一种履带板用非调质高强耐磨钢的制作方法

本发明涉及钢铁材料技术领域，特别是一种履带板用非调质高强耐磨钢，尤其适用于hb450级别履带板钢材的生产。

背景技术：

耐磨钢是广泛用于冶金、矿山、建材、电力、铁路和军事等各种磨损工况的一类耐磨材料，是目前我国工程机械行业最重要的钢种之一。

近年来，随着我国工程机械行业的发展，对于推土机、挖掘机等履带式重型工程车辆的需求量逐渐增加。该类工程车辆采用履带作为车身承载，可保证车辆底盘稳定性，提高车辆复杂工况下的通过性。作为直接与地面接触的履带板，必须承受车辆自身重量及路面复杂工况的双重压力，其性能对于车辆安全性及作业效率有较大影响。车辆行驶及作业过程中，履带时刻受到地面碎石、大石块等的反复冲击磨损，对于履带板的耐冲击磨损性能要求较高。

目前，车辆履带板普遍采用普通耐磨钢制造，主要分为两大类，第一类是采用c-si-mn的基本成分体系，添加cr、ni、mo、nb等贵重合金，通过轧后的淬火+低温回火热处理，得到高硬度的马氏体组织，如申请公开号为cn102260829a、cn102605234a、cn102199737a的专利公开的系列高强耐磨钢，该类钢种合金成本相对较低，对于抵御滑动磨损效果较好，但因马氏体为硬脆相，对于抵御冲击磨损效果较差，同时轧后采用淬火+低温回火热处理生产周期长，也造成能源的浪费，导致制造成本的升高；第二类是传统的mn13类型高mn耐磨钢，采用高c高mn的成分设计，通过奥氏体组织在冲击载荷下转变为马氏体，达到良好的抗冲击磨损的效果，但该类钢因碳和合金含量太高，焊接及成型性能极差且制造成本较高。

申请公开号为cn102312174a的专利公开了一种非调质的高强耐磨钢及其生产方法，主要采用c-mn-ni-cr-mo-nb-v的合金设计，通过轧后直接水冷代替淬火达到非调质的效果，但钢中贵重合金添加较多，生产成本相对较高，轧后水冷工艺控制难度大且钢板未进行回火消应处理，钢板内应力大，易导致使用过程中产生开裂等问题。

因此，研发一种制造成本相对较低，生产工艺流程短，抗冲击磨损好的耐磨钢，用于履带式车辆履带板的制造成为行业内亟待解决的问题。

技术实现要素：

本发明的目的就是针对目前现有的耐磨钢材在用于制造履带板时存在抗冲击磨损能力不足、合金成本高、工艺流程长，且生产及加工成本均比较高的问题，提供一种履带板用非调质高强耐磨钢。本发明的钢材厚度达10～30mm，硬度达hb450级别，且制造成本低，免除全部热处理工序，强韧性匹配良好，用于履带板使用时能大幅度提高履带板使用寿命及整车使用寿命。

本发明的一种履带板用非调质高强耐磨钢，所述高强耐磨钢含有下述质量百分含量的化学成分：c:0.22～0.27％；si:≤0.30％；mn:3.0～5.0％；p:≤0.012％；s:≤0.002％；mo：0.10～0.50％；ti:0.10～0.15％；b：0.0010～0.0040％；n≤0.0040%，其余为fe和不可避免的杂质。

优选地，所述c的质量百分含量为0.22～0.26%。

优选地，所述si的质量百分含量为0.10～0.30%。

优选地，所述mn的质量百分含量为3.2～4.80%。

优选地，所述mo的质量百分含量为0.25～0.45%。

优选地，所述ti的质量百分含量为0.11～0.14%。

优选地，所述b的质量百分含量为0.0020～0.0030%。

优选地，所述n的质量百分含量为≤0.0035%。

本发明钢材的厚度为10～30mm，布氏硬度420≤hb≤470，屈服强度rp0.2≥1100mpa，抗拉强度rm≥1430mpa，﹣20℃横向kv2≥25j。

本发明以c、mn作为基本元素，通过提高mn含量扩大奥氏体相区，利用价格相对低廉的ti作为主要强化元素，添加少量的mo控制ti析出物尺寸，再配合微量的b提高钢板淬透性，在轧后空冷过程中得到马氏体+残余奥氏体的双相组织，通过mo、ti的复合作用，在冷却过程中得到大量弥散分布的纳米尺寸（5-30nm）的含ti析出物，一方面能提高钢板强度，另一方面tic也可作为硬质点提高钢板的耐磨性，克服目前履带板用耐磨钢抗冲击磨损能力不足、合金成本高、工艺流程长等缺点。

本发明的履带板用高强耐磨钢中合金元素的作用机理如下：

c：本发明钢中c的含量为0.22-0.27%，c是耐磨钢中提高钢的强度及硬度最重要的元素之一，为保证高韧性、优良的焊接性及冷成型等性能，将c含量限制在0.22-0.27%之间，既可保证钢的强度又适合生产操作。

mn：是提高钢的抗拉强度和屈服强度的元素，可增加奥氏体的稳定性，扩大γ相区，降低相变点温度，具有提高淬透性的作用，但过量的mn易导致韧性的下降。本发明钢种需具备在空冷下得到马氏体的能力，因此将mn含量控制在3.0～5.0%之间。

si：si对钢的强度有一定的强化效果，但是si对钢的塑性和韧性是有害的，必须控制其在钢中的含量。

p，s：p在钢中具有容易造成偏析、恶化焊接性能、限制降低钢的低温冲击韧性、提高韧脆转变温度等不利影响；而s则与容易与钢中的mn结合形成mns夹杂，从而影响钢的低温冲击韧性。因此，本发明中，应尽量减少p、s元素对钢性能的不利影响，因而将其控制在p≤0.012%，s≤0.002%。

mo：mo能有效延长珠光体转变的孕育期，使铁素体和珠光体区域右移，但对贝氏体相变的影响很小。mo能降低碳化物形成元素如ti等的扩散能力，从而阻碍碳化物的形成，推迟碳化物的析出过程，有效的增加钢种中纳米尺寸的tic析出物数量，可提高钢的强韧性。本发明钢板mo的重量百分比为0.20～0.50%，可有效弥补不经再加热淬火导致的强度损失。

ti：ti是本发明的主要合金元素，加入ti元素可以起到弥散强化和细化晶粒的作用。ti、mo、c形成的纳米级的复合析出物可起到钉扎晶界的作用，在轧制及冷却过程中可避免晶粒长大，起到细化晶粒的效果，同时该类细小复合析出物为硬质点，可有效抵御滑动磨损，进一步提高钢的耐磨性。

b：b可显著提高钢的淬透性，保证钢在相对较低的冷速下获得马氏体组织，但加入过量的b会在晶界富集对钢的韧性不利，因此其含量控制在0.0010～0.0040％。

n：钢中的n可与ti结合，在连铸过程中形成大颗粒的tin，在随后的铸坯加热过程中，这种tin颗粒基本不溶解，对性能造成不利影响，同时也减少了对性能有利的纳米级tic的析出量，因此冶炼过程中必须低n控制，n含量控制在0.0040%以下。

本发明与现有耐磨钢相比具有以下优点：

（1）性价比高：与现役的ni、cr、mo系马氏体耐磨钢相比，采用了成本相对低廉的mn、ti作为主要合金元素，配合少量mo、b等元素，合金成本较低，具有良好的经济效益和社会效益；

（2）生产工艺简单：本发明钢种采用轧后空冷+低温消应处理即可使用，不需再加热淬火或复杂的轧后控冷，工艺控制难度小，生产工艺流程短；

（3）钢板使用性能、服役性能优良：钢板为马氏体+残余奥氏体组织，在受冲击时有一定加工硬化效果，抗冲击磨损性能好，布氏硬度可达420～470，-20℃kv2≥25j，使用性能良好；

（4）钢板加工性能良好：钢板的强韧性匹配良好，焊接及成型性能均比较优良。

附图说明

图1是本发明实施例1制备的钢板心部显微组织图；

图2是本发明实施例2制备的钢板心部显微组织图；

图3是本发明实施例3制备的钢板心部显微组织图；

图4是本发明实施例4制备的钢板心部显微组织图；

图5是本发明实施例5制备的钢板心部显微组织图；

图6是本发明实施例6制备的钢板心部显微组织图；

图7是本发明实施例7制备的钢板心部显微组织图。

具体实施方式

为了更好地解释本发明的技术方案，下面结合具体实施例对本发明的技术方案进行进一步的说明，下述实施例仅仅是示例性的说明本发明的技术方案，并不以任何形式限制本发明。

下表1为本发明实施例1-7及对比实施例钢板中所含化学成分的质量百分含量列表，本发明实施例1-7钢板的化学成分如表1所示，生产工艺为转炉冶炼+连铸+单张轧制工艺流程，经一定的冶炼、轧制工艺生产，获得本发明的非调质履带板用高强耐磨钢；对比实施例采用中国专利申请公开号为cn102312174a的20mm厚钢板的相关数据。

下表2为本发明实施例1-7及对比实施例钢板的主要力学性能测试结果。

附图1-7为本发明各实施例制备的钢板心部显微组织（20μm）。

表1实施例1-7及对比实施例化学成分（wt，%）

表2实施例1-5及对比实施例力学性能

*注：10mm厚钢板采用7.5×10×55mm非标准冲击试样。

结果分析：通过上述实施例1-7的化学成分及成品钢种的力学性能与对比实施例的相关数据进行比较，从对比结果可以看出，与对比实施例相比，本发明钢种中调整了mn、mo、ti的比例，省去v、ni、cr元素，并严格控制n、p、s元素含量，通过转炉冶炼+连铸+单张轧制工艺流程，免去后续热处理调质工艺，得到的钢材强韧性匹配合理，与对比例钢材相比，强韧性匹配更合理，生产成本更低。