CN115478214A

CN115478214A - 一种矿用链条钢及其制造方法

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Publication number: CN115478214A
Application number: CN202110660270.5A
Authority: CN
Inventors: 赵四新; 王成全; 高加强; 黄宗泽
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-06-15
Filing date: 2021-06-15
Publication date: 2022-12-16
Anticipated expiration: 2041-06-15
Also published as: CN115478214B

Abstract

本发明公开了一种矿用链条钢，其含有Fe和不可避免的杂质，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.20～0.30％，Si：0.15～1.0％，Mn：1.0～2.0％，Cr：0.2～0.6％，Ni：0.7～1.5％，Mo：0.2～0.7％，Cu：0.05～0.3％，Al：0.01～0.05％。相应地，本发明还公开了上述矿用链条钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)锻造或轧制：采用一火成材工艺或两火成材工艺将铸锭加工成成品尺寸；(3)高淬火+回火：其中淬火加热温度为830～950℃，保温时间为1～4h后水淬；回火温度为350～550℃，保温时间为0.5～10h，回火后空冷至室温。本发明所述的矿用链条钢不仅具有较高的强度和韧塑性匹配，还具有良好的焊接性能、耐候性、耐磨性和抗疲劳性能，其应用前景十分广阔。

Description

一种矿用链条钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种钢材及其制造方法。

背景技术

矿用圆环链是一种应用于煤矿井下机械化采煤的重要部件，其主要作为刮板输送机、刮板转载机、采煤机和刨煤机上的传动链，可以起到传动的作用。

在实际使用过程中，矿用圆环链需要具有较高的强度和韧性、抗疲劳性能、耐磨损等性能，以确保能够正常使用。由于煤矿工作环境多为潮湿、腐蚀性物质多的地下，因此通常还需要矿用圆环链具有较好的耐腐蚀性能。

在现有技术中，煤矿行业普遍采用GB/T 10560-2017的矿用焊接圆环链用钢，其中，高强度矿用圆环链钢主要以23MnNiMoCr54钢(简称54钢)等牌号应用最为广泛。

目前，针对实际应用时的需求，国内各大钢厂根据下游用户的不同需求开发了一系列高强度矿用链条用钢。

例如：公开号为CN110714164B，公开日为2020年11月6日，名称为“一种高品质煤矿链环用Cr54钢及其生产方法”的中国专利文献公开了一种高品质煤矿链环用54钢，其通过引入碳当量、冷裂纹敏感系数、热裂纹敏感系数，进而保证链条钢的焊接性能，提高链条钢的抗冷、热脆性。

又例如：公开号为CN104532143A，公开日为2015年4月22日，名称为“一种矿用大规格、高强度链条钢及其制备方法”的中国专利文献公开了一种改进型矿用大规格链条钢，其直径为40～100mm，屈服强度≥980MPa，抗拉强度为≥1180MPa，延伸率≥13％，断面收缩率≥50％，室温夏比冲击功>100J。

此外，还有部分专利文献在54钢的成分基础上对钢材进行了优化，如公开号为CN111101078A，公开日为2020年5月5日，名称为“一种无镍高强度矿用圆环链钢及其生产方法”的中国专利文献公开了一种不含Ni元素的高强度矿用圆环链钢，通过降低贵金属元素Ni合金含量，提高C、Si、Cr、Mo合金元素含量，在保证力学性能的前提下，大幅度降低了生产成本。

结合目前诸多改进方案，我们不难发现本领域研究人员主要通过成分优化设计，制备较高强度的矿用链条钢，提高矿链的耐磨损性能，获得较高的使用寿命。但在实际使用中，高强度矿链的工作环境多为潮湿的煤矿井，高强度矿链在使用过程中会不可避免的受到环境腐蚀影响，而且高强矿链存在较高应力，对应力腐蚀也比较敏感，使用中极易造成腐蚀疲劳断裂，使矿链早期失效。

基于此，本发明期望获得一种新的矿用链条钢，该矿用链条钢综合性能优异，其不仅具有较高的强度，还具有优良的韧塑性匹配，其焊接性能和耐腐蚀性能优异，能够很好地解决现有矿链所存在的因强度、韧塑性、焊接性能及耐腐蚀性不匹配而影响使用寿命的问题。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种矿用链条钢，本发明通过合理的化学成分设计并配合优化制造工艺可以获得性能优异的矿用链条钢，该矿用链条钢不仅具有良好的强韧性，还具有良好的耐腐蚀性、耐磨性和抗疲劳性能，其可以很好地解决现有矿链所存在的因强度、韧塑性、焊接性能及耐腐蚀性不匹配而影响使用寿命的问题。

为了实现上述目的，本发明提出了一种矿用链条钢，其含有Fe和不可避免的杂质，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.20～0.30％，Si：0.15～1.0％，Mn：1.0～2.0％，Cr：0.2～0.6％，Ni：0.7～1.5％，Mo：0.2～0.7％，Cu：0.05～0.3％，Al：0.01～0.05％。

进一步地，在本发明所述的矿用链条钢中，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.20～0.30％，Si：0.15～1.0％，Mn：1.0～2.0％，Cr：0.2～0.6％，Ni：0.7～1.5％，Mo：0.2～0.7％，Cu：0.05～0.3％，Al：0.01～0.05％；余量为Fe和不可避免的杂质。

在本发明所述的矿用链条钢中，各化学元素的设计原理如下所述：

C：在本发明所述的矿用链条钢中，C是确保钢材强度所必须的元素，提高钢中的C含量将增加钢的非平衡组织转变能力，从而显著提高钢的强度。当控制钢中C含量高于0.2％时，有利于在室温下保留一定体积分数的残余奥氏体协调变形，从而使钢获得良好的强韧性。不过，对于本技术方案来说，钢中C元素含量不宜过高，过高的C含量对钢的塑性、韧性均会产生不利影响，而且会显著增加材料的碳当量，恶化钢材的焊接性能。鉴于此，在本发明所述的矿用链条钢中，控制C元素的质量百分含量在0.20～0.30％之间。

Si：在本发明所述的矿用链条钢中，Si的主要作用是降低C在铁素体的中扩散能力，进而起到抑制渗碳体析出的作用。此外，钢中添加适量的Si元素还能提高冷却过程中奥氏体的稳定性，避免形成粗大的碳化物。但需要注意的是，钢中Si元素含量不宜过高，当钢中Si元素含量过高时，会增加钢的脆性。鉴于此，在本发明所述的矿用链条钢中，将Si元素的质量百分含量控制在0.15～1.0％之间。

Mn：在本发明所述的矿用链条钢中，添加适量的Mn不仅可以提高钢中奥氏体的稳定性，同时还能提高钢的淬透性。此外，在本发明中，Mn还可以通过固溶强化，提高钢中马氏体的强度，从而提高钢材强度。但需要注意的是，钢中Mn元素含量同样不宜过高，当钢中Mn元素含量过高时，会使得淬火加热奥氏体晶粒容易长大，且能促进有害元素在晶界偏聚。基于此，在本发明所述的矿用链条钢中，将Mn元素的质量百分含量控制在1.0～2.0％之间。

Cr：在本发明所述的矿用链条钢中，Cr可以提高钢的淬透性，形成硬化的马氏体组织，有利于提高钢的强度。此外，Cr的碳化物可以起到减慢焊接接头处热影响区晶粒长大的作用，其对于矿链的焊接组织非常有利。钢中添加适量的Cr和Ni有利于提高钢的耐腐蚀性能。但需要注意的是，钢中Cr元素含量不宜过高，当钢中Cr元素含量过高时，在热处理过程中生成碳化物会大量消耗钢中的C元素，不利于残余奥氏体的形成，而且大量碳化物会在晶界聚集降低材料的韧性并且显著增加碳当量，从而降低链条钢的闪光焊接性能。基于此，在本发明所述的矿用链条钢中，将Cr元素的质量百分含量控制在0.2～0.6％之间。

Ni：在本发明所述的矿用链条钢中，Ni是奥氏体形成元素，其能够以固溶形式存在于钢中，Ni元素可以与Cr元素配合使用时，进而显著提高钢的淬透性。钢中添加适量的Ni可以降低共析点的含C量，增加珠光体的体积分数，有利于提高钢的强度。此外，由碳当量公式可知，Ni的系数较小，对焊接性能的影响较小，但Ni是贵重合金元素，因此，为了确保生产成本较低，在本发明所述的矿用链条钢中，将Ni元素的质量百分含量控制在0.7～1.5％之间。

Mo：在本发明所述的矿用链条钢中，Mo主要以固溶形式存在于钢中，其可以起到固溶强化效果，有利于提高钢的淬透性，使钢在淬火过程中形成马氏体。需要注意的是，钢中不宜添加过量的Mo，当钢中Mo元素添加过多时，会显著提高材料的碳当量，从而不利于链条钢的闪光焊接性能，且Mo是贵重合金元素，Mo元素添加过多会导致生产成本上升。基于此，在本发明所述的矿用链条钢中，将Mo元素的质量百分含量控制在0.2～0.7％之间。

Cu：在本发明所述的矿用链条钢中，添加适量的Cu元素可以显著提高钢材的耐腐蚀性能，降低钢材的氢致裂纹敏感性。但需要注意的是，过高的Cu含量不利于钢材的焊接性能，而且也易产生铜脆现象，恶化钢材的表面性能。因此，在本发明所述的矿用链条钢中，将Cu元素的质量百分含量控制在0.05～0.3％之间。

Al：在本发明所述的矿用链条钢中，Al的主要可以起到脱氧和固氮的作用，Al元素可以与N元素结合形成AlN，AlN可以有效细化晶粒。但需要注意的是，钢中Al元素含量过高不仅会影响钢的浇注性能，而且还会损害钢的韧性。因此，在本发明所述的矿用链条钢中，将Al元素的质量百分含量控制在0.01～0.05％之间。

进一步地，在本发明所述的矿用链条钢中，其还含有0＜V≤0.1％和/或0＜Nb≤0.1％。

在上述技术方案中，通过添加适量的V和Nb元素均可以进一步地改善本发明所述的矿用链条钢的性能。

V：在本发明所述的矿用链条钢中，V作为强碳化物形成元素，其能够以弥散析出的形式显著提高钢的强度。当V元素添加量过高时，会降低钢的韧性和焊接性能。因此，在本发明所述的矿用链条钢中，可以将V元素的质量百分含量控制为0＜V≤0.1％。

Nb：在本发明所述的矿用链条钢中，Nb作为强碳化物形成元素，加入钢中，可以起到对钢再结晶的抑制作用，从而有效细化晶粒。但需要注意的是，钢中Nb元素含量同样不易过高，当钢中Nb元素含量过高时，在高温回火条件下会形成粗大的NbC颗粒，恶化钢材的低温冲击功。基于此，在本发明所述的矿用链条钢中，可以将Nb元素的质量百分含量控制为0＜Nb≤0.1％。

进一步地，在本发明所述的矿用链条钢中，在不可避免的杂质中，P≤0.015％，S≤0.01％，N≤0.008％，O≤0.0015％，H≤0.00015％。

在上述技术方案中，P元素、S元素、N元素、O元素和H元素均为钢中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低材料中杂质元素的含量。

在本发明所述的矿用链条钢中，N为奥氏体形成元素，同时也是MX型析出物形成元素，为了避免N元素在钢中富集，在本发明中控制N元素满足N≤0.008％。

相应地，P元素和S元素均是钢中不可避免的有害杂质元素，且均会恶化钢的性能，虽然P可以提高钢的耐腐蚀性能，但总体而言，其副作用更大，因此在本发明中控制P元素满足P≤0.015％，控制S元素满足S≤0.01％。

此外，在本发明中，杂质元素O可以与钢中的Al等脱氧元素形成氧化物以及复合物夹杂等，不利于钢材的性能，因此在本发明中控制O元素满足O≤0.0015％。另外，在本发明中，杂质元素H会在钢中缺陷处聚集，尤其是抗拉强度超过1000MPa的高强钢中，对H含量比较敏感，会发生氢致延迟断裂导致链条早期失效，因此在本发明中控制H元素满足H≤0.00015％。

当然，在一些其他的实施方式中，钢中还可能存在其它有害元素，例如：As、Pb、Sn、Sb、Bi等元素，在国家法律法规和标准的要求下，应尽可能降低这些有害元素的含量。

进一步地，在本发明所述的矿用链条钢中，其奥氏体稳定系数S_A≥6.5，其中S_A＝22×C+0.3×Mn+Ni+Cu。

进一步地，在本发明所述的矿用链条钢中，其碳当量CEV≤0.75，其中CEV(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，式中各化学元素代入其质量百分含量的百分号之前的数值。

进一步地，在本发明所述的矿用链条钢中，其耐候指数I≥7.0，其中I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P-7.29×Cu×Ni-9.10×Ni×P-33.39×Cu²，式中各化学元素代入其质量百分含量的百分号之前的数值。

在本发明所述的技术方案中，奥氏体稳定系数S_A有利于在淬火+回火热处理过程中保留钢中一定含量的残余奥氏体，由于奥氏体具有良好的协调变形能力，可以显著改善发明钢的塑性和韧性。但需要注意的是，提高奥氏体稳定系数S_A的元素，同时也是影响碳当量CEV的元素，会使钢的碳当量CEV显著增加，从而影响钢的焊接性能。在本发明所述的矿用链条钢中，控制钢的碳当量CEV≤0.75，会大幅改善钢的焊接性能；同时，发明人通过大量试验证实，奥氏体稳定系数S_A≥6.5，可以使钢材在热处理后保留一定含量的残余奥氏体，形成回火马氏体+残余奥氏体的混合组织，在不影响钢的强度的情况下，提高发明钢的塑性和韧性。其中，当残余奥氏体含量过低时，无法在钢中发挥协调变形的作用；当残余奥氏体含量过高时，尽管有利于韧塑性提高，但同时也会导致钢的强度降低。

此外，在本发明所述的矿用链条钢中，为了确保钢材获得良好的耐环境腐蚀能力，可以优选地控制本发明所述矿用链条钢的耐候指数I≥7.0，从而防止钢材在使用过程中腐蚀开裂，提高链条的使用寿命。

进一步地，在本发明所述的矿用链条钢中，其微观组织为回火马氏体+残余奥氏体。

进一步地，在本发明所述的矿用链条钢中，其中残余奥氏体的体积比例为3～15％。

进一步地，在本发明所述的矿用链条钢中，其性能满足：屈服强度Rp0.2≥1050MPa，抗拉强度Rm≥1200MPa，延伸率A≥14％，断面收缩率Z≥50％，室温冲击功AKV≥70J。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种矿用链条钢的制造方法，该制造方法生产简单，所获得的矿用链条钢不仅具有良好的强韧性，还具有良好的耐腐蚀性、耐磨性和抗疲劳性能，其屈服强度Rp0.2≥1050MPa，抗拉强度Rm≥1200MPa，延伸率A≥14％，断面收缩率Z≥50％，室温冲击功AKV≥70J。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的矿用链条钢的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼和铸造；

(2)锻造或轧制：采用一火成材工艺或两火成材工艺将铸锭加工成成品尺寸；

(3)淬火+回火：其中淬火加热温度为830～950℃，保温时间为1～4h；回火温度为350～550℃，保温时间为0.5～10h，回火后空冷至室温。

在本发明中，发明人通过对合金元素的合理设计并配合优化制造工艺，充分利用各种合金元素对微观组织的影响，钢材经淬火+回火热处理后，形成了回火马氏体和一定量残余奥氏体的混合组织，由于奥氏体具有良好的协调变形能力，从而使本发明的矿用链条钢兼具较高的强度和韧塑性匹配，并具有良好的耐腐蚀性、耐磨性及抗疲劳性能。

在本发明上述制造方法的步骤(1)中，冶炼操作可以采用电炉或转炉进行冶炼，并经过LF及VD或RH真空精炼处理，在化学成分满足本发明设计要求后可以出钢进行铸造。相应地，在铸造过程中，可以采用模铸或连铸工艺浇铸成锭坯。

相应地，在本发明上述制造方法的步骤(2)中，在锻造或轧制操作中，可以采用一火成材工艺或两火成材工艺将铸锭加工成成品尺寸，成品尺寸规格范围可以为Φ40～150mm。其中，一火成材工艺是指在铸造锭坯锻造或轧制过程中，直接将锭坯锻造或轧制成最终成品尺寸；两火成材工艺指先将锭坯锻造或轧制到指定的中间坯尺寸，再将中间坯进行加热和轧制到最终成品尺寸。

此外，在上述步骤(2)中，可以控制钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制后可以采用空冷或缓冷。

需要说明的是，在本发明上述制造方法中，发明人针对步骤(3)的淬火和回火热处理工艺进行了优化设计。在步骤(3)中，钢材经过淬火热处理工序后，可以形成强度较高、塑性相对较差的马氏体组织，钢中的C元素以过饱和固溶体的形式存在于马氏体中，经过回火热处理后利用Si、Mn等元素对扩散相变的抑制作用，将部分马氏体转变为稳定的奥氏体并保留到室温。

发明人经过大量试验研究后发现，控制钢中残余奥氏体含量在3～15％之间，可以使本发明所述的矿用链条钢获得极佳的强塑性匹配。在本发明所述矿用链条钢的化学成分设计过程中，优选控制奥氏体稳定系数S_A≥6.5，可以使钢在淬火热处理时形成马氏体组织，同时在回火热处理时又能够形成一定含量的奥氏体；优选控制碳当量CEV≤0.75，可以使钢具有良好的焊接性能，防止矿链焊缝性能不良；优选控制耐候指数I≥7.0，可以显著提高钢的耐腐蚀性能，防止腐蚀开裂，提高矿链的使用寿命。

在本发明所述的矿用链条钢中，含有的3～15％残余奥氏体在经过拉伸变形或摩擦磨损时，可以协调变形从而使钢具有良好的塑性，同时钢中的残余奥氏体在变形过程中还能够诱发马氏体相变，显著提高钢的强度和硬度，使链条具有较好的耐磨损性能，进而大幅提高矿链的使用寿命。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，当采用一火成材工艺时，控制锭坯加热温度为1130～1250℃，保温时间为3～12h；开轧温度或开锻温度≥1050℃，终轧温度或终锻温度≥850℃。

在本发明上述技术方案中，当采用一火成材工艺时，可以控制锭坯加热温度为1130～1250℃，保温时间为3～12h。在实际操作过程中，加热温度每提高20℃，对应的保温时间可以减少1～2h，以防止晶粒过于粗大和过氧化。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，当采用两火成材工艺时，控制锭坯加热温度为1130～1250℃，保温时间为4～10h，开轧温度或开锻温度≥1050℃，终轧温度或终锻温度≥850℃；中间坯加热温度为1100～1200℃，保温时间为3～10h；中间坯开轧温度≥1030℃，终轧温度≥830℃。

相应地，在本发明上述技术方案中，当采用两火成材工艺时，可以控制锭坯加热温度为1130～1250℃，保温时间为4～10h，且加热温度每提高20℃，对应的保温时间可减少1～2h，以防止晶粒过于粗大和过氧化。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，采用模铸或连铸浇铸成锭坯；其中当采用模铸时，锭模烘烤温度≥180℃；当采用连铸时，中间包烘烤温度≥1050℃，烘烤时间≥4h。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，完成铸造的铸锭缓冷时间≥24h。

本发明所述的矿用链条钢及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：

在本发明所述的矿用链条钢中，采用了合理的化学成分设计并配合优化制造工艺，其通过对钢中的C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo等强化元素进行优化设计，结合微合金化元素Nb、V的使用，可以在消耗较少C元素的同时使钢材具备较高的强度。同时，本发明还充分利用了Si、Mn元素对扩散性相变的抑制作用，并通过合理的淬火+回火热处理工艺，控制钢的微观组织为强度较高的回火马氏体+一定含量具有良好变形协调能力的残余奥氏体混合组织，以使钢材获得良好的强塑性和强韧性匹配。

此外，需要说明的是，钢中的残余奥氏体在使用或变形过程中还能够形变诱发马氏体相变，进一步提高钢材的强度和硬度，使应用本发明所述的矿用链条钢的矿用链条获得较好的耐磨损性能，进而大幅提高矿链使用寿命。

在一些优选的实施方式中，本发明还可以进一步地控制奥氏体稳定系数S_A、碳当量CEV和耐候指数I的数值，以使钢材获得较好的焊接性能和耐腐蚀性能。

相应地，在制造过程中，本发明所述的矿用链条钢在锻造或轧制过程中，可以采用一火成材工艺或两火成材工艺将铸锭加工成成品尺寸，其化学成分以及工艺设计合理，工艺窗口宽松，生产制造方便，可以实现批量商业化生产。采用本发明制造方法所获得的矿用链条钢不仅具有良好的强韧性，还具有良好的耐腐蚀性、耐磨性和抗疲劳性能，其屈服强度Rp0.2≥1050MPa，抗拉强度Rm≥1200MPa，延伸率A≥14％，断面收缩率Z≥50％，室温冲击功AKV≥70J。该矿用链条钢可以用于制得矿用链，并能够很好地解决现有矿链所存在的因强度、韧塑性、焊接性能及耐腐蚀性不匹配而影响使用寿命的问题。

附图说明

图1为实施例1的矿用链条钢的微观组织照片。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例对本发明所述的矿用链条钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-6和对比例1-2

实施例1-6的矿用链条钢均采用以下步骤制得：

(1)按照下述表1-1和表1-2所示的化学成分进行冶炼和连铸获得板坯。冶炼可以采用电炉或转炉冶炼，并经过LF精炼及VD或RH真空处理，成分满足要求后出钢，而后可以采用模铸或连铸浇铸成锭坯，控制完成铸造的铸锭缓冷时间≥24h；其中当采用模铸时，控制锭模烘烤温度≥180℃；当采用连铸时，控制中间包烘烤温度≥1050℃，控制烘烤时间≥4h。

(2)锻造或轧制：采用一火成材工艺或两火成材工艺将铸锭加工成成品尺寸，成品尺寸规格范围可以为Φ40～150mm。其中，当采用一火成材工艺时，控制锭坯加热温度为1130～1250℃，控制保温时间为3～12h；控制开轧温度或开锻温度≥1050℃，控制终轧温度或终锻温度≥850℃；当采用两火成材工艺时，控制锭坯加热温度为1130～1250℃，保温时间为4～10h，开轧温度或开锻温度≥1050℃，终轧温度或终锻温度≥850℃；中间坯加热温度为1100～1200℃，保温时间为3～10h；中间坯开轧温度≥1030℃，终轧温度或终锻温度≥830℃。

(3)淬火+回火：其中淬火加热温度为830～950℃，保温时间为1～4h后水淬；回火温度为350～550℃，保温时间为0.5～10h，回火后空冷至室温。

在本发明中，实施例1-6的矿用链条钢的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明设计规范要求。相应地，对比例1-2的对比钢材属于自不同厂家的成品钢材，其化学成分设计可以参见下述表1-1和表1-2。

对比例1-2的对比钢材虽然也采用上述工艺流程制得，但对比例1-2的化学成分设计或相关工艺均存在不满足本发明设计规范要求的参数。

表1-1和表1-2列出了实施例1-6的矿用链条钢和对比例1-2的对比钢材的各化学元素的质量百分配比。

表1-1.(wt.％，余量为Fe和除P、S、N、O和H以外的其他不可避免的杂质)

表1-2.

注：上表中，“S_A＝22×C+0.3×Mn+Ni+Cu”；“CEV(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15”；“I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P-7.29×Cu×Ni-9.10×Ni×P-33.39×Cu²”，上述式子中的各个化学元素均分别表示对应元素的质量百分含量百分号前的数值。

实施例1-6的矿用链条钢的具体生产工艺操作如下所述：

实施例1

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，经LF精炼和VD真空处理后浇铸成连铸坯。在连铸时，控制中间包烘烤温度1080℃，控制烘烤时间6h；控制铸造坯缓冷时间30h。将连铸坯加热至1220℃，并保温4h；钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制开轧温度为1120℃，终轧温度为960℃，中间坯尺寸260×260mm。将所得的中间坯加热至1130℃，并保温6h，而后出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制开轧温度为1050℃，控制终轧温度840℃，铸锭加工得到的成品棒材规格为

轧制后堆冷。而后进行淬火+回火，其中控制淬火加热温度为880℃，控制保温时间为1h，控制回火温度为450℃，控制回火时间为1h，回火后空冷至室温。

实施例2

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，经LF精炼和VD真空处理后浇铸成连铸坯。在连铸时，控制中间包烘烤温度1100℃，控制烘烤时间4h；控制铸造坯缓冷时间48h。将连铸坯加热至1200℃，并保温6h；钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制开轧温度为1100℃，终轧温度为880℃，中间坯尺寸220×220mm。将所得的中间坯加热至1180℃，并保温4h，而后出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制开轧温度为1080℃，控制终轧温度920℃，铸锭加工得到的成品棒材规格为

轧制后堆冷。而后进行淬火+回火，其中控制淬火加热温度为840℃，控制保温时间为4h，控制回火温度为500℃，控制回火时间为6h，回火后空冷至室温。

实施例3

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，经LF精炼和RH真空处理后浇铸成连铸坯。在连铸时，控制中间包烘烤温度1150℃，控制烘烤时间4h；控制铸造坯缓冷时间36h。将连铸坯加热至1150℃，并保温12h；钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制开轧温度为1060℃，终轧温度为920℃，中间坯尺寸280×280mm。将所得的中间坯加热至1120℃，并保温12h，而后出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制开轧温度为1030℃，终轧温度为880℃，铸锭加工得到的成品棒材规格为

轧制后空冷。而后进行淬火+回火，其中控制淬火加热温度为890℃，控制保温时间为2h，控制回火温度为550℃，控制回火时间为8h，回火后空冷至室温。

实施例4

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，经LF精炼和RH真空处理后浇铸成连铸坯。在连铸时，控制中间包烘烤温度1200℃，控制烘烤时间4.5h；控制铸造坯缓冷时间24h。将连铸坯加热至1240℃，并保温3h；钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制开轧温度为1120℃，终轧温度为900℃，中间坯尺寸220×220mm。将所得的中间坯加热至1150℃，并保温8h，而后出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制开轧温度为1050℃，终轧温度为880℃，铸锭加工得到的成品棒材规格为

轧制后空冷。而后进行淬火+回火，其中控制淬火加热温度为950℃，控制保温时间为1h，控制回火温度为500℃，控制回火时间为10h，回火后空冷至室温。

实施例5

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行转炉冶炼，经LF精炼和RH真空处理后采用模铸浇注成锭坯。在模铸时，控制锭模烘烤温度200℃。将锭坯加热至1180℃，并保温10h；采用锻造成形，控制开锻温度为1080℃，控制终锻温度为950℃，加工得到的成品棒材规格为

锻后空冷。而后进行淬火+回火，其中控制淬火加热温度为860℃，控制保温时间为3h，控制回火温度为450℃，控制回火时间为4h，回火后空冷至室温。

实施例6

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行转炉冶炼，经LF精炼和VD真空处理后采用模铸浇注成锭坯。在模铸时，控制锭模烘烤温度250℃。将锭坯加热至1220℃，并保温4h。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制开轧温度为1100℃，控制终轧温度为880℃，加工得到的成品棒材规格为

。轧后空冷。而后进行淬火+回火，其中控制淬火加热温度为920℃，控制保温时间为2h，控制回火温度为400℃，控制回火时间为1h，回火后空冷至室温。

相应地，不同于上述实施例1-6的矿用链条钢，对比例1-2的对比钢材属于来自不同厂家的成品钢材，其加工工艺不同于实施例1-6所采用的的制造造工艺，对比例1-2所采用的热处理加工工艺参考可以供应商推荐参数，具体参数数值可以参见下述表2-1和表2-2。

表2-1和表2-2列出了实施例1-6的矿用链条钢和对比例1-2的对比钢材在上述工艺步骤中的具体工艺参数。

表2-1.

表2-2.

相应地，将得到的实施例1-6的矿用链条钢分别取样，并对实施例1-2的对比钢板进行取样，获得对应样本，对各实施例和对比例钢板的样品进行观察，对其微观组织进行分析，并测得各实施例和对比例钢中的残余奥氏体含量。残余奥氏体含量可以采用X射线衍射仪(XRD)来测得，当钢中的残余奥氏体含量低于5％时，X射线衍射仪(XRD)无法测量，可以通过带有电子背散射衍射(EBSD)功能的扫描电镜进行微区测量计算残余奥氏体含量。观察计算测得的各实施例和对比例钢中的残余奥氏体含量如下述表3所示：

表3列出了实施例1-6的矿用链条钢和对比例1-2的对比钢板的残余奥氏体含量。

表3.

由上述表3可以看出，相较于对比例1-2的对比钢材，实施例1-6的矿用链条钢中的残余奥氏体含量明显更高，且残余奥氏体的含量≤13％。

在对各实施例和对比例的钢板观察完毕后，可以再次采集实施例和对比例钢板的样品，并对实施例1-6的矿用链条钢和对比例1-2的对比钢材的性能进行进一步地检测，以得到各实施例和对比例钢板的性能。在本发明中，可以对实施例1-6矿用链条钢和对比例1-2的对比钢材分别进行拉伸试验和冲击性能测试，并将各实施例和对比例钢材的测试试验结果列于表4中。

相关拉伸试验、夏比冲击试验具体检测手段，如下所述：

拉伸试验：各实施例钢和对比例钢按照国家标准GB/T 2975从热轧圆钢上取样、制成拉伸试样，按照GB/T 228.1国家标准进行拉伸性能测试。

夏比冲击试验：各实施例钢和对比例钢按照国家标准GB/T 2975从热轧圆钢上取样、制成冲击试样，按照GB/T 229国家标准进行冲击性能测试。

表4列出了实施例1-6的矿用链条钢和对比例1-2的对比钢材的测试试验结果。

表4.

从表4中可以看出，本发明所述实施例1-6的矿用链条钢具有综合性能优异，本案实施例1-6的矿用链条钢的屈服强度R_p0.2在1063-1145MPa之间，抗拉强度R_m均在1237-1348MPa之间，延伸率A≥14.5％，断面收缩率Z≥55％，室温冲击功AKV≥76J。

相应地，参阅表3可以看出，本发明所述的实施例1-6的矿用链条钢的综合性能明显优于对比例1-2所选有的现有对比钢材。

从表1-2中可以看出，对比例1的对比钢材在化学成分设计中，碳当量CEV＝0.763，耐候指数I＝6.42，其焊接性能和耐腐蚀性能均比本发明矿用链条钢差，尽管奥氏体稳定系数S_A符合本发明设计要求，但按照厂家推荐热处理工艺进行热处理后，钢中只存在少量的残余奥氏体，不足以对钢的塑性和韧性产生较大的影响，从而导致对比例1的延伸率和冲击功也低于实施例1-6的矿用链条钢；

相应地，对比例2的对比钢材在化学成分设计中碳当量CEV＝0.705，其具有良好的焊接性能，但耐候指数I＝5.22，其耐腐蚀性能比本发明矿用链条钢差，而且奥氏体稳定系数S_A＝6.20，低于本发明设计要求，按照厂家推荐热处理工艺进行热处理后，钢中未检出残余奥氏体，从而导致对比例2的屈服强度、抗拉强度和冲击功低于实施例1-6的矿用链条钢。

综上所述可以看出，本发明所述的矿用链条钢，通过合理的化学成分设计并结合优化工艺，可以获得性能优异的矿用链条钢，该矿用链条钢不仅具有良好的强韧性，还具有良好的耐腐蚀性、耐磨性和抗疲劳性能，其可以很好地解决现有矿链所存在的因强度、韧塑性、焊接性能及耐腐蚀性不匹配而影响使用寿命的问题。

图1为实施例1的矿用链条钢的微观组织照片。

如图1所示，在本发明中，实施例1的矿用链条钢的微观组织为回火马氏体+残余奥氏体。经过分析发现，实施例1的矿用链条钢的残余奥氏体的体积比例≤15％。

需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种矿用链条钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其特征在于，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

2.如权利要求1所述的矿用链条钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.20～0.30％，Si：0.15～1.0％，Mn：1.0～2.0％，，Cr：0.2～0.6％，Ni：0.7～1.5％，Mo：0.2～0.7％，Cu：0.05～0.3％，Al：0.01～0.05％；余量为Fe和不可避免的杂质。

3.如权利要求1或2所述的矿用链条钢，其特征在于，其还含有0＜V≤0.1％和/或0＜Nb≤0.1％。

4.如权利要求1或2所述的矿用链条钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.015％，S≤0.01％，N≤0.008％，O≤0.0015％，H≤0.00015％。

5.如权利要求1或2所述的矿用链条钢，其特征在于，其奥氏体稳定系数S_A≥6.5，其中S_A＝22×C+0.3×Mn+Ni+Cu，式中各化学元素代入其质量百分含量的百分号之前的数值。

6.如权利要求1或2所述的矿用链条钢，其特征在于，其碳当量CEV≤0.75，其中CEV(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，式中各化学元素代入其质量百分含量的百分号之前的数值。

7.如权利要求1或2所述的矿用链条钢，其特征在于，其耐候指数I≥7.0，其中I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P-7.29×Cu×Ni-9.10×Ni×P-33.39×Cu²，式中各化学元素代入其质量百分含量的百分号之前的数值。

8.如权利要求1或2所述的矿用链条钢，其特征在于，其微观组织为回火马氏体+残余奥氏体。

9.如权利要求8所述的矿用链条钢，其特征在于，其中残余奥氏体的体积比例为3～15％。

10.如权利要求1或2所述的矿用链条钢，其特征在于，其性能满足：屈服强度Rp0.2≥1050MPa，抗拉强度Rm≥1200MPa，延伸率A≥14％，断面收缩率Z≥50％，室温冲击功AKV≥70J。

11.如权利要求1-10中任意一项所述的矿用链条钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：

(1)冶炼和铸造；

12.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，当采用一火成材工艺时，控制锭坯加热温度为1130～1250℃，保温时间为3～12h；开轧温度或开锻温度≥1050℃，终轧温度或终锻温度≥850℃。

13.如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，当采用两火成材工艺时，控制锭坯加热温度为1130～1250℃，保温时间为4～10h，开轧温度或开锻温度≥1050℃，终轧温度或终锻温度≥850℃；中间坯加热温度为1100～1200℃，保温时间为3～10h；中间坯开轧温度≥1030℃，终轧温度≥830℃。

14.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(1)中，采用模铸或连铸浇铸成锭坯；其中当采用模铸时，锭模烘烤温度≥180℃；当采用连铸时，中间包烘烤温度≥1050℃，烘烤时间≥4h。

15.如权利要求14所述的制造方法，其特征在于，在步骤(1)中，完成铸造的铸锭缓冷时间≥24h。