CN109487047B - 一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法，属于高锰钢铸件热处理工艺技术领域。本发明所述方法为采用Ti‑V‑Nb合金化并结合新的热处理工艺，使高锰钢中析出纳米级和微米级的双尺度沉淀相；所述热处理工艺包括分段加热保温：将合金化超高锰铸件加热至450±20℃，进行保温，然后加热至650±20℃，进行保温，随后升温至850±20℃，进行保温；淬火：将分段加热保温处理之后的高锰钢加热至1070±10℃，保温结束后进行水淬；本发明通过合理的成分设计，结合新的热处理工艺，来调控钢中的微观组织和双尺度沉淀相的析出，最终获得的高锰钢工件具有较高的屈服强度和表面硬度，同时保证了足够的冲击韧性。

Description

一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法

技术领域

本发明涉及一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法，属于高锰钢铸件热处理工艺技术领域。

背景技术

半自磨机是目前广泛应用于采矿行业的大型研磨设备。而其中磨机的衬板在磨矿过程由于受到高冲击磨损的作用导致其成为了磨损最快的部件。近年来，磨机衬板材料大多使用ZGMn13Cr2制造，因为在受到剧烈冲击时具有良好的韧性和较强的加工硬化能力。但是，随着半自磨机产量的增加，传统的高锰钢衬板已无法满足恶劣工况的要求。颚式破碎机广泛应用于多种行业中矿石与大块物料的破碎，而在使用过程中颚碎机的颚板直接与物料接触，承受巨大的破碎力和高冲击磨损作用，是颚碎机中比较容易损坏的配件。因此，破碎板的使用寿命直接关系到鄂式破碎机的工作效率和生产成本。目前颚碎机颚板多采用锰钢进行制造由于其优异的加工硬化能力。然而随着矿山设备的大型化，对破碎机也提出了更高的要求，传统锰钢颚板已无法满足高效率的破碎生产工作。轧臼壁是圆锥破碎机的重要配件，主要采用高锰钢材料制造，轧臼壁耐受高冲击能力的强弱直接决定了圆锥破碎机的生产效率，因此想要提高圆锥破碎机的生产效率就必须改进高锰钢轧臼壁的综合力学性能。目前中国每年由于磨损失效而损耗的耐磨材料超过300万吨，针对高冲击工况下的锰钢系耐磨材料具有很大的市场需求。因此为满足生产需求，高锰钢系耐磨材料需要更高的屈服强度和表面硬度，同时为防止开裂需要保证足够的冲击韧性。初始硬度和屈服强度不足会导致高锰钢材料在使用初期未产生足够加工硬化之前发生严重变形，导致耐磨性下降，增加材料损耗。

为了改善超高锰钢铸件性能，中国发明专利CN102230054公开了一种超高锰钢热处理工艺，其特征在于，具体步骤包括：采用常温入炉，升温速度小于等于100℃/h，加热至650℃保温2小时，然后升至1180℃保温，保温结束后立即水淬40分钟后出水。该铸钢中整体性能较为稳定，改善了铸件的韧性，但铸件的晶粒尺寸较为粗大，且未进行合金化处理，钢中不含合金元素的碳氮化物，屈服强度和硬度提升有限。中国发明专利CN103725856公开了一种铸造合金高锰钢材料热处理工艺，其特征在于，具体步骤包括：采用二段固溶水韧处理，其中：使工件从室温升温至1050℃，保温40~45分钟，继续升温，在1100℃保温40~45分钟，然后快速水冷，最终获得的组织具有较高的耐磨性和心部强韧性。但由于获得的组织中基本不含合金元素沉淀物，因此其表面硬度和初始屈服强度提升有限，在未产生足够加工硬化前，硬度和强度有所不足。中国发明专利CN106282744公开了一种球磨机高锰钢衬板的水韧处理工艺，其特征在于，具体步骤包括：将高锰钢铸件随炉一起加热至1040℃~1110℃下保温3~4小时后，快速出炉入水淬火，获得的高锰钢组织中基本消除了大尺寸的碳化物，韧性塑性良好，但奥氏体晶粒尺寸粗大，屈服强度和硬度提升不足。

因此，针对现有高锰钢热处理技术的不足，需要设计配套的合金化高锰钢热处理工艺，生产综合性能优异的高锰钢耐磨材料，以满足大型研磨和破碎设备日益恶劣的生产工况。

发明内容

为了提高高锰钢材料的耐磨性，降低材料损耗，本发明的目的在于提供一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法，采用Ti-V-Nb合金化并结合新的热处理工艺，使高锰钢中析出纳米级和微米级的双尺度沉淀相；所述热处理工艺包括以下步骤：

（1）分段加热保温：将合金化超高锰铸件加热至450±20℃，进行保温，然后加热至650±20℃，进行保温，随后升温至850±20℃，进行保温，每阶段保温时间为每30毫米铸钢件厚度保温50~70分钟；

（2）淬火：将分段加热保温处理之后的超高锰钢加热至1070±10℃，保温时间为每25毫米铸钢件厚度保温40~60分钟，保温结束后进行水淬；

所述高锰钢中各成分的质量百分比为C:0.8%~1.1%、Si:0.75%~0.9%、Mn:16.5%~19.0%、Cr:1.8%~2.1%、Ti:0.08%~0.15%、V:0.4%~0.6%、Nb:0.2%~0.3%、Mo:0.7%~0.9%、Ni:0.2%~0.3%、P＜0.03%、S＜0.03%，除上述化学成分以外，其余为Fe和不可避免的杂质。

优选的，本发明步骤（1）中每阶段的升温速率不大于75℃/h,防止高锰钢铸件产生热裂纹。

优选的，本发明步骤（2）水淬过程中，水温不高于40℃，铸件和水的质量比不大于1:8，水淬时水冷时间不少于60分钟。

本发明的原理：本发明所述采用Ti-V-Nb合金化并结合新的热处理工艺，使钢中析出纳米级和微米级双尺度沉淀相；由于Ti（C，N）的平衡固溶度积较小析出温度区间较高，在430~470℃等温过程中优先形核析出，在随后的630~670℃和830~870℃两个等温处理过程中，Nb（C, N）以先析出的Ti（C, N）沉淀物为异质形核点进行沉淀析出，产生尺寸较大的包覆型微米级沉淀物，并不断粗化和长大，在随后的奥氏体化过程中由于沉淀物尺寸较大基本不会固溶进入奥氏体基体中，沉淀析出的Nb（C, N）包覆Ti（C, N）型微米级沉淀相弥散分布于钢材表面并作为硬质颗粒点可以明显提高钢材的表面硬度；纳米级沉淀相主要为VC的沉淀物，由于VC平衡固溶度积很大，析出温度区间较低，往往只能在保温的后期少量析出，并且长大缓慢，形成了钢中的纳米级沉淀相，其可以通过阻碍位错运动来提升钢材的屈服强度；同时由于大量合金元素的加入会导致晶格畸变从而产生剧烈的固溶强化；而经过热处理后，钢中基体组织基本为奥氏体，从而保证了足够的韧性；钢中纳米级的沉淀相还可以起到细化晶粒的作用。

本发明的有益效果：

（1）本发明所述方法在成分设计和热处理工艺上充分考虑了固溶强化、细晶强化、沉淀强化三者综合强化机制的作用，同时保证了钢材足够的韧性，使合金化超高锰钢在使用初期未产生足够加工硬化前仍能保证足够的硬度和屈服强度，大幅度提高了耐磨性。

（2）本发明所述方法通过在450℃和650℃设定两个低温等温处理过程，可以促进奥氏体分解，在1070℃等温过程中可以使奥氏体发生重结晶，起到细化晶粒的作用

（3）通过Ti、V、Nb强碳氮化物元素的加入并配合之后适当的热处理工艺，可使钢中Ti和Nb微米级的碳氮化物沉淀物和VC纳米级沉淀物，纳米级沉淀物颗粒不仅可以细化奥氏体晶粒，还可以通过阻碍位错运动的作用，提高钢材的屈服强度；钢中微米级的沉淀物弥散分布于钢材表面可作为硬质点，显著提高高锰钢的硬度。

（4）Si、Mo、Cr的加入导致奥氏体晶格发生严重畸变，从而产生强烈的固溶强化效果，提升了钢材的硬度和强度。由于钢材中较高的Mn/C比，稳定了奥氏体相区，使得钢中基体组织基本为稳定的奥氏体组织，保证了钢材足够的韧性；合金化高锰钢通过本发明热处理后，可用于制造高冲击工况下大型研磨、破碎设备的耐磨部件（衬板、轧臼壁、颚板等），其强度和耐磨性大幅度提高，使用成本大大降低。

附图说明

图1是本发明的热处理工艺流程图；

图2是实施例1中合金化超高锰钢铸件经过热处理后金相组织图；

图3是实施例1中合金化超高锰钢铸件经过热处理后钢中纳米级和微米级双尺度沉淀物形貌、尺寸及分布SEM图。

具体实施方式

下面结合附图及具体实施例对本发明作进一步的详细说明，但本发明的保护范围并不限于所述内容。

实施例1

一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法，采用Ti-V-Nb合金化并结合新的热处理工艺，使高锰钢中析出纳米级和微米级的双尺度沉淀相，具体包括以下步骤：

（1）按高锰钢的原料化学成分（C：0.81%；Mn:17.1%；Si：0.79%；Cr：1.95%；Ti:0.09%；V:0.43%；Nb:0.26%；Mo:0.72%；Ni:0.29%；P:0.001%；S:0.003%,余量为Fe及不可避免的杂质）进行配料，然后进行熔炼，铸造得到尺寸为200mm×50mm×50mm的高锰钢铸件。

（2）分段加热保温：将步骤（1）得到的超高锰铸件加温至450℃后保温90min；保温结束后加温至650℃保温90分钟；保温结束后加温至850℃，保温90分钟，每阶段的升温速率为65℃/h。

（3）淬火：分段加热保温结束后超高锰钢铸件加热至1070℃，保温2小时，保温结束后进行水淬，铸件和水的质量比为1:8，水淬结束后水温为31℃，水淬时水冷时间为70分钟。

实施例2

一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法，采用Ti-V-Nb合金化并结合新的热处理工艺，使高锰钢中析出纳米级和微米级的双尺度沉淀相，具体包括以下步骤：

（1）按高锰钢的原料化学成分（C：0.92%；Mn:18.3%；Si：0.78%；Cr：1.99%；Ti:0.11%；V:0.42%；Nb:0.24%；Mo:0.74%；Ni:0.3%；P:0.002%；S:0.003%,余量为Fe及不可避免的杂质）进行配料，然后进行熔炼，铸造得到尺寸为100mm×30mm×30mm的高锰钢铸件。

（2）分段加热保温：将步骤（1）得到的超高锰铸件加温至470℃后保温60分钟；保温结束后加温至670℃保温60分钟；保温结束后加温至870℃，保温60分钟，每阶段的升温速率为 60℃/h。

（3）淬火：分段加热保温结束后超高锰钢铸件加热至1060℃，保温1小时，保温结束后进行水淬，水淬结束后水温为27℃，铸件和水的质量比为1:9，水淬时水冷时间为70分钟。

实施例3

一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法，采用合金化提高钢中Mn/C比，结合新的热处理工艺，使高锰钢中析出纳米级和微米级的双尺度沉淀相，具体包括以下步骤：

（1）按高锰钢的原料化学成分（C：0.95%；Mn:18.7%；Si：0.79%；Cr：2.01%；Ti:0.13%；V:0.44%；Nb:0.26%；Mo:0.75%；Ni:0.31%；P:0.003%；S:0.003%,余量为Fe及不可避免的杂质）进行配料，然后进行熔炼，铸造得到尺寸为150mm×40mm×40mm的高锰钢铸件。

（2）分段加热保温：将步骤（1）得到的超高锰铸件加温至430℃后保温80分钟；保温结束后加温至630℃保温80分钟；保温结束后加温至830℃，保温80分钟，每阶段的升温速率为 75℃/h。

（3）淬火：分段加热保温结束后超高锰钢铸件加热至850℃保温，结束后加热至1080℃，保温100分钟，保温结束后进行水淬，水温不高于40℃，铸件和水的质量比为1:10，水淬时水冷时间为60分钟。

本发明实施例1~3制备得到的超高锰钢铸件中基体组织基本为奥氏体，并且在奥氏体晶粒内弥散分布有大量的纳米级和微米级沉淀物，使合金超高锰钢的表面硬度和强度相较于传统高锰钢材料有较大提升。以实施例1制备得到的超高锰钢铸件为例进行详细说明，

图2为合金化超高锰钢铸件经过热处理后的金相组织图；由图可以看出其基体组织基本由奥氏体组成，同时在奥氏体晶界处存在大量非连续分布的微米级沉淀相，而在奥氏体晶粒内部还弥散分布有一些尺寸比晶界处小的微米级沉淀相，这主要是因为晶界处能量较高，合金元素容易偏聚，沉淀相优先在晶界处沉淀析出，导致其在随后的热处理过程中不断发生粗化和长大，而奥氏体晶内沉淀相的析出相较于晶界处进行的更加缓慢，因此其尺寸远远小于晶界处的沉淀相。微米级的沉淀相结构主要为Nb（C, N）包覆Ti（C, N），其作为硬质颗粒点弥散分布于奥氏体表面可以显著提高高锰钢的表面硬度。

图3是合金化超高锰钢铸件经过热处理后钢中纳米级和微米级双尺度沉淀物形貌、尺寸及分布SEM图，由图可以看出在钢中存在有微米级和纳米级两种尺度范围的沉淀相，其中微米级沉淀相尺寸范围在几微米至十几微米之间，纳米级沉淀相尺寸范围在几百纳米至几十纳米之间；微米级沉淀相的数量较少，形状多为不规则的块状，分布不均匀；纳米级沉淀相数量较多，弥散分布于整个基体表面，形状主要为不规则的块状、球状及椭球状等。纳米级的析出相可以通过阻碍位错运动提升高锰钢的强度，微米级的沉淀相分布于基体表面可以提升高锰钢的表面硬度。

一般传统ZGMn13Cr2经水韧处理后其屈服强度在350MPa~400MPa之间，抗拉强度为450~600MPa之间，表面硬度一般在160~230HBW之间；通过本发明制备得到的合金化超高锰钢中存在微米级和纳米级双尺度范围的沉淀相，其屈服强度和表面硬度相较于传统ZGMn13Cr2有较大的提升，其力学性能如表1所示：

表1

Claims (3)

1.一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法，其特征在于：采用Ti-V-Nb合金化并结合热处理工艺，使高锰钢中析出纳米级和微米级的双尺度沉淀相；所述热处理工艺包括以下步骤：

（1）分段加热保温：将合金化超高锰铸件加热至450±20℃，进行保温，然后加热至650±20℃，进行保温，随后升温至850±20℃，进行保温，每阶段保温时间为每30毫米铸钢件厚度保温50~70分钟；

（2）淬火：将分段加热保温处理之后的超高锰钢加热至1070±10℃，保温时间为每25毫米铸钢件厚度保温40~60分钟，保温结束后进行水淬；

所述高锰钢中各成分的质量百分比为C:0.8%~1.1%、Si:0.75%~0.9%、Mn:16.5%~19.0%、Cr:1.8%~2.1%、Ti:0.08%~0.15%、V:0.4%~0.6%、Nb:0.2%~0.3%、Mo:0.7%~0.9%、Ni:0.2%~0.3%、P＜0.03%、S＜0.03%，除上述化学成分以外，其余为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述提高合金化高锰钢铸件性能的方法，其特征在于：步骤（1）中每阶段的升温速率不大于75℃/h。

3.根据权利要求1所述提高合金化高锰钢铸件性能的方法，其特征在于：步骤（2）水淬过程中，水温不高于40℃，铸件和水的质量比不大于1:8，水淬时水冷时间不少于60分钟。

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