含有铁素体的HB400级热连轧耐磨钢及生产方法与流程

als：0.01～0.06％，nb：0.005～0.015％，v：0.005～0.02％，ti：0.005～0.02％， b≤0.005％，其余为fe及杂质。
10.进一步地，所述碳元素满足，c：0.16～0.22％。
11.进一步地，所述锰元素满足，mn：1.0～2.8％；所述铌元素满足，nb： 0.008～0.014％；所述钒元素满足，v：0.006～0.013％；所述钛元素满足，ti： 0.008～0.02％。
12.进一步地，所述硼元素满足，0.003％≤b≤0.004％。
13.进一步地，所述热连轧耐磨钢为采用高炉铁水、铁水脱硫、转炉冶炼、 lf rh精炼、连铸、加热、轧制、冷却、卷取、开平横切工艺制得，且所 述热连轧耐磨钢厚度为2～15mm。
14.进一步地，所述加热工艺包括：
15.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。
16.进一步地，所述冷却、卷取工艺如下：
17.出ft7后立即冷却，以10～100℃/s的冷却速度冷却至600℃～750℃， 空冷2～10s，继续控制冷却速度为10～100℃/s，冷却至150～400℃进行卷取， 并实现在线淬火。
18.此外，本发明还公开了一种含有铁素体的hb400级热连轧耐磨钢的制 备方法，它包括如下工艺流程：
19.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；
20.所述加热工艺包括：
21.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；
22.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℃；
23.所述冷却、卷取工艺如下：
24.出ft7后立即冷却，以10～100℃/s的冷却速度冷却至600℃～750℃， 空冷2～10s，继续控制冷却速度为10～100℃/s，冷却至150～400℃进行卷取， 并实现在线淬火。
25.进一步地，所述加热工艺包括：
26.第二段加热温度和均热末段温度均为1221～1280℃，且第二段加热与 均热段的总时间为62～90min，总在炉时间为145～180min；
27.所述轧制工艺包括：
28.所述粗轧出口温度为1000～1090℃，所述精轧开轧温度为950～1040℃， 精轧终轧温度为800～870℃。
29.进一步地，所述冷却、卷取工艺包括：
30.第一段冷却速度，即出ft7后的冷却速度，为40～80℃/s，第二段冷却 速度为50～95℃/s。
31.本发明的有益效果主要体现在如下几个方面：
32.1、本技术设计的制备工艺相对简单，且生产效率高。
33.2、本技术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
34.图1为本发明制备的热连轧耐磨钢的微观结构示意图。
具体实施方式
35.本发明公开了一种含有铁素体的hb400级热连轧耐磨钢，它包括如下 质量百分比的各化学组分：
36.c：0.14～0.25％，si：0.08～1.0％，mn：1.0～3.0％，p≤0.015％，s≤0.005％， als：0.01～0.06％，nb：0.005～0.015％，v：0.005～0.02％，ti：0.005～0.02％， b≤0.0005％，其余为fe及杂质。
37.进一步地，所述碳元素满足，c：0.16～0.22％。
38.进一步地，所述锰元素满足，mn：1.0～2.8％；所述铌元素满足，nb： 0.008～0.014％；所述钒元素满足，v：0.006～0.013％；所述钛元素满足，ti： 0.008～0.02％。
39.进一步地，所述硼元素满足，0.0003％≤b≤0.0004％。
40.本发明设计采用上述含量的各合金元素的原理如下：
41.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 0.14～0.25％即可；本发明进一步优选0.16～0.22％达到最优。
42.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0.08～1.0％为宜；
43.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 1.0～3.0％为宜，本发明进一步优选1.0～2.8％达到最优。
44.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％。
45.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重量百分含量为0.005～0.015％为宜；本发明进一步优选 0.008～0.014％达到最优。
46.钒(v)：v的碳化物v4c3比较稳定，可以抑制晶界移动和晶粒长大， 沉淀强化作用显著，跟nb一起复合添加可节约合金元素，显著缩小晶粒， 比单独添加效果更加优异，综合考虑，v重量百分含量为：0.005～0.02％为 宜；本发明进一步优选0.006～0.013％达到最优。
47.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 0.005～0.02％为宜；本发明进一步优选0.008～
0.02％达到最优。
48.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0.003％≤b≤0.004％达到最优。
49.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％。
50.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：
51.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；
52.所述加热工艺包括：
53.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1221～1280℃，且第二段加热与均热段的总 时间为62～90min，总在炉时间为145～180min；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。
54.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 1000～1090℃，所述精轧开轧温度为950～1040℃，精轧终轧温度为 800～870℃。本技术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20～40％，在该范围内的总压下率下，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。
55.所述冷却、卷取工艺如下：
56.出ft7后立即冷却，以10～100℃/s的冷却速度冷却至600℃～750℃， 空冷2～10s目的是得到含量大概为5％～30％的铁素体，继续控制冷却速度 为10～100℃/s，冷却至150～400℃进行卷取，并实现在线淬火。本发明优选 第一段冷却速度为40～80℃/s，第二段冷却速度为50～95℃/s。
57.本技术选择控制冷却速度，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。
58.经过上述工艺制得的钢板厚度为2～15mm。
59.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。
60.本发明设计了10个实施例及4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：
61.表1各实施例及对比例的化学组分含量(wt％)
[0062] c/％si/％mn/％p/％s/％als/％nb/％v/％ti/％b/％实施例10.220.1810.0120.0010.050.0110.0060.020.003实施例20.160.92.50.0070.0020.010.0050.0080.0170.003实施例30.240.882.20.0110.0040.030.0150.0130.0160.004实施例40.160.7730.0060.0050.020.010.0110.010.004实施例50.210.851.70.0090.0020.050.0140.0080.0090.005实施例60.240.682.40.0080.0050.020.0150.0130.0140.002实施例70.20.572.90.0070.0030.010.0110.0050.0130.003实施例80.150.62.80.0090.0040.060.0080.0090.0080.003实施例90.180.581.50.0080.0050.030.0140.0090.020.003实施例100.20.8420.0110.0040.020.0140.010.0120.003对比例10.250.351.50.010.0030.040.030.020.0850.005对比例20.190.321.80.0120.0030.0350.050.0050.090.005对比例30.260.180.80.0120.0010.050.0040.0250.0220.0055对比例40.100.183.50.0080.0050.030.0040.0040.0040.0060
[0063]
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；
[0064]
表2各实施例及对比例的工艺参数列表(一)
[0065][0066][0067]
表3各实施例及对比例的工艺参数列表(二)
[0068][0069]
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。
[0070]
表4各实施例及对比例的性能列表
[0071]
[0072][0073]
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5％～10％左右的 铁素体。
[0074]
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。
[0075]
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。
[0076]
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，而本技术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。
[0077]
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。