一种马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢的制备方法与流程

1.本发明涉及合金钢技术领域，尤其涉及一种马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢的制备方法。


背景技术：

2.耐磨钢板被广泛应用于工程机械、矿山机械、港口机械、水泥机械等易磨损关键部件制造。目前大量应用的耐磨钢板为低合金马氏体钢，高硬度马氏体赋予材料良好的耐磨性，但同时也降低了材料的韧性、塑性和成型性。研究表明，在马氏体基体中引入一定体积分数的亚稳奥氏体，获得马氏体/奥氏体复相组织，可以显著改善材料的韧塑性。同时，这些亚稳奥氏体还可以在磨损变形过程中转变为高硬度的马氏体，提高磨损表面硬度，从而进一步提高材料耐磨性。因此，与单一马氏体相比，马氏体/奥氏体复相组织可以在相同的硬度条件下获得更优异的耐磨性能。
3.目前在马氏体基体中引入亚稳奥氏体的方法主要有两种：中锰钢逆相变退火处理和淬火
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配分(q
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p)处理。中锰钢逆相变退火处理是通过在钢的临界区(α γ两相区)退火以促进c、mn元素在奥氏体相中的富集，提高奥氏体的稳定性，使得高温奥氏体在冷却后能够全部或部分保留来下来。但是，由于这种方法退火温度相对较高(600～700℃)，退火过程中马氏体发生深度回复乃至再结晶，导致材料硬度大幅下降从而也就降低了其耐磨性，因此不适用于耐磨钢生产。q
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p处理是将钢奥氏体化后快速冷却到马氏体相变点(ms温度)以下温度并进行一定时间的等温处理，在此过程中发生c原子从马氏体向未转变的奥氏体中扩散配分，奥氏体稳定性得以提高，进而获得较大体积分数的残余奥氏体。通过这种方法得到的组织由于基体为中低温回火的马氏体，因此其硬度较高。然而，该方法要求在快速冷却后实现对钢材等温温度和时间精确控制，这对于中厚耐磨钢板(厚度大于30mm)而言是很难保证的，因为沿钢板厚度方向的温度难以在快冷中实现均匀化，导致表面与心部温差很大。因此，q
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p工艺也不适用耐磨钢板的生产。需要提出一种既工艺可行又能得到较高硬度的马/奥复相耐磨钢工艺控制新方法。


技术实现要素：

4.有鉴于此，本发明的目的在于提供一种马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢的制备方法。本发明提供的制备方法既能在马氏体基体中获得一定含量的残余奥氏体，又能使耐磨钢具有较高的硬度。
5.为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
6.本发明提供了一种马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢的制备方法，包括以下步骤：
7.将钢原料熔融后浇铸，得到铸锭；
8.将所述铸锭依次进行加热和轧制，得到钢板；
9.将所述钢板依次进行临界区退火预处理、淬火处理、回火处理和空冷，得到所述马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢。
10.优选地，所述临界区退火预处理的温度为550～680℃，保温时间为1～48小时。
11.优选地，所述临界区退火预处理的温度为620～650℃，保温时间为6～12小时。
12.优选地，所述淬火处理的温度为720～820℃，保温时间为10～120分钟。
13.优选地，所述淬火处理的温度为750～780℃，保温时间为30～120分钟。
14.优选地，所述加热的温度为1000～1220℃，时间为1～5小时。
15.优选地，所述加热的温度为1150℃，时间为2小时。
16.优选地，所述回火处理的温度为100～250℃，保温时间为10～120分钟。
17.优选地，所述回火处理的温度为200℃，保温时间为60分钟。
18.优选地，所述钢原料包括以下质量分数的组分：c：0.10～0.30wt.％、si：0.10～1.0wt.％、mn：3.0～7.0wt.％、p：＜0.02wt.％、s：＜0.01wt.％，余量为fe和不可避免的杂质。
19.本发明提供了一种马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢的制备方法，包括以下步骤：
20.将钢原料熔融后浇铸，得到铸锭；将所述铸锭依次进行加热和轧制，得到钢板；将所述钢板依次进行临界区退火预处理、淬火处理、回火处理和空冷，得到所述马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢。
21.本发明采用c和mn奥氏体稳定化元素作为主要合金元素，通过在钢板淬火处理前增加(α γ)两相区退火预处理工序，使得c、mn元素发生从基体扩散至相中的配分而获得元素局部富集区，之后通过进行奥氏体区淬火加热温度和时间使得mn元素富集区尽可能保留，这些区域的奥氏体由于稳定性较高而在淬火后将得到较多的残余奥氏体。本发明中，加热的作用是使铸锭奥氏体化；临界区退火预处理在(α γ)两相区进行，而淬火处理的温度则高于钢的完全奥氏体化温度(ac3)，临界区退火预处理的过程中主要是c和mn的配分，形成逆转变奥氏体；淬火处理的作用是形成马氏体；回火处理的作用是去除应力。本发明提供的工艺方法既能在马氏体基体中获得一定含量的残余奥氏体，又能使材料具有较高的硬度，且工艺可行，避免了现有逆相变退火工艺导致钢板硬度过低、q
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p工艺不适用于中厚板的不足。
22.进一步地，本发明的制备方法通过改变临界区退火预处理和淬火处理的参数可以实现残余奥氏体含量在较大范围的调控，从而能够实现材料性能的大范围调控。
附图说明
23.图1为本发明临界区退火预处理和淬火处理的工艺流程示意图；
24.图2为a4工艺钢板的xrd图谱。
具体实施方式
25.本发明提供了一种马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢制备方法，包括以下步骤：
26.将钢原料熔融后浇铸，得到铸锭；
27.将所述铸锭依次进行加热和轧制，得到钢板；
28.将所述钢板依次进行临界区退火预处理、淬火处理、回火处理和空冷，得到所述马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢。
29.本发明将钢原料熔融后浇铸，得到铸锭。
30.在本发明中，所述钢原料优选包括以下质量分数的组分：c：0.10～0.30wt.％、si：0.10～1.0wt.％、mn：3.0～7.0wt.％、p：＜0.02wt.％、s：＜0.01wt.％，余量为fe和不可避免的杂质。
31.在本发明中，所述钢原料优选还包括以下一种或多种组分：cr：0～0.50wt.％、ni：0～1.0wt.％、mo：0～0.50wt.％、cu：0～0.60wt.％、nb：0～0.05wt.％、v：0～0.15wt.％、ti：0～0.12wt.％、b：0～0.003wt.％、al：0.01～0.06wt.％。
32.本发明中各元素的作用及配比依据如下：
33.碳：碳是奥氏体稳定化元素，能明显提高钢的淬透性和强度。本发明钢的碳含量范围为0.10～0.30wt.％，碳含量低于0.1wt.％，钢板硬度较低，耐磨性较差；碳含量高于0.30wt.％，则淬火开裂倾向增大。
34.硅：钢中脱氧元素之一，同时具有较强的固溶强化作用，较高含量si能够抑制碳化物析出而起到稳定奥氏体的作用，但过量的si将恶化钢的韧性及焊接性能。综合上述考虑，本发明钢的硅含量范围为0.1～1.0wt.％。
35.锰：锰是奥氏体稳定化元素，在(γ α)两相区退火预处理时将在奥氏体中富集，是本发明钢获得亚稳奥氏体的关键合金元素。此外，锰明显提高钢的淬透性，同时具有一定的固溶强化作用。本发明钢的锰含量范围为3.0～7.0wt.％，锰含量低于3.0wt.％，所获得的亚稳奥氏体含量少；锰含量高于7.0wt.％，所获得的亚稳奥氏体含量过多而使得钢板整体硬度下降。
36.钼：显著提高钢的淬透性，减少回火脆性，提高钢的耐延迟断裂性能。mo与微合金元素共同添加时还会提高微合金析出相的高温尺寸稳定性，降低其粗化速率，有利于提高沉淀析出强化效果。当钼含量超过0.50wt.％时，上述作用效果达到饱和，且成本较高。因此，本发明钢钼含量应控制在0.50wt.％以内。
37.铬：提高钢的淬透性和耐腐蚀性能，但较高的cr含量对焊接性能不利，应控制在0.50wt.％以内。
38.镍：镍是奥氏体稳定化元素，在(γ α)两相区等温时它将在奥氏体中富集，有利于获得亚稳奥氏体；此外，镍提高钢的淬透性和耐腐蚀性能，但其价格高，应控制在1.0wt.％以内。
39.铜：提高钢的淬透性和耐大气腐蚀性能，时效析出的纳米级cu相粒子具有一定的沉淀强化作用，但含cu钢由于表面选择性氧化而易于产生热脆问题。因此cu含量控制在0.60wt.％以内。
40.硼：强烈偏聚于奥氏体晶界及其它晶体缺陷处，加入微量b即可显著提高淬透性，但硼含量超过0.003％后上述作用饱和，而且还可能形成各种对热加工性能和韧性不利的含b析出相，因此硼含量应控制在0.003wt.％以内。
41.铌：具有较强的细晶化作用。此外，固溶于奥氏体中nb提高淬透性效果明显。本发明钢铌含量在0.05wt.％以内，高于0.05wt.％其细晶化效果饱和且成本提高。
42.钒：从马氏体或铁素体基体中沉淀析出的vc粒子弥散细小，具有显著的沉淀强化效果。本发明钢v含量控制在0.15％以内，过高则沉淀强化效果提高不明显，且成本较高。
43.钛：当钢中加入微量ti时(小于0.04wt.％)，ti主要与n结合形成纳米级tin粒子，可细化铸坯加热过程中奥氏体晶粒；当ti含量大于0.04wt.％时，除了形成tin外(这时部分
tin还将从钢水中析出)，剩余ti将与c结合形成tic粒子，其具有较强的沉淀析出强化作用。本发明钢ti含量应控制在0.12wt.％以内，添加过多的ti其沉淀强化作用增加不明显，而且大颗粒液析tin数量增多，严重损害钢的韧塑性。
44.铝：铝是强脱氧元素，还可与n结合形成aln，起到细晶化作用。本发明钢的铝含量范围为0.01～0.06wt.％。
45.磷和硫：钢中杂质元素，显著降低塑韧性和焊接性能，其含量应分别控制在0.02wt.％和0.01wt.％以内。
46.本发明对所述熔融和浇铸的具体方式没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的方式即可。
47.得到铸锭后，本发明将所述铸锭依次进行加热和轧制，得到钢板。
48.在本发明中，所述加热的温度优选为1000～1220℃，更优选为1150℃，时间优选为1～5小时，更优选为2小时，所述加热的目的是奥氏体化。
49.在本发明中，所述加热优选在加热炉中进行。
50.在本发明中，所述轧制优选为中厚板轧机轧制或热连轧。
51.在本发明中，所述中厚板轧机轧制的参数优选包括：粗轧轧制3～8道次，精轧轧制5～14道次，终轧温度为700～900℃，轧后空冷或加速冷却到室温。本发明对所述加速冷却的具体方式没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的方式即可。
52.在本发明中，所述热连轧的参数优选包括：粗轧轧制3～8道次，将铸坯轧制成20～60mm厚度的中间坯，然后经6或7机架热连轧，终轧温度为700～900℃，轧后经层流冷却后卷取成钢卷，卷取温度为300～700℃。
53.在本发明中，所述钢板的厚度优选为小于60mm，更优选为20mm。
54.得到钢板后，本发明将所述钢板依次进行临界区退火预处理、淬火处理、回火处理和空冷，得到所述马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢。
55.在本发明中，所述临界区退火预处理的温度优选为550～680℃，更优选为620～650℃，保温时间优选为1～48小时，更优选为6～12小时，所述临界区退火预处理在(α γ)两相区进行，而淬火处理温度则应高于钢的完全奥氏体化温度(ac3)，所述临界区退火预处理优选在空气氛围中进行，温度过低或过高均不利于mn元素的有效配分；时间过短，mn的配分不充分，时间过长则严重降低生产效率。在本发明中，所述临界区退火预处理的过程中主要是c和mn的配分，形成逆转变奥氏体。
56.所述临界区退火预处理完成后，本发明优选还包括冷却至室温，所述冷却至室温优选为空冷或水冷。本发明对所述水冷的具体方式没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的方式即可。
57.在本发明中，所述淬火处理的温度优选为720～820℃，更优选为750～780℃，保温时间优选为10～120分钟，更优选为30～120分钟，所述淬火处理优选在空气氛围中进行，温度过低或时间过短，不能保证完全奥氏体化，导致淬火后钢板硬度显著下降，而温度过高或时间过长，则淬火预处理形成的mn富集区由于充分扩散而显著减少甚至消失，不利于获得残余奥氏体。在本发明中，所述淬火处理的作用是产生马氏体。
58.所述淬火处理完成后，本发明优选还包括冷却至室温，所述冷却至室温优选为空冷或水冷。本发明对所述水冷的具体方式没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的方
式即可。
59.图1为本发明临界区退火预处理和淬火处理的工艺流程示意图。
60.在本发明中，所述回火处理的温度优选为100～250℃，更优选为200℃，保温时间优选为10～120分钟，更优选为60分钟，所述回火处理优选在空气氛围中进行，所述回火处理的作用是除去应力。
61.为了进一步说明本发明，下面结合实例对本发明提供的马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢的制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。
62.实施例1
63.通过实验室真空感应炉冶炼两炉不同成分的钢，其具体成分为：钢a：c:0.21wt.％、si：0.32wt.％、mn：5.01wt.％、mo：0.25wt.％，余量为fe和不可避免的杂质；钢b：c:0.16wt.％、si：0.28wt.％、mn：4.85wt.％、mo：0.26wt.％，余量为fe和不可避免的杂质。将上述钢浇铸成200kg扁锭，在1150℃加热保温2h后，经实验室可逆轧机轧成厚度为20mm的钢板，轧后空冷至室温。
64.热处理工艺包括临界区退火预处理和淬火处理，具体工艺参数如表1所示，所有试验钢的回火处理温度均为200℃，回火处理时间均为1h。采用xrd测量了不同工艺下残余奥氏体体积分数，结果见表1。a4工艺的xrd谱如图2所示。由表1可见，通过在临界区退火预处理，可以在淬火后获得体积分数5～25％的残余奥氏体，同时仍然保持了较高的硬度。另外，通过改变热处理工艺参数(包括临界区退火预处理和淬火处理)可以实现残余奥氏体含量在较大范围的调控，从而能够实现材料性能的大范围调控。
65.表1本发明钢热处理工艺及相应的残奥体积分数
66.[0067][0068]
对比例1
[0069]
与实施例1中a1工艺相同，区别仅在于临界区退火预处理的温度为500℃，时间为60h，得到的钢的残奥体积分数为2.6％，硬度为469hbw。
[0070]
对比例2
[0071]
与实施例1中a1工艺相同，区别仅在于临界区退火预处理的温度为700℃，时间为1h，得到的钢的残奥体积分数为1.9％，硬度为472hbw。
[0072]
对比例3
[0073]
与实施例1中a1工艺相同，区别仅在于淬火处理的温度为700℃，时间为30分钟，由于淬火温度低，试验钢未能完全奥氏体化，存在较多铁素体软相，导致硬度大幅降低，仅为316hbw。
[0074]
对比例4
[0075]
与实施例1中a1工艺相同，区别仅在于淬火处理的温度为860℃，时间为10分钟，得到的钢的残奥体积分数为2.4％，硬度为468hbw。
[0076]
对比例5
[0077]
与实施例1中a1工艺相同，区别仅在于临界区退火预处理的温度为500℃，时间为60h，淬火处理的温度为700℃，时间为10分钟，由于淬火温度低，试验钢未能完全奥氏体化，存在较多铁素体软相，导致硬度大幅降低，，仅为325hbw。
[0078]
对比例5
[0079]
与实施例1中a1工艺相同，区别仅在于临界区退火预处理的温度为700℃，时间为1h，淬火处理的温度为860℃，时间为10分钟，得到的钢的残奥体积分数为2.5％，硬度为466hbw。
[0080]
以上所述仅是本发明的优选实施方式，并非对本发明作任何形式上的限制。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，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。