本發明涉及耐磨鋼制造領域，具體涉及一種NM600高級別低合金耐磨鋼板及其制造方法。

背景技術：

低合金耐磨鋼因其合金含量低，綜合性能良好，生產靈活方便等優點，被廣泛應用于工作條件惡劣，要求高的強度和硬度、耐磨性好的工程、采礦、建筑、農業、水泥、港口、電力以及冶金等機械裝備制造，如推土機，裝載機，挖掘機，自卸車，球磨機及各種礦山機械、抓斗、堆取料機、輸料彎曲結構等。該類部件一般都在干濕交加的環境極其惡劣的條件下工作，更換困難，要求鋼板具有高的強度、硬度及優異的耐磨和耐蝕性能，以及良好的焊接性能等，以此來保證裝備有更高的使用壽命。

目前，已經有不少關于低合金耐磨鋼的專利報導，但是其級別均較低，且硬度韌塑性和成型性均不理想，焊接性能較差，不同時具備優異的耐磨和耐蝕性能，難以滿足裝備制造大型化、輕量化和長壽命化制造的需求。

有鑒于此，特提出本發明。

技術實現要素：

本發明的第一目在于提供一種NM600高級別低合金耐磨鋼，其思路是采用中高碳和合金化的成分設計，并通過碳、錳、鉻、鎳、鉬和銅等合金元素以及鈮、鈦、釩等微合金元素的相互配合作用，并輔控制軋制和離線熱處理的方法，提供一種適用于NM600高級別低合金耐磨鋼板。

本發明的第二目的在于提供所述鋼板，鋼板布氏硬度在570-630HB之間，抗拉強度≥1800MPa，延伸率≥8％，-20℃沖擊功≥27J，滿足90°冷彎不開裂的要求，具有優異的耐磨性能。

本發明的第三目的在于提供所述的鋼板的制造方法，由于鉻、鎳、鉬和銅等多種合金元素的復合添加，本發明獲得的鋼板在保證極高耐磨性能的同時，還具有良好的耐蝕性能。

為了實現本發明的上述目的，特采用以下技術方案：

本發明的一個方面涉及一種NM600高級別低合金耐磨鋼，所述鋼包括按重量百分比計的以下組分：C：0.38-0.45％、Si：0.10-0.40％、Mn：0.30-0.80％、P≤0.012％、S≤0.003％、Cr：0.30-1.00％、Mo：0.20-0.60％、Ni：1.50-2.50％、Cu：0.30-0.60％、Ti：0.008-0.030％、Nb：0.015-0.050％、V≤0.010、B：0.0008-0.0025％、N≤0.0035％、O≤0.0025％，其余為Fe和不可避免的雜質。

碳：碳元素是耐磨鋼板獲得高的強度和硬度的最關鍵元素。對于要獲得組織為95％及以上馬氏體組織以及布氏硬度在570-630HB的鋼板而言，碳元素是最重要的元素，且碳元素可以顯著提高鋼板的淬透性。但由于碳元素的增加，會降低鋼板的韌塑性和焊接性能。所以如果鋼板既要獲得高硬度，又要具備一定的韌塑性和焊接性能，綜合考慮，本發明的碳元素含量為0.38-0.45％。

硅：硅元素在鋼中起固溶強化作用，其在奧氏體中的溶解度較大，提高硅含量有利于提高鋼的強度和硬度，且能提高奧氏體的穩定性。但硅元素含量過高會導致鋼的韌性下降，且高硅含量的鋼板加熱時的氧化皮粘度較大，出爐后除鱗困難，導致軋后鋼板表面紅色氧化皮嚴重、表面質量較差。此外，高硅還不利于鋼板的焊接性能。綜合考慮硅元素各方面的影響，本發明硅元素的含量為0.10-0.40％。

錳：錳元素能夠擴到奧氏體區，穩定奧氏體組織，其能力僅次于合金元素鎳，是廉價的穩定奧氏體和強化合金元素，同時錳元素能夠增加鋼的淬透性，降低馬氏體形成的臨界冷速。但錳元素含量過高時，會使鋼板有使晶粒粗化的傾向，并增加鋼的回火脆敏感性，且容易導致鑄坯中出現偏析和裂紋，降低鋼板的性能。本發明結合其碳元素和硫元素的控制，錳元素的含量控制在0.30-0.80％。

硫和磷：硫元素在鋼中易與錳元素等結合形成硫化夾雜物，尤其對鋼的橫向塑性和韌性不利，因此硫的含量應盡可能地低。磷也是鋼中的有害元素，嚴重損害鋼板的塑性和韌性。對于本發明而言，硫和磷均是不可避免的雜質元素，應該越低越好，考慮到鋼廠實際的煉鋼水平，本發明要求P≤0.012％、S≤0.003％。

鉻：鉻元素可以降低臨界冷卻速度、提高鋼的淬透性。鉻在鋼中可以形成(Fe，Cr)₃C、(Fe，Cr)₇C₃和(Fe，Cr)₂₃C₇等多種碳化物，提高強度和硬度。鉻在回火時能阻止或減緩碳化物的析出與聚集，可以提高鋼的回火穩定性。在本發明中，鉻元素的含量應控制為0.30-1.00％。

鉬：鉬元素能顯著地細化晶粒，提高強度和韌性。鉬元素能減少鋼的回火脆性，同時回火時還能析出非常細小的碳化物，顯著強化鋼的基體。由于鉬元素是非常昂貴的戰略合金元素，所以本發明中可添加不超過0.60％的鉬。本發明中，鉬元素含量為0.20-0.60％。

鎳：鎳元素是穩定奧氏體的元素，在調質鋼中加鎳元素，可以大幅提高鋼的韌性尤其是低溫韌性。在本發明中，為了保證得到極高的強度和硬度，在合金設計時添加了較高的碳元素，從而會使得鋼板的韌塑性非常差。為了保證鋼板既具有高的強度和硬度，而且還具有一定的韌塑性，同時還考慮到鎳元素屬于貴重合金元素，所以本發明中鎳的含量為1.50-2.50％。

銅：銅元素鋼中的突出作用是改善鋼的耐腐蝕性能，特別是和磷配合使用時，加入銅還能提高鋼的強度和屈服比，而對焊接性能沒有不利的影響。但當銅元素含量較高時，對熱變形加工不利，在熱變形加工時導致銅脆現象。考慮到耐磨鋼板的應用場合多為磨損和腐蝕同時存在，并考慮到銅元素的不利作用，在本發明中，銅元素的含量為0.30-0.60％。

鈦：鈦元素是強碳化物形成元素，鋼中加入微量的鈦元素有利于固定鋼中的氮，形成的TiN，能使鋼坯加熱時奧氏體晶粒出現異常的長大，細化原始奧氏體晶粒度。本發明鈦含量控制在0.008-0.030％。

鈮：鈮元素在鋼中可以阻止再結晶和阻礙再結晶晶粒長大，提高強度。同時，鈮元素在鋼中可強烈地形成鈮的碳化物和氮化物，從而影響鋼的性能，且鈮元素能細化晶粒和降低鋼的過熱敏感性及回火脆性。在本發明中，鈮元素的含量控制為0.015-0.050％。

硼：淬透性元素，對提高鋼板淬透性尤其是厚規格鋼板的淬透性有著重要作用。鋼中添加少量的硼元素即可起到較大的增加鋼板的淬透性，且硼元素資源富有，價格便宜，添加少量的硼可以顯著的節省錳、鎳、鉻、鉬等貴重的合金元素添加。但過多的硼元素會增加晶界的偏聚，從而降低鋼鐵材料的韌塑性。在本發明中，硼元素的含量為：0.0008-0.0025％。

優選地，所述鋼包括按重量百分比計的以下組分：C：0.40-0.43％、Si：0.25-0.35％、Mn：0.50-0.65％、P≤0.010％、S≤0.002％、Cr：0.40-0.70％、Mo：0.25-0.45％、Ni：1.60-2.00％、Cu：0.45-0.55％、Ti：0.012-0.020％、Nb：0.025-0.035％、V≤0.010、B：0.0012-0.0020％、N≤0.0030％、O≤0.0020％，其余為Fe和不可避免的雜質。

本發明的另一個方面涉及使用所述的NM600高級別低合金耐磨鋼制備的鋼板，所述鋼板中，馬氏體在組織中的含量大于95％。

優選地，所述鋼板的抗拉強度大于1900MPa，硬度大于570HBW。

本發明的另一個方面涉及所述鋼板的制備方法，所述方法包括，鋼水經真空脫氣處理后進行連鑄或模鑄，鑄坯或鋼坯于1180-1220℃加熱后在奧氏體再結晶區和未再結晶區分別進行軋制。

本發明中的制造工藝過程對本發明產品的影響：轉爐吹煉和真空處理的目的是確保鋼液的基本成分要求，去除鋼中的氧、氫等有害氣體，并加入錳、鈦等必要的合金元素，進行合金元素的調整。

優選地，所述連鑄的鑄坯厚度為150-300mm。

優選地，再結晶區軋制要求道次壓下率≥12％，終軋溫度終軋溫度≥980℃。

優選地，未再結晶區軋制要求累積壓下率≥50％，開軋溫度終軋溫度≤950℃，終軋溫度≥800℃。

優選地，軋后控冷或空冷至室溫。

優選地，軋后空冷至室溫后進行離線熱處理，其中淬火溫度為：820-930℃，回火溫度為100-250℃。

與現有技術相比，本發明的有益效果為：

1.本發明獲得的鋼板具有極高的硬度，滿足布氏硬度在570-630HBW。

2.本發明熱軋和離線熱處理的方式生產，生產工藝簡單。

3.本發明得到的組織主要為馬氏體組織，主要通過馬氏體的高硬度和良好的韌性來提高耐磨性能。

4.本發明得到的耐磨鋼板的低溫沖擊韌性和冷彎成型性能良好，滿足-20℃低溫沖擊韌性≥27J和d＝6a，90°冷彎不開裂要求(其中d為折彎半徑，a為鋼板厚度)。

5.本發明獲得的鋼板除了具有極佳的耐磨性能外，還具有良好的耐蝕性能。

具體實施方式

下面將結合實施例對本發明的實施方案進行詳細描述，但是本領域技術人員將會理解，下列實施例僅用于說明本發明，而不應視為限制本發明的范圍。實施例中未注明具體條件者，按照常規條件或制造商建議的條件進行。所用試劑或儀器未注明生產廠商者，均為可以通過市售購買獲得的常規產品。

按本發明鋼種的化學成分要求，并結合所述的制造工藝，以制造不同規格的NM600高級別低合金耐磨鋼板。具體的成分如下：

表1本發明各實施例的化學成分(wt％)

所冶煉的鋼坯或鋼錠按所述的方法，采用控軋控冷和離線熱處理相結合的方法進行NM600高級別低合金耐磨鋼板的生產。

實施例1

將按表1配比冶煉完成的鋼水經真空脫氣處理后進行連鑄，連鑄坯厚度150mm，將鋼坯加熱至1180℃的爐溫，保溫180min后出爐進行奧氏體再結晶區軋制和未再結晶區軋制，其中再結晶區終軋溫度為1025℃，未再結晶區終軋溫度為910℃，鋼板的最終軋制厚度為12mm，軋后空冷至室溫，然后進行淬火和回火處理，淬火溫度為880℃，回火溫度為170℃。

實施例2

將按表1配比冶煉完成的鋼水經真空脫氣處理后進行連鑄，連鑄坯厚度220mm，將鋼坯加熱至1200℃的爐溫，保溫200min后出爐進行奧氏體再結晶區軋制和未再結晶區軋制，其中再結晶區終軋溫度為1030℃，未再結晶區終軋溫度為850℃，鋼板的最終軋制厚度為40mm，軋后空冷至室溫，然后進行淬火和回火處理，淬火溫度為920℃，回火溫度為250℃。

實施例3

將按表1配比冶煉完成的鋼水經真空脫氣處理后進行連鑄，連鑄坯厚度300mm，將鋼坯加熱至1220℃的爐溫，保溫220min后出爐進行奧氏體再結晶區軋制和未再結晶區軋制，其中再結晶區終軋溫度為1040℃，未再結晶區終軋溫度為890℃，鋼板的最終軋制厚度為25mm，軋后空冷至室溫，然后進行淬火和回火處理，淬火溫度為930℃，回火溫度為180℃。

實施例4

將按表1配比冶煉完成的鋼水經真空脫氣處理后進行連鑄，連鑄坯厚度300mm，將鋼坯加熱至1180℃的爐溫，保溫180min后出爐進行奧氏體再結晶區軋制和未再結晶區軋制，其中再結晶區終軋溫度為980℃，未再結晶區終軋溫度為830℃，鋼板的最終軋制厚度為25mm，軋后空冷至室溫，然后進行離線淬火和回火處理，淬火溫度為820℃，回火溫度為100℃。

實驗例5

將按表1的合金配比，并添加1.2％左右的Cu元素，進行冶煉，冶煉完成的鋼水經真空脫氣處理后進行連鑄，連鑄坯厚度200mm，將鋼坯加熱至1200℃的爐溫，保溫180min后出爐進行奧氏體再結晶區軋制和未再結晶區軋制，其中再結晶區終軋溫度為1050℃，未再結晶區終軋溫度為820℃，鋼板的最終軋制厚度為15mm，軋后空冷至室溫，然后進行離線淬火和回火處理，淬火溫度為820℃，回火溫度為170℃。

對實施例中的鋼板的力學性能進行測試，其中強度按照GB/T228-2002金屬材料室溫拉伸試驗方法進行，低溫沖擊韌性按GB/T 229-2007金屬夏比V型缺口沖擊試驗方法測定，硬度按照GB/T231.1-2009方法測定，得到的結果見表2所示。

表2本發明鋼板的力學性能

由表2可以看出，本發明的耐磨鋼的布氏硬度在570-630HBW之間，抗拉強度大于1800MPa，延伸率大于8％，-20℃沖擊功大于27J，可見本發明涉及的耐磨鋼具有良好的抗變形和耐磨性能，同時也具有較好的成型性能。而在對實驗例5獲得的鋼板中發現了較多的網狀裂紋，該類裂紋的出現，對鋼板的韌塑性和成型性帶來了較大的危害，這與表2中獲得鋼板的韌塑性和冷彎性能較差一致。

盡管已用具體實施例來說明和描述了本發明，然而應意識到，在不背離本發明的精神和范圍的情況下可以作出許多其它的更改和修改。因此，這意味著在所附權利要求中包括屬于本發明范圍內的所有這些變化和修改。