响很大。随着碳含量的增加，淬火形成的马氏体HCP晶格的晶格常数增大，淬火后的组织硬度增加。但是碳含量增加会导致钢的韧性下降，且过高的碳严重恶化了钢的焊接性能，限制了硬质高碳合金钢的使用范围。铬能显著改善钢的抗氧化作用，提高淬透性，增加抗腐蚀能力，提高耐磨性；镍可以细化晶粒，通过细晶强化同时提高低合金钢的韧性和塑性；钼是铁素体形成元素，能促进马氏体形成，增加钢的淬透性并提高碳化物的稳定性；稀土元素能改善合金钢的铸态组织、细化晶粒和净化钢液。钢中添加的较多合金元素会增加钢的制造成本，降低了其作为工业产品的实际应用性能。
焊接冷裂纹是最常出现的焊接工艺缺陷。为防止冷裂纹产生，通常是焊前预热、焊后热处理，造成了焊接工艺的复杂性，特殊情况下的不可操作性，危及焊接结构的安全可靠性。对于强度很高的耐磨钢板，焊接问题尤为明显。我国北方地区冬季室外温度较低，焊接部位很容易形成裂纹，导致整个工件失效。碳和合金元素对钢的焊接的影响可用碳当量来表示。国际焊接协会确认的碳当量的公式为：
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15
低焊接裂纹敏感性钢板的焊接裂纹敏感性指数Pcm可按下式确定：
Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B
焊接裂纹敏感性指数Pcm是反映钢的焊接冷裂纹倾向的判定指标，Pcm越低，焊接性越好，反之，则焊接性越差。焊接性好是指焊接时不易产生焊接裂纹，而焊接性差的钢容易产生裂纹，为了避免裂纹的产生，必须在焊接前对钢进行预热，焊接性越好，则所需的预热温度越低，反之则需要较高的预热温度。根据中华人民共和国黑色冶金行业标准YB/T 4137-2005规定，屈服强度800MPa以上级的钢种，Pcm值需低于0.28％。研发低成本且工艺简单的易焊接合金耐磨钢是社会经济和钢铁工业发展的必然趋势。
从钢种成本角度分析，中国专利公开号CN1109919、CN1614069、CN1132264、CN1385549、CN1140205、CN1865481和CN1132263中都添加了较多的合金元素，中国专利公开号CN1189542专利中涉及的类似C-Si-Mn-B体系中，C含量为0.35～0.60wt％，Mn含量为2.00～3.50wt％，增加了钢的生产成本。
从焊接性能分析，中国专利公开号CN1189542、CN1865481、美国专利公开号US3761320专利所涉及耐磨钢种的碳当量Ceq小于1.00，其余钢种的Ceq均大于或等于1.00。中国专利公开号CN1099810所涉及钢种的Ceq达到了2.85。上述专利焊接性能较差。
【发明内容】
本发明的目的是通过提供一种HB400级耐磨钢板及其制造方法，通过添加一些廉价的合金元素，从而降低其生产成本；其碳当量Ceq值≤0.45，具有良好地焊接性能。
本发明实现上述目的的技术方案为：一种HB400级耐磨钢板，其化学成分的重量百分配比为：C：0.05～0.15wt％，Si：0.4～1.4wt％，Mn：0.5～2.0wt％，P：＜0.012wt％，S：＜0.003wt％，Mo：0～0.5％，Nb：0.01～0.08％，Cu：0.20～1.0％，Co：0～1.0％，B：0.0010～0.0025wt％，Al：0.02～0.04wt％，Ti：0.004～0.030wt％，余量为Fe和不可避免的杂质；其中Mo和Nb含量应满足：0.023C+0.059Ti+1.71B≤Mo+Nb≤2.574C+0.62Mn+10.36Ti+2.11B。
一种HB400级耐磨钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)根据下列化学成分重量百分配比冶炼、浇铸成板坯：C：0.05～0.15wt％，Si：0.4～1.4wt％，Mn：0.5～2.0wt％，P：＜0.012wt％，S：＜0.003wt％，Mo：0～0.5％，Nb：0.01～0.08％，Cu：0.20～1.0％，Co：0～1.0％，B：0.0010～0.0025wt％，Al：0.02～0.04wt％，Ti：0.004～0.030wt％，余量为Fe和不可避免的杂质；其中Mo和Nb含量应满足：0.023C+0.059Ti+1.71B≤Mo+Nb≤2.574C+0.62Mn+10.36Ti+2.11B，浇铸后的板坯厚度≥成品钢板厚度的4倍；
2)对上述板坯加热，加热温度为1080～1180℃，保温时间为120～180min；
3)控制轧制，开轧温度为1050～1150℃，道次变形率为10～30％。终轧温度为750～1020℃；
4)终轧后进入冷却系统，采用空冷；
5)淬火，淬火温度为966.2-468.9C-8.7Si-16.6Mn+75.6Mo-18.4Nb+3313B℃；
6)回火，回火温度为174.6+378.2C-9.3Si+18.7Mn-38.2Mo+78.9Nb-2819B℃，回火后空冷。
优选地，所述步骤3)的道次变形率为10～25％。
优选地，所述步骤2)的终轧温度为950～1020℃。
C：C在钢中的作用是固溶强化，增加耐磨钢的硬度，提高耐磨性。但是C对焊接性能不利。C含量越高，焊接性能越差。适当控制钢中的C含量，可以获得较高硬度的同时保证钢板的焊接性能。因此本发明C含量控制为0.05～0.15wt％。
Si：Si缩小奥氏体相圈，提高钢的淬火温度。亚共析钢中，钢的临界冷却速度随Si含量的增加而降低。碳含量较低的情况下，Si可显著降低钢的临界冷却速度。本发明所涉及耐磨钢中加入Si，降低了钢的临界冷却速度，使最终产物形成细化的马氏体组织。Si固溶在铁素体和奥氏体中提高它们的硬度和强度，在常见的元素中，仅次于P，而较Mn、Ni、Cr、W、Mo、V等强。Si降低碳在铁素体中的扩散速度，使回火时析出的碳化物不易聚集，增加了钢的回火稳定性。Si含量较高的钢可明显降低回火脆性。本发明中加入适量的Si，使得回火时耐磨钢板的回火脆性不明显，在较低温度回火，即能降低钢中的内应力，也使钢板有较高的硬度。Si减少摩擦发热时的氧化作用和提高钢的冷变形硬化率，可以提高钢的耐磨性。硅锰钢的耐磨性随Si含量的增加而提高。同时考虑到Si与氧的亲和力比铁强，焊接时容易产生低熔点的硅酸盐，增加了熔渣和熔化金属的流动性。影响焊缝质量，因此综合考虑Si对淬透性、强度、回火稳定性、耐磨性和焊接的影响，本发明中的加入不超过0.4～1.4wt％的Si。
Mn：Mn扩大铁碳平衡相圈的奥氏体相区，稳定奥氏体组织的能力仅次于Ni。Mn强烈增加钢的淬透性，降低马氏体转变温度，降低钢的临界冷却速度。Mn和Fe形成固溶体，提高铁素体和奥氏体的硬度和强度。在耐磨钢板中加入Mn将会增加钢的硬度和耐磨性。但是Mn含量较高时，有使晶粒粗化的倾向，并增加钢的回火脆敏感性。对于调质处理的耐磨钢板来说，一方面需增加Mn含量提高钢板的硬度，另一方面需控制Mn含量降低钢板的回火脆性。本发明所涉及钢种中添加不超过0.5～2.0wt％的Mn，更好地利用Mn在耐磨钢中的作用。
Mo、Nb、Co和Cu：Mo对移动晶界有溶质拖曳效应，每mol的Mo对迁移晶界提供25KJ的拖曳能。溶质拖曳作用可抑制晶粒长大，细化最终组织。Nb在钢中有固溶强化和析出强化作用，增加了钢的强度和硬度。Co可增加相变形核驱动力，提高新相形核速度，细化最终组织，提高力学性能。Cu在钢板中可形成ε-Cu析出，位错在滑移和攀移过程中，固溶的Cu和析出的Cu可以降低位错的运动能力，提高钢板的强度。
Al：Al和钢中N能形成细小难溶的AlN颗粒，细化钢的晶粒。钢中固溶的Al超过一定值时，钢的奥氏体晶粒反而容体长大粗化。Al可细化钢的晶粒，固定钢中的N和O，减轻钢对缺口的敏感性，减小或消除钢的时效现象，并提高钢的韧性。微量的Al对焊接性能没有显著的影响。Al降低奥氏体的稳定性，减小奥氏体转变时的过冷度，降低钢的淬透性，提高临界淬火冷却速度。综合考虑Al的作用，本发明所涉及耐磨钢板的Al含量不超过0.04wt％。
Ti：Ti是强碳化物形成元素之一，与C形成细微的TiC颗粒。TiC颗粒细小，分布在晶界，达到细化晶粒的效果，较硬的TiC颗粒提高钢的耐磨性。Ti是铁素体化元素，并可固溶在铁素体中提高铁素体强度。Ti的强化作用略弱于Cu和Si，强于Al、Mn、Ni和Mo。低于980℃，Ti降低钢的淬透性。Ti可以降低钢在250℃～400℃的回火脆性。如果Ti和B共同加入，将明显降低低温回火脆性。淬火温度提高，TiC溶解的分数更多，淬火后回火过程中，TiC可重新弥散析出，增加钢的回火稳定性。综合Ti对钢相变和性能的影响，本发明涉及耐磨钢的Ti含量控制为0.004～0.030wt％。
B：B原子和晶界等缺陷存在相互作用，可以向晶界处富集。晶界处富集的B降低晶界的缺陷能，抑制铁素体在晶界处形核，延长先共析铁素体和上贝氏体转变孕育期，增加钢的淬透性。B对钢淬火成马氏体后的抗回火软化作用没有影响，含B钢需采取较低的回火温度和较短的回火时间。B增加回火脆性的倾向较Mn低。低温回火后，含B钢的强度较不含B钢强度高。含B钢在500℃以上回火，其冲击韧性低于不含B钢，300℃左右回火，冲击韧性高于不含B钢。钢中的B含量超过0.007％，将导致热脆现象，影响钢的热加工性能。本发明所涉及钢种中加入0.0010～0.0025wt％的B，以发挥其在耐磨钢种中的最佳效用。
本发明由于采用了以上技术方案，使之与现有技术相比，具有以下优点和积极效果：
1、通过合理设计化学成分，降低了耐磨钢合金含量，无需添加Ni等贵重元素，且合金元素含量少，原料成本较低。本发明涉及的耐磨钢板具有很好的经济效益。
2、优化成分后，大幅降低了碳当量。本发明涉及耐磨钢板具有很好的焊接性能，焊接裂纹敏感性指数Pcm＜0.25，碳当量≤0.45，实现了不预热焊接，适合需要焊接的结构钢使用领域。
3、本发明将钢板淬火后低温回火，消除了淬火后钢板的内应力，并使钢板有较高的硬度和耐磨性。
4、由于成分和工艺设计合理，从实施效果来看，工艺制度比较宽松，可以在中、厚钢板产线上稳定生产。
5、本发明生产的的低合金易焊接耐磨钢板布氏硬度＞400HB、屈服强度＞1000MPa，抗拉强度＞1250MPa、板厚可达30mm。
【附图说明】
图1为本发明实施例2的钢板截面硬度值曲线图。
【具体实施方式】
本发明的HB400级易焊接耐磨钢板，其化学成分的重量百分配比为：C：0.05～0.15wt％，Si：0.4～1.4wt％，Mn：0.5～2.0wt％，P：＜0.012wt％，S：＜0.003wt％，Mo：0～0.5％，Nb：0.01～0.08％，Cu：0.20～1.0％，Co：0～1.0％，B：0.0010～0.0025wt％，Al：0.02～0.04wt％，Ti：0.004～0.030wt％，余量为Fe和不可避免的杂质；其中Mo和Nb含量应满足：0.023C+0.059Ti+1.71B≤Mo+Nb≤2.574C+0.62Mn+10.36Ti+2.11B。
本发明的碳当量Ceq≤0.45，碳当量Ceq是钢焊接性能的判定指标，Ceq越低，焊接性越好，反之，则焊接性越差。焊接性好是指焊接时不易产生焊接冷裂纹，而焊接性差的钢容易产生裂纹，为了避免裂纹的产生，必须在焊接前对钢进行预热，焊接性越好，则所需的预热温度越低，反之则需要较高的预热温度。本发明成分、碳当量与其它耐磨钢成分、碳当量对比见表1，碳当量数值根据成分计算获得。
本发明的HB400级易焊接耐磨钢板的加工工艺为：
1)根据下列化学成分重量百分配比冶炼、浇铸成板坯：C：0.05～0.15wt％，Si：0.4～1.4wt％，Mn：0.5～2.0wt％，P：＜0.012wt％，S：＜0.003wt％，Mo：0～0.5％，Nb：0.01～0.08％，Cu：0.20～1.0％，Co：0～1.0％，B：0.0010～0.0025wt％，Al：0.02～0.04wt％，Ti：0.004～0.030wt％，余量为Fe和不可避免的杂质；其中Mo和Nb含量应满足：0.023C+0.059Ti+1.71B≤Mo+Nb≤2.574C+0.62Mn+10.36Ti+2.11B；
2)对上述板坯加热，加热温度为1080～1180℃，保温时间为120～180min；加热过程中，钢中的TiC溶入奥氏体中，在轧制和冷却过程中析出，通过细化晶粒和析出强化提高产品强度。120～180min保温可减少合金元素偏析，有利于钢板最终性能稳定。浇铸后连铸坯不小于成品厚度4倍，可保证钢板有足够的变形率，细化最终组织。
3)控制轧制，开轧温度为1050～1150℃，道次变形率为10～25％，终轧温度为750～1020℃。
4)终轧后进入冷却系统，采用空冷或水冷；
5)淬火，淬火温度为966.2-468.9C-8.7Si-16.6Mn+75.6Mo-18.4Nb+3313B℃；淬火时奥氏体发生马氏体相变。马氏体以切变方式相变，相变前沿是一列滑动位错，碳原子无法扩散，形成了过饱和的铁素体。晶格从fcc向bcc转变时，铁原子晶体点阵之间存在碳原子造成点阵畸变，形成正方hcp结构，晶格畸变导致钢板内部存在内应力。内应力会使钢板加工时发生变形和崩裂，需进行回火处理才能适合加工和使用要求。
6)回火，回火温度为174.6+378.2C-9.3Si+18.7Mn-38.2Mo+78.9Nb-2819B℃，回火后水冷或空冷。钢板的回火一般可分为四个阶段：100℃回火时正方点阵的马氏体中析出ε碳化物，马氏体的正方度降低，含碳0.3％以下的钢中不形成ε碳化物，仅在位错等缺陷附近形成细微的碳化物；235℃附近残余奥氏体转变为下贝氏体和马氏体；300℃左右ε碳化物转变为渗碳体；400～450℃碳和铁的扩散系数升高，渗碳体颗粒粗化。钢板回火时，内应力消除并造成回火脆性。250～400℃之间回火，马氏体板条边缘的形成的细小碳化物聚集，产生局部应力集中，碳化物也可作为裂纹扩展的形核长大源，导致低温回火脆性。450℃～550℃回火，杂志元素会在晶界富集和偏析，导致高温回火脆性。高温回火会导致钢板硬度和耐磨性下降，本发明中碳含量较低，不形成ε碳化物，低温回火时马氏体中的碳形成碳化物。低温回火时，Si可以提高ε碳化物消失和渗碳体形成温度，从而减弱低温回火脆性，本发明在所选定的成分体系条件下，采用较低温度回火，保证低温回火的钢板的机械性能。
实施例1
按表2所示的化学成分电炉或转炉冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，将连铸坯或钢锭加热至1080℃，保温180分钟，开轧温度为1050℃，制道次变形率为10～20％，终轧温度为750℃，成品钢板厚度为10mm。轧制后空冷。淬火加热温度为909℃。回火温度为215℃。回火后堆垛或冷床冷却。
实施例2
实施方式同实施例1，其中加热温度为1130℃，保温150分钟；开轧温度为1060℃，道次变形率为10～18％，终轧温度为850℃，成品钢板厚度为30mm；淬火加热温度为911℃。回火温度为210℃。回火后堆垛或冷床冷却。
实施例3
实施方式同实施例1，其中加热温度为1180℃，保温150分钟；开轧温度为1150℃，道次变形率为10～30％，终轧温度为1020℃，成品钢板厚度为40mm；淬火加热温度为908℃。回火温度为221℃。回火后堆垛或冷床冷却。
实施例4
实施方式同实施例1，其中加热温度为1120℃，保温180分钟；开轧温度为1070℃，道次变形率为15～25％，终轧温度为950℃，成品钢板厚度为50mm；淬火加热温度为912℃。回火温度为226℃。回火后堆垛或冷床冷却。
实施例5
实施方式同实施例1，其中加热温度为1180℃，保温180分钟；开轧温度为1150℃，道次变形率为10～20％，终轧温度为900℃，成品钢板厚度为15mm；淬火加热温度为933℃。回火温度为212℃。回火后堆垛或冷床冷却。
实施例6
实施方式同实施例1，其中加热温度为1120℃，保温120分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1080℃，道次变形率为12～24％，终轧温度为870℃，成品钢板厚度为20mm；淬火加热温度为893℃。回火温度为237℃。回火后堆垛或冷床冷却。
表2本发明实施例1-6的低合金易焊接耐磨钢板的化学成分(wt％)及Ceq
实 施 例 C Si Mn P S B Mo Nb Cu Co Al Ti Pc m Ceq 1 0.05 1.05 2.0 ＜0.012 ＜0.003 0.0025 --- 0..01 1.0 1.0 0.020 0.010 0.24 8 0.45 0 2 0.07 1.4 1.65 ＜0.012 ＜0.003 0.0020 0.15 0.03 0.50 0.89 0.030 0.004 0.24 4 0.40 8 3 0.09 0.97 1.54 ＜0.012 ＜0.003 0.0010 0.20 0.04 0.60 0.67 0.040 0.030 0.24 8 0.42 7 4 0.11 0.55 1.35 ＜0.012 ＜0.003 0.001 0.30 0.05 040 0.55 0.040 0.020 0.24 1 0.42 2 5 0.13 0.45 0.5 ＜0.012 ＜0.003 0.0010 0.50 0.06 0.20 0.38 0.030 0.024 0.21 8 0.32 7
实 施 例 C Si Mn P S B Mo Nb Cu Co Al Ti Pc m Ceq 6 0.15 0.40 0.5 ＜0.012 ＜0.003 0.0010 0.10 0.08 0.80 0.020 0.020 0.24 0 0.30 7
1力学性能试验：
对本发明实施例1-6的低合金易焊接耐磨钢板进行力学性能测试，测试结果见表3。
表3本发明实施例1-6的低合金易焊接耐磨钢板的力学性能
实施例 硬度 HB10/3000 屈服强度 (MPa) 抗拉强度 (MPa) 延伸率 (％) 1 418 1125 1289 12.5 2 413 1117 1276 12.5 3 418 1123 1289 12.5 4 409 1066 1267 13.0 5 407 1054 1266 13.0 6 423 1138 1305 12.0
从表2和表3可以看出，本发明所涉及低合金易焊接钢板的Ceq≤0.45％，屈服强度均大于1000MPa，抗拉强度大于1250MPa，板厚可达30mm，具有良好的硬度和焊接性。
2板厚截面硬度试验：
按标准GB/T 4340-1999对本发明实施例2的低合金易焊接耐磨钢板的截面硬度进行测量，测量值见图1，HBW是指布氏硬度。
从图1可以看出，本发明所涉及低合金易焊接耐磨钢板的截面硬度均匀。
3焊接性试验：
对本发明实施例1的低合金易焊接耐磨钢板进行焊接性能试验(小铁研试验)，在0℃、室温和50℃的条件下，均未发现裂纹(见表4)，说明本发明钢板的焊接性能良好，焊接时不需要预热。
表4本发明实施例1的低合金易焊接耐磨钢板焊接性能试验结果
4耐磨性试验：
耐磨性试验在ML-100磨粒磨损试验机上进行。截取试样时，令试样的轴线垂直于钢板表面，试样的磨损面即钢板的轧制面。将试样按要求加工成台阶状圆柱体，测试部分尺寸为φ4mm，卡具夹持部分尺寸为φ5mm。试验前用酒精清洗试样，然后用吹风机吹干，在万分之一精度的天平上称重，测得试样重量作为原始重量，而后安装在弹性夹具上。分别用粒度为80目、120目的砂纸，在42N、84N两种载荷作用下进行试验。试验后由于试样与砂纸间的磨损，试样在砂纸上画出一条螺旋线，根据螺旋线的起始和终止半径来计算螺旋线的长度，计算公式为
S=π(r12-r22)a---(1)]]>
r1为螺旋线的起始半径，r2为螺旋线的终止半径，a为螺旋线的进给量。每次实验称重两次取平均值，然后计算失重，用每米失重来表示试样的磨损率(mg/M)。
在恒定的实验条件下(载荷、砂纸粒度)从钢板的表层到心部逐层磨损，每磨完一张砂纸后称重、计算失重，然后更换砂纸继续试验。规定从表层到心部的4个磨损层依次为表层、次表层、亚表层和内层。试验条件不同时，各层的深度也不相同。本发明涉及钢种与已有SSAB公司生产的布氏硬度为400HB的HARDOX400耐磨钢磨损试验结果见表5和表6。
表5本发明涉及低合金易焊接耐磨钢钢板与SSAB公司生产的HARDOX400耐磨试验比较
表6120目砂纸、84N载荷条件下试样各层次磨损率
钢种 表层 磨损率 (mg/M) 次表层 磨损率 (mg/M) 亚表层 磨损率 (mg/M) 内层 磨损率 (mg/M) 总磨损 深度 (mm) 平均 磨损率 (mg/M) 本发明涉及钢板 13.111 14.333 13.111 13.511 4.967 13.517 HARDOX400 14.028 14.506 13.506 14.000 5.148 14.010
从表5和表6可看出本发明涉及低合金易焊接耐磨钢板的磨损性能优于SSAB公司生产的HARDOX400级别的耐磨钢板。