刀钢板异形件-
随着我国社会经济的高速发展，建筑施工行业规模进一步加大，我国现在已成为全球第一大工程机械市场，作为在工程施工中使用最为广泛的机械装备，装载机的铲斗刀板材料的使用性能直接影响工程机械的使用性价比，而在实际使用过程中，位于铲斗和斗齿之间的刀板是与土方、石块、泥沙等接触最频繁的部件之一，承受极大的磨损和冲击，很容易磨损或者断裂失效，因此要求刀板钢具有高强度、高韧性、耐冲击、耐磨损等性能。
目前国内机械设备制造厂家广泛使用q355b低合金结构钢板进行二次机械加工来制造铲斗刀板，虽然其焊接性及冲击韧性、切削性能都很好，但缺点是碳含量低，强度及硬度较低，耐磨性差，使用寿命低，为提高刀板硬度，部分厂家对刀板钢进行淬火热处理，但是随着强度硬度的上升，刀板钢的冲击韧性和切削加工性能显著下降，同时离线热处理工艺周期长而且生产成本较高，还容易污染环境。
朱甫洪，图晓惠在《机械工程》(2000(4)-34)发表的《用铬钼铌耐磨合金钢制作斗齿和刃口板》一文中，公布了一种制作斗齿和刃口板的铬钼铌耐磨合金钢，其成分范围为(按重量百分比计)：c：0.2-0.4％；si：0.5-1.5％；mn：0.3-1.5％；cr：0.8-2.0％；mo：0.2-1.0％；ni：0.5-1.5％；p，s≤0.05％，nb微量。该铬钼铌耐磨合金钢热处理后具有较好的综合力学性能，碳当量低，焊接性能良好，但是缺点是合金含量高，成本较高，采用铸造成型，相比于热轧成型，铸态原始晶粒变形量小，尺寸较为粗大且不均匀，热处理后的组织为马氏体+贝氏体+奥氏体，很难获得均匀细化的显微组织。
因此，亟需一种具有优良的耐磨损、高韧性、耐冲击和易于切削加工等性能特点的刀板型钢。
技术实现要素：
本发明所要解决的技术问题是提供一种局部强化的刀板型钢及其生产方法，以克服上述现有技术中的不足。
本发明解决上述技术问题的技术方案如下：一种局部强化的刀板型钢，刀板型钢中各成分的质量百分比为：
c：0.45％～0.68％、si：0.20％～0.35％、mn：1.5％～2.0％、p：小于等于0.020％、s：小于等于0.020％、cr：0.50％～0.80％、ni：0.10％～0.25％、nb：0.03％～0.07％、b：0.003％～0.005％、其余为fe和不可避免的杂质；
刀板型钢在斜面坡口位置具有硬化层，硬化层的抗拉强度rm为960mpa～1080mpa，延伸率a为16％～19％，布氏硬度为385hb～410hb，室温冲击功kv2为32j～36j。
在上述方案中，刀板型钢中各成分的质量百分比为：
c：0.50％～0.65％、si：0.25％～0.30％、mn：1.6％～1.8％、p：小于等于0.020％、s：小于等于0.020％、cr：0.55％～0.75％、ni：0.15％～0.20％、nb：0.04％～0.06％、b：0.0035％～0.0045％、其余为fe和不可避免的杂质。
在上述方案中，刀板型钢除硬化层以外的其他区域的抗拉强度rm为620mpa～750mpa，延伸率a为22％～26％，布氏硬度为200hb～220hb，室温冲击功kv2为50j～56j。
在上述方案中，硬化层的室温组织为细片状珠光体和少量铁素体。
在上述方案中，硬化层的厚度为10mm～15mm。
一种局部强化的刀板型钢的生产方法，以下转炉冶炼、lf精炼、真空处理、连铸、铸坯加热、轧制工序获得刀板型钢半成品，对轧后的刀板型钢半成品的斜面坡口位置进行在线的局部加速冷却热处理，形成硬化层，开始冷却温度为800℃～870℃，热处理分为两个阶段，第一阶段的冷却速率为9℃/s～13℃/s，冷却时间为20s～35s，第二阶段的冷却速率为1℃/s～3℃/s，待冷却区域表面温度降低至120℃～180℃时，停止加速冷却，随后空冷至室温，即得刀板型钢。
在上述方案中，对刀板型钢半成品的斜面坡口位置进行在线的局部加速冷却热处理时，开始冷却温度为810℃～850℃，第一阶段的冷却速率为10℃/s～12℃/s，冷却时间为25s～35s，第二阶段的冷却速率为1.5℃/s～2.5℃/s，待冷却区域表面温度降低至130℃～170℃时，停止加速冷却，随后空冷至室温。
在上述方案中，加速冷却的冷却介质为水、聚合物溶液、油、压缩空气、水雾或者油雾混合气。
在上述方案中，第一阶段冷却的介质为50kpa～70kpa的压缩空气配合360l/h～500l/h的水量混合喷出的水雾混合气；第二阶段冷却的介质为10kpa～20kpa的压缩空气。
在上述方案中，转炉冶炼采用顶底复吹工艺；lf精炼的炉渣碱度控制在1.7～2.1；真空处理时间不低于15min；连铸过程的中包温度控制在液相线15℃～25℃，拉速为0.6m/min～1.0m/min；连铸过程应在全程保护下进行，防止与空气接触，浇铸成的钢坯应进行缓冷处理；采用步进梁加热炉进行铸坯加热，并进行保温处理，加热温度1220℃～1280℃，保温时间180min～230min，控制开轧温度为1060℃～1130℃，终轧温度860℃～900℃。
本发明的有益效果是：
该刀板型钢对刀板斜面区域进行在线的局部加速冷却热处理，形成一层表面硬化层，具有耐磨损、使用寿命高的特点；同时刀板型钢其余部位未经过加速冷却热处理，具有良好的冲击韧性和切削加工性能，相比传统的q355b热轧或者热处理刀板钢，能显著提高使用性能和使用寿命。
该刀板型钢的生产方法，利用轧后余热，对刀板斜面区域进行在线的局部表面热处理，无需重新加热，节约能耗，该生产方法简单，可操作性强，易于推广应用。
附图说明
图1为刀板型钢横截面示意图；
图2为本发明刀板型钢进行在线的局部加速冷却热处理区域示意图；
图3为本发明磨损试验示意图。
具体实施方式
以下结合附图对本发明的原理和特征进行描述，所举实例只用于解释本发明，并非用于限定本发明的范围。
实施例1
如图1、图2所示，一种局部强化的刀板型钢，刀板型钢中各成分的质量百分比为：
c：0.45％～0.68％、si：0.20％～0.35％、mn：1.5％～2.0％、p：小于等于0.020％、s：小于等于0.020％、cr：0.50％～0.80％、ni：0.10％～0.25％、nb：0.03％～0.07％、b：0.003％～0.005％、其余为fe和不可避免的杂质；
刀板型钢在斜面坡口位置具有硬化层，硬化层的抗拉强度rm为960mpa～1080mpa，延伸率a为16％～19％，布氏硬度为385hb～410hb，室温冲击功kv2为32j～36j，具有较高的强度和硬度，良好的耐磨性。
实施例2
如图1所示，一种局部强化的刀板型钢，刀板型钢中各成分的质量百分比为：
c：0.45％～0.68％、si：0.20％～0.35％、mn：1.5％～2.0％、p：小于等于0.020％、s：小于等于0.020％、cr：0.50％～0.80％、ni：0.10％～0.25％、nb：0.03％～0.07％、b：0.003％～0.005％、其余为fe和不可避免的杂质；
刀板型钢在斜面坡口位置具有硬化层，硬化层的抗拉强度rm为960mpa～1080mpa，延伸率a为16％～19％，布氏硬度为385hb～410hb，室温冲击功kv2为32j～36j，具有较高的强度和硬度，良好的耐磨性。
优选的，刀板型钢中各成分的质量百分比为：
c：0.50％～0.65％、si：0.25％～0.30％、mn：1.6％～1.8％、p：小于等于0.020％、s：小于等于0.020％、cr：0.55％～0.75％、ni：0.15％～0.20％、nb：0.04％～0.06％、b：0.0035％～0.0045％、其余为fe和不可避免的杂质。
实施例3
如图1所示，一种局部强化的刀板型钢，刀板型钢中各成分的质量百分比为：
c：0.45％～0.68％、si：0.20％～0.35％、mn：1.5％～2.0％、p：小于等于0.020％、s：小于等于0.020％、cr：0.50％～0.80％、ni：0.10％～0.25％、nb：0.03％～0.07％、b：0.003％～0.005％、其余为fe和不可避免的杂质；
刀板型钢在斜面坡口位置具有硬化层，硬化层的抗拉强度rm为960mpa～1080mpa，延伸率a为16％～19％，布氏硬度为385hb～410hb，室温冲击功kv2为32j～36j，具有较高的强度和硬度，良好的耐磨性。
优选的，刀板型钢中各成分的质量百分比为：
c：0.50％～0.65％、si：0.25％～0.30％、mn：1.6％～1.8％、p：小于等于0.020％、s：小于等于0.020％、cr：0.55％～0.75％、ni：0.15％～0.20％、nb：0.04％～0.06％、b：0.0035％～0.0045％、其余为fe和不可避免的杂质。
优选的，刀板型钢除硬化层以外的其他区域的抗拉强度rm为620mpa～750mpa，延伸率a为22％～26％，布氏硬度为200hb～220hb，室温冲击功kv2为50j～56j，具有良好的强韧性配合。
硬化层的室温组织为细片状珠光体和少量铁素体，硬化层的厚度为10mm～15mm，硬化层指刀板型钢斜面坡口位置的表面以下一定深度的区域。
各合金元素的作用和机理：
c是一种能有效促进珠光体转变并保证耐磨性的元素，也是提高刀板型钢强度、硬度和耐磨性的最基本强化元素，是形成珠光体和碳化物的主要元素，一般来说，随着钢中c含量的增加，钢的强度和硬度增加，而塑性和韧性随之下降。在实际设计成分时，要根据具体技术要求确定c含量范围，c含量过低，珠光体结构中的片层渗碳体的密度得不到保证，钢的基础强度和硬度不足，影响使用效果；而c含量过高，会导致韧性降低，同时也会使焊接性能下降，因此，本发明将c含量控制在0.45％～0.68％。
si作为钢的主要添加元素通常以固溶体形式存在于铁素体和奥氏体中提高基体组织的强度，能抑制钢中的渗碳体形成，促进铁素体转变，同时si也起到脱氧作用，si可以减少钢在摩擦发热时的氧化作用，提高钢的冷变形硬化率，提高钢的耐磨性。当钢中si含量小于0.2％时，固溶强化作用不明显，当钢中si含量逐渐升高时，容易出现局部偏析，而且也会导致刀板型钢焊接性能下降，因此si含量控制在0.20％～0.35％。
mn是钢中的固溶强化元素，可以提高铁素体强度，也是碳化物形成元素，进入渗碳体后可部分代替fe原子，提高钢的强度和硬度。同时mn也可以降低珠光体转变温度，从而降低珠光体片层间距，提高钢的韧性。mn也是良好的脱氧剂和脱硫剂，可与s形成稳定的mns化合物，减弱s引起的脆性。但是mn含量增加会大幅降低钢的焊接性能，粗化晶粒尺寸，并增加形成白点和铸坯偏析的敏感性。因此mn含量控制在1.5％～2.0％。
cr作为中等碳化物形成元素，与钢中的碳可形成多种碳化物，使得钢的c曲线右移，能显著提高刀板型钢的强度及淬透性，显著提高热处理后的硬度，cr能均匀化碳化物的分布，减小碳化物尺寸，提高钢的耐磨损性能，同时cr可与α-fe形成置换固溶体，起到固溶强化作用。本发明中，当cr含量小于0.5％时，强化效果不明显，但是cr含量增加到大于0.8％时，又会降低钢的塑性和韧性，因此cr含量控制在0.50％～0.80％。
ni固溶于钢中，增加钢的强度、硬度和韧性，特别是通过ni在钢中固溶，增加层错能，促进低温时螺位错交滑移，使裂纹扩展消耗功增加，从而提高刀板型钢的耐磨性和室温冲击韧性。但是ni含量过高，会使珠光体钢热脆性增大，也容易在钢中形成白点。本发明中，ni含量控制在0.10％～0.25％。
nb是钢中重要的微合金元素之一，主要通过细化晶粒和沉淀析出强化来提高钢的强度和韧性，还能降低钢的回火脆性，同时钢中加入nb可改善焊接性能。但是nb含量过高会降低钢的高温热塑性，容易引起钢坯热裂纹，因此nb含量控制在0.03％～0.07％。
b容易在奥氏体晶界上偏聚，减少结晶中心形核的几率，从而使铁素体的形核率下降，有效推迟奥氏体-珠光体转变，从而提高钢的淬透性，钢中加入微量的b，即可显著提高刀板型钢的淬透性，同时b形成碳、氮化物偏聚在晶界上，细化奥氏体晶粒的同时起到沉淀强化的作用，提高耐磨性能和屈服强度。本发明中，当b含量小于0.003％时，这种效果不明显，但是b含量超过0.005％时，容易引起钢的脆性增加，而且b与o、n亲和力很强，易形成非金属夹杂，因此b含量控制在0.003％～0.005％。
p、s一般认为是钢中的有害残余元素，会大幅增加钢的裂纹敏感性，同时会提高钢的低温脆性转变温度，降低钢的低温冲击性能，因此，在不影响刀板型钢性能的前提下，要求p、s含量越低越好，按照目前刀板型钢相关技术要求，将其控制在≦0.020％的水平。
实施例4
一种局部强化的刀板型钢的生产方法，以下转炉冶炼、lf精炼、真空处理、连铸、铸坯加热、轧制工序获得刀板型钢半成品，为了获得表面硬化层，提高刀板型钢的耐磨性，对轧后的刀板型钢半成品的斜面坡口位置进行在线的局部加速冷却热处理，形成硬化层，开始冷却温度为800℃～870℃，热处理分为两个阶段，第一阶段的冷却速率为9℃/s～13℃/s，冷却时间为20s～35s，第二阶段的冷却速率为1℃/s～3℃/s，待冷却区域表面温度降低至120℃～180℃时，停止加速冷却，随后空冷至室温，即得刀板型钢，硬化层沿纵向方向分布在整支刀板型钢上。
对刀板型钢半成品的斜面坡口位置进行在线的局部加速冷却热处理时，开始冷却温度为810℃～850℃，第一阶段的冷却速率为10℃/s～12℃/s，冷却时间为25s～35s，第二阶段的冷却速率为1.5℃/s～2.5℃/s，待冷却区域表面温度降低至130℃～170℃时，停止加速冷却，随后空冷至室温。
加速冷却的冷却介质为本领域常用的冷却介质，包括但是不限于水、聚合物溶液、油、压缩空气、水雾或者油雾混合气，优选的，第一阶段冷却的介质为50kpa～70kpa的压缩空气配合360l/h～500l/h的水量混合喷出的水雾混合气；第二阶段冷却的介质为10kpa～20kpa的压缩空气。
刀板型钢的冶炼和轧制过程没有特别的限定，采用常规的型钢生产工艺即可，应包括：转炉冶炼、lf精炼、真空处理、连铸、铸坯加热、轧制工序，而通过研究发现，采用特定的工艺参数，可以提高铸坯质量，同时在轧制过程中获得更加细小均匀的显微组织，从而获得综合性能更好的刀板型钢，特定的工艺参数包括：转炉冶炼采用顶底复吹工艺；lf精炼的炉渣碱度控制在1.7～2.1；真空处理时间不低于15min；连铸过程的中包温度控制在液相线15℃～25℃，拉速为0.6m/min～1.0m/min；连铸过程应在全程保护下进行，防止与空气接触，浇铸成的钢坯应进行缓冷处理；采用步进梁加热炉进行铸坯加热，并进行保温处理，加热温度1220℃～1280℃，保温时间180min～230min，控制开轧温度为1060℃～1130℃，终轧温度860℃～900℃。
刀板型钢采用万能轧机产线生产，通过特定孔型的布置，直接轧制成产品最终尺寸形状，大幅度减少甚至免除后期的机械加工，减少用户的加工成本，提高使用效率。
局部加速冷却热处理原理，是通过对轧后刀板型钢进行加速冷却，增加奥氏体向珠光体转变的过冷度，降低珠光体转变温度，减小奥氏体中碳原子的迁移距离，从而获得片层间距更加细小的珠光体，提高刀板型钢的硬度，提高耐磨性，同时相比马氏体或贝氏体，珠光体组织也保证了硬化层具有一定的韧性，而进行两阶段热处理的原理在于，第一阶段的快速冷却，是为了在保证不出现马氏体和贝氏体等异常组织的前提下，尽量采用高的冷却速率，获得硬度较高的硬化层。而为了保证刀板型钢内部的韧塑性，硬化层深度应控制在10mm～15mm，所以第一阶段的冷却时间控制在20s～35s，表面硬化层完成珠光体转变后，刀板型钢其余部位温度依然较高，内部温度向外传递过程中，容易使硬化层发生自回火，造成硬化层软化，为了防止高温影响表面硬化层的性能，第二阶段的冷却速率降低，只是为了及时带走硬化层区域的热量，确保硬化层的性能不受内部温度影响。
加速冷却过程，充分利用刀板型钢轧后余热，无需重新加热，与传统的离线热处理工艺相比，大幅度节约能耗，缩短生产周期。
本发明应用例1-4的冶炼化学成分分别按照表1中的1-4#所示，对比例1-2采用q355b钢的成分范围，具体按表1中的5-6#所示：
表1应用例和对比例的化学成分
应用例1：转炉冶炼采用顶底复吹工艺，lf精炼的炉渣碱度控制在1.7，真空处理时间18min，连铸过程的中包温度控制在液相线20℃，拉速为0.8m/min，连铸过程应在全程保护下进行，防止与空气接触，同时浇铸成的钢坯应进行缓冷处理，采用步进梁加热炉进行铸坯加热，并进行保温处理，加热温度1270℃，保温时间180min，控制开轧温度为1100℃，终轧温度880℃，对轧后刀板型钢的斜面坡口位置进行局部加速冷却热处理，开始冷却温度为820℃，第一阶段的冷却速率为9.8℃/s，冷却介质为55kpa的压缩空气配合410l/h的水量混合的水雾混合气，冷却时间为28s；第二阶段的冷却速率为2.3℃/s，冷却介质为15.7kpa的压缩空气，待冷却区域表面温度降低至160℃时，停止加速冷却，随后空冷至室温。
应用例2：转炉冶炼采用顶底复吹工艺，lf精炼的炉渣碱度控制在2.1，真空处理时间16min，连铸过程的中包温度控制在液相线16℃，拉速为0.6m/min，连铸过程应在全程保护下进行，防止与空气接触，同时浇铸成的钢坯应进行缓冷处理，采用步进梁加热炉进行铸坯加热，并进行保温处理，加热温度1230℃，保温时间220min，控制开轧温度为1070℃，终轧温度860℃，对轧后刀板型钢的斜面坡口位置进行局部加速冷却热处理，开始冷却温度为800℃，第一阶段的冷却速率为11.5℃/s，冷却介质为62kpa的压缩空气配合480l/h的水量混合的水雾混合气，冷却时间为25s；第二阶段的冷却速率为1.8℃/s，冷却介质为13.4kpa的压缩空气，待冷却区域表面温度降低至130℃时，停止加速冷却，随后空冷至室温。
应用例3：转炉冶炼采用顶底复吹工艺，lf精炼的炉渣碱度控制在1.9，真空处理时间17min，连铸过程的中包温度控制在液相线21℃，拉速为0.7m/min，连铸过程应在全程保护下进行，防止与空气接触，同时浇铸成的钢坯应进行缓冷处理，采用步进梁加热炉进行铸坯加热，并进行保温处理，加热温度1240℃，保温时间190min，控制开轧温度为1120℃，终轧温度870℃，对轧后刀板型钢的斜面坡口位置进行局部加速冷却热处理，开始冷却温度为830℃，第一阶段的冷却速率为12.6℃/s，冷却介质为65kpa的压缩空气配合490l/h的水量混合的水雾混合气，冷却时间为33s；第二阶段的冷却速率为1.2℃/s，冷却介质为11.6kpa的压缩空气，待冷却区域表面温度降低至170℃时，停止加速冷却，随后空冷至室温。
应用例4：转炉冶炼采用顶底复吹工艺，lf精炼的炉渣碱度控制在2.0，真空处理时间20min，连铸过程的中包温度控制在液相线25℃，拉速为1.0m/min，连铸过程应在全程保护下进行，防止与空气接触，同时浇铸成的钢坯应进行缓冷处理，采用步进梁加热炉进行铸坯加热，并进行保温处理，加热温度1240℃，保温时间200min，控制开轧温度为1100℃，终轧温度860℃，对轧后刀板型钢的斜面坡口位置进行局部加速冷却热处理，开始冷却温度为830℃，第一阶段的冷却速率为9.2℃/s，冷却介质为55kpa的压缩空气配合380l/h的水量混合的水雾混合气，冷却时间为22s；第二阶段的冷却速率为2.6℃/s，冷却介质为18.1kpa的压缩空气，待冷却区域表面温度降低至180℃时，停止加速冷却，随后空冷至室温。
对比例1：转炉冶炼采用顶底复吹工艺，lf精炼的炉渣碱度控制在1.8，真空处理时间16min，连铸过程的中包温度控制在液相线18℃，拉速为0.9m/min，连铸过程应在全程保护下进行，防止与空气接触，同时浇铸成的钢坯应进行缓冷处理，采用步进梁加热炉进行铸坯加热，并进行保温处理，加热温度1250℃，保温时间210min，开轧温度为1080℃，终轧温度860℃，轧后空冷至室温，得到常规的热轧q355b材质刀板型钢。
对比例2：转炉冶炼采用顶底复吹工艺，lf精炼的炉渣碱度控制在2.0，真空处理时间18min，连铸过程的中包温度控制在液相线22℃，拉速为0.7m/min，连铸过程应在全程保护下进行，防止与空气接触，同时浇铸成的钢坯应进行缓冷处理，采用步进梁加热炉进行铸坯加热，并进行保温处理，加热温度1260℃，保温时间230min，开轧温度为1120℃，终轧温度900℃，轧后空冷至室温。将热轧q355b材质刀板型钢进行离线热处理，参考常规淬火+回火的调质处理工艺，热处理工艺为：加热至900℃，保温30min后水淬，随后在400℃回火，保温120min后空冷至室温。
对应用例和对比例的刀板型钢进行力学性能检验，其中按gb/t228.1标准测试抗拉强度和延伸率，按gb/t231.1标准测试布氏硬度，按gb/t229标准测试室温冲击功，具体测试数据见表2。
表2应用例和对比例的力学性能
可以看出，应用例1-4所得到的刀板型钢，非热处理区域的力学性能略高于热轧q355b刀板型钢，而室温冲击功基本相当；局部热处理区域具有较高的强度和硬度，力学性能也要略优于离线热处理的q355b刀板型钢。
为了验证本发明所得刀板型钢优良的耐磨性，采用m-2000滚动磨损试验机，在相同试验条件下对应用例和对比例进行磨损试验。试验通过圆柱试样相对滚动，测量磨损失重量，试验示意图如图3所示。
上试样分别取自应用例和对比例，下试样为调质处理的gcr15试样。
试验条件如下：
试样尺寸：厚度8mm，内径10mm，外径20mm；
试验载荷：800n；
试验环境：室温环境；
转速：上试样180r/min，下试样200r/min；
滑差率：10％；
对磨总转数：2×105次。
磨损试验结果见表3。
表3应用例和对比例的磨损试验结果
在磨损试验中，应用例1-4钢轨的热处理区域的耐磨性能良好，磨损失重率控制在较小的范围。
尽管上面已经示出和描述了本发明的应用例，可以理解的是，上述应用例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述应用例进行变化、修改、替换和变型。