CN111485180B - 复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法，属于金属材料加工技术领域，耐磨钢球由下列重量百分比的合金成分制成：C：0.65～0.9wt.％、Si：1.5～3.0wt.％、Mn：0.5～2.0wt.％、Cr：0.5～1.5wt.％、Ti：1～2％，余量为Fe和不可避免的杂质；通过锻造余热淬火(无需再次加热)+低温回火工艺，得到高硬度的回火马氏体组织的同时，在基体中析出第二相颗粒，通过弥散分布的不同尺度的第二相粒子来保证材料的强度和耐磨性，纳米尺度的析出粒子提高基体的强度，而微米尺度的析出粒子改善材料的耐磨性。在该合金体系下，添加不同含量的Ti元素，显著提高材料的综合性能。

Description

复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法

技术领域

本发明属于金属材料加工技术领域，涉及一种复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法。

背景技术

需加大对钢铁材料的研究力度，着眼于开发高性能、轻量化、可以适应多种恶劣环境的钢铁材料，以适应社会生产力的快速发展。磨损是金属产品服役过程中主要破坏形，其在现代工业中造成的经济损失却是相当惊人的。因此，在合理管控耐磨产品生产成本的前提下，提高磨损效率，优化服役寿命，对矿山、建筑等产业具有重要的意义。本文总结了国内外的相关期刊文献，从实际出发，在原有的低合金马氏体钢体系下引入Ti系第二相粒子，研究材料的磨损行为，具有相当重要的实际价值和应用前景。而且金属材料的磨损虽然不会直接导致灾难性的后果，但其在现代工业中造成的经济损失却是相当惊人的。据统计，世界上每年由于磨损而产生的能源消耗高达1/2，有80％的材料由于磨损而导致不可靠应用而失效。例如在美国，每年由摩擦磨损和腐蚀造成的损失约150亿美元，德国约为50亿欧元，俄罗斯约为120亿卢布。而我国仅在矿山、冶金、电力、煤炭、农业机械和建材等领域，仅因为磨料磨损这一项带来工件实效或报废而补充的备件就高达15～20亿元。磨损不仅消耗材料，造成经济的重大损失，而且严重增加设备维修频次，大幅降低生产效率，限制现代工业的发展。因此开发先进的耐磨材料具有重大的经济意义。

目前，国外最先进的耐磨钢生产企业主要有瑞典SSAB公司的HARDOX系列、德国蒂森克努伯的XAR系列、德国迪林根V系列、芬兰罗奇的RAEX系列、日本JFE系列等。国内高端耐磨钢市场均被这些国外企业占领着，而且售价基本为国内同级别耐磨钢的一倍以上，例如，芬兰RAXE400(8mm)售价为17500元/吨，日本JFE-EH400(6-10mm)售价为14500元/吨，宝钢B-MARD400(8mm)售价为7500元/吨，新余耐磨钢NM500(6mm)售价为8000元/吨。国内能生产高强度耐磨钢的厂家主要有舞钢、武钢、宝钢、南钢等，主要品种为NM360、NM400，通常使用厚度为6-80mm。一些厂家产品已达到或超过国际水平，并出口到东南亚、日本、南非、美国、澳大利亚等地。舞钢生产的硬度HB≥360的可焊接高强度结构用耐磨钢板，所制造的设备适用于在高磨损、高冲击的场合使用，也可作为屈服强度≥700MPa的高强度结构钢使用。宝钢先后开发了NM360，NM400级别耐磨钢，可供钢板的尺寸范围为厚度12-60mm，宽度900-4500mm，长度8000-13000mm。鞍山钢铁集团公司与北京科技大学合作，成功进行了贝氏体一马氏体耐磨钢板的研究开发，并且对其组织及力学性能进行了深入研究，已经能够生产NM360、NM400级耐磨钢。总体来说，如今耐磨钢技术的发展呈现不平衡的现状：一是国内外技术发展不平衡，国内的耐磨钢生产企业在技术水平、产品性能等方面落后于国际最先进的水平；二是产品种类生产不平衡，耐磨钢板产品规格尺寸齐全，生产企业众多，而生产耐磨钢棒材以及磨球的企业相对很少。

中国专利申请CN1189542公开了一种多元微合金化空冷贝氏体钢，该材料不需要复杂的热处理工艺，锻后或者轧后空冷即可获得以贝氏体/马氏体为主要组织的磨球，但是为了提高材料的淬透性及硬度，须加入大量的微合金元素，如Nb、V、Ti、RE等，大大增加了生产成本；另因无等温处理工艺，基体组织中贝氏体/马氏体复相组织的比例存在差异，导致最终性能产生波动。中国专利申请CN104651722公开了一种具有马氏体组织表层和柔软的贝氏体组织内芯的锻造钢球的制备方法，其合金成分为C：0.42～0.48wt.％、Si：0.15～0.35wt.％、Mn：0.53～0.90wt.％、Ni：0.06～0.20wt.％。其表面马氏体组织硬度HRC62以下，心部贝氏体组织硬度HRC40以上。由于表面和心部硬度差异较大，这种钢球在使用过程中，当表面马氏体层被磨掉之后钢球很容易失效，降低了材料的使用寿命；另外合金成分中含Ni，成本相对较高。中国专利申请CN103225036公开了一种硼碳化物强化耐磨贝氏体球铁磨球及其制造方法，该方法采用控制冷却获得强韧性好的贝氏体基体，通过加入硼、铬元素获得一定数量的高硬度(Fe，Cr)₂(B，C)硼碳化物来改善磨球的耐磨性。但是该方法采用铸造工艺来生产耐磨钢球，钢球内部很容易产生气泡或者疏松等铸造缺陷，从而使钢球内部组织粗大，特别是浇注口的地方，容易引起硬度不均，导致钢球失圆破碎。

发明内容

针对耐磨钢球用钢对材料硬度、韧性以及生产成本的要求，本发明提供一种利用钛元素提高低合金耐磨钢球耐磨性能的方法，该材料具有优异的耐磨性能，生产成本低、工艺简单、且节能减排，在矿山、冶金、电力、建材和化工等领域有着巨大的商业前景。

室温组织为回火马氏体、少量残余奥氏体、微米级TiC颗粒以及纳米级弥散分布的TiC第二相组成的复相组织及其生产工艺。本发明所涉及钢种具有优异的耐磨性，主要应用于矿山、冶金、电力、建材和化工等领域。

复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球，其特征在于，所述耐磨钢球由下列重量百分比的合金成分制成：

C：0.65～0.9wt.％、Si：1.5～3.0wt.％、Mn：0.5～2.0wt.％、Cr：0.5～1.5wt.％、Ti：1～2％，余量为Fe和不可避免的杂质。

复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法，其特征在于，利用Ti元素在基体中的复相析出性能进而制备出耐磨钢球，其制备步骤如下：

步骤一：制备棒材：

(1)按照所述合金成分进行冶炼、浇铸成连铸圆坯，所述圆坯的尺寸为Φ300mm；

(2)依据实际情况，制定轧制工艺制度，选用五段式加热炉，将圆坯置于五段式加热炉中均质化加热3.5-4h；圆坯在出加热炉，经水除鳞后，所控制的开轧温度为1000-1050℃，进入轧制工序；经过立卧交替排列的4机架粗轧、2机架中轧、10机架精轧后，其终轧温度应控制在850-950℃之间；

(3)棒材在成形过程结束后，在空冷辊道中自然冷却，其上冷床温度为550-600℃，终冷温度高于500℃，在冷床上的时间为20-30min，在缓冷坑内时间为36-48h，获得棒材，最终得到的棒材组织为索氏体组织；

步骤二，根据磨球的体积要求，将棒材锯切为圆棒材，圆棒材加热温度设定在1100℃，在炉时间为6-7min，开锻温度为1050℃，锻造时间为20-25s，终锻温度为1010℃，获得钢球；

步骤三，将上述钢球空冷至800～900℃，然后快速冷却至室温后，在200℃下保温2-3h，即可获得耐磨钢球，最终得到的耐磨钢球组织为回火马氏体、少量残余奥氏体和TiC析出粒子组成的复相组织。其中，轧制或锻造钢球空冷至800～900℃，该温度位于奥氏体区的温度，同时也处于TiC的析出温度区间，目的在于促进纳米级TiC粒子的大量析出。

进一步地，所述的复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法，其特征在于，所述五段式加热炉的预热段温度为560-570℃，加热一段温度为690-840℃，加热二段温度为1020-1080℃，均热一段温度为1110-1200℃，均热三段温度为1200℃。

进一步地，所述的复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法，其特征在于，步骤三中所述快速冷却至室温，其中，钢球快速冷却的速度大于20℃/s，以避开珠光体转变区，使过冷奥氏体直接进入马氏体转变区。

进一步地，所述的复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法，其特征在于，步骤三中所得耐磨钢球的基体组织中残余奥氏体的体积分数为5-20％。

本发明材料中主要元素的作用如下：

C：碳是低合金耐磨钢中最重要的合金元素之一，其含量的高低对耐磨钢的硬度、强韧性、耐磨性以及淬透性都有重要的影响。随着C含量增加，马氏体组织有板条马氏体逐渐转变为板条马氏体+片状马氏体混合组织，钢的强度和硬度增加，塑性和韧性显著降低。磨损实验结果表明，在无冲击磨料磨损条件下，低合金钢的磨损主要表现为切削磨损，其耐磨性能随着C含量增加逐渐提高，当C含量超过0.55％后，耐磨性能的提高较为缓慢；而在冲击磨料磨损条件下，低合金钢的磨损主要表现为凿削磨损，其耐磨性能受强韧性匹配的影响较大，因而中碳低合金耐磨钢具有最佳的耐磨性能，随着C含量继续增加，强韧性变差，耐磨性能反而下降。另外，在热处理过程中C可以与Mn、Cr、Mo以及Ti、V、Nb等碳化物形成元素结合，形成MC、M₇C₃型等弥散分布的碳化物，提高低合金钢的耐磨性能。但是，较高的C含量增加了碳化物的体积分数，在常规热处理条件下，碳化物的溶解和奥氏体中合金元素扩散缓慢，造成奥氏体的稳定性降低。因而有的学者研究C含量对Cr-Mn系低合金钢淬透性的影响指出，随着C含量增加，Ms线下降，高温珠光体转变加速，临界冷却速率增大，淬透性变差；故C含量在0.55％-0.65％范围内，低合金耐磨钢的淬透性和淬硬性配合最佳，但是考虑到本合金系统中钛含量较高，导致基体中大量的C元素会固溶在TiC析出相中，为了保证整体的高硬度，经过理论计算，在原有的C含量的基础上进行适当的补充，因此选择碳的添加量为0.65～0.9wt.％。

Si：硅作为一种非碳化物形成元素，加入硅可以阻碍渗碳体的析出，避免产生对韧性和塑性有害的脆性相，同时能够保证奥氏体中的碳含量，使残余奥氏体在室温下能稳定存在，能有效阻碍渗碳体析出的硅的含量最低为1.5wt.％，通常在钢中加入1.5～2.0wt.％的硅。此外硅作为一种固溶强化元素，可增加奥氏体的强度，从而细化组织，所以综合考虑，选择硅的添加量为1.5～3.0wt.％。

Mn：在金属材料中添加Mn元素可以起到扩大奥氏体区，降低共析温度和共析点，推迟高温珠光体转变，大幅度地提高钢的淬透性，同时强烈降低马氏体的开始转变温度，增加淬火后残余奥氏体的含量和稳定性的作用。而我国的锰矿较为丰富，所以在耐磨钢中加入Mn元素是一种性价比较高的选择。但根据研究发现，将Mn含量增加至2.0％左右，对实验钢强度和硬度的增加并不显著，而是薄膜状残余奥氏体量的提高，会明显改善实验刚的塑性和韧性，从而在滑动磨损条件下，增强了实验钢的耐磨性能。可是Mn含量若继续增加的话，不但会使生产成本提高，还会促进回火马氏体板条间碳化物(Fe,Mn)₃C的析出，反而降低钢的冲击韧性。综合考虑，选择锰的添加量为0.5～2.0wt.％。

Cr：Cr也是低合金耐磨钢中应用最为广泛的合金元素之一。固溶的Cr能有效地延长奥氏体转变的孕育期，显著提高钢的淬透性。增加Cr含量，低合金耐磨钢的硬度和耐磨性能显著提高，同时，Cr是中强碳化物形成元素，根据低合金钢中Cr/C比值的高低，可以在回火时与Fe形成复合的M₃C、M₇C₃和M₂₃C₆型碳化物，对低合金钢的耐磨性也非常有利。但是，当Cr含量超过2.5％后，由于残余奥氏体量的增加，实验钢的硬度增加不明显，而冲击韧性却迅速下降。另外，Cr易增大钢的回火脆性倾向，因此在耐磨钢中Cr的含量一般不超过2.5％。此外，Cr可以提高钢的淬透性以及降低马氏体开始转变温度。综合考虑，选择铬的添加量为0.5～1.5wt.％。

Ti：钛是高品质钢中常见的微合金化元素且成本低廉，能和C、N形成细小碳氮化物，在钢的奥氏体化过程中能抑制晶粒的粗大化，提高未再结晶区温度，同时析出的TiC可起到强化基体的作用，增加钢的强度。TiC粒子密度小，体积分数大，固溶度低，析出量大，且具有超高硬度，可达到3200HV左右，因此嵌入基体中，有效地提升材料的硬度。根据热处理软件模拟结果结合理论文献研究发现，本发明中在中碳钢中，当钛的含量为1～2％wt.％时，液相中会析出大量微米级的TiC颗并在后续中不断长大，这种大尺寸高硬度的析出相能够在磨损过程中有效地阻止磨粒对材料表面的损耗，进而提高材料的耐磨性。故选择钛的添加量为0.01～0.1wt.％。

本发明的优点是：

本发明通过合理的元素配比，经锻造及余热热处理工艺，高效制备得到不同尺度复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球，通过本发明方法所得的回火马氏体耐磨钢球的屈服强度R_p≥1400MPa，抗拉强度R_m≥2100MPa，断后伸长率A≥13％，心部硬度为55～56HRC，表面硬度为58～60HRC，室温无缺口冲击韧性ak≥80J/cm²；

本发明的制备工艺简单，利用锻造余热淬火(无需再次加热)，降低了生产成本，节能降耗保护环境；同时，添加的合金元素相对简单，不含Mo、Ni等国家战略资源、不含Nb、V等贵金属元素，只添加合金成本相对较低的Ti系析出物作为材料的耐磨性能强化相，开发出了一种低成本的资源节约环境友好型产品；

本发明的TiC复相析出回火马氏体耐磨钢球在性能、成本方面具有明显的优势，在矿山、冶金、电力、建材和化工等行业的应用前景十分广阔；

本发明中，由于钢球的合金成分中加入Ti元素，高温形成微米尺度的TiC析出颗粒，高硬度的大颗粒析出相阻碍了磨粒对材料表面的磨损，而二次析出的纳米尺度、分布均匀的TiC析出相，抑制了形变奥氏体的晶粒粗化，细化晶粒，增强基体强度的同时，也提高了基体的耐磨性能。

综上所述，本发明以科学、合理的合金成分设计为基础，通过冶炼、浇铸、热锻成耐磨钢球，利用热加工余热快速冷却至室温后后进行低温回火工艺，即可获得以回火马氏体为基体、残余奥氏体和不同尺度TiC粒子组成的复相组织；本发明的有益效果如下：

1)节约资源、降低成本，所开发钢种为中高碳低合金钢，合金含量很少，且不含Mo、Ni等国家战略资源、不含Nb、V等贵金属元素；

2)该马氏体基体耐磨钢利用钛元素，在液相中析出大尺寸TiC颗粒，在固态转变过程中二次析出纳米级TiC粒子，即可得到综合性能优异的复相析出组织，降低了能耗且节约时间及生产成本，大大提高了产品的性价比。

附图说明

图1为本发明实施例1中的复相组织的金相图像。

图2为本发明实施例2中的复相组织的金相图像。

图3为本发明实施例3中的复相组织的金相图像。

图4为本发明实施例1中的复相组织的SEM图像。

图5为本发明实施例2中的复相组织的SEM图像。

图6为本发明实施例3中的复相组织的SEM图像。

图7为本发明各实施例中的含钛钢与无钛钢磨损量比较图。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明的技术方案作进一步说明。

复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球，耐磨钢球由下列重量百分比的合金成分制成：

C：0.65～0.9wt.％、Si：1.5～3.0wt.％、Mn：0.5～2.0wt.％、Cr：0.5～1.5wt.％、Ti：1～2％，余量为Fe和不可避免的杂质。

实施例1：

首先按照上述成分范围进行冶炼、浇铸，然后检测连铸圆坯的成分，见表1。

表1连铸圆坯的成分(wt.％)

将直径为Φ300mm的连铸圆坯在五段式加热炉中均质化加热4h，其中预热段温度为560～570℃，加热一段温度为690～840℃，加热二段温度为1020～1080℃，均热一段温度为1110～1200℃，均热三段温度为1200℃。圆坯在出加热炉，经水除鳞后，所控制的开轧温度约为1050℃，进入轧制工序。经过立卧交替排列的4机架粗轧，2机架中轧，10机架精轧后，其终轧温度应控制在850-950℃之间。棒材在成形过程结束后，在空冷辊道中自然冷却，其上冷床温度约为600℃，而终冷温度应大于500℃，在冷床上的时间为20～30min。在缓冷坑内时间为36～48h，获得棒材，最终得到棒材组织为索氏体组织，力学性能如表2所示。

表2热轧棒材力学性能

根据Φ120磨球的体积要求，将上述棒材锯切为Φ80×188mm的圆棒材，将圆棒材加热温度到1100℃，在炉时间为7min，开锻温度为1050℃，在此温度下锻造成球，锻造时间为25s，终锻温度为1010℃。然后将钢球空冷至800～900℃，然后水冷至室温后(钢球水冷至室温的速度大于20℃/s，以避开珠光体转变区，使过冷奥氏体直接进入马氏体转变区。)，在200℃下保温2～3h，即可获得回火马氏体、少量残余奥氏体和TiC析出相组成的复相组织。其中，轧制或锻造钢球空冷至800～900℃，该温度位于奥氏体区的温度，同时也处于TiC的析出温度区间，目的在于促进纳米级TiC粒子的大量析出。残余奥氏体的体积分数为5-20％。热处理工艺参数见表3。马氏体耐磨钢球的力学性能见表4，金相照片见图1，扫描照片见图4。

表3热处理工艺参数

表4耐磨球力学性能

实施例2：

首先按照上述成分范围进行冶炼、浇铸，然后检测连铸圆坯的成分，见表5。

表5连铸圆坯的成分(wt.％)

将直径为Φ300mm的连铸圆坯在五段式加热炉中均质化加热4h，其中预热段温度为560～570℃，加热一段温度为690～840℃，加热二段温度为1020～1080℃，均热一段温度为1110～1200℃，均热三段温度为1200℃。圆坯在出加热炉，经水除鳞后，所控制的开轧温度约为1050℃，进入轧制工序。经过立卧交替排列的4机架粗轧，2机架中轧，10机架精轧后，其终轧温度应控制在850-950℃之间。棒材在成形过程结束后，在空冷辊道中自然冷却，其上冷床温度约为600℃，而终冷温度应大于500℃，在冷床上的时间为20～30min。在缓冷坑内时间为36～48h，获得棒材，最终得到棒材组织为索氏体组织，力学性能如表6所示。

表6热轧棒材力学性能

根据Φ120磨球的体积要求，将上述棒材锯切为Φ80×188mm的圆棒材，将圆棒材加热温度到1100℃，在炉时间为7min，开锻温度为1050℃，在此温度下锻造成球，锻造时间为25s，终锻温度为1010℃。然后将钢球空冷至800～900℃，然后水冷至室温后(钢球水冷至室温的速度大于20℃/s，以避开珠光体转变区，使过冷奥氏体直接进入马氏体转变区。)，在200℃下保温2～3h，即可获得回火马氏体、少量残余奥氏体和TiC析出相组成的复相组织。其中，轧制或锻造钢球空冷至800～900℃，该温度位于奥氏体区的温度，同时也处于TiC的析出温度区间，目的在于促进纳米级TiC粒子的大量析出。残余奥氏体的体积分数为5-20％。热处理工艺参数见表7。马氏体耐磨钢球的力学性能见表8，金相照片见图2，扫描照片见图5。

表7热处理工艺参数

表8耐磨球力学性能

实施例3：

首先按照上述成分范围进行冶炼、浇铸，然后检测连铸圆坯的成分，见表9。

表9连铸圆坯的成分(wt.％)

将直径为Φ300mm的连铸圆坯在五段式加热炉中均质化加热4h，其中预热段温度为560～570℃，加热一段温度为690～840℃，加热二段温度为1020～1080℃，均热一段温度为1110～1200℃，均热三段温度为1200℃。圆坯在出加热炉，经水除鳞后，所控制的开轧温度约为1050℃，进入轧制工序。经过立卧交替排列的4机架粗轧，2机架中轧，10机架精轧后，其终轧温度应控制在850-950℃之间。棒材在成形过程结束后，在空冷辊道中自然冷却，其上冷床温度约为600℃，而终冷温度应大于500℃，在冷床上的时间为20～30min。在缓冷坑内时间为36～48h，获得棒材，最终得到棒材组织为索氏体组织，力学性能如表10所示。

表10力学性能

根据Φ120磨球的体积要求，将上述棒材锯切为Φ80×188mm的圆棒材，将圆棒材加热温度到1100℃，在炉时间为7min，开锻温度为1050℃，在此温度下锻造成球，锻造时间为25s，终锻温度为1010℃。然后将钢球空冷至800～900℃，然后水冷至室温后(钢球水冷至室温的速度大于20℃/s，以避开珠光体转变区，使过冷奥氏体直接进入马氏体转变区。)，在200℃下保温2～3h，即可获得回火马氏体、少量残余奥氏体和TiC析出相组成的复相组织。其中，轧制或锻造钢球空冷至800～900℃，该温度位于奥氏体区的温度，同时也处于TiC的析出温度区间，目的在于促进纳米级TiC粒子的大量析出。残余奥氏体的体积分数为5-20％。热处理工艺参数见表11。马氏体耐磨钢球的力学性能见表12，金相照片见图3，扫描照片见图6。

表11热处理工艺参数

表12耐磨球力学性能

利用冲击磨损实验，对三种实施案例中的含钛钢与无钛钢进行比对测试，其结果如图7所示。

结果表明，本发明耐磨钢球的回火温度不同，其保温时间及相应的组织与性能也不同，随着保温温度的升高，马氏体板条增大变粗，强度和硬度降低。

最后所应说明的是，以上实施例仅用以本发明是技术方案而非限制。尽管参照实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应该理解，对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，都不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (4)

1.复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球，其特征在于，所述耐磨钢球由下列重量百分比的合金成分制成：

C：0.65～0.9wt.％、Si：1.5～3.0wt.％、Mn：0.5～2.0wt.％、Cr：0.5～1.5wt.％、Ti：1～2％，余量为Fe和不可避免的杂质；

所述的复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法，利用Ti元素在基体中的复相析出性能进而制备出耐磨钢球，其制备步骤如下：

步骤一：制备棒材：

(1)按照所述合金成分进行冶炼、浇铸成连铸圆坯，所述圆坯的尺寸为Φ300mm；

(2)依据实际情况，制定轧制工艺制度，选用五段式加热炉，将圆坯置于五段式加热炉中均质化加热3.5-4h；圆坯在出加热炉，经水除鳞后，所控制的开轧温度为1000-1050℃，进入轧制工序；经过立卧交替排列的4机架粗轧、2机架中轧、10机架精轧后，其终轧温度应控制在850-950℃之间；

(3)棒材在成形过程结束后，在空冷辊道中自然冷却，其上冷床温度为550-600℃，终冷温度高于500℃，在冷床上的时间为20-30min，在缓冷坑内时间为36-48h，获得棒材，最终得到的棒材组织为索氏体组织；

步骤二，根据磨球的体积要求，将棒材锯切为圆棒材，圆棒材加热温度设定在1100℃，在炉时间为6-7min，开锻温度为1050℃，锻造时间为20-25s，终锻温度为1010℃，获得钢球；

步骤三，将上述钢球空冷至800～900℃，然后快速冷却至室温后，在200℃下保温2-3h，即可获得耐磨钢球，最终得到的耐磨钢球组织为回火马氏体、少量残余奥氏体和TiC析出粒子组成的复相组织。

2.根据权利要求1所述的复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法，其特征在于，所述五段式加热炉的预热段温度为560-570℃，加热一段温度为690-840℃，加热二段温度为1020-1080℃，均热一段温度为1110-1200℃，均热三段温度为1200℃。

3.根据权利要求1所述的复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法，其特征在于，步骤三中所述快速冷却至室温，其中，钢球快速冷却的速度大于20℃/s。

4.根据权利要求1所述的复相析出TiC粒子的回火马氏体耐磨钢球的制备方法，其特征在于，步骤三中所得耐磨钢球的基体组织中残余奥氏体的体积分数为5～20％。

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