一种含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢及其制备方法

摘要

本发明提供的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢及其制备方法，涉及耐磨钢技术领域；其中耐磨钢的化学组成包括：C为0.6～1.2wt％，Si为1.2～2.5wt％，Mn为0.8～2.0wt％，Cr为5～10wt％，P≤0.015wt％，S≤0.01wt％，Mo 0.3～0.7wt％，Ni为0.3～0.7wt％，余量为Fe和不可避免的微量杂质；制备方法为先按设计成分熔炼浇铸成铸锭，随后锻造或轧制成板坯，进行球化退火去处理；最终经等温淬火工艺进行热处理，随后加热至850～950℃并保温2～6h完成奥氏体化，然后以足以避免珠光体相变的冷速降温至310～380℃，等温8～15h，随后转移至200～280℃的空气炉中等温，最后空冷至室温；制备的耐磨钢的微观组织为：基体为相间分布的微/纳米级的贝氏体铁素体和薄膜状奥氏体，在此基体上弥散分布着直径为0.5～2um的球状碳化物，球状碳化物体积百分比为7～12％，性能优良。

权利要求

1.一种含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢，其特征在于，所述贝氏体耐磨钢的化学组成包括：C为0.6～1.2wt％，Si为1.2～2.5wt％，Mn为0.8～2.0wt％，Cr为5～10wt％，P≤

0.015wt％，S≤0.01wt％，Mo为0.3～0.7wt％，Ni为0.3～0.7wt％，余量为Fe和不可避免的微量杂质；

所述贝氏体耐磨钢的微观组织包括相间分布着微/纳米级贝氏体铁素体和薄膜状奥氏体的基体，以及在基体上均匀分布的直径为0.5～2um的球状碳化物。

2.根据权利要求1所述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢，其特征在于，所述耐磨钢的化学组成包括：C为0.7～1.0wt％，Si为1.2～2.5wt％，Mn为0.8～2.0wt％，Cr为6～9wt％，P≤0.015wt％，S≤0.01wt％，Mo为0.3～0.7wt％，Ni为0.3～0.7wt％，余量为Fe和不可避免的微量杂质。

3.根据权利要求1所述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢，其特征在于，所述贝氏体耐磨钢的硬度为45～60HRC，抗拉强度为1300～2000MPa，延伸率为7～15％，无缺口冲击功200～350J。

4.根据权利要求1所述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢，其特征在于，所述贝氏体耐磨钢的淬硬深度达150mm。

5.根据权利要求1所述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢，其特征在于，所述贝氏体耐磨钢中球状碳化物的体积百分比分数为7～12％，且球状碳化物包括Cr7C3、M23C6、M2C。

6.基于权利要求1‑5任一项所述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括如下步骤：

1)熔炼及锻压：采用电炉或者转炉冶炼权利要求1或2所述耐磨钢的化学成分的钢水，钢水经过常规炉外精炼和常规真空脱气处理，并在脱气后加入RE，浇铸成铸锭，随后将铸锭锻造或轧制成板材；

2)球化退火处理：锻造或轧制板材随后进行球化退火，出炉空冷至室温，所得板材为包含球状碳化物和球化珠光体组织，得到的板材用于后续热处理；

3)等温淬火热处理：将步骤2)得到的板材先以100℃/h的升温速度升温至600℃保温4～6h，随后加热至900～1050℃并保温2～6h完成奥氏体化；然后以足以避免珠光体相变的冷速快速降温至220～350℃，随后转移至相同温度的空气炉中等温2～48h，最后空冷至室温，得到符合应用要求的贝氏体耐磨钢。

7.根据权利要求6所述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述步骤1)中铸锭锻造处理工艺为：加热温度为1150～1180℃，始锻温度为1100～1150℃，终锻温度为950～1000℃，锻造比为5～10，锻后缓冷至室温。

8.根据权利要求6所述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述步骤2)球化退火处理工艺为：加热至850～900℃后以25℃/h的速度冷却至720℃等温4h，然后以10℃/h的速度冷却至600℃，出炉空冷至室温。

9.根据权利要求6所述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述步骤3)中快速降温的方式为盐浴。

10.根据权利要求6所述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢的制备方法，其特征在于，所述步骤3)中快速降温的方式为水空循环冷却处理工艺。

说明书

一种含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及耐磨钢技术领域，具体涉及一种含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 耐磨衬板是一种广泛应用于冶金、矿山等行业的破碎设备的主要备件，它在工作时受到钢球及矿料的反复冲击、磨剥作用、矿浆的腐蚀以及磨损和腐蚀的交互作用，从而造
成衬板表面材料的不断迁移，甚至有时会造成衬板断裂失效。目前使用的金属衬板材质均
为铸造材料，有高锰钢、高铬铸铁、CADI、低合金钢等。高锰钢是单相奥氏体组织，其屈服强
度低，在使用过程中易发生塑性变形，以致维修拆卸非常困难。高硬度的耐磨铸铁，如高铬
铸铁、CADI等，制造球磨机衬板冲击韧性低，在较大的冲击载荷下由于韧性不足而易出现断
裂，影响球磨机的安全运行。用低合金钢制造衬板磨机衬板，也存在强度和硬度低，耐磨性
差的不足。

[0003] 高铬白口铸铁中Cr元素的加入，不但使共晶碳化物由M3C转变为显微硬度更高的M7C3，而且碳化物的形态发生很大的变化，由连续网状分布转变为断网状的独立分布。高铬
白口铸铁具有较高的硬度和韧性。尽管如此，高铬白口铸铁仍是一类脆性材料，在应用过程
中仍存在韧性储备不足的缺点。

[0004] 白口铸铁韧性的提高需要形态良好的耐磨相和强韧性的基体，但以碳化物为耐磨相的白口铸铁难以同时满足这两点要求，所以其韧性的提高难以有大的突破。

[0005] 专利CN103060687B中以硼化物为耐磨硬质相，以无碳化物贝氏和奥氏体双相组织为基体。由于硼在铁中独特的作用，硼在铁中的溶解度极低，具体为在700℃时溶解度低于
0.0004％，当加入的硼超过其溶解度时，会形成硼化物。硼化物具有较高的硬度，例如Fe2B
的硬度可以达到HV1200～1600，与高铬白口铸铁中碳化物硬度相当，可以用来做为耐磨相。
通过硼、碳的含量的调整实现硼化物耐磨相数量和基体碳含量的分别控制以及通过合理的
等温淬火热处理来控制和调整基体的力学性能。此合金力学性能为：硬度45～63HRC，抗拉
强度650～950MPa，冲击韧度4～15J，相同试验条件下耐磨性为高铬白口铸铁的1～1.8倍。
B、Ti耐磨相属于液析碳化物容易形成粗大的一次碳化物，很难通过固溶改变其形态，所以
对铸造工艺要求较高。

[0006] 专利CN102112644A通过组织成分设计，获得了超强纳米贝氏体耐磨钢，其抗拉强度可达2.5GPa。纳米贝氏体中的残余奥氏体薄膜富集了较高的碳含量，从而这种富碳的残
余奥氏体薄膜将有助于阻止裂纹的萌生和扩展，而且其显微组织结构为纳米级，所以其具
有很高的塑性。贝氏体耐磨钢具有较高强度和韧性，磨损时主要靠基体耐磨。而相对于矿石
的硬度800～1500HV，贝氏体的基体硬度400～700HV不够，所以长远考虑需要提高在半自磨
机衬板使用工况下贝氏体耐磨钢的耐磨性上限。

发明内容

[0007] 本发明目的在于提供一种含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢及其制备方法，该贝氏体耐磨钢成份、组织、性能均一，在保持耐磨钢较高的强塑性和硬度的前提下，增大耐磨钢
的冲击韧性和耐磨性。

[0008] 为达成上述目的，本发明提出如下技术方案：一种含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢，其化学组成包括：C为0.6～1.2wt％，Si为1.2～2.5wt％，Mn为0.8～2.0wt％，Cr为5～
10wt％，P≤0.015wt％，S≤0.01wt％，Mo为0.3～0.7wt％，Ni为0.3～0.7wt％，余量为Fe和
不可避免的微量杂质；

[0009] 所述贝氏体耐磨钢的微观组织包括相间分布着微/纳米级贝氏体铁素体和薄膜状奥氏体的基体，以及在基体上均匀分布的直径为0.5～2um的球状碳化物，并且贝氏体耐磨
钢中碳化物体积分数为7～12％。

[0010] 进一步的，所述耐磨钢的化学组成包括：C为0.7～1.0wt％，Si为1.2～2.5wt％，Mn为0.8～2.0wt％，Cr为6～9wt％，P≤0.015wt％，S≤0.01wt％，Mo为0.3～0.7wt％，Ni为0.3
～0.7wt％，余量为Fe和不可避免的微量杂质。

[0011] 进一步的，所述贝氏体耐磨钢的硬度为45～60HRC，抗拉强度为1300～2000MPa，延伸率为7～15％，无缺口冲击功200～350J。

[0012] 进一步的，所述贝氏体耐磨钢的淬硬深度达150mm。

[0013] 本发明还提供上述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢的制备方法，该制备方法包括如下步骤：

[0014] 1)熔炼及锻压：采用电炉或者转炉冶炼上述耐磨钢的化学成分的钢水，钢水经过常规炉外精炼和常规真空脱气处理，并在脱气后加入RE，浇铸成铸锭，随后将铸锭轧制或锻
造成板材；

[0015] 2)球化退火处理：锻造或轧制板材随后进行球化退火，出炉空冷至室温，所得板材为包含球状碳化物和球化珠光体组织，得到的板材用于后续热处理；

[0016] 3)等温淬火热处理：将步骤2)得到的板材先以100℃/h的升温速度升温至600℃保温4～6h，随后加热至900～1050℃并保温2～6h完成奥氏体化；然后以足以避免珠光体相变
的冷速快速降温至220～350℃，随后转移至相同温度的空气炉中等温2～48h，最后空冷至
室温，得到符合应用要求的贝氏体耐磨钢。

[0017] 进一步的，所述步骤1)中铸锭锻造处理工艺为：加热温度为1150～1180℃，始锻温度为1100～1150℃，终锻温度为950～1000℃，锻造比为5～10，锻后缓冷至室温；其中，锻造
比优选为6～10。

[0018] 进一步的，所述步骤2)球化退火处理工艺为：加热至850～900℃后以25℃/h的速度冷却至720℃等温4h，然后以10℃/h的速度冷却至600℃，出炉空冷至室温。

[0019] 进一步的，所述步骤3)中快速降温的方式为盐浴或水空循环冷却处理工艺。

[0020] 由以上技术方案可知，本发明的技术方案提供的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢及其制备方法，获得了如下有益效果：

[0021] 本发明公开的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢得制备方法，制备了一种成份、组织、性能均一而且性能优异的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢；该制备方法从成份组织设
计、制造工艺、热处理工艺三个过程相辅相成：将耐磨钢成份设计与冷却工艺配合，保证了
淬透深度；Cr、Mn、Mo、Ni增加了合金钢的淬透性；锻造或轧制减小了铸造缺陷，使材料致密；
合理的等温淬火工艺结合成分定制，使贝氏体耐磨钢的微观组织为相间分布微/纳米级贝
氏体铁素体和薄膜状奥氏体的基体，以及在基体上均分分布直径为0.5～2um的球状碳化
物，保证贝氏体耐磨钢较高的性能。本发明贝氏体耐磨钢及其制备方法相较于现有技术，具
有如下优势：

[0022] 1、与其他衬板用铸钢相比，本发明的耐磨钢为锻造或轧制状态，组织致密且微观组织为微/纳米级，所以保持了较高的强塑性和硬度，冲击韧性远大于其他同种强度级别的
铸造耐磨材料；

[0023] 2、其组织特征是微/纳米级的贝氏体铁素体、薄膜状奥氏体和细小的球状碳化物组合，超细化的组织使耐磨钢具有较高的强度和韧性，大量的薄膜奥氏体使耐磨钢保证较
高的强度的同时保持较高的塑性；大量直径为0.5～2um的球状碳化物在磨损时充当硬质颗
粒增加了材料的耐磨性；

[0024] 3、本发明耐磨钢具有优异的性能：硬度为45～60HRC，抗拉强度为1300～2000MPa，延伸率为7～15％，无缺口冲击功200～350J。

[0025] 应当理解，前述构思以及在下面更加详细地描述的额外构思的所有组合只要在这样的构思不相互矛盾的情况下都可以被视为本公开的发明主题的一部分。

[0026] 结合附图从下面的描述中可以更加全面地理解本发明教导的前述和其他方面、实施例和特征。本发明的其他附加方面例如示例性实施方式的特征和/或有益效果将在下面
的描述中显见，或通过根据本发明教导的具体实施方式的实践中得知。

附图说明

[0027] 附图不意在按比例绘制。在附图中，在各个图中示出的每个相同或近似相同的组成部分可以用相同的标号表示。为了清晰起见，在每个图中，并非每个组成部分均被标记。
现在，将通过例子并参考附图来描述本发明的各个方面的实施例，其中：

[0028] 图1为实施例1中锻造后板材的金相组织图；

[0029] 图2为图1中局部放大图；

[0030] 图3为实施例1中球化退火热处理后板材的金相组织图；

[0031] 图4为实施例1中最终热处理后耐磨钢的金相组织图；

[0032] 图5为贝氏体耐磨钢磨损面的切削痕迹磨损电镜图；

[0033] 图6为软件模拟实施例1成分平衡态碳化物含量。

具体实施方式

[0034] 为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例的附图，对本发明实施例的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发
明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于所描述的本发明的实施例，本领域普通技术
人员在无需创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。除
非另作定义，此处使用的技术术语或者科学术语应当为本发明所属领域内具有一般技能的
人士所理解的通常意义。

[0035] 本发明专利申请说明书以及权利要求书中使用的“包括”或者“包含”等类似的词语意指出现在“包括”或者“包含”前面的元件或者物件涵盖出现在“包括”或者“包含”后面
列举的特征、整体、步骤、操作、元素和/或组件，并不排除一个或多个其它特征、整体、步骤、
操作、元素、组件和/或其集合的存在或添加。

[0036] 基于现有技术中贝氏体耐磨钢具有较高强度和韧性，磨损时主要靠基体耐磨，但是相对于矿石的硬度800～1500HV，贝氏体的基体硬度400～700HV明显不够，因此需要从长
远考虑在半自磨机衬板使用工况下提高贝氏体耐磨钢的耐磨性上限；本发明旨在提出一种
相较于现有技术中贝氏体耐磨钢显著提高耐磨性的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢，以及
制备该贝氏体耐磨钢的制备方法。

[0037] 下面结合附图所示的实施例，对本发明的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢及其制备方法作进一步具体介绍。

[0038] 本发明公开的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢，其化学组成包括：C为0.6～1.2wt％，Si为1.2～2.5wt％，Mn为0.8～2.0wt％，Cr为5～10wt％，P≤0.015wt％，S≤
0.01wt％，Mo为0.3～0.7wt％，Ni为0.3～0.7wt％，余量为Fe和不可避免的微量杂质；贝氏
体耐磨钢的微观组织包括相间分布着微/纳米级贝氏体铁素体和薄膜状奥氏体的基体，以
及在基体上均匀分布的直径为0.5～2um的球状碳化物，并且球状碳化物体积分数为7～
12％，包括Cr7C3、M23C6、M2C。该贝氏体耐磨钢的硬度为45～60HRC，抗拉强度为1300～
2000MPa，延伸率为7～15％，无缺口冲击功200～350J，淬硬深度达150mm。

[0039] 某些实施例中，耐磨钢的化学组成调整为：C为0.7～1.0wt％，Si为1.2～2.5wt％，Mn为0.8～2.0wt％，Cr为6～9wt％，P≤0.015wt％，S≤0.01wt％，Mo为0.3～0.7wt％，Ni为
0.3～0.7wt％，余量为Fe和不可避免的微量杂质。

[0040] 本发明公开的上述的含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢的制备方法，包括如下步骤：

[0041] 1)熔炼及锻压：采用电炉或者转炉冶炼上述贝氏体耐磨钢的钢水，贝氏体耐磨钢化学组成为：C为0.6～1.2wt％，Si为1.2～2.5wt％，Mn为0.8～2.0wt％，Cr为5～10wt％，P
≤0.015wt％，S≤0.01wt％，Mo为0.3～0.7wt％，Ni为0.3～0.7wt％，余量为Fe和不可避免
的微量杂质；将钢水需经过常规炉外精炼和常规真空脱气处理，并在脱气后加入RE，浇铸成
铸锭，随后将铸锭轧制或锻造成板材，所述板材包含球状碳化物和球化珠光体组织；若铸锭
经锻造成板材，其锻造处理工艺为：加热温度为1150～1180℃，始锻温度为1100～1150℃，
终锻温度为950～1000℃，锻造比为5～10，锻后缓冷至室温。某些制备方法中，锻造比调整
为6～10。

[0042] 2)球化退火处理：板材随后进行球化退火，出炉空冷至室温，得到的板材用于后续热处理；球化退火处理工艺为：加热至850～900℃后以25℃/h的速度冷却至720℃等温4h，
然后以10℃/h的速度冷却至600℃，出炉空冷至室温。

[0043] 3)等温淬火热处理：将步骤2)得到的板材先以100℃/h的升温速度升温至600℃保温4～6h，随后加热至900～1050℃并保温2～6h完成奥氏体化；然后以足以避免珠光体相变
的冷速快速降温至220～350℃，随后转移至相同温度的空气炉中等温2～48h，最后空冷至
室温，得到符合应用要求的贝氏体耐磨钢；其中，快速降温的方式为盐浴或水空循环冷却处
理工艺。

[0044] 实施例1

[0045] 1、熔炼：在电炉中熔化高品质废钢，添加硅铁、铬铁、添加电解锰、钼、增碳剂调整至所需成分，随后转入精炼炉精炼，脱气后加入稀土进一步净化成份，浇铸成铸锭。所得铸
锭成份为：C为0.9wt％，Si为1.5wt％，Mn为1.5wt％，Cr为9wt％，Mo为0.5wt％，Ni为
0.5wt％，P为0.016wt％，S为0.006wt％，余量为Fe和不可避免的微量杂质。

[0046] 2、锻造：锻造加热温度1150～1180℃，始锻温度1120℃，终锻温度950℃，锻造比为8，锻成厚度为300mm的锻件后缓冷至室温，随后球化退火；微观组织为球状碳化物和珠光体
基体，如图1、图2和图3所示。碳化物含量如图6所示，Cr7C3体积分数可达7％、M23C6体积分数
可达5.5％。

[0047] 3、最终热处理：先以不超过100/h的速度升温至600℃保温2.5h，随后加热至860℃度，保温450min，随后采用水空循环工艺快速冷却至340℃，平均冷却速率1.5℃/s，等温
15h，随后移入270℃的空气炉等温70h，缓冷至室温即得到产品，贝氏体耐磨钢；其组织特征
是微/纳米级的贝氏体铁素体+薄膜状奥氏体+细小的球状碳化物，其中从图3、图4和图5中
可以看出该产品组织包含了球状碳化物和贝氏体铁素体与薄膜状奥氏体相间分布的基体。
如图6所示，奥氏体化后未熔碳化物Cr7C3体积分数7.5％、M23C6体积分数1.5％，共计体积分
数为9％的碳化物弥散分布在最终的组织中。

[0048] 产品的性能为：对贝氏体耐磨钢的中心部位和表面部位分别检测，发现其组织、性能均匀一致，硬度为55HRC，抗拉强度1800MPa，延伸率为7％，无缺口冲击韧性220J/cm2。其
耐冲击磨损性是70Cr3NiMo铸钢的1.8倍。

[0049] 实施例2

[0050] 1、熔炼：在电炉中熔化高品质废钢，添加硅铁、铬铁、添加电解锰、钼、增碳剂调整至所需成分，随后转入精炼炉精炼，脱气后加入稀土进一步净化成份，浇铸成铸锭。所得铸
锭成份为C为0.75wt％，Si为1.5wt％，Mn为1.2wt％，Cr为6wt％，Mo为0.5wt％，Ni 0.6wt％，
P 0.015wt％，S 0.006wt％，余量为Fe和不可避免的微量杂质。

[0051] 2、锻造：锻造加热温度1150～1180℃，始锻温度1150℃，终锻温度950℃锻造比8，锻成300mm厚的锻件后缓冷至室温，随后球化退火；微观组织仍为球状碳化物和珠光体基
体。

[0052] 3、最终热处理：先以<100/h升温至600℃保温2.5h，随后加热至880℃度，保温450min，随后采用水空循环工艺快速冷却至350℃，平均冷却速率1.5℃/s，等温8h，随后移
入250℃的空气炉等温50h，缓冷至室温即得到产品。其组织特征是微/纳米级的贝氏体铁素
体+薄膜状奥氏体+细小的球状碳化物。

[0053] 4、产品的性能为：产品的中心部位和表面部位组织、性能均匀一致，硬度为50HRC，抗拉强度1700MPa，延伸率为13％，无缺口冲击韧性320J/cm2。其耐冲击磨损性是70Cr3NiMo
铸钢的1.5倍。

[0054] 已知磨粒在材料表面的切削模式是半自磨机中的磨损形式的重要因素，提高材料的硬度可以降低切削深度，而增高硬度碳化物含量可以阻碍磨粒的切削进程，从而降低磨
机中矿石颗粒对耐磨金属的切削磨损程度。

[0055] 贝氏体耐磨钢虽然具有较高的硬度和韧性，例如加工硬化后贝氏体耐磨钢的表层硬度可达700HV，但是相对于磨机矿浆中矿石颗粒的表层硬度800～1500HV，仍显不足。所以
本申请制备的贝氏体耐磨钢中球状碳化物主要为硬度较高的Cr7C3碳化物作为耐磨颗粒，一
般硬度为1200～1800HV，以阻挡磨粒在磨损面的滑动。Cr7C3碳化物相比较于其他碳化物如
TiC，表层硬度3200HV，Cr的碳化物虽然硬度稍低但成本低且制备工艺简单，可以通过固溶
和析出的热处理工艺调节碳化物的含量和形状，更易于得到大量的弥散分布的球状碳化
物。

[0056] 本发明的贝氏体耐磨钢相较于现有技术中贝氏体耐磨钢在其组成中增加C和Cr含量，使得终产物贝氏体耐磨钢中形成体积占比为7～12％的Cr7C3，同时通过合适的锻造工艺
和热处理工艺，保证形成的高强韧性贝氏体基体的剩余元素成分一致、在后续热处理过程
中碳化物基本不变，Cr7C3碳化物直径保持在0.5～2um，并且弥散分布在贝氏体基体上。本发
明最终制备的含碳化物贝氏体耐磨钢的微观组织为：基体为相间分布的微/纳米级的贝氏
体铁素体和薄膜状奥氏体，并且在基体上弥散分布着直径为0.5～2um的球状碳化物，碳化
物体积百分比为7～12％。

[0057] 虽然本发明已以较佳实施例揭露如上，然其并非用以限定本发明。本发明所属技术领域中具有通常知识者，在不脱离本发明的精神和范围内，当可作各种的更动与润饰。因
此，本发明的保护范围当视权利要求书所界定者为准。