CN104204262B - 具有优异的机械加工性及延展性的耐磨奥氏体钢及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
提供了具有优异的机械加工性及延展性的耐磨奥氏体钢及生产所述耐磨奥氏体钢的方法。所述耐磨奥氏体钢包含，按重量％计，8％至15％的锰(Mn)，含量满足23％<33.5C‑Mn≤37％的碳(C)，含量满足1.6C‑1.4(％)≤Cu≤5％的铜(Cu)，0.03％至0.1％的硫(S)，0.001％至0.01％的钙(Ca)和余量的铁(Fe)及不可避免的杂质。所述耐磨奥氏体钢中碳化物的形成被抑制，以阻止所述奥氏体钢的劣化，并充分改善了所述奥氏体钢的耐腐蚀性。此外，所述奥氏体钢甚至在腐蚀性环境中也能够有长的使用寿命。
Description
技术领域
本公开内容涉及具有优异的机械加工性(machinability)及延展性(ductility)的耐磨奥氏体钢及其生产方法。
背景技术
随着矿业、石油、天然气工业的发展，用于矿业、运输和炼油应用的钢的磨损成了需要解决的难题。具体而言，尽管近来油砂确已发展成为一种非传统的石油来源，但是由包含油、碎石和沙子的泥浆所造成的钢元件的磨损成为增加油砂炼油生产成本的主要因素之一，因此，日益需要开发和实现具有高度耐磨性钢。
在采矿行业，具有高度耐磨性的哈德菲尔德高锰钢(Hadfield steel)已被广泛使用。哈德菲尔德高锰钢是一种锰含量较高的高强度钢，并且人们一直在努力改善此类钢的耐磨性，通过向钢中加入大量的碳和锰来增加奥氏体的形成因而提高钢的耐磨性。然而，由于哈德菲尔德高锰钢的碳含量较高，使得在高温下沿着其奥氏体的晶粒边界会形成一种网状结构的碳化物，并因此使哈德菲尔德高锰钢的物理特性(尤其是，延展性)显著变差。
为了阻止此类网状碳化物沉淀的形成，于是提出了一种高锰钢的制造方法，所述方法通过将经固溶热处理或热加工过程后处于高温状态的高锰钢快速冷却至室温而进行。然而，如果使用这种方法生产相对较厚的钢板，则通过快速冷却不足以实现防止碳化物沉淀的效果。此外，如果进行焊接过程，那么就很难控制焊接过程后的冷却速率，并因此很难抑制网状碳化物沉淀的形成。因此，钢的物理特性会显著变差。此外，在对高锰钢的钢锭或钢坯进行固化期间，不可避免地发生由于合金元素(如锰或碳)所导致的偏析，并且这种偏析在后处理过程(如热轧过程)中会变得更严重。结果，碳化物沿着最终产品的密集偏析区以网状形式部分沉淀，使得最终产品的微观结构不均一，从而导致较差的物理特性。
通常，可以增加钢中的碳含量来提高钢的耐磨性，可以增加钢中的锰含量来防止由碳化物沉淀引起的钢物理特性的劣化。然而，这种方法增加了合金元素的用量和钢的制造成本。此外，与普通的碳钢相比，锰的加入会降低钢的耐腐蚀性。因此，这种钢不能用于需求耐腐蚀性钢的领域。
此外，由于高加工淬透性(work hardenability)使得奥氏体高锰钢的机械加工性较差，从而缩短了切削工具的使用寿命并因此增加了切削工具的成本。此外，由于需要频繁更换切削工具而使过程暂停时间增加。最终导致生产成本增加。
发明内容
技术问题
本公开内容的一方面通过抑制碳化物的形成可以提供具有改善的机械加工性、延展性及耐磨性的奥氏体钢及生产所述奥氏体钢的方法。
然而，本公开内容的方面不限于此。其他方面将会在说明书中部分提出，并且从本说明书将对于本公开内容所属领域的普通技术人员显而易见。
技术方案
依据本公开内容的一方面，具有优异的机械加工性及延展性的耐磨奥氏体钢可包含，按重量％计，8％至15％的锰(Mn)，含量满足23％<33.5C-Mn≤37％的碳(C)，含量满足1.6C-1.4(％)≤Cu≤5％的铜(Cu)，和余量的铁(Fe)及不可避免的杂质。
依据本公开内容的另一方面，具有优异的机械加工性及延展性的耐磨奥氏体钢的生产方法可包括：将钢坯再加热至1050℃至1250℃，所述钢坯包含，按重量％计，8％至15％的锰(Mn)，含量满足23％<33.5C-Mn≤37％的碳(C)，含量满足1.6C-1.4(％)≤Cu≤5％的铜(Cu)，和余量的铁(Fe)及不可避免的杂质；在800℃至1050℃的温度下对钢坯进行热精轧工序以形成钢板；以及以10℃/s至100℃/s的冷却速率将热轧钢板冷却至600℃或更低的温度。
有益效果
根据本公开内容，抑制了奥氏体钢中碳化物的形成，从而防止了奥氏体钢的劣化，并充分改善了奥氏体钢的耐磨性。因此，所述奥氏体钢甚至是在腐蚀性环境中也能够有长的使用寿命。
附图说明
图1是说明本公开内容的一个实施方案的锰含量和碳含量之间相互关系的图。
图2是本公开内容一个实施例中的钢的微观结构图像。
图3是说明本公开内容的一个实施例中的硫含量和机械加工性之间相互关系的图。
最佳实施方式
下文，将根据本公开内容的实施方案详细描述具有优异的机械加工性及延展性的耐磨奥氏体钢及所述耐磨奥氏体钢的生产方法，以便相关领域的普通技术人员可以清楚地理解本公开内容实施方案的范围和精神。
发明人发现，如果适当调节钢的组成，可使钢具有高度的耐磨性和机械加工性，且不会造成由碳化物引起的延展性降低。基于这些知识，发明人发明了耐磨奥氏体钢及生产耐磨奥氏体钢的方法。
也就是说，在控制相对于锰含量的碳含量以使碳化物形成最少化的同时，向本公开内容实施方案的钢中加入锰和碳以提高钢的耐磨性。此外，向钢中加入其他元素以进一步抑制碳化物的生成，并且除了改善钢的耐磨性外，可因此充分改善钢的韧性，并且同时调节钢中的钙和硫的含量以显著改善钢(奥氏体高锰钢)的机械加工性。
依据本公开内容的实施方案，钢包含，按重量％计，8％至15％的锰(Mn)，含量满足23％<33.5C-Mn≤37％的碳(C)，含量满足1.6C-1.4(％)≤Cu≤5％的铜(Cu)，和余量的铁(Fe)及不可避免的杂质。
基于以下原因设定元素含量的数值范围。在下面的描述中，除另有说明外，每种元素的含量均是以重量％的形式给出。
锰(Mn):8％至15％
在如本公开内容实施方案的钢中，锰是高锰钢中稳定奥氏体的主要元素。在本公开内容的实施方案中，锰的含量优选8％或更多，以便使形成的奥氏体作为钢的主要微观结构。如果锰含量低于8％，则钢中会形成铁素体，从而导致奥氏体不能充分形成。另一方面，如果锰含量高于15％，则会发生如钢抗腐蚀性降低、生产过程难度增加以及生产成本增加的问题。同时，由于抗拉强度的降低，钢的加工淬透性也会降低。
碳(C):23％<33.5C-Mn≤37％
碳是室温下形成和稳定奥氏体的元素。碳可以增加钢的强度。具体而言，溶入到钢奥氏体中的碳可以增加钢的加工淬透性，并因此增强钢的耐磨性。然而，如上所述，如果钢中的碳含量不足，则奥氏体的稳定性会降低，并且由于马氏体的形成或奥氏体的低加工淬透性会导致钢的耐磨性不足。另一方面，如果钢中碳含量过多，则很难抑制碳化物的形成。
因此，在本公开内容的实施方案中，钢中碳的含量要依据钢中其他元素的含量来确定。发明人发现在碳化物的形成中的碳和锰之间的关系，并在图1中说明了该关系。尽管碳化物由碳形成，但是碳化物的形成不仅仅受碳的影响，还受碳和锰的比例的影响。图1显示了适当的碳含量相对于锰含量的关系。
如果假设钢中其他元素的含量在本公开内容实施方案的范围内，优选将33.5C-Mn的值调节至37或更低(其中C和Mn是指以重量％计的碳含量和锰含量)，以阻止碳化物的形成。这对应于图1中平行四边形区域的右边界。如果33.5C-Mn高于37，则碳化物会形成至劣化钢的延展性的程度。然而，如果钢中碳的含量过低(也就是说，如果33.5C-Mn小于23)，则钢的耐磨性不能通过钢的加工淬透性得以改善。因此，33.5C-Mn优选等于或大于23。也就是说，碳含量优选满足23<33.5C-Mn≤37。
铜(Cu):1.6C-1.4(％)≤Cu≤5％
由于铜在碳化物中的低固溶度以及在奥氏体中的低扩散速度，因而铜易于在奥氏体和碳化物之间的界面处聚集。因此，如果形成细小的碳化物核，则铜可能会围绕在该细小的碳化物核周围，从而阻止碳的额外扩散及碳化物的生长。也就是说，铜可抑制碳化物的形成和生长。因此，在本公开内容的实施方案中，铜被加入到了钢中。钢中的铜含量不是独立确定的，而是依据碳化物的形成行为来确定。例如，铜含量被设定为等于或大于1.6C-1.4重量％，以便有效抑制碳化物的形成。如果钢中的铜含量低于1.6C-1.4重量％，则无法抑制由碳向碳化物的转化。另外，如果钢中的铜含量高于5重量％，则钢的热加工性会降低。因此，铜含量的上限可优选设定为5重量％。具体而言，在本公开内容的实施方案中，在考虑为提高耐磨性而加入到钢中的碳含量时，铜含量优选为0.3重量％或更高，更优选为2重量％或更高，以获得充分抑制碳化物形成的效果。
在本公开内容的实施方案中，钢的另一组分是铁(Fe)。然而，钢中不可避免地包含原料或生产环境中的杂质，并且这些杂质可能无法从钢中除去。由于这些杂质是本公开内容所属领域的普通技术人员所熟知的，因此本公开内容将不给予说明。
在本公开内容的实施方案中，除上述元素外，钢中还可包含硫(S)和钙(Ca)，以提高钢的机械加工性。
硫(S):0.03％至0.1％
通常，已知硫与锰同时加入会形成硫化锰，所述硫化锰在切割过程中易于切割和分离。也就是说，硫已知为提高钢的机械加工性的元素。硫通过被切割过程所产生的热量而熔融，因此减少了切割过程中切口与切割工具之间的摩擦。也就是说，硫可通过润滑切割工具的表面而延长切割工具的寿命，减少切割工具的磨损，阻止切屑在切割工具上的积累。然而，如果钢中硫含量过多，则钢的机械性能会因热加工过程中存在的大量被拉伸的粗硫化锰而劣化，并且钢的热加工性因硫化铁的生成而劣化。因此，钢中硫含量的上限优选为0.1％。如果钢中的硫含量低于0.03％，则钢的机械加工性不会得到改善，因此钢中硫含量的下限优选为0.03％。
钙(Ca):0.001％至0.01％
钙通常被用来控制硫化锰的生成。由于钙具有很好的亲硫性，所以钙与硫可形成硫化钙，与此同时，钙可溶于硫化锰中。由于硫化锰可以硫化钙为晶核并围绕其进行结晶，因而硫化锰在热加工过程中较少地被拉伸，并保持球形。因此，钢的机械加工性得到改善。然而，如果钙含量高于0.01％，则上述效果是充分的。此外，由于钙的回收率较低，于是不得不使用大量的钙原料，会造成钢的生产成本增加。另一方面，如果钢中的钙含量低于0.001％，则上述效果不明显。因此，钙含量的下限优选为0.001％。
在本公开内容的实施方案中，除上述元素外，钢中还包含铬(Cr)，以进一步改善钢的耐腐蚀性。
铬:8％或更少(不包括0％)
通常，锰会降低钢的耐腐蚀性。也就是说，在本公开内容的实施方案中，钢中所包含的上述含量范围内的锰会降低钢的耐腐蚀性，因此在钢中加入铬以提高钢的耐腐蚀性。此外，如果加入到钢中的铬在一定的数值范围内，则钢的强度也会得到改善。然而，如果钢中铬含量高于8重量％，则钢的生产成本会增加，并且溶于钢中的碳会沿着晶粒边界转化成碳化物，从而降低钢的延展性，特别是降低钢对硫化物应力开裂(sulfide stresscracking)的抗性。此外，钢中会形成铁素体，因而奥氏体无法作为钢的主要微观结构而形成。因此，铬含量的上限优选为8重量％。具体而言，为了最大程度地提高钢的耐腐蚀性，钢中的铬含量优选设定为2重量％或更高。由于通过加入铬元素可以改善钢的耐腐蚀性，所以这种钢可用于形成泥浆管道或用作抗酸气(anti sour gas)材料。
具有上述组成的钢为具有90面积％或更多奥氏体的奥氏体钢。在后续的加工过程中，钢的奥氏体会显著硬化，因此钢具有高度的硬度。在钢中，除奥氏体外，不可避免地会形成一些其它微观结构，如马氏体、贝氏体、珠光体和铁素体。在本公开内容中，钢的相的含量总和被设定为100％，不考虑沉淀物如碳化物的含量，每种微观结构的含量表示总和的一部分。
此外，在本公开内容的实施方案中，钢优选包含10面积％或更少的碳化物(基于钢的总面积计)。由于碳化物会降低钢的延展性，因而可将钢中碳化物的含量调节至较低。例如，在本公开内容的实施方案中，由于钢中碳化物的面积分数为10％或更低，因而当这种钢被用作耐磨钢时，不会产生由低延展性所造成的问题，如过早断裂(premature fracture)及冲击韧性降低。
下文中，将描述依据本公开内容的一个实施方案生产所述耐磨奥氏体钢的方法。通过使用相关领域中普遍已知的制造方法，可以生产所述的钢，相关领域的制造方法可包括常规的热轧法，在该方法中将钢坯再加热、粗轧和精轧。热轧法后，通过常规冷却方法将所述钢冷却。例如，在本公开内容的一个实施方案中，钢可以按照发明人提出的如下示例性方法进行生产。
制造包含如下组分的钢坯：按重量％计，8％至15％的锰(Mn)，含量满足23％<33.5C-Mn≤37％的碳(C)，含量满足1.6C-1.4(％)≤Cu≤5％的铜(Cu)，和余量的铁(Fe)及不可避免的杂质。
如上所述，钢坯还可包含硫(S)和钙(Ca)。
此外，如上所述，钢坯还可包含铬(Cr)。
钢坯被再加热到1050℃至1250℃的温度。
在热轧过程中，钢坯(或钢锭)于再热炉中再加热。如果钢坯被再加热至低于1050℃的温度，则作用于轧钢机的负荷会显著增加，并且合金元素不能充分溶入到钢坯中。另一方面，如果钢坯的再加热温度过高，则晶粒会过度生长，从而导致钢坯的强度变低。具体而言，在本公开内容的钢的上述组成范围内，碳化物会熔融在晶粒边界中，因此，如果钢坯的再加热温度等于或高于钢坯的固相线(solidus line)，则钢坯的热轧特性会变差。因此，再加热温度的上限被设定为1250℃。
此后，钢坯在800℃至1050℃的温度下被精轧成钢板。
如上所述，钢坯在800℃至1050℃的温度范围内进行轧制。如果轧制的温度低于800℃，则轧制负荷会很大，并且碳化物会沉淀及粗糙地生长。因此，无法获得所需的延展性。轧制温度的上限被设定为1050℃。
通过热轧形成的钢板以10℃/s至100℃/s的速度被冷却至600℃或更低的温度。
精轧后，将钢板以足够高的冷却速率冷却以抑制晶粒边界处碳化物的形成。如果冷却速率小于10℃/s，则不能充分抑制碳化物的形成，从而在冷却期间碳化物在晶粒边界处进行沉淀。这会引起如过早断裂、延展性降低及耐磨性降低等问题。因此，冷却速率被调节至很高，且其上限不限于一具体值，只要冷却速率在加速的冷却速率范围内即可。然而，通过常规的加速冷却技术很难将冷却速率增加到高于100℃/s的值。
尽管钢板以较高的速度冷却，但是如果钢板的冷却被终止于一个较高温度，碳化物会在钢板中形成并生长。因此，在本公开内容的实施方案中，将钢板冷却至600℃或更低的温度。
发明实施方式
下文中，将通过实施例对本公开内容的实施方案进行更为具体的描述。然而，实施例是为了清楚地解释本公开内容的实施方案，而非意欲限制本公开内容的精神和范围。
实施例1
将含有表1所示元素和组成的钢坯样品在表2所示的条件下再加热、热轧和冷却。然后，如表3所示，测得样品的特性如微观结构、伸长率(elongation)、强度和碳化物分数。在表1中，每种元素的含量以重量％给出。
表1
| 编号 | C | Mn | Cu | Cr | 33.5C-Mn | 1.6C-1.4 |
| 对比样品A1 | 0.5 | 10 | 6.8 | - | ||
| 对比样品A2 | 1.2 | 10 | 30.2 | 0.5 | ||
| 对比样品A3 | 1.45 | 12 | 0.75 | 36.6 | 0.9 | |
| 对比样品A4 | 1.3 | 12 | 0.52 | 31.6 | 0.7 | |
| 对比样品A5 | 1.23 | 14.1 | 1.05 | 1.98 | 27.1 | 0.6 |
| 发明样品A1 | 1 | 9 | 1.2 | 24.5 | 0.2 | |
| 发明样品A2 | 1.2 | 15 | 1 | 0.5 | 25.2 | 0.5 |
| 发明样品A3 | 1.03 | 10 | 0.55 | 0.5 | 24.5 | 0.2 |
| 发明样品A4 | 1.4 | 15 | 1.6 | 1.1 | 31.9 | 0.8 |
| 发明样品A5 | 1.25 | 14 | 1.02 | 2 | 27.9 | 0.6 |
| 发明样品A6 | 1.15 | 14.6 | 0.87 | 3 | 23.9 | 0.4 |
表2
表3
此外，为了评价腐蚀速率，对对比样品和发明样品进行磨损试验(ASTM G65)和浸泡试验(ASTM G31)，其结果如下表4所示。
表4
对比样品A1的33.5C-Mn为6.8，超出了本公开内容实施方案的所述范围，因此，由于碳稳定性奥氏体的缺乏，对比样品A1中形成大量的马氏体，从而导致对比样品A1无法形成所需的奥氏体微观结构。
对比样品A2的锰含量和碳含量在本公开内容实施方案的所述范围内。然而，对比样品A2中没有加入铜，因此碳化物的形成没有得到抑制。也就是说，沿着对比样品A2的晶粒边界形成了大量的碳化物，因此没有得到所需的微观结构和伸长率。在对比样品A2中，由于碳化物的形成所造成的熔融碳的数量降低和过早断裂，无法获得足够程度的加工淬透性。因此，对比样品A2的磨损量相对较大。
对比样品A3和对比样品A4的锰含量和碳含量在本公开内容实施方案的所述范围内。然而，对比样品A3和A4的铜含量均超出了本公开内容实施方案的所述范围。因此，像对比样品A2一样，在对比样品A3和A4中形成了大量的碳化物，因此无法获得所需的微观结构和伸长率。由于对比样品A3和A4中的铜含量均超出了本公开内容实施方案的所述范围，从而碳化物的形成没有得到有效抑制，因而对比样品A3和A4中熔融碳的量和伸长率降低，从而造成样品的过早断裂。因此，对比样品A3和A4无法获得足够程度的加工淬透性，因而对比样品A3和A4的耐磨性降低。
尽管对比样品A5的组成满足本公开内容实施方案的条件，但是对比样品A5在轧制过程后的冷却速率超出了本公开内容实施方案的所述范围。也就是说，由于较低的冷却速率，无法有效抑制碳化物的形成，从而导致对比样品A5的延展性降低。
然而，在具有根据本公开内容实施方案的元素和组成的发明样品A1至A6中，由于铜的加入使得晶粒边界处碳化物的形成得到有效抑制，因而发明样品A1至A6的物理特性没有变差。详细地说，尽管发明样品A1至A6具有较高的碳含量，但是由于铜的加入有效抑制了碳化物的形成，因而发明样品A1至A6获得了所需的微观结构和特性。由于碳充分溶解于奥氏体中以及晶粒边界处碳化物的形成得到了有效抑制，因而发明样品A1至A6的伸长率得到了稳定维持，且发明样品A1至A6的拉伸强度也较高。因此，发明样品A1至A6的加工淬透性足够，因而发明样品A1至A6的磨损量小。
具体而言，依据腐蚀性试验的结果，另外加入铬的发明样品A5和A6的腐蚀速率较低。也就是说，发明样品A5和A6的耐腐蚀性得到了改善。通过与发明样品A1至A4的腐蚀速率相比较，可以清楚地理解通过加入铬而改善耐腐蚀性的效果。此外，发明样品A5和A6的强度通过铬的加入所诱导的固-溶强化效应得到改善。
图2是发明样品A2微观结构图像。参考图2，尽管发明样品A2中具有较高的碳含量，但是由于加入本公开内容实施方案的所述范围内的铜，发明样品A2中不存在碳化物。
实施例2
通过连铸法生产具有如表5所示组成的钢坯(发明样品和对比样品)。在表5中，每种元素的含量以重量％给出。
表5
| 编号 | C | Mn | Cu | Cr | Ca | S | 33.5C-Mn | 1.6C-1.4 |
| 对比样品B1 | 1 | 9 | 1.2 | 24.5 | 0.2 | |||
| 对比样品B2 | 1.2 | 15 | 1 | 0.5 | 0.02 | 25.2 | 0.5 |
| 对比样品B3 | 1.03 | 10 | 0.55 | 0.5 | 24.5 | 0.2 | ||
| 对比样品B4 | 1.4 | 15 | 1.6 | 1.1 | 0.01 | 31.9 | 0.8 | |
| 对比样品B5 | 1.25 | 14 | 1.02 | 2 | 27.9 | 0.6 | ||
| 发明样品B1 | 0.98 | 9.2 | 1.5 | 0.006 | 0.06 | 23.6 | 0.2 | |
| 发明样品B2 | 1.02 | 9.8 | 0.53 | 0.48 | 0.007 | 0.05 | 24.4 | 0.2 |
| 发明样品B3 | 1.04 | 10.5 | 0.53 | 0.45 | 0.007 | 0.07 | 24.3 | 0.3 |
| 发明样品B4 | 0.98 | 10.6 | 0.57 | 0.53 | 0.008 | 0.09 | 22.2 | 0.2 |
| 发明样品B5 | 1.23 | 14.8 | 1.11 | 1.95 | 0.006 | 0.08 | 26.4 | 0.6 |
在如表6所示的条件下，钢坯经再加热、精轧和冷却以形成钢板。
表6
如表7所示，测得每块钢板的奥氏体分数、碳化物分数、伸长率、屈服强度和拉伸强度。利用直径为10mm且由高速工具钢形成的钻在130rpm的钻速和0.08mm/转的钻运动速率的条件下，在每块钢板上反复形成孔洞。直至钻被磨损到使用寿命结束，统计每块钢板上形成的孔洞数量，如表7所示。
表7
此外，为了评价腐蚀速率，对每块钢板(对比样品和发明样品)进行磨损试验(ASTMG65)和浸泡试验(ASTM G31)，其结果如下表8所示。
表8
在具有本公开内容实施方案的含量范围内的碳和锰的发明样品中，由于铜的加入使得晶粒边界处碳化物的形成得到有效抑制，因而发明样品的物理特性没有变差。详细地说，尽管发明样品具有较高的碳含量，但是由于铜的加入从而有效抑制了碳化物的形成，因而发明样品具有所需的微观结构和特性。由于碳充分溶解于奥氏体中以及晶粒边界处碳化物的形成得到了有效抑制，因而发明样品的伸长率得到了稳定维持，且发明样品拉伸强度也较高。因此，发明样品的加工淬透性足够，因而发明样品的磨损量小。
对比样品B1至B5的机械加工性较差，这是因为对比样品B1至B5中没有加入硫和钙或对比样品B1至B5中硫和钙的含量超出了本公开内容实施方案的所述范围。
然而，与对比样品相比，包含本公开内容实施方案的含量范围内的硫和钙的发明样品B1至B5具有优异的机械加工性。具体而言，在具有不同硫含量的发明样品B2至B4中，其机械加工性的改善程度与硫含量成比例。
图3说明与硫含量相关的机械加工性。参考图3，机械加工性的提高与硫含量成比例。
Claims (5)
1.具有优异的机械加工性及延展性的耐磨奥氏体钢，所述耐磨奥氏体钢包含，按重量％计，8％至15％的锰(Mn)，含量满足23％<33.5C-Mn≤37％的碳(C)，含量满足1.6C-1.4(％)≤Cu≤1.6％的铜(Cu)，0.03％至0.1％的硫(S)和0.001％至0.01％的钙(Ca)，和余量的铁(Fe)及不可避免的杂质，
其中耐磨奥氏体钢包含10面积％或更少的碳化物。
2.权利要求1的耐磨奥氏体钢，其还包含8重量％或更少且不包括0重量％的铬(Cr)。
3.权利要求1的耐磨奥氏体钢，其中耐磨奥氏体钢具有包含90面积％或更多奥氏体的微观结构。
4.一种具有优异的机械加工性和延展性的耐磨奥氏体钢的生产方法，该方法包括：
将钢坯再加热至1050℃至1250℃，所述钢坯包含，按重量％计，8％至15％的锰(Mn)，含量满足23％<33.5C-Mn≤37％的碳(C)，含量满足1.6C-1.4(％)≤Cu≤1.6％的铜(Cu)，0.03％至0.1％的硫(S)和0.001％至0.01％的钙(Ca)，和余量的铁(Fe)及不可避免的杂质；
在800℃至1050℃的温度下对钢坯进行热精轧工序以形成钢板；以及
将热轧钢板以10℃/s至100℃/s的冷却速率冷却至600℃或更低的温度，
其中冷却的热轧钢板包含10面积％或更少的碳化物。
5.权利要求4的方法，其中钢坯还包含8重量％或更少且不包括0重量％的铬(Cr)。
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