CN104884655B

CN104884655B - 焊接性优异的高锰耐磨钢

Info

Publication number: CN104884655B
Application number: CN201280077997.XA
Authority: CN
Inventors: 李淳基; 徐仁植; 朴仁圭; 李弘周
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2012-12-27
Filing date: 2012-12-28
Publication date: 2018-03-16
Anticipated expiration: 2032-12-28
Also published as: US20150322551A1; WO2014104441A1; JP2016508184A; CA2895972C; KR101490567B1; EP2940171B1; JP2017206771A; JP7043185B2; US9945014B2; JP6182615B2; CN104884655A; EP2940171A4; KR20140085225A; EP2940171A1; CA2895972A1

Abstract

本发明涉及一种使用于重型工程机械、自动倾卸卡车、采矿机械、输送机的钢，更详细地，涉及焊接性优异的高锰耐磨钢。

Description

焊接性优异的高锰耐磨钢

技术领域

本发明涉及一种用于对硬度要求高的重型工程机械、自动倾卸卡车、采矿机械、输送机的钢，更详细地，涉及焊接性优异的高锰耐磨钢。

背景技术

目前，在建设、运输、矿山、铁路等工业领域等需要耐磨特性的装置或部件中使用耐磨钢。耐磨钢大体分为奥氏体类加工硬化钢和马氏体高硬度钢。

奥氏体类加工硬化钢中具有代表性的例子有哈德菲尔德(Hadfield)钢，其包含约12重量％的锰(Mn)及约1.2重量％的碳(C)，其微细组织具有奥氏体，其用于矿山工业领域、铁道领域、军需领域等多种领域。然而，初始屈服强度为400MPa左右而非常低，因此，作为需要高硬度的常用的耐磨钢或结构钢的使用受到限制。

与此相比，马氏体高硬度钢具有高的屈服强度及抗张强度，因此，被广泛地用作结构材料及运输/建设器械等。通常，高硬度钢为了得到用于获得充分的硬度及强度的马氏体组织，必须添加高合金并进行淬火(Quenching)工序。代表性的马氏体耐磨钢为瑞典焊达公司(SSAB)的焊达钢(HARDOX)系列，其硬度及强度优异。这种耐磨钢，最近根据工业领域的扩大及工业机械的大型化趋势，对于耐磨钢的增厚化的要求剧增。

另外，耐磨钢根据其使用环境的不同，大部分情况下要求其对于磨损(Abrasivewear)的抵抗性大，而为了确保对于磨损的抵抗性，硬度为非常重要的因素。为了确保硬度，通过添加大量的合金元素来提高材料的可硬化性，或者通过加速冷却来确保硬质相。对于薄板，可以通过添加合金元素及加速冷却来得到材料厚度的中心也具有高硬度的组织，但是对于厚度增厚的厚板，难以得到使材料中心也得到硬质相的程度的充分的冷却速度。因此，通常使用的方法为通过增加合金元素来确保可硬化性，以在较低的冷却速度下也能够得到高的硬度值。

然而，对于厚板，为了确保厚度中心的硬度而添加大量的合金元素，在这种情况下，焊接时在焊接热影响部容易产生龟裂，尤其，对于厚板，为了抑制焊接时产生的龟裂，需要用高温预热材料，从而使焊接性恶化，最终导致焊接费用的增加，因此，会产生使用上受限制的问题，因此，对于焊接性优异的耐磨钢的厚板来说，上述问题成为大的难点。另外，为了提高可硬化性而添加的Cr、Ni、Mo等元素的价格昂贵，因此存在所需的制备费用高的问题。

发明内容

要解决的技术问题

本发明的一方面，提供一种能够减少用于耐磨钢增厚而使用的增加制备成本的价格昂贵的合金元素的添加，并且能够确保厚度中心部的硬度的同时，焊接部特性优异的耐磨钢及其制备方法。

技术方案

本发明提供一种焊接性优异的高锰耐磨钢，其特征为，所述高锰耐磨钢以重量％计，包含5～15％的Mn、16≤33.5C+Mn≤30的C、0.05～1.0％的Si、余量的Fe及不可避免的杂质，微细组织以马氏体作为主要组织，以面积分数包含5～40％的残留奥氏体。

另外，本发明提供一种焊接性优异的高锰耐磨钢的制备方法，其特征在于，其包括下述步骤：

将以重量％计，包含5～15％的Mn、16≤33.5C+Mn≤30的C、0.05～1.0％的Si、余量的Fe及不可避免的杂质的钢板坯在900～1100℃的温度条件下加热0.8t(t：板坯厚度，mm)分钟以下；

对所述加热的板坯进行热间轧制，从而制备钢板；以及

将所述钢板在Ms(马氏体转变开始温度)以上以0.1～20℃/s的冷却速度进行冷却。

有益效果

根据本发明，可以提供耐磨性和焊接性优异的厚板耐磨钢。

本发明通过控制锰和碳的含量而容易形成马氏体的同时，通过适当地形成通过偏析带的残留奥氏体，从而具有耐磨性和焊接性均得到提高的优点。

附图说明

图1为示出本发明限定的锰和碳的含量范围的图表。

图2为观察发明钢1的微细组织的照片。

图3为通过y型试验(y-groove test)观察比较钢2的焊接龟裂结果的照片。

图4为通过y型试验观察发明钢1的焊接龟裂结果的照片。

图5为示出观察在实施例2中根据发明钢1和比较钢5的厚度方向的布氏硬度变化的图表。

优选实施方式

本发明的发明人为了解决耐磨钢现有的问题而进行深入研究的结果，发现了由于铸造时不可避免地发生的偏析、主要由于锰及碳的偏析而使得微细组织内形成偏析带和负偏析带，由此导致两个带域之间的不同的相变化，从而导致微细组织的不均化。现有的钢内部的偏析被认为是导致微细组织的不均化及由此带来的物理性质的不均匀性的最主要的原因。因此，试图通过均化处理等来诱导合金元素的扩散，从而减少偏析。

然而，本发明人反而研究了容易利用这种偏析的方案，而且，发现了通过对锰及碳进行精密的控制，从而在偏析部形成与基体结构不同的组织，从而能够解决现有的问题。即，通过对作为主要合金元素的锰和碳的含量进行精密控制来在负偏析带形成作为主要组织的马氏体，并且在偏析带通过合金元素的浓缩使奥氏体在室温下残留，从而形成缓变相的奥氏体。由此确认了能够解决现有技术中受到限制的材料的极增厚化问题，制备出不产生焊接龟裂的经济型高猛耐磨钢，从而提出了本发明。

通常，高猛钢是指锰含量为2.6重量％以上的钢，利用这种高猛钢的微细组织特性可以形成各种物理性质组合，而且具有能够解决现有的高碳高合金马氏体耐磨钢具有的技术性问题的优点。

本发明涉及一种增厚用高猛耐磨钢，所述耐磨钢是通过控制组分而将马氏体作为主要组织，并且在偏析带包含因合金成分的浓缩而产生的残留奥氏体，从而提高耐磨性、焊接性等性能。高猛钢中的锰的含量为2.6重量％以上时，在连续冷却转变曲线(ContinuousCooling Transformation Diagram)上的贝氏体或铁素体的生成曲线会向后方急剧移动，因此，在热轧制或溶体化处理后，与现有的高碳耐磨钢相比，即使在低的冷却速度下也能够稳定地生成马氏体。另外，锰的含量高时，与普通的高碳马氏体相比，具有以相对低的碳含量也能得到高硬度的优点。

当利用这种高猛钢的相转变特性制备耐磨钢时，可以实现从表层到内部的硬度分布偏差小的优点。为了得到马氏体，会通过水冷却来对钢材进行急速冷却，这时冷却速度从钢材的表层到中心部逐渐减小。因此，随钢材的厚度越厚，中心部的硬度将明显降低。利用现有的耐磨钢的组份制备时，如果冷却速度慢，则微细组织中会形成很多贝氏体或铁素体等硬度低的相。但是，本发明的钢在锰含量高时，即使冷却速度变慢，也充分能得到马氏体，因此，具有厚钢材的中心部也能维持高的硬度的优点。

通过这种方法制备厚度厚的钢材时，为了确保中心部的可硬化性，会添加大量的锰，最终，因高的可硬化性引起的焊接热影响部中的马氏体转换，以及由此导致的内部变形会引起焊接龟裂。因此，通过增加合金元素的耐磨钢材的增厚化达到了其极限。本发明为了解决这种问题，通过对锰和碳的含量进行精密控制，从而形成能够缓解由焊接热影响部中的马氏体转换所引起的内部变形的软质奥氏体，从而解决了上述问题。这些事实将通过下述实施例来更具体地说明。

下面，对本发明进行详细说明。

根据本发明的耐磨钢以重量％计，包含5～15％的Mn、16≤33.5C+Mn≤30的C、0.05～1.0％的Si、余量的Fe及不可避免的杂质，微细组织以马氏体作为主要组织，并包含40％以下的残留奥氏体。

首先，对本发明的组成范围进行详细的说明。成分元素的含量表示重量％。

锰(Mn)：5～15％

锰(Mn)是本发明中所添加的最重要的元素之一。锰在适当的范围内能够起到稳定奥氏体的作用。为了在下述碳含量的范围内稳定奥氏体，优选包含5％以上的锰。当少于5％时，则锰对奥氏体的稳定化不充分，因此在偏析部不能得到残留奥氏体。并且，当过度添加而超过15％时，则残留奥氏体被过度稳定化，从而将超过作为目标的残留奥氏体的分率，并且马氏体的分率将减少，因此，不能得到确保耐磨性所需的具有充分分率的硬质组织。因此，本发明中，以5～15％的量包含锰，从而在热间轧制或溶体化处理后的冷却步骤中容易确保稳定的奥氏体组织。

碳(C)：16≤33.5C+Mn≤30

碳与锰一同提高钢材的可硬化性，因此为确保马氏体分率及硬度的重要元素。尤其是与锰一同在偏析部偏析，因此，对残留奥氏体稳定度及分率的确保起到重要的作用，因此，在本发明欲对极大化其功能的成分范围进行限定。

用于充分确保本发明所要求的残留奥氏体的分率的碳的含量范围通过与具有相同作用的锰的组合来确定，为此，作为碳含量式的33.5C+Mn优选添加16以上。当小于16，则奥氏体的稳定度不足，因此不能满足作为目标的残留奥氏体的分率；当超过30时，则奥氏体过于被稳定化，因此不能得到作为目标的残留奥氏体的分率。因此，所述33.5C+Mn值优选具有16～30的范围。另外，在表1中以图示的方式示出了本发明中限定的所述Mn和C的范围。

硅(Si)：0.05～1.0％

硅起到脱氧剂的作用、是提高根据固溶强化的强度的元素。为此，优选添加0.05％。当其含量高时，显然会降低焊接部的韧性，同时还会降低基底金属的韧性。因此，其含量的上限优选为1.0％。

除了上述成分，本发明的耐磨钢通过进一步添加铌(Nb)、钒(V)、钛(Ti)及硼(B)中的一种以上，从而可以更加提高本发明的效果。

Nb：0.1以下

铌通过固溶、析出硬化效果来提高强度。并且其为在低温轧制时对结晶颗粒进行细化，从而提高冲击韧性的元素。但是，当其含量超过0.15时，则生成粗沉淀，反而会恶化硬度及冲击韧性，因此优选限定为0.1％以下。

V：0.1％以下

钒固溶于铁钢，从而推迟铁素体或贝氏体相转换速度，从而具有容易形成马氏体的效果。并且，通过固溶强化效果来提高强度。然而，当其含量超过0.1％时，效果将饱和，从而导致韧性及焊接性恶化，并且显著提高制备成本，因此，优选限定为0.1％以下。

Ti：0.1％以下

钛为极大化作为提高硬度的重要元素的B的效果的元素。即，钛通过生成TiN来抑制BN的形成，从而增加固溶B的含量而提高硬度，并且析出的TiN使奥氏体晶粒被固定(pinning)，从而起到抑制晶粒粗大化的作用。然而，当添加过多时，会发生由于钛沉淀物的粗化带来的韧性降低等问题。因此，其含量优选为0.1％以下。

B：0.02％以下

硼是以少量的添加也能够有效提高硬度的元素。其具有通过晶界强化而抑制界面破坏的效果。然而，添加过多时，由于形成粗大的沉淀物而会降低韧性及焊接性。因此，优选限定在0.02％以下。

根据本发明的耐磨钢的余量成分为铁(Fe)。但是，在通常的铁钢制备过程中，会从原料或周围环境无意混入不可避免的杂质，因此不能避免。只要是通常的铁钢制备领域的技术人员都知道这些杂质，因此，在本发明中不特别提及与此相关的内容。

本发明的耐磨钢以马氏体作为主要组织，以面积分数优选包含60％以上。马氏体的分率低于60％时，不能确保本发明所要达到的硬度。

进一步地，残留奥氏体以面积分数优选为5～40％。所述残留奥氏体的分率不足5％时，由于焊接时不能吸收变形，从而不能确保焊接性。另一方面，所述残留奥氏体的分率超过40％时，软质相奥氏体的分率增加得过多，从而不能确保耐磨性所需的硬度。其余部分可以包含制备过程中生成的不可避免的相。这种其它组织有α’-马氏体(α’-martensite)、ε-马氏体(ε-martensite)及碳化物。

将对本发明的微细组织进行更具体的说明。如下所述，本发明利用形成在钢板内的偏析带。即，在轧制和冷却的过程中，对形成于钢板坯内的偏析带进行维持，并诱导在所述偏析带中形成所述残留奥氏体。在本发明的耐磨钢中，将所述偏析带形成的部分也表示为偏析带区域。

本发明的耐磨钢以主要组织包含马氏体组织，并以面积分数包含40～50％的所述偏析带区域。所述残留奥氏体优选形成在所述偏析带区域。这时的残留奥氏体可以形成在所述偏析带区域的所有区域，也可以以小于其的范围形成。因此，所述残留奥氏体以钢的面积分数优选为5～40％。

因此，本发明的耐磨钢，其基体结构由马氏体组织构成，并包含形成在偏析带区域的残留奥氏体，并且在没有形成残留奥氏体的部分可以形成所述其它组织。这时，所述残留奥氏体以偏析带的面积分数优选为70～100％，其余部分可以形成其它组织。

另一方面，在将耐磨钢的轧制方向作为x轴、将宽度方向作为y轴、将厚度方向作为z轴的情况下，形成有所述残留奥氏体组织的偏析带区域中，在轧制方向和厚度方向的断面上，即，在x-z断面上优选沿轧制方向(x轴)具有100～10000μm的大小、沿厚度方向(z轴)具有5～100μm的大小。所述偏析带区域为形成残留奥氏体的区域，所述偏析带区域区别于形成在钢板坯上的偏析带，表示在轧制后的钢中曾为偏析带的部分。随着轧制的进行，所述偏析带区域向轧制方向和水平方向长长地形成，相对地，沿轧制方向的垂直方向(钢板的厚度方向)短短地形成。

另一方面，所述马氏体的平均板条束(packet)的大小优选为20μm以下。当所述板条束的大小为20μm以下的情况下，由于马氏体的组织被细化，从而可进一步提供冲击韧性。板条束的大小越小越有利，因此，对下限不作特别限定。但是，在目前的技术方面，首先，板条束的大小最小能够显示为3μm以上。所述板条束的大小在热间轧制及冷却工序的情况下，其随收尾轧制温度越低越变小。对热轧钢板进行再加热及冷却工序而制备的情况下，其随再加热温度越低越变小。为了在本发明的成分范围内使得板条束的大小为20μm以下，优选将收尾轧制温度维持在900℃以下、再加热温度维持在950℃以下。

利用根据本发明的成分范围的钢材并使用间轧制及冷却或再加热及冷却的制备方法时，由于高的可硬化性使得在冷却速度低的厚板材的中心部分也能够确保马氏体，高的可硬化性会导致马氏体转换，在马氏体转换时会引起由残余应力所导致的焊接部及焊接热影响部的龟裂，但由于奥氏体的存在而能够吸收变形，因此能够制备出在中心部也具有360以上的布氏硬度的、不发生焊接龟裂的极厚板耐磨钢。所述中心部表示沿板厚度方向为约2分之1处。

下面，对本发明的制备方法进行详细的说明。

本发明的制备方法包括以下步骤：将满足上述组成的钢板坯以0.8t(t：板坯厚度，mm)分钟以下的时间加热至900～1100℃；

对所述加热的板坯进行热间轧制，从而制备钢板；

将满足上述组成的钢板坯在900～1100℃以下的温度条件下进行加热。

所述钢板坯在制备过程(铸造过程等)中将产生合金元素的偏析带，在温度超过1100℃的情况下，因过多的热量而形成在偏析带偏析的合金元素的均质化。偏析带如此减少时，能够确保残留奥氏体的空间会变得不足，从而难以达到本发明的目的。因此，将所述加热温度优选设为1100℃以下。另一方面，当用低于900℃的温度加热钢板坯时，则钢板坯的奥氏体化进行得不充分，因此，难以通过之后的相转换来确保本发明的耐磨钢。

另一方面，本发明中，优选将所述钢板坯的加热时间设为0.8t(t：板坯厚度，mm)分钟以下。当所述加热时间超过0.8t分钟时，则由于过度的热量供给，存在板坯内偏析均化的问题。但是，对其下限不作特别限定。

即，本发明通过控制所述钢板坯的加热温度和加热时间，使形成在所述钢板坯上的偏析带不被消除并维持。

对所述加热的钢板坯进行热间轧制，从而制备钢板。对于所述热间轧制的方法不作特别限定，通过本技术领域中使用的常用的方法进行。

在所述热间轧制时，收尾轧制优选在750℃以上的温度下进行。在本发明的技术实现方面对轧制不作特别的限定。但当收尾轧制温度低于750℃而过低时，由于不形成通过适当压缩的轧制，因此，轧制形态可能会发生恶化。因此，优选以750℃以上的轧制温度实施。

所述轧制后，被轧制的钢板内维持有偏析带，这时偏析带的大小如前所述，优选沿轧制方向(x轴)具有100～10000μm的大小、沿厚度方向(z轴)具有5～100μm的大小。

将所述热间轧制的钢板在Ms(马氏体转变开始温度)以上的温度下以0.1～20℃/s的冷却速度进行冷却。所述冷却优选进行到相转换结束。通过所述冷却，使本发明的耐磨钢的微细组织的主相由马氏体组织形成。所述冷却速度低于0.1℃/s时，会发生自回火，因此，不能形成充分的马氏体组织。尤其是在中心部难以形成充分的马氏体组织，因此，难以确保本发明所要求的硬度。另一方面，当所述冷却温度超过20℃/s时，则在所述偏析带中难以利用残留奥氏体的相转换，其结果，将导致奥氏体的分率不足，因此，存在不能防止焊接性降低的问题。

通过上述冷却过程，本发明的耐磨钢的微细组织以马氏体作为主相形成，以面积分数包含5～40％的残留奥氏体。所述残留奥氏体形成在所述偏析带的位置，其来源于所述偏析带。

本发明可以进一步包括进行再加热、冷却的步骤。通过所述再加热及冷却，使得马氏体板条束的大小为20μm以下，这时，再加热温度优选为950℃以下。

具体实施方式

下面，对本发明的实施例进行详细的说明。以下实施例仅用于理解本发明，并不是为了限定本发明。

【实施例1】

通过在真空感应电熔炉制备满足下述表1中的组成的钢锭来制得80mm厚度的板坯。将该板坯在1050℃下加热50分钟，并对其进行粗轧及精轧，从而制得30mm厚度的板材。之后，对其进行加速冷却或空气冷却，根据试验用途，对部分精轧温度进行了调整。

表1

类别

C

Mn

Si

Ni

Cr

Mo

Nb

V

Ti

B

33.5C+Mn

发明钢1

0.21

10.2

0.2

_

17

发明钢2

0.35

8.6

0.1

_

20

发明钢3

0.32

9.8

0.2

_

21

发明钢4

0.13

12.2

0.3

_

17

发明钢5

0.41

11.2

0.2

_

25

发明钢6

0.2

10.3

0.2

_

0.04

_

17

发明钢7

0.31

10.1

0.1

_

0.02

0.03

0.02

0.0017

20

比较钢1

0.15

4.3

_

9

比较钢2

0.11

6.5

_

10

比较钢3

0.8

10

_

37

比较钢4

0.05

17

_

19

比较钢5

0.16

1.6

0.33

0.2

0.7

0.3

0.02

_

0.014

0.0015

7

为了对如此得到的板材的微细组织、布氏硬度、耐磨性、焊接性等进行评价，制备了适合用于试验的形态的试片。对于微细组织，使用光学显微镜及扫描式电子显微镜(SEM)进行了观察；对于耐磨性，通过记载在ASTM G65中的方法进行实验，测定重量减轻量并进行了比较。为了评价焊接性，使用相同的焊接材料进行y型试验，并且没有进行预热。y型焊接后，用显微镜观察了焊接部龟裂的发生与否。

本实施例中使用的试片制备方法，在发明钢的情况下，由于添加大量的合金元素而能够获得充分的可硬化性，因此，在没有另外使用冷却设备的情况下实施了空气冷却，在比较钢的情况下，热间轧制后立即通过急速冷却来得到了马氏体。然而，对于发明钢，根据需要可以在热间轧制后进行加速冷却，也有利用其它的热处理设备进行再加热后通过加速冷却或空气冷却来得到马氏体的情况。本发明在热间轧制后，可以使用冷却方法中的任一种方法。

在下述表2中，测定了钢板的中心部的组织及布氏硬度。这是因为只要钢板的中心部的组织和硬度满足要求，钢板整体厚度都将满足要求。

表2

所述表2中，M为马氏体，A为残留奥氏体，R为表示其它相。

图2为观察所述发明钢1的微细组织的照片。通过观察图2的结果，可以确认本发明的马氏体组织中包含有残留奥氏体。

如表2中所示，可以知道发明钢1至7的钢材成分满足本发明的成分范围，因此，根据可硬化性增加，中心部的布氏硬度可以得到360以上的值。另外，可以知道通过满足本发明的成分范围，能够得到欲达到的奥氏体分率，即使在高的可硬化性的情况下也不发生焊接龟裂。其中，在添加铌的情况(发明钢6)下，硬度进一步提高，尤其是在添加了铌、钒、钛、硼的发明钢7的情况下，可以知道硬度及耐磨性提高效果优异。在通过空气冷却制备的发明钢的情况下，在中心部也都满足360以上的布氏硬度，可期待相比于发明钢更厚的厚板的中心部也能够获得相同的结果。

另外，观察通过y型的焊接龟裂评价，可以知道，在比较钢1及2的情况下，因高的可硬化性及由此导致的因焊接而引起的马氏体转换，会导致焊接龟裂的发生。比较钢5通过添加合金元素来确保中心部的硬度，但是示出不能避免由于可硬化性增加所导致的焊接龟裂。图3示出根据比较钢2的y型试验的焊接龟裂结果，图4示出根据比较钢1的y型试验的焊接龟裂结果。通过所述图3及图4，可以确认根据本发明的发明例的焊接性优异。

【实施例2】

分别制备了具有所述实施例1的表1中的发明钢1及比较钢5的组成的厚度为70mmt的钢板。

测定根据钢板厚度的布氏硬度，将其结果显示在图5中。在图5中显示的结果中可以确认，根据本发明的耐磨钢沿厚度方向的硬度分布一定，相反，比较钢的中心部的硬度明显降低。因此，本发明的耐磨钢越靠近中心部，硬度不降低，从而可以知道，本发明的耐磨钢具有整体使用寿命不会降低的技术效果。

Claims

1.一种焊接性优异的高锰耐磨钢，其特征在于，所述高锰耐磨钢以重量％计，包含5～15％的Mn、16≤33.5C+Mn≤30% 的C、0.05～1.0％的Si、余量的Fe及不可避免的杂质，微细组织以马氏体作为主要组织，以面积分数包含40～50％的偏析带区域，所述偏析带区域形成有残留奥氏体，所述偏析带区域在所述耐磨钢的轧制方向和厚度方向的断面上，沿轧制方向具有100～10000μm的大小、沿厚度方向具有5～100μm的大小。

2.根据权利要求1所述的焊接性优异的高锰耐磨钢，其特征在于，所述耐磨钢进一步包括选自0.1％以下的Nb、0.1％以下的V、0.1％以下的Ti及0.02％的B中的一种以上。

3.根据权利要求1所述的焊接性优异的高锰耐磨钢，其特征在于，所述残留奥氏体以面积分数为5～40％。

4.根据权利要求1所述的焊接性优异的高锰耐磨钢，其特征在于，所述残留奥氏体以所述偏析带的面积分数为70～100％。

5.根据权利要求1所述的焊接性优异的高锰耐磨钢，其特征在于，所述微细组织包含α′-马氏体、ε-马氏体及碳化物中的一种以上。

6.根据权利要求5所述的焊接性优异的高锰耐磨钢，其特征在于，所述马氏体以面积分数为60％以上。

7.根据权利要求1所述的焊接性优异的高锰耐磨钢，其特征在于，所述马氏体的平均板条束大小为20μm以下。

8.根据权利要求1所述的焊接性优异的高锰耐磨钢，其特征在于，所述耐磨钢中心部的布氏硬度为360以上。

9.一种焊接性优异的高锰耐磨钢的制备方法，其特征在于，其包括下述步骤：

将以重量％计，包含5～15％的Mn、16≤33.5C+Mn≤30的C、0.05～1.0％的Si、余量的Fe及不可避免的杂质的钢板坯在900～1100℃的温度条件下加热0.8t分钟以下，其中，所述t为板坯厚度，单位为mm；

对所述加热的板坯进行热间轧制，从而制备钢板；以及

将所述钢板在马氏体转变开始温度Ms以上以0.1～20℃/s的冷却速度进行冷却；

所述钢板的偏析带沿轧制方向的水平方向具有100～10000μm的大小，沿轧制方向的垂直方向具有5～100μm的大小。

10.根据权利要求9所述的焊接性优异的高锰耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述加热步骤为对钢板坯的偏析带进行非均化处理的步骤。

11.根据权利要求9所述的焊接性优异的高锰耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述钢板坯进一步包含选自0.1％以下的Nb、0.1％以下的V、0.1％以下的Ti及0.02％的B中的一种以上。

12.根据权利要求9所述的焊接性优异的高锰耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述轧制步骤在750℃以上条件下进行收尾轧制。

13.根据权利要求9所述的焊接性优异的高锰耐磨钢的制备方法，其特征在于，进一步包括在所述冷却后用950℃以下的温度再次加热并冷却的步骤。