CN102605268B

CN102605268B - 一种超高锰钢及其制备方法

Info

Publication number: CN102605268B
Application number: CN201210074410.1A
Authority: CN
Inventors: 孙伟; 薛会锋; 严峻
Original assignee: Sany Heavy Equipment Co Ltd
Current assignee: Sany Heavy Equipment Co Ltd
Priority date: 2012-03-20
Filing date: 2012-03-20
Publication date: 2014-04-23
Anticipated expiration: 2032-03-20
Also published as: CN102605268A

Abstract

本发明提供了一种超高锰钢，包括：1.0wt％～1.6wt％的C，16wt％～20wt％的Mn，0.4wt％～1.2wt％的Si，1.0wt％～3.0wt％的Cr，0.2wt％～1.0wt％的Mo，0.003wt％～0.005wt％的B，0.1wt％～0.2wt％的Ti，0.03wt％～0.05wt％的Re，0～0.004wt％的S，0～0.004wt％的P和余量的Fe。本发明还提供了一种超高锰钢的制备方法。本发明提高了合金元素Mn的含量，同时添加了Cr、Mo、B和Ti等合金元素，有效地提高了基体的强度和硬度，并且本发明通过对热处理工艺进行调整，提高了超高锰钢的强度、硬度、冲击韧性和耐磨性。

Description

一种超高锰钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及金属领域，尤其涉及一种超高锰钢及其制备方法。

背景技术

随着现代工业的发展，大型设备如采矿设备、破碎设备和挖掘设备等在冶金和矿山等行业应用愈加广泛，其抗磨配件重达几吨到几十吨，有效厚度均在100mm以上。高锰钢广泛应用于大型设备的抗磨配件，但是随着工业的发展，传统高锰钢已经难以满足工业需求。

破碎是煤炭洗选过程的一个重要环节，破碎机破碎齿耐磨性好坏是破碎效率的关键因素，而破碎机破碎齿寿命长短则关乎生产的成本。目前，破碎齿主要采用改性高锰钢，该钢种因韧性高和耐磨性好被广泛应用于破碎齿等煤炭机械关键耐磨零部件，但是此种改性高锰钢的使用寿命仍然较短。

随着高强耐磨材料的发展，研究者研发出了一种新型的锰钢材料一超高锰钢，超高锰钢是在原高锰钢的化学成分上提高锰的含量，超高锰钢的锰含量可达16wt％～19wt％。超高锰钢与高锰钢比较，超高锰钢的初始硬度比高锰钢高，两种钢的冲击韧性相差不大，但是超高锰钢铸件不会出现早期断裂的现象；此外，从经济效益角度分析，超高锰钢比高锰钢性价比高，超高锰钢的使用寿命是高锰钢的1.3～2倍。因此，研究者在对高锰钢中增加锰含量，加入微量元素及相应的热处理工艺设计等方面做了大量工作，以寻求进一步提高高锰钢的力学性能、加工硬化性能及耐磨性。

公开号为101250675A的中国专利公开了一种含钨超高锰钢的化学配方和热处理工艺，其化学配方是在高锰钢的基础上提高锰含量，添加了W、Cr和Re三种合金元素，此种高锰钢经过热处理后，在应用过程中强度、冲击韧性和耐磨性仍然偏低。

发明内容

本发明解决的技术问题在于提供一种超高锰钢及其制备方法，由该方法制备的超高锰钢具有较高的强度、冲击韧性和耐磨性。

有鉴于此，本发明公开了一种超高锰钢，包括：

1.0wt％～1.6wt％的C；

16wt％～20wt％的Mn；

0.4wt％～1.2wt％的Si；

1.0wt％～3.0wt％的Cr；

0.2wt％～1.0wt％的Mo；

0.003wt％～0.005wt％的B；

0.1wt％～0.2wt％的Ti；

0.03wt％～0.05wt％的Re；

0～0.004wt％的S；

0～0.004wt％的P；

余量的Fe。

优选的，所述C的含量为1.3wt％～1.5wt％。

优选的，所述Mn的含量为18wt％～19wt％。

优选的，所述Si的含量为0.4wt％～0.6wt％。

优选的，所述Mo的含量为0.2wt％～0.4wt％。

优选的，所述Re为La。

本发明还公开了一种超高锰钢的制备方法，包括以下步骤：

a)、将如下成分的原料铸造，得到超高锰钢铸锭：

1.0wt％～1.6wt％的C，16wt％～20wt％的Mn，0.4wt％～1.2wt％的Si，1wt％～3wt％的Cr，0.2wt％～1.0wt％的Mo，0.003wt％～0.005wt％的B，0.1wt％～0.2wt％的Ti，0.03wt％～0.05wt％的Re，0～0.004wt％的S，0～0.004wt％的P和余量的Fe；

b)、将所述超高锰钢铸锭进行热处理，具体为：

b01)、将所述超高锰钢铸锭加热至890℃～950℃进行第一次保温处理和第一次冷却，冷却至600℃～650℃；

b02)、将步骤b01)得到的超高锰钢铸锭进行第二次保温处理；

b03)、将步骤b02)得到的超高锰钢铸锭加热至1000℃～1100℃进行第三次保温处理后水淬，得到超高锰钢。

优选的，步骤b01)中所述第一次保温处理的保温时间为40min～60min，所述第一次冷却的冷却方式为炉冷。

优选的，步骤b02)中所述第二次保温处理的保温时间为30min～60min。

优选的，步骤b03)中所述第三次保温处理的保温时间为40min～60min。

与现有技术相比，本发明的超高锰钢在传统高锰钢的基础上提高锰的含量，锰元素在钢的基体中形成(Fe、Mn)₃C、Mn₇C等碳化物，极大地提高了钢的强度和冲击韧性，同时添加了Cr、Mo、B和Ti等合金元素，能够有效地细化晶粒，改善碳化物的大小和形态，提高基体的强度和硬度。

本发明在制备超高锰钢的过程中，经过铸造工序和热处理工序后得到了超高锰钢。在热处理过程中，将经过铸造的超高锰钢铸锭加热至890℃～950℃进行第一次保温处理和第一次冷却，冷却至600℃～650℃，使超高锰钢铸锭奥氏体化；随后将冷却至600℃～650℃的超高锰钢铸锭进行第二次保温处理，使钢中析出碳化物，形成共析组织，同时细化晶粒为下一步水韧处理做准备；最后将第二次保温处理后的超高锰钢铸锭加热至1000℃～1100℃进行第三次保温处理和水淬冷却，此阶段的水韧处理使基体中的碳化物溶于奥氏体中，形成单一的奥氏体组织，能够有效地提高超高锰钢的强度和冲击韧性。

综上所述，本发明通过设计合理的超高锰钢的配方和热处理工艺，不仅提高了超高锰钢的强度和冲击韧性，并且还提高了超高锰钢的耐磨性，从而获得了强度、冲击韧性和耐磨性能都较高的综合机械性能良好的新材料。

附图说明

图1为本发明的热处理工艺图。

具体实施方式

为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明优选实施方案进行描述，但是应当理解，这些描述只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制。

本发明实施例公开了一种超高锰钢，包括：

1.0wt％～1.6wt％的C；

16wt％～20wt％的Mn；

0.4wt％～1.2wt％的Si；

1.0wt％～3.0wt％的Cr；

0.2wt％～1.0wt％的Mo；

0.003wt％～0.005wt％的B；

0.1wt％～0.2wt％的Ti；

0.03wt％～0.05wt％的Re；

0～0.004wt％的S；

0～0.004wt％的P；

余量的Fe。

本发明提供的超高锰钢中含有C，C能够使得超高锰钢兼具较高的强度和韧性。对于超高锰钢来说，C含量过高时，组织中会产生网状碳化物，导致超高锰钢的脆性增加；C含量过低时，超高锰钢的硬度会大幅度下降，降低钢的耐磨性，因此，本发明中所述C的含量为1.0wt％～1.6wt％，优选为1.3wt％～1.5wt％。

Mn是奥氏体锰合金钢的主要成分，锰一部分固溶于奥氏体，增加过冷奥氏体的稳定性，提高淬透性，另一部分存在于(Fe、Mn)₃C、Mn₇C等碳化物中，极大地提高了钢的强度和冲击韧性，提高锰的含量会显著提高合金的强度和硬度。在本发明中，Mn的含量为16wt％～20wt％，优选为18wt％～19wt％。

Cr与钢中的碳结合，生成(Fe、Cr)₃C等多型的化合物，这种碳化物以分散的硬质点存在于钢的基体中，提高了钢的初始硬度。本发明中Cr的含量为1.0wt％～3.0wt％。

Si是改善碳化物结构和形态的主要元素，提高Si的含量有助于共晶碳化物呈高硬度的MC型结构，有助于改善碳化物形态，但是硅的含量过高，将降低钢的韧性，因此，本发明中Si的含量为0.4wt％～1.2wt％，优选为0.4wt％～0.6wt％。

Mo的主要作用是增加钢的淬透性，在钢中添加一定量的Mo可改善碳化物在钢中的形态和分布，同时也形成MoC和Mo₂C，适量的Mo可改善钢的组织性能，降低回火脆性，细化组织，提高基体的强度和韧性，过多则会影响钢的性能，因此，本发明中Mo的含量为0.2wt％～1.0wt％，优选为0.2wt％～0.4wt％。

B主要富集在奥氏体晶界处，适量的B可提高钢的淬透性，细化晶粒，本发明中B含量为0.003wt％～0.005wt％时，可消除柱状晶界，提高钢的密度，过量会引起硼脆现象，性能锐减。

Ti在钢中形成碳氮化合物，碳氮化合物在钢液凝固时成为固体晶核，细化钢的铸态组织，提高钢的强度和韧性，钛含量过高会使钢的γ相区缩小不利于钢的奥氏体化。因此，本发明中Ti的含量为0.1wt％～0.2wt％。

稀土元素Re既能控制夹杂物的形态、大小和分布，又能细化材料的晶粒，改善碳化物形态和分布，促使碳化物孤立状均匀分布，显著减少夹杂物，提高冶金质量。稀土元素含量过高会使晶粒粗化，影响钢的性能。因此，本发明中所述稀土元素的含量为0.03wt％～0.05wt％。上述稀土元素为La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、Sc和Y中的一种或几种，本发明优选为La。

P是超高锰钢中不可避免的杂质成分，会恶化超高锰钢的力学性能、耐磨性能和铸造性能。因此，本发明中P的含量低于0.04wt％，越低越好。

S是超高锰钢中不可避免的杂质成分，S使得钢的脆性增加。在本发明中，S的含量低于0.04wt％，越低越好。

本发明还公开了一种超高锰钢的制备方法，包括以下步骤：

a)、将如下成分的原料铸造，得到超高锰钢铸锭：

1.0wt％～1.6wt％的C，16wt％～20wt％的Mn，0.4wt％～1.2wt％的Si，1.0wt％～3.0wt％的Cr，0.2wt％～1.0wt％的Mo，0.003wt％～0.005wt％的B，0.1wt％～0.2wt％的Ti，0.03wt％～0.05wt％的Re，0～0.004wt％的S，0～0.004wt％的P和余量的Fe；

b)、将所述超高锰钢铸锭进行热处理，具体为：

b02)、将步骤b01)得到的超高锰钢铸锭进行第二次保温处理；

b03)、将步骤b02)得到的超高锰钢铸锭缓慢加热至1000℃～1100℃进行第三次保温处理后水淬，得到超高锰钢。

步骤a)为铸造工序，本发明对步骤a)所述的铸造方法没有特殊限制，可以为砂型铸造或金属铸造等本领域技术人员熟知的方法。

步骤b)为热处理工序，在得到超高锰钢铸锭后，将上述超高锰钢铸锭进行热处理。如图1所示，图1为本发明的热处理工艺图。

首先将上述超高锰钢铸锭加热至890℃～950℃进行第一次保温处理和第一次冷却，冷却至600℃～650℃，此过程使超高锰钢铸锭的组织奥氏体化，为了确保充分奥氏体化，作为优选方案，上述第一次保温的保温时间为40min～60min，上述第一次冷却的冷却方式为炉冷。上述加热的温度优选为920℃～950℃，上述冷却的温度优选为610℃～650℃。

随后将冷却至600℃～650℃的超高锰钢进行第二次保温处理，使钢中的碳化物析出，获得共析组织，同时能够细化晶粒为下一步水韧处理做准备，上述第二次保温处理的保温时间优选为30min～60min。

最后将上述第二次保温处理后的超高锰钢加热至1000℃～1100℃进行第三次保温处理后水淬，此阶段为水韧处理，在此阶段基体中的碳化物溶于奥氏体中，在室温下获得单一的奥氏体组织，上述第三次保温处理的保温时间优选为40min～60min。上述加热的温度优选为1050℃～1100℃。

本发明的超高锰钢在传统高锰钢的基础上提高锰的含量，Mn元素在钢的基体中形成(Fe、Mn)₃C、Mn₇C等碳化物，极大地提高了钢的强度和冲击韧性，同时添加了Cr、Mo、B和Ti等合金元素，能够有效地细化晶粒，改善碳化物的大小和形态，提高基体的强度、硬度和韧性。

本发明在制备超高锰钢的过程中，经过铸造工序和热处理工序后得到了超高锰钢。在热处理过程中，将经过铸造的超高锰钢铸锭加热至890℃～950℃进行第一次保温处理和第一次冷却，冷却至600℃～650℃，使超高锰钢铸锭奥氏体化；随后将冷却至600℃～650℃的超高锰钢铸锭进行第二次保温处理，使钢中析出碳化物，形成共析组织，同时细化晶粒为下一步水韧处理做准备；最后将第二次保温处理后的超高锰钢铸锭加热至1000℃～1100℃进行第三次保温处理和水淬冷却，此阶段为水韧处理，在此阶段基体中的碳化物溶于奥氏体中，在室温下形成了单一的奥氏体组织，能够有效地提高超高锰钢的强度和冲击韧性。

综上所述，本发明通过设计合理超高锰钢的配方和热处理工艺，不仅提高了超高锰钢的强度和冲击韧性，同时还提高了超高锰钢的耐磨性，从而获得了强度、冲击韧性和耐磨性能都较高的综合机械性能良好的新材料。

为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明提供的超高锰钢及其制备方法进行详细介绍，本发明的保护范围不受以下实施例的限制。

实施例1

制备超高锰铸锭，铸锭成分列于表1；

将上述超高锰钢铸锭加热至890℃保温40min后炉冷，炉冷至600℃保温30min；将保温后的超高锰钢铸锭重新加热至1000℃保温40min，水冷后得到超高锰钢。

实施例2

制备超高锰铸锭，铸锭成分列于表1；

将上述超高锰钢铸锭加热至950℃保温60min后炉冷，炉冷至650℃保温60min；将保温后的超高锰钢铸锭重新加热至1100℃保温60min，水冷后得到超高锰钢。

实施例3

制备超高锰铸锭，铸锭成分列于表1；

将上述超高锰钢铸锭加热至920℃保温45min后炉冷，炉冷至610℃保温40min；将保温后的超高锰钢铸锭重新加热至1030℃保温45min，水冷后得到超高锰钢。

实施例4

制备超高锰铸锭，铸锭成分列于表1；

将上述超高锰钢铸锭升温至930℃保温50min后炉冷，炉冷至630℃保温45min；将保温后的超高锰钢铸锭重新加热至1050℃保温50min，水冷后得到超高锰钢。

实施例5

制备超高锰铸锭，铸锭成分列于表1；

将上述超高锰钢铸锭升温至940℃保温50min后炉冷，炉冷至620℃保温50min；将保温后的超高锰钢铸锭重新加热至1080℃保温55min，水冷后得到超高锰钢。

实施例6

制备超高锰铸锭，铸锭成分列于表1；

将上述超高锰钢铸锭升温至935℃保温55min后炉冷，炉冷至650℃保温55min；将保温后的超高锰钢铸锭重新加热至1060℃保温45min，水冷后得到超高锰钢。

对比例1

制备ZGn13铸锭，铸锭成分列于表1；

将上述ZGn13铸锭加热至1080℃保温90min后，水淬冷却；将水淬后的ZGn13铸锭重新加热至350℃保温25min，空冷后得到ZGn13高锰钢。

对比例2

制备ZGn13铸锭，铸锭成分列于表1；

将上述ZGn13铸锭加热至1050℃保温80min后，水淬冷却后得到ZGn13高锰钢。

将实施例1～6制备的超高锰钢和比较例1～2制备的高锰钢进行性能测试，编号依次为A、B、C、D、E、F、G和H，测试结果列于表2。

表1实施例中超高锰钢及比较例中高锰钢成分(wt％)

表2本发明实施例制备的超高锰钢及比较例制备的高锰钢的性能测试结果

由表2可知，与普通的高锰钢ZGn13相比，本发明提供的超高锰钢具有较高的强度、硬度和耐磨性，并且其延伸率、断面收缩率及抗冲击韧性有很大提高，使用寿命显著延长，适于制备大型设备零部件磨损特别是冲击磨损工况。

以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以对本发明进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求的保护范围内。

对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims

1.一种超高锰钢，其特征在于，包括：

1.3wt%～1.5wt%的C；

16wt%～20wt%的Mn；

0.4wt%～1.2wt%的Si；

1.0wt%～3.0wt%的Cr；

0.2wt%～0.4wt%的Mo；

0.003wt%～0.005wt%的B；

0.1wt%～0.2wt%的Ti；

0.03wt%～0.05wt%的RE；

0～0.004wt%的S；

0～0.004wt%的P；

余量的Fe。

2.根据权利要求1所述的超高锰钢，其特征在于，所述Mn的含量为18wt%～19wt%。

3.根据权利要求1所述的超高锰钢，其特征在于，所述Si的含量为0.4wt%～0.6wt%。

4.根据权利要求1所述的超高锰钢，其特征在于，所述RE为La。

5.一种超高锰钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

a）、将如下成分的原料铸造，得到超高锰钢铸锭：

1.3wt%～1.5wt%的C，16wt%～20wt%的Mn，0.4wt%～1.2wt%的Si，1.0wt%～3.0wt%的Cr，0.2wt%～0.4wt%的Mo，0.003wt%～0.005wt%的B，0.1wt%～0.2wt%的Ti，0.03wt%～0.05wt%的RE，0～0.004wt%的S，0～0.004wt%的P和余量的Fe；

b）、将所述超高锰钢铸锭进行热处理，具体为：

b01）、将所述超高锰钢铸锭加热至890℃～950℃进行第一次保温处理和第一次冷却，冷却至600℃～650℃，所述第一次保温处理的保温时间为40min～60min；

b02）、将步骤b01）得到的超高锰钢铸锭进行第二次保温处理，所述第二次保温处理的保温时间为30min～60min；

b03）、将步骤b02）得到的超高锰钢铸锭加热至1000℃～1100℃进行第三次保温处理后水淬，得到超高锰钢，所述第三次保温处理的保温时间为40min～60min。

6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，步骤b01）中所述第一次冷却的冷却方式为炉冷。