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CN115522126B - 一种具有良好耐磨性能的中锰钢及生产方法 - Google Patents

一种具有良好耐磨性能的中锰钢及生产方法 Download PDF

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CN115522126B CN202211201426.4A CN202211201426A CN115522126B CN 115522126 B CN115522126 B CN 115522126B CN 202211201426 A CN202211201426 A CN 202211201426A CN 115522126 B CN115522126 B CN 115522126B
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Abstract

一种具有良好耐磨性能的中锰钢，其组分及wt%为：C：0.05～0.6%，Mn：3.5～10.5%，Al：2.0～6.0%，Si：0.1～2.0%，Cr：0.1～3.0%，Cu：0.1～2.0%，Nb：0～0.2%，Mo：0～0.5%，Ti：0～0.3%，S≤0.015%，P≤0.005%；生产方法：冶炼及浇注成坯；对板坯加热；热轧；冷却至室温后退火；在室温下冷轧至产品厚度；进行逆相变退火；冷却；冷却至室温。本发明通过合理成分配比和优化变形量及退火工艺，控制晶粒尺寸，精确调控奥氏体体积分数和稳定性，及有效TRIP和TWIP效应达到高加工硬化率，提高中锰钢的耐磨性，其硬度及力学性能：硬度为320～470HV，屈服强度为600～1300MPa，抗拉强度为1100～1600MPa，断后延伸率为10～55%。

Description

一种具有良好耐磨性能的中锰钢及生产方法
技术领域
本发明涉及一种工程机械用钢及生产方法，具体属于一种具有良好耐磨性能中锰钢及生产方法。
背景技术
中锰钢指的是C含量在0.05～0.6wt.％，Mn含量在4～12wt.％的合金钢。在该合金体系的基础上，为了抑制碳化物析出、扩大两相区和减轻材料密度，添加了铝、硅等合金元素。中锰钢由于具有良好的硬度、高加工硬化能力和高耐磨性而被大家熟知，作为一种理想的冲击和磨损材料，广泛用于冲击锤、磨机衬板、破碎机钳口。但是，随着能源短缺和环境恶化问题的日益加剧，节能、减少材料损耗、环保已成为工业发展的主要方向，对中锰钢的耐磨性、屈服强度、硬度和塑性都提出了更高的要求，成为高强高塑性高耐磨性中锰钢发展动力之一。
中锰钢被称为第三代先进高强度钢，其设计思路是在体系中通过C、Mn的配分引入大量亚稳奥氏体相，形成残余奥氏体、超细晶铁素体和马氏体的复相组织。亚稳奥氏体相是中锰钢的关键相，奥氏体所占的体积分数和稳定性直接决定了材料的力学性能。其中，奥氏体稳定性与晶粒尺寸、合金成分有关，晶粒尺寸越小、C和Mn含量越高，则奥氏体相越稳定。当材料受到应力发生塑性变形时，会产生应变诱发马氏体相变效应(TRIP效应)，相变时吸收了外界的大量能量，提高加工硬化能力，使局部强度提高，导致变形向未发生马氏体相变的部位转移，从而推迟颈缩，从而极大地提升材料的综合力学性能。
中锰钢在加热至两相区温度后，退火过程中，马氏体发生奥氏体逆相变，同时C、Mn向生成的奥氏体内配分，提高其稳定性。退火的冷却过程中，高温下生成的奥氏体依据其稳定性部分地转变为马氏体。最终在室温下得到残余奥氏体和超细晶铁素体或残余奥氏体、超细晶铁素体和马氏体的复相组织。因此，通过合适的热处理工艺调控钢中奥氏体组织的含量和稳定性是提高中锰钢耐磨性能的有效措施。
现有的技术中，主要是依靠渗碳、渗氮等表面改性技术以提高中锰钢的耐磨性能，但是缺点也很明显，材料表面虽具有很大的硬度，但缺乏韧性，在冲击载荷作用下，表面易剥落，因此不能满足人们对中锰钢良好耐磨性能的要求。
经检索：
中国专利申请号CN201810455858.5的文献，公开的《一种高强中锰钢板的制备方法》。所述中锰钢的成分按质量百分比含量为：C：0.05～0.50％，Mn：3～12％，Si：0～3％，Al：0～5％，Cr：0～2％，Mo：0～2％，W：0～2％，Ti：0～0.4％，Nb：0～0.4％，Zr：0～0.4％，V：0～0.4％，Cu：0～2％，Ni：0～3％，B：0～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；该文献提供了一种利用冷轧加退火工艺制备中锰钢的方法，冷轧的总压下率≤20％，获得屈服强度450～1000MPa、抗拉强度800～1500MPa、延伸率18％～60％的中锰钢。该文献的优点是利用相逆转变技术获得高强塑积中锰钢，但由于冷轧总压下率≤20％，无法实现很好的细晶强化，导致强度及硬度不能满足要求。
中国专利申请号为CN201811527026.6的文献，公开的《一种强塑积大于60GPa·％的高强韧热轧中锰钢及制备方法》。该文献所述的中锰钢板经过原料准备、冶炼、铸造、锻造、热轧、两相区退火等工序制备而成，中锰钢的抗拉强度在1039～1183MPa，断后延伸率在43.5～64.8％。该发明的特点是通过合理的成分配比及优化两相区退火工艺，控制两相组织形貌和比例，促进TRIP及TWIP效应以提高中锰钢的韧性。但是由于没有充分利用轧制变形工艺对中锰钢性能调控的影响，使强度、硬度等性能不能满足工业对中锰钢耐磨性能的需求。
发明内容
本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种通过合理成分配比和优化变形量及退火工艺，控制晶粒尺寸，精确调控奥氏体体积分数和稳定性，以及有效的TRIP和TWIP效应达到高加工硬化率，提高中锰钢的耐磨性，其硬度及力学性能：硬度为320～470HV，屈服强度为600～1300MPa，抗拉强度为1100～1600MPa，断后延伸率为10～55％的具有良好耐磨性能中锰钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种具有良好耐磨性能的中锰钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.05～0.6％，Mn：3.5～10.5％，Al：2.0～6.0％，Si：0.1～2.0％，Cr：0.1～3.0％，Cu：0.1～2.0％，Nb：0～0.2％，Mo：0～0.5％，Ti：0～0.3％，S≤0.015％，P≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质；其金相组织为：60～80％的奥氏体，20～60％的铁素体+马氏体，其中马氏体占比不低于5％；力学性能：硬度为320～470HV，屈服强度为600～1300MPa，抗拉强度为1100～1600MPa，断后延伸率为10～55％。
优选地：C的重量百分比含量在0.12～0.60％。
优选地：Mn的重量百分比含量在4.6～10.2％。
优选地：Al的重量百分比含量在2.15～5.65％。
一种具有良好耐磨性能的中锰钢的生产方法，其步骤：
1)经冶炼及浇注成坯后的板坯厚度控制在30～50mm；
2)对板坯加热，其加热温度控制在1180～1260℃，并在此温度下保温90～120min；
3)进行热轧，控制轧制总压下率不低于90％，开轧温度不低于1170℃，终轧温度在不低于900℃；控制热轧板厚度在2.5～5mm；
4)自然冷却至室温后进行退火，控制退火温度在650～700℃，并在此温度下保温60～120min；经退火后的钢板微观组织按体积百分比为：20～40％的奥氏体，60％～80％的铁素体+马氏体，其中铁素体占比不低于25％；
5)再次自然冷却至室温后在室温状态下冷轧至产品厚度，并控制总压下率在60～90％；
6)进行逆相变退火，将冷轧板加热至600～900℃，并在此温度下保温1.5～30min；此退火后的金相组织按体积百分比为：60～80％的奥氏体，20～60％的铁素体+马氏体，其中马氏体占比不低于5％；
7)进行冷却，在冷却速度为50～80℃/s下水冷至120～150℃；
8)自然冷却至室温。
优选地：冷轧轧制总压下率在73～86％。
优选地：所述逆相变退火的加热温度在700～800℃，保温时间1.5～5min。
进一步地：当采用注坯厚度不低于100mm时，要将注坯加热至1120～1200，℃并在此温度下保温2～3h；再锻压至30～50mm厚，经自然冷却至室温后进行板坯加热等后工序。
本发明中各原料及主要工艺的作用及机理
C：C是中锰钢中重要的固溶强化元素，是最经济、有效的强化元素。碳含量设计偏低，则无法获得良好的固溶强度效果；但碳含量过高则引起过大的晶格畸变或晶界上析出大的碳化物，降低了钢的塑性。因此从经济性和综合性能考虑，本发明中碳百分含量控制范围为0.05～0.60％，优选为0.12～0.60％。
Si：Si在中锰钢中起到固溶强化的作用，因其可以改变C在奥氏体中的溶解度，所以Si元素对中锰钢力学性能的影响比较复杂。Si元素的添加有利于中锰钢变形过程中形变孪晶的形成，但Si含量较高时会影响中锰钢的表面质量不利于产业化，需要严格控制其含量。因此，Si的含量范围控制在0.1～2.0％。
Mn：Mn是中锰钢中的主要合金元素，具有扩大奥氏体相区并稳定奥氏体组织的作用。当钢中C含量一定时，随着Mn含量的增加，其组织会由珠光体型逐渐转变为马氏体型并进一步转变为奥氏体型。另外，Mn元素可以通过影响层错能而影响钢的变形机制，随着Mn含量增加，奥氏体钢的变形机制会由TRIP效应逐渐转变为TWIP效应。因此，Mn的含量范围控制在3.5～10.5％，优选为4.6～10.2％。
P：由于钢中含有大量的Mn元素，会增大P在晶界的偏聚，弱化晶界，故P含量应尽可能降低。因此，P的含量范围应≤0.005％。
S:由于钢中含有大量的Mn元素，S在钢中易形成MnS，引起热脆，所以S含量越少越好。因此，S的含量范围应≤0.015％。
Al：Al在中锰钢中的作用是提高层错能，抑制马氏体相变的发生，有利于形变孪晶的形成，从而提高强塑性。有研究表明当Mn含量降低而添加Al会使TWIP钢的屈服强度增加但抗拉强度和伸长率下降。并且Al元素的添加会使TWIP钢变形后的形变孪晶更加均匀，避免应力集中。但当Al含量过量会导致抗拉强度降低并且在生产过程中会降低钢液的流动性，造成浇注水口堵塞，需要合理控制Al含量。因此，Al的含量范围控制在2.0～6.0％，优选为2.15～5.65％。
Cr:Cr是稳定性元素，有利于提高室温奥氏体的稳定性，并且是碳化物形成元素，当w(Cr)：w(C)大于3.5时，碳化物由网状的(Fe，Cr)3C转变为孤岛状的(Fe，Cr)7C3和(Fe，Cr)23C6使中锰钢获得很高的韧性。另外，Cr元素的加入可以有效提高中锰钢的抗腐蚀性和抗氧化性。因此，Cr的含量范围控制在0.1～3.0％。
Cu:Cu作为奥氏体稳定元素，在奥氏体中有较高的固溶度。废钢中通常含有Cu元素，从而降低了原材料的要求，可以利用含铜的废钢材进行冶炼，扩大了冶炼工艺范围。Cu含量能够调节材料的层错能，从而调节材料的变形机制，优化材料的强韧性。经适当的退火工艺处理之后，Cu合金化中锰钢的强韧积比未加Cu的中锰钢有较大幅度提高。因此，Cu的含量范围控制在0.1～2.0％。
Nb：Nb属于微合金元素，能够起到细化晶粒、影响相变动力学、促进形核等作用。Nb与C和N结合形成细小的碳氮化物，阻止晶粒长大和位错开动，有明显强化基体的效果。因此，Nb的含量范围控制在0～0.2％。
Mo：Mo为中强碳化物形成元素。并且Mo可进一步细化双相组织，提高淬透性和热强性能，在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力。在工具钢中可提高红硬性。抑制合金钢回火脆性。因此，Mo的含量范围控制在0～0.5％。
Ti：Ti为强碳化物形成元素，能同时起到沉淀强化和细晶强化的作用，能够明显提高钢的抗拉强度。因此，Ti的含量范围控制在0～0.3％。
本发明之所以控制板坯厚度在30～50mm，是由于为了达到工艺上所要求的总变形率以及最终产品厚度尺寸。
本发明之所以控制板坯加热温度在1180～1260℃，并在此温度下保温90～120min，是由于注坯或者锻坯存在一定的铸造或锻造缺陷，在此温度下可有效消除部分缺陷，为热轧做准备。且根据合金成分，加热到1180～1260℃可软化材料，提高轧机的变形能力，实现大压下量热轧，保温时间在90～120min方可保证坯料心部温度达到1100℃以上，但保温时间也不可过长，过长将导致材料晶粒粗大。
本发明之所以控制热轧轧制总压下率不低于90％，开轧温度不低于1170℃，终轧温度在不低于900℃；控制热轧板厚度在2.5～5mm，是由于不低于90％的总压下率是由于可有效细化晶粒，温度的控制是由于在此温度下材料才可实现单次大变形量的轧制。
本发明之所以热轧后的退火温度在650～700℃，并在此温度下保温60～120min，经退火后的钢板微观组织按体积百分比为：20～40％的奥氏体，60％～80％的铁素体+马氏体，其中铁素体占比不低于25％，是由于热轧后存在残余应力不利于下一步冷轧处理，其成分决定了中锰钢热轧板在此温度范围内退火60～120min后的组织一定包含奥氏体和铁素体，可能包含马氏体。
本发明之所以控制冷轧总压下率在60～90％，是由于大的总压下率能够产生极强的加工硬化，提高材料的强度。且由于大的冷轧总压下率将产生大量位错，位错缠结形成尺寸细小的位错胞，再经过下一步的退火处理可有效降低平均晶粒尺寸，实现细晶强化的作用。
本发明之所以控制逆相变退火的冷轧板加热温度在600～900℃，并在此温度下保温1.5～30min，此退火后的金相组织按体积百分比为：60～80％的奥氏体，20～60％的铁素体+马氏体，其中马氏体占比不低于5％，是由于退火可消除冷变形后的变形组织，部分位错、滑移带消失，部分马氏体逆相变为奥氏体，得到细小的近无缺陷等轴奥氏体晶粒。通过退火处理后，塑性得到了提升，同时由于平均晶粒尺寸细小，具有高硬度、高强度的优良力学性能特点。
本发明之所以控制在冷却速度为50～80℃/s下水冷至120～150℃，是由于要严格控制退火温度时长，若冷速过慢，高锰钢长时间处在高温状态后的晶粒将过分长大，细晶强化效果将减弱。
与现有技术相比：
1)本发明调控合金成分的依据为层错能的高低，通过精确Mn、Al、C等元素含量确保TRIP和TWIP效应的协调发生，并且调整轧后的两相区退火工艺参数调控奥氏体的含量和稳定性。
2)本发明通过合理的元素含量和退火工艺设计，大幅提高奥氏体含量的同时不损失其稳定性，使组织在变形过程中能够协调发生TRIP和TWIP效应。本发明极大优化了中锰钢的耐磨性能，使其硬度保持在320～470HV之间，且屈服强度为600～1300MPa，抗拉强度为1100～1600MPa，断后延伸率为10～55％。
3)本发明采用大压下量轧制—退火工艺，晶粒细化效果显著，可将中锰钢的平均晶粒尺寸细化至2.4μm。
4)本发明的中锰钢具有良好的耐磨性，克服了大尺寸零部件难以进行表面改性处理的困难。
附图说明
图1为本发明实施例SEM显微组织图。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例及对比例的化学成分列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表。
本发明各实施例按照以下步骤生产
1)经冶炼及浇注成坯后的板坯厚度控制在30～50mm；
2)对板坯加热，其加热温度控制在1180～1260℃，并在此温度下保温90～120min；
3)进行热轧，控制轧制总压下率不低于90％，开轧温度不低于1170℃，终轧温度在不低于900℃；控制热轧板厚度在2.5～5mm；
4)自然冷却至室温后进行退火，控制退火温度在650～700℃，并在此温度下保温60～120min；经退火后的钢板微观组织按体积百分比为：20～40％的奥氏体，60％～80％的铁素体+马氏体，其中铁素体占比不低于25％；
5)再次自然冷却至室温后在室温状态下冷轧至产品厚度，并控制总压下率在60～90％；
6)进行逆相变退火，将冷轧板加热至600～900℃，并在此温度下保温1.5～30min；此退火后的金相组织按体积百分比为：60～80％的奥氏体，20～60％的铁素体+马氏体，其中马氏体占比不低于5％；
7)进行冷却，在冷却速度为50～80℃/s下水冷至120～150℃；
8)自然冷却至室温。
表1本发明各实施例及对比例的化学成分列表(wt％)
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表
续表2
表3本发明各实施例及对比例力学性能检测结果列表
从表3可以看出，按照本发明的生产方法生产获得的中锰钢(实施例1～10)具有很高的硬度(332～466HV)，表现出良好的耐磨性能，同时具有较高的断后延伸率，强塑性综合力学性能均高于对比例1和对比例2。以上实施例采用合理的成分配比、冷轧总压下率、退火温度和退火时间等，可以有效降低晶粒尺寸，从而获得优良的耐磨性能，并且不会严重损害材料塑性，达到我们对中锰钢在低、中应力服役下的耐磨性能要求。
本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。

Claims (4)

1.一种具有良好耐磨性能的中锰钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.53～0.6％，Mn：3.5～10.5％，Al：5.22～6.0％，Si：0.1～2.0％，Cr：2.68～3.0％，Cu：0.1～2.0％，Nb：0～0.2％，Mo：0～0.5％，Ti：0～0.3％，S≤0.015％，P≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质；其金相组织为：体积比占60～80％的奥氏体，体积比占20～60％的铁素体+马氏体，其中马氏体占比不低于5％；力学性能：硬度为320～470HV，屈服强度为600～1300MPa，抗拉强度为1100～1600MPa，断后延伸率为10～55％。
2.如权利要求1所述的一种具有良好耐磨性能的中锰钢的生产方法，其步骤：
1)经冶炼及浇注成坯后的板坯厚度控制在30～50mm；
2)对板坯加热，其加热温度控制在1180～1260℃，并在此温度下保温90～120min；
3)进行热轧，控制轧制总压下率不低于90％，开轧温度不低于1170℃，终轧温度不低于900℃；控制热轧板厚度在2.5～5mm；
4)自然冷却至室温后进行退火，控制退火温度在685～700℃，并在此温度下保温60～120min；经退火后的钢板微观组织按体积百分比为：20～40％的奥氏体，60～80％的铁素体+马氏体，其中铁素体占比不低于25％；
5)再次自然冷却至室温后在室温状态下冷轧至产品厚度，并控制总压下率在60～90％；
6)进行逆相变退火，将冷轧板加热至600℃或将冷轧板加热至780～900℃，并在此温度下保温12～30min；此退火后的金相组织按体积百分比为：60～80％的奥氏体，20～60％的铁素体+马氏体，其中马氏体占比不低于5％；
7)进行冷却，在冷却速度为50～80℃/s下水冷至120～150℃；
8)自然冷却至室温。
3.根据权利要求2所述的一种具有良好耐磨性能高锰钢的生产方法，其特征在于：冷轧轧制总压下率在73～86％。
4.根据权利要求2所述的一种具有良好耐磨性能的中锰钢的生产方法，其特征在于：当采用注坯厚度不低于100mm时，要将注坯加热至1120～1200℃，并在此温度下保温2～3h；再锻压至30～50mm厚，经自然冷却至室温后进行板坯加热等后工序。
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