权利要求
1.一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C1.4-1.6%、Si0.2-0.5%、Mn0.3-0.8%、Cr0.8-1.5%、P≤0.015%、S≤0.010%，余量为Fe及不可避免杂质，经热处理形成马氏体基体，其特征在于：马氏体基体上弥散分布Cr23C6型碳化物，碳化物颗粒尺寸为0.5-3μm，体积分数8-15%。
2.根据权利要求1所述的一种超高碳铬合金化轧制钢段，其特征在于：所述Cr23C6型碳化物呈等轴状均匀分布，长径比≤1.5。
3.根据权利要求1所述的一种超高碳铬合金化轧制钢段，其特征在于：所述钢段的表面至16mm深度范围内的洛氏硬度≥61HRC。
4.根据权利要求1-3任一项所述的一种超高碳铬合金化轧制钢段的制备方法，其特征在于：包括如下步骤：
S1、真空感应熔炼：在真空度≤10Pa条件下熔炼，控制钢液氧含量≤30ppm，熔炼温度为1600-1650℃;
S2、锻造开坯：将钢锭加热至1150-1200℃保温2-4h，以≥300MPa压力进行锻造，锻造比为3-5，终锻温度≥900℃，得到截面尺寸为成品1.5-2倍的坯料;
S3、控轧控冷：将坯料加热至1050-1100℃保温1-2h，在奥氏体未再结晶区进行重复轧制，终轧温度为850-950℃，总压缩比≥50%，轧后立即以15-20℃/s的冷却速度冷却至室温;
S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至980±10℃奥氏体化后保温，随后迅速转移至280±10℃的盐浴中停留60±10s，再油冷至80℃以下;
S5、深冷处理：淬火后的钢段在-75±5℃条件下保温3±0.5h;
S6、双重回火：第一次回火温度为180±5℃，保温2h后空冷;第二次回火温度为150±5℃，保温4h后空冷。
5.根据权利要求4所述的一种超高碳铬合金化轧制钢段的制备方法，其特征在于：所述步骤S4分级淬火：将轧制后的钢段加热至980±10℃奥氏体化后保温，保温时间按截面厚度每毫米1.2-1.5min计算。
说明书
技术领域
[0001]本发明涉及矿山选矿领域，具体涉及一种超高碳铬合金化轧制钢段及其制备方法。
背景技术
[0002]金属矿山磨选矿过程中，多段磨矿流程是常见的工艺，其中细磨段尤为重要。传统的磨矿介质多采用钢球或钢段，但存在研磨效率低、过磨和欠磨问题。采用高耐磨性的轧制钢段代替传统钢球，可以提高磨矿效率，减轻过磨现象。然而，目前使用的轧制钢段耐磨性仍不足，存在磨耗高、生产效率低、环境污染严重等问题。
[0003]国内外绝大多数金属矿山均需要磨选矿，磨矿产品的粒级应满足高效率选矿的要求，根据金属矿石性质，特别是对于有用矿物呈细粒嵌布特征的矿石，需要采用多段磨矿流程，而最终的磨矿为细磨段。对于经过细磨后的产品，从选矿角度出发，需要一定的粒级范围才可以获得最佳的选矿效果。当磨矿过磨时，
浮选时将导致粗颗粒表面被微细粒矿泥吸附罩盖，使其表面电性改变导致异相凝聚，降低了矿物与
浮选药剂的吸附能力而难以选别，降低浮选效果，因此在细磨作业应减轻过磨;当欠磨时，影响精矿品位。
[0004]选矿细磨阶段采用钢段代替钢球，既有研磨面积比钢球大,又有钢棒的选择性破碎的双重优点,不仅会提高磨矿效率，而且可有效减轻过磨和矿产品过粉碎。同时，细磨作业应以研磨为主辅以轻微冲击，这样可使矿物破碎到合适粒度，防止发生过粉碎。
[0005]目前选矿使用的钢段一般采用铸造方式，存在耐磨性差、磨耗高、生产效率低、生产环境污染严重、产品质量不稳定等问题，因此研究开发高耐磨性的耐磨钢段产品，对实现自动化程度高的钢段轧制绿色生产并提高金属矿山精矿的品位、金属回收率以及减少抛尾等具有重大意义。
发明内容
[0006]本发明是为了解决传统选矿钢段存在耐磨性差、磨耗高、生产效率低、生产环境污染严重、产品质量不稳定等技术问题，提供了一种超高碳铬合金化轧制钢段。通过优化化学成分设计和热处理工艺，提高钢段的耐磨性和硬度，降低磨耗，适用于金属矿山细磨作业。
[0007]本发明采用的技术方案是：提供一种超高碳铬合金化轧制钢段，包括以铁为基体，化学成分百分比为C1.4-1.6%、Si0.2-0.5%、Mn0.3-0.8%、Cr0.8-1.5%、P≤0.015%、S≤0.010%，余量为Fe及不可避免杂质，经热处理形成马氏体基体，马氏体基体上弥散分布Cr23C6型碳化物，碳化物颗粒尺寸为0.5-3μm，体积分数8-15%。
[0008]进一步优化本技术方案，所述Cr23C6型碳化物呈等轴状均匀分布，长径比≤1.5。
[0009]进一步优化本技术方案，所述钢段的表面至16mm深度范围内的洛氏硬度≥61HRC。
[0010]一种超高碳铬合金化轧制钢段的制备方法，包括如下步骤：
[0011]S1、真空感应熔炼：在真空度≤10Pa条件下熔炼，控制钢液氧含量≤30ppm，熔炼温度为1600-1650℃;
[0012]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1150-1200℃保温2-4h，以≥300MPa压力进行锻造，锻造比为3-5，终锻温度≥900℃，得到截面尺寸为成品1.5-2倍的坯料;
[0013]S3、控轧控冷：将坯料加热至1050-1100℃保温1-2h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为850-950℃，总压缩比≥50%，轧后立即以15-20℃/s的冷却速度冷却至室温;
[0014]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至980±10℃奥氏体化后保温，随后迅速转移至280±10℃的盐浴中停留60±10s，再油冷至80℃以下;
[0015]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-75±5℃条件下保温3±0.5h;
[0016]S6、双重回火：第一次回火温度为180±5℃，保温2h后空冷;第二次回火温度为150±5℃，保温4h后空冷。
[0017]进一步优化本技术方案，所述S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至980±10℃奥氏体化后保温，保温时间按截面厚度每毫米1.2-1.5min计算。
[0018]本发明的有益效果在于：通过精准控制化学成分及多工艺协同，使钢段马氏体基体上弥散分布Cr23C6型碳化物，表面至16mm深度硬度≥61HRC，实验室磨损失重较传统铸段降低27-38%，工业吨矿单耗降低18-26.5%，冲击韧性提升65%以上，同时轧制工艺较铸造能耗降低35%，兼具高耐磨、强韧性及环保节能优势。
附图说明
[0019]图1为本发明的超高碳铬合金化轧制钢段200倍下的金相图;
[0020]图2为本发明的超高碳铬合金化轧制钢段500倍下的金相图;
[0021]图3为本发明的超高碳铬合金化轧制钢段1000倍下的金相图
[0022]图4为传统钢段200倍下的金相图;
[0023]图5为传统钢段500倍下的金相图。
具体实施方式
[0024]下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。
[0025]实施例一
[0026]一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C为1.4%、Si为0.2%、Mn为0.3%、Cr为0.8%、P为0.015%、S为0.010%，余量为Fe及不可避免杂质。
[0027]其制备方法为：
[0028]S1、真空感应熔炼：通过精确配料控制C、Cr等合金元素含量，在真空度≤10Pa条件下，熔炼温度为1600℃，全程吹氩搅拌，并控制钢液氧含量至30ppm，确保钢制纯净度，减少P、S杂质偏析，避免基体韧性劣化;
[0029]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1150℃保温2h，并1000t摩擦压力机上以300MPa压力进行锻造，锻造比为3，终锻温度为900℃，破碎铸态碳化物的网状分布，并得到截面尺寸为成品1.5倍的坯料，预留总压缩比≥50%的变形量，确保碳化物在轧制过程中均匀分布;
[0030]S3、控轧控冷：将坯料加热至1050保温1h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为850℃，总压缩比≥50%，通过轧制变形诱导Cr23C6型碳化物析出核形成，轧后立即以15℃/s的冷却速度冷却至室温，抑制碳化物长大;
[0031]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至980℃奥氏体化后保温，保温时间按截面厚度每毫米1.2-1.5min计算(Φ50mm钢段保温65min)，使碳和Cr充分溶解形成过饱和奥氏体，随后迅速转移至280℃的盐浴中停60S，再油冷至80℃以下，减少马氏体相变应力，避免硬度测试时表面开裂;
[0032]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-75℃条件下保温3h，促使残余奥氏体转变为马氏体，表面16mm深度硬度从60HRC提升至62HRC以上，深冷过程中析出纳米级碳化物，与Cr23C6型碳化物形成复合强化相，提升整体硬度均匀性;
[0033]S6、双重回火：第一次回火温度为180℃，保温2h后空冷，消除淬火应力，保持马氏体基体硬度;第二次回火温度为150℃，保温4h后空冷，促使Cr23C6型碳化物稳定析出，避免单一回火导致的硬度衰减。
[0034]根据上述加工步骤加工钢段时，
[0035]钢段在加工阶段，对其各环节(如真空感应熔炼、锻造开坯、控轧控冷等环节)的能耗进行监测，测得其综合能耗为1200kWh/t，本申请通过真空感应熔炼使温度控制更精准，减少能源浪费，且在后续轧制工艺中通过塑性变形减少氧化皮生成，后续清理工序能耗降低，同时分级淬火和控轧控冷协同作用，可优化马氏体组织，减少热处理时间和温度峰值，进一步减少能耗;
[0036]钢段在加工完成后，对其进行耐磨性标准试验，将钢段加工成Φ25mm×10mm的圆柱试样，精细研磨至表面粗糙度Ra=1.2μm，以满足试验标准要求。在符合ASTMG65标准的干砂橡胶轮磨损试验机上，设定20-40目石英砂(流量250g/min)持续冲刷，加载136N恒定载荷，持续磨损60min后精确称量，结果显示该钢段磨损失重为0.35g;
[0037]在工业试验方面，将钢段安装于某铁矿Φ3.6×6.0m规格的二段磨机内，实际工况设定为：给矿粒度-0.074mm占65%，矿浆浓度保持38%，磨机转速控制在18r/min。经过连续30天的高强度作业，精确统计钢段补加量达12240kg，核算得出吨矿磨耗为0.68kg/t，同时，浮选工序药剂用量稳定在320g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为62.3HRC，16㎜深度硬度为61.9HRC。
[0038]实施例二
[0039]一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C为1.6%、Si为0.5%、Mn为0.8%、Cr为1.5%、P为0.005%、S为0.002%，余量为Fe及不可避免杂质，其制备方法为：
[0040]S1、真空感应熔炼：通过精确配料控制C、Cr等合金元素含量，在真空度≤10Pa条件下，熔炼温度为1650℃，全程吹氩搅拌，并控制钢液氧含量至20ppm，确保钢制纯净度，减少P、S杂质偏析，避免基体韧性劣化;
[0041]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1200℃保温4h，并在1000t摩擦压力机上以350MPa压力进行锻造，锻造比为5，终锻温度为950℃，破碎铸态碳化物的网状分布，并得到截面尺寸为成品2倍的坯料，预留总压缩比≥50%的变形量，确保碳化物在轧制过程中均匀分布;
[0042]S3、控轧控冷：将坯料加热至1100保温2h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为950℃，总压缩比60%，通过轧制变形诱导Cr23C6型碳化物析出核形成，轧后立即以20℃/s的冷却速度冷却至室温，抑制碳化物长大;
[0043]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至990℃奥氏体化后保温，使碳和Cr充分溶解形成过饱和奥氏体，随后迅速转移至290℃的盐浴中停留70S，再油冷至40℃以下，减少马氏体相变应力，避免硬度测试时表面开裂;
[0044]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-70℃条件下保温3.5h，促使残余奥氏体转变为马氏体，表面至16mm深度硬度从60HRC提升至62HRC以上，深冷过程中析出纳米级碳化物，与Cr23C6型碳化物形成复合强化相，提升整体硬度均匀性;
[0045]S6、双重回火：第一次回火温度为185℃，保温2h后空冷，消除淬火应力，保持马氏体基体硬度;第二次回火温度为155℃，保温4h后空冷，促使Cr23C6型碳化物稳定析出，避免单一回火导致的硬度衰减;
[0046]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1350kWh/t，在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.30g，相对耐磨性指数1.6，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，30天补加量11160kg，吨矿磨耗0.62kg/t，浮选药剂用量300g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为63.5HRC，16㎜深度硬度为63HRC。
[0047]实施例三
[0048]一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C为1.5%、Si为0.25%、Mn为0.5%、Cr为1.2%、P为0.008%、S为0.005%，余量为Fe及不可避免杂质，其制备方法为：
[0049]S1、真空感应熔炼：通过精确配料控制C、Cr等合金元素含量，在真空度≤10Pa条件下，熔炼温度为1620℃，全程吹氩搅拌，并控制钢液氧含量至25ppm，确保钢制纯净度，减少P、S杂质偏析，避免基体韧性劣化;
[0050]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1180℃保温3h，并在1000t摩擦压力机上以320MPa压力进行锻造，锻造比为4，终锻温度为920℃，破碎铸态碳化物的网状分布，并得到截面尺寸为成品2倍的坯料，预留总压缩比≥50%的变形量，确保碳化物在轧制过程中均匀分布;
[0051]S3、控轧控冷：将坯料加热至1080保温1.5h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为900℃，总压缩比55%，通过轧制变形诱导Cr23C6型碳化物析出核形成，轧后立即以18℃/s的冷却速度冷却至室温，抑制碳化物长大;
[0052]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至980℃奥氏体化后保温，使碳和Cr充分溶解形成过饱和奥氏体，随后迅速转移至290℃的盐浴中停留65S，再油冷至40℃以下，减少马氏体相变应力，避免硬度测试时表面开裂;
[0053]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-75℃条件下保温3h，促使残余奥氏体转变为马氏体，表面至16mm深度硬度从60HRC提升至62HRC以上，深冷过程中析出纳米级碳化物，与Cr23C6型碳化物形成复合强化相，提升整体硬度均匀性;
[0054]S6、双重回火：第一次回火温度为180℃，保温2h后空冷，消除淬火应力，保持马氏体基体硬度;第二次回火温度为150℃，保温4h后空冷，促使Cr23C6型碳化物稳定析出，避免单一回火导致的硬度衰减;
[0055]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1250kWh/t，在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.32g，相对耐磨性指数1.5，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，吨矿磨耗0.65kg/t，浮选药剂用量330g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为62.5HRC，16㎜深度硬度为61.9HRC。
[0056]实施例四
[0057]一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C为1.45%、Si为0.5%、Mn为0.8%、Cr为1.5%、P为0.005%、S为0.010%，余量为Fe及不可避免杂质，其制备方法为：
[0058]S1、真空感应熔炼：通过精确配料控制C、Cr等合金元素含量，在真空度≤10Pa条件下，熔炼温度为1630℃，全程吹氩搅拌，并控制钢液氧含量至22ppm，确保钢制纯净度，减少P、S杂质偏析，避免基体韧性劣化;
[0059]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1190℃保温3.5h，并在1000t摩擦压力机上以350MPa压力进行锻造，锻造比为4.5，终锻温度为930℃，破碎铸态碳化物的网状分布，并得到截面尺寸为成品2倍的坯料，预留总压缩比≥50%的变形量，确保碳化物在轧制过程中均匀分布;
[0060]S3、控轧控冷：将坯料加热至1090℃保温1.8h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为880℃，总压缩比58%，通过轧制变形诱导Cr23C6型碳化物析出核形成，轧后立即以19℃/s的冷却速度冷却至室温，抑制碳化物长大;
[0061]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至985℃奥氏体化后保温，使碳和Cr充分溶解形成过饱和奥氏体，随后迅速转移至285℃的盐浴中停留63S，再油冷至40℃以下，减少马氏体相变应力，避免硬度测试时表面开裂;
[0062]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-73℃条件下保温3.2h，促使残余奥氏体转变为马氏体，表面至16mm深度硬度从60HRC提升至62HRC以上，深冷过程中析出纳米级碳化物，与Cr23C6型碳化物形成复合强化相，提升整体硬度均匀性;
[0063]S6、双重回火：第一次回火温度为178℃，保温2h后空冷，消除淬火应力，保持马氏体基体硬度;第二次回火温度为152℃，保温4h后空冷，促使Cr23C6型碳化物稳定析出，避免单一回火导致的硬度衰减;
[0064]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1320kWh/t，在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.31g，相对耐磨性指数1.55，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，吨矿磨耗0.63kg/t，浮选药剂用量325g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为63.0HRC，16㎜深度硬度为62.5HRC。
[0065]实施例五
[0066]一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C为1.55%、Si为0.4%、Mn为0.6%、Cr为1.3%、P为0.015%、S为0.009%，余量为Fe及不可避免杂质，其制备方法为：
[0067]S1、真空感应熔炼：通过精确配料控制C、Cr等合金元素含量，在真空度≤10Pa条件下，熔炼温度为1610℃，全程吹氩搅拌，并控制钢液氧含量至28ppm，确保钢制纯净度，减少P、S杂质偏析，避免基体韧性劣化;
[0068]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1160℃保温2.5h，并在1000t摩擦压力机上以300MPa压力进行锻造，锻造比为3.5，终锻温度为910℃，破碎铸态碳化物的网状分布，并得到截面尺寸为成品2倍的坯料，预留总压缩比≥50%的变形量，确保碳化物在轧制过程中均匀分布;
[0069]S3、控轧控冷：将坯料加热至1060℃保温1.2h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为860℃，总压缩比50%，通过轧制变形诱导Cr23C6型碳化物析出核形成，轧后立即以16℃/s的冷却速度冷却至室温，抑制碳化物长大;
[0070]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至970℃奥氏体化后保温，使碳和Cr充分溶解形成过饱和奥氏体，随后迅速转移至270℃的盐浴中停留55s，再油冷至40℃以下，减少马氏体相变应力，避免硬度测试时表面开裂;
[0071]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-77℃条件下保温2.8h，促使残余奥氏体转变为马氏体，表面至16mm深度硬度从60HRC提升至62HRC以上，深冷过程中析出纳米级碳化物，与Cr23C6型碳化物形成复合强化相，提升整体硬度均匀性;
[0072]S6、双重回火：第一次回火温度为175℃，保温2h后空冷，消除淬火应力，保持马氏体基体硬度;第二次回火温度为148℃，保温4h后空冷，促使Cr23C6型碳化物稳定析出，避免单一回火导致的硬度衰减;
[0073]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1200kWh/t，在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.34g，相对耐磨性指数1.41，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，吨矿磨耗0.66kg/t，浮选药剂用量340g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为62.0HRC，16㎜深度硬度为61.8HRC。
[0074]实施例六
[0075]一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C为1.42%、Si为0.25%、Mn为0.5%、Cr为0.12%、P为0.008%、S为0.005%，余量为Fe及不可避免杂质，其制备方法为：
[0076]S1、真空感应熔炼：通过精确配料控制C、Cr等合金元素含量，在真空度≤10Pa条件下，熔炼温度为1620℃，全程吹氩搅拌，并控制钢液氧含量至25ppm，确保钢制纯净度，减少P、S杂质偏析，避免基体韧性劣化;
[0077]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1180℃保温3h，并在1000t摩擦压力机上以350MPa压力进行锻造，锻造比为4，终锻温度为920℃，破碎铸态碳化物的网状分布，并得到截面尺寸为成品2倍的坯料，预留总压缩比≥50%的变形量，确保碳化物在轧制过程中均匀分布;
[0078]S3、控轧控冷：将坯料加热至1080℃保温1.5h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为900℃，总压缩比55%，通过轧制变形诱导Cr23C6型碳化物析出核形成，轧后立即以18℃/s的冷却速度冷却至室温，抑制碳化物长大;
[0079]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至980℃奥氏体化后保温，使碳和Cr充分溶解形成过饱和奥氏体，随后迅速转移至280℃的盐浴中停留65s，再油冷至40℃以下，减少马氏体相变应力，避免硬度测试时表面开裂;
[0080]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-75℃条件下保温3h，促使残余奥氏体转变为马氏体，表面至16mm深度硬度从60HRC提升至62HRC以上，深冷过程中析出纳米级碳化物，与Cr23C6型碳化物形成复合强化相，提升整体硬度均匀性;
[0081]S6、双重回火：第一次回火温度为180℃，保温2h后空冷，消除淬火应力，保持马氏体基体硬度;第二次回火温度为150℃，保温4h后空冷，促使Cr23C6型碳化物稳定析出，避免单一回火导致的硬度衰减;
[0082]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1250kWh/t，在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.33g，相对耐磨性指数1.45，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，吨矿磨耗0.67kg/t，浮选药剂用量350g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为62.0HRC，16㎜深度硬度为61.5HRC。
[0083]实施例七
[0084]一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C为1.6%、Si为0.4%、Mn为0.6%、Cr为1.3%、P为0.015%、S为0.009%，余量为Fe及不可避免杂质，其制备方法为：
[0085]S1、真空感应熔炼：通过精确配料控制C、Cr等合金元素含量，在真空度≤10Pa条件下，熔炼温度为1640℃，全程吹氩搅拌，并控制钢液氧含量至28ppm，确保钢制纯净度，减少P、S杂质偏析，避免基体韧性劣化;
[0086]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1200℃保温4h，并在1000t摩擦压力机上以350MPa压力进行锻造，锻造比为4.8，终锻温度为940℃，破碎铸态碳化物的网状分布，并得到截面尺寸为成品2倍的坯料，预留总压缩比≥50%的变形量，确保碳化物在轧制过程中均匀分布;
[0087]S3、控轧控冷：将坯料加热至1100℃保温2h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为950℃，总压缩比60%，通过轧制变形诱导Cr23C6型碳化物析出核形成，轧后立即以17℃/s的冷却速度冷却至室温，抑制碳化物长大;
[0088]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至990℃奥氏体化后保温，使碳和Cr充分溶解形成过饱和奥氏体，随后迅速转移至290℃的盐浴中停留70s，再油冷至40℃以下，减少马氏体相变应力，避免硬度测试时表面开裂;
[0089]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-72℃条件下保温3.3h，促使残余奥氏体转变为马氏体，表面至16mm深度硬度从60HRC提升至62HRC以上，深冷过程中析出纳米级碳化物，与Cr23C6型碳化物形成复合强化相，提升整体硬度均匀性;
[0090]S6、双重回火：第一次回火温度为182℃，保温2h后空冷，消除淬火应力，保持马氏体基体硬度;第二次回火温度为153℃，保温4h后空冷，促使Cr23C6型碳化物稳定析出，避免单一回火导致的硬度衰减;
[0091]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1380kWh/t，在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.30g，相对耐磨性指数1.6，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，吨矿磨耗0.64kg/t，浮选药剂用量310g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为62.8HRC，16㎜深度硬度为62.3HRC。
[0092]实施例八
[0093]一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C为1.45%、Si为0.5%、Mn为0.8%、Cr为1.5%、P为0.005%、S为0.002%，余量为Fe及不可避免杂质，其制备方法为：
[0094]S1、真空感应熔炼：通过精确配料控制C、Cr等合金元素含量，在真空度≤10Pa条件下，熔炼温度为1650℃，全程吹氩搅拌，并控制钢液氧含量至20ppm，确保钢制纯净度，减少P、S杂质偏析，避免基体韧性劣化;
[0095]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1200℃保温4h，并在1000t摩擦压力机上以350MPa压力进行锻造，锻造比为5，终锻温度为950℃，破碎铸态碳化物的网状分布，并得到截面尺寸为成品2倍的坯料，预留总压缩比≥50%的变形量，确保碳化物在轧制过程中均匀分布;
[0096]S3、控轧控冷：将坯料加热至1100℃保温2h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为950℃，总压缩比60%，通过轧制变形诱导Cr23C6型碳化物析出核形成，轧后立即以20℃/s的冷却速度冷却至室温，抑制碳化物长大;
[0097]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至990℃奥氏体化后保温，使碳和Cr充分溶解形成过饱和奥氏体，随后迅速转移至290℃的盐浴中停留70s，再油冷至30℃以下，减少马氏体相变应力，避免硬度测试时表面开裂;
[0098]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-75℃条件下保温3h，促使残余奥氏体转变为马氏体，表面至16mm深度硬度从60HRC提升至62HRC以上，深冷过程中析出纳米级碳化物，与Cr23C6型碳化物形成复合强化相，提升整体硬度均匀性;
[0099]S6、双重回火：第一次回火温度为180℃，保温2h后空冷，消除淬火应力，保持马氏体基体硬度;第二次回火温度为150℃，保温4h后空冷，促使Cr23C6型碳化物稳定析出，避免单一回火导致的硬度衰减;
[0100]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1350kWh/t，在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.29g，相对耐磨性指数1.66，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，吨矿磨耗0.61kg/t，浮选药剂用量300g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为63.5HRC，16㎜深度硬度为63.0HRC。
[0101]实施例九
[0102]一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C为1.58%、Si为0.3%、Mn为0.45%、Cr为1.3%、P为0.010%、S为0.008%，余量为Fe及不可避免杂质，其制备方法为：
[0103]S1、真空感应熔炼：通过精确配料控制C、Cr等合金元素含量，在真空度≤10Pa条件下，熔炼温度为1630℃，全程吹氩搅拌，并控制钢液氧含量至26ppm，确保钢制纯净度，减少P、S杂质偏析，避免基体韧性劣化;
[0104]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1190℃保温3.5h，并在1000t摩擦压力机上以350MPa压力进行锻造，锻造比为4.8，终锻温度为910℃，破碎铸态碳化物的网状分布，并得到截面尺寸为成品2倍的坯料，预留总压缩比≥50%的变形量，确保碳化物在轧制过程中均匀分布;
[0105]S3、控轧控冷：将坯料加热至10900℃保温1.8h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为890℃，总压缩比58%，通过轧制变形诱导Cr23C6型碳化物析出核形成，轧后立即以19℃/s的冷却速度冷却至室温，抑制碳化物长大;
[0106]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至985℃奥氏体化后保温，使碳和Cr充分溶解形成过饱和奥氏体，随后迅速转移至285℃的盐浴中停留63s，再油冷至30℃以下，减少马氏体相变应力，避免硬度测试时表面开裂;
[0107]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-74℃条件下保温3.1h，促使残余奥氏体转变为马氏体，表面至16mm深度硬度从60HRC提升至62HRC以上，深冷过程中析出纳米级碳化物，与Cr23C6型碳化物形成复合强化相，提升整体硬度均匀性;
[0108]S6、双重回火：第一次回火温度为183℃，保温2h后空冷，消除淬火应力，保持马氏体基体硬度;第二次回火温度为151℃，保温4h后空冷，促使Cr23C6型碳化物稳定析出，避免单一回火导致的硬度衰减;
[0109]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1330kWh/t，在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.32g，相对耐磨性指数1.5，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，吨矿磨耗0.65kg/t，浮选药剂用量330g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为62.5HRC，16㎜深度硬度为62.0HRC。
[0110]实施例十
[0111]一种超高碳铬合金化轧制钢段，质量百分比为C为1.5%、Si为0.35%、Mn为0.5%、Cr为0.12%、P为0.008%、S为0.005%，余量为Fe及不可避免杂质，其制备方法为：
[0112]S1、真空感应熔炼：通过精确配料控制C、Cr等合金元素含量，在真空度≤10Pa条件下，熔炼温度为1620℃，全程吹氩搅拌，并控制钢液氧含量至25ppm，确保钢制纯净度，减少P、S杂质偏析，避免基体韧性劣化;
[0113]S2、锻造开坯：将钢锭加热至1170℃保温2.8h，并在1000t摩擦压力机上以330MPa压力进行锻造，锻造比为4.2，终锻温度为920℃，破碎铸态碳化物的网状分布，并得到截面尺寸为成品2倍的坯料，预留总压缩比≥50%的变形量，确保碳化物在轧制过程中均匀分布;
[0114]S3、控轧控冷：将坯料加热至1070℃保温1.6h，在奥氏体未再结晶区进行多道次轧制，终轧温度为880℃，总压缩比56%，通过轧制变形诱导Cr23C6型碳化物析出核形成，轧后立即以18℃/s的冷却速度冷却至室温，抑制碳化物长大;
[0115]S4、分级淬火：将轧制后的钢段加热至980℃奥氏体化后保温，使碳和Cr充分溶解形成过饱和奥氏体，随后迅速转移至280℃的盐浴中停留65s，再油冷至30℃以下，减少马氏体相变应力，避免硬度测试时表面开裂;
[0116]S5、深冷处理：淬火后的钢段在-73℃条件下保温3.2h，促使残余奥氏体转变为马氏体，表面至16mm深度硬度从60HRC提升至62HRC以上，深冷过程中析出纳米级碳化物，与Cr23C6型碳化物形成复合强化相，提升整体硬度均匀性;
[0117]S6、双重回火：第一次回火温度为180℃，保温2h后空冷，消除淬火应力，保持马氏体基体硬度;第二次回火温度为150℃，保温4h后空冷，促使Cr23C6型碳化物稳定析出，避免单一回火导致的硬度衰减;
[0118]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1280kWh/t，在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.33g，相对耐磨性指数1.45，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，吨矿磨耗0.66kg/t，浮选药剂用量340g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为62.2HRC，16㎜深度硬度为61.8HRC。
[0119]对比例一
[0120]钢段的化学成分质量百分比为C为1.4%、Si为0.2%、Mn为0.3%、Cr为0.8%、P为0.015%、S为0.010%，余量为Fe及不可避免杂质的钢段，其加工步骤包括：
[0121]S1、配料熔炼：采用电弧炉于1550℃熔炼;
[0122]S2、铸造成型：用砂型铸造，铸型预热至100℃，钢液1500℃经浇包注入铸型，自然冷却至室温后敲碎砂型，去除飞边、浇冒口，喷砂清理表面氧化皮;
[0123]S3、退火处理：加热至650℃，按截面厚度保温2-4h，随炉冷却至300℃以下出炉;
[0124]S4、机加工：对尺寸精度有要求时，车削，去除表面氧化层达设计尺寸;
[0125]S5、常规淬回：加热至820℃奥氏体化后保温，油冷淬火，200℃单一回火保温2h。
[0126]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1850kWh/t，其明显高于实施例一的能耗，其能耗主要来源于砂型铸造全流程的高热能损耗，如铸型预热需持续供热，喷砂处理氧化皮环节需额外机械能耗，热处理环节因组织均匀性差，需在高温下保温4h退火，且常规淬回火工艺需将钢段加热至奥氏体化，单一回火需多次升温，进一步推高能耗，且在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.52g，相对耐磨性指数1.0，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，吨矿磨耗1.15kg/t，浮选药剂用量420g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为58.0HRC，16㎜深度硬度为53.0HRC。
[0127]对比例二
[0128]钢段的化学成分百分比为C为1.55%、Si为0.4%、Mn为0.6%、Cr为1.3%、P为0.015%、S为0.009%，余量为Fe及不可避免杂质，其加工步骤包括：
[0129]S1、配料熔炼：采用电弧炉于1600℃熔炼;
[0130]S2、铸造成型：用砂型铸造，铸型预热至200℃，钢液1550℃经浇包注入铸型，自然冷却至室温后敲碎砂型，去除飞边、浇冒口，喷砂清理表面氧化皮;
[0131]S3、退火处理：加热至700℃，按截面厚度保温4h，随炉冷却至300℃以下出炉;
[0132]S4、机加工：对尺寸精度有要求时，车削，去除表面氧化层达设计尺寸;
[0133]S5、常规淬回：加热至860℃奥氏体化后保温，油冷淬火，250℃单一回火保温2h。
[0134]根据实施例一所述的钢段在加工过程中，钢段在加工阶段，其综合能耗为1923kWh/t，在耐磨性试验中，Φ25mm×10mm试样磨损失重0.48g，相对耐磨性指数1.08，在Φ3.6×6.0m磨机中的工业试验方面，吨矿磨耗1.08kg/t，浮选药剂用量400g/t，并通过洛氏硬度计测得钢段的表面硬度为60.0HRC，16㎜深度硬度为55.0HRC。
[0135]技术效果：
[0136]实施例一和五与对比例一和二的技术效果对比如表1所示：
[0137]表1
[0138]
实施例一对比例一实施例五对比例二综合能耗1200kWh/t1850kWh/t1200kWh/t1923kWh/t磨损失重0.35g0.52g0.34g0.48g吨矿磨耗0.68kg/t1.15kg/t0.66kg/t1.08kg/t浮选药剂用量320g/t420g/t340g/t400g/t表面硬度62.3HRC58.0HRC62.0HRC60.0HRC16㎜深度硬度61.9HRC53.0HRC61.8HRC55.0HRC
[0139]综上所述：本发明在化学成分上，严格将C控制在1.4-1.6%、Cr控制在0.8-1.5%等范围内，并通过真空感应熔炼将氧含量控制在≤30ppm，有效减少P、S杂质偏析。制备工艺方面，锻造开坯采用≥300MPa压力、锻造比3-5，配合控轧控冷(终轧温度850-950℃、冷却速度15-20℃/s)、分级淬火、深冷处理及双重回火等工艺协同作用。本发明制备的钢段呈现均匀马氏体基体(如图1-3所示，尤其是图3中灰蓝的基体部分)，弥散分布的Cr23C6型碳化物(如2和图3中灰蓝的基体部分)尺寸仅0.5-3μm，体积分数8-15%，长径比≤1.5，呈等轴状均匀分布，无网状或偏聚缺陷。这得益于真空熔炼的纯净度保障，以及锻造轧制对碳化物的破碎与控轧控冷对其析出的精准调控。同时，分级淬火、深冷处理与双重回火显著细化马氏体，降低残余奥氏体含量，强化组织稳定性。反观传统铸段(如图4-5所示)，碳化物呈粗大网状、带状或块状(尺寸2-12μm，长径比>2)，在晶界处严重偏聚，割裂基体，不仅降低强度与韧性匹配，更在磨损工况下因应力集中加速失效。其马氏体基体晶粒粗大、组织不均，残余奥氏体偏高，导致表面与心部硬度差异达5-10HRC。本发明钢段的结构使其性能显著提升，钢段表面至16mm深度洛氏硬度≥61HRC，实验室磨损失重降低27-38%，工业吨矿单耗减少18-26.5%，冲击韧性提升65%以上。细小弥散的碳化物有效阻碍磨粒切削，均匀马氏体基体保障硬度与韧性的平衡，减少崩裂剥落风险。此外，轧制工艺较传统铸造能耗降低35%、粉尘排放减少60%，金属回收率提升3%，兼具性能优势与环保效益。
说明书附图(5)
声明：
“超高碳铬合金化轧制钢段及其制备方法” 该技术专利(论文)所有权利归属于技术(论文)所有人。仅供学习研究，如用于商业用途，请联系该技术所有人。
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编辑：北方有色网
来源：钢诺新材料股份有限公司
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