锰系耐磨钢衬板研究进展

张常乐，符寒光

（北京工业大学 材料科学与工程学院，北京 100124）

在矿石加工、火力发电等行业中，常使用衬板来缓解球磨机的磨损，但由于球磨机的工作环境受力复杂及球磨衬板的性能低下将会导致球磨机工作失效，造成巨大的经济损失[1-3]。长期以来,国内球磨机主要使用ZGMn13高锰钢衬板,国外衬板多采用低或高合金耐磨钢系列,部分采用合金化后的高锰钢和镍硬铸铁、高铬铸铁等材质,使用寿命是国内衬板的2倍左右[4]。因此，研究新型耐磨材料及应用技术,对于立足国产、节能降耗，提高碎矿、磨矿效率以及市场竞争力,具有重要的社会和经济意义[2-4]。

球磨机衬板服役环境复杂，磨损机理各异，应根据材料服役的实际工况对材料性能进行差异化设计[5]。由于球磨机衬板应用在具有一定冲击作用的场合，因此足够的韧性是球磨机衬板材料选用的前提[6，7]。根据承受冲击的能力，可以将目前国内外普遍使用的球磨机衬板材料进行简单分类，主要有可用于高冲击载荷工况条件的高锰钢和橡胶—金属复合衬板，适用于中、低冲击载荷工况的中碳中铬合金钢、中低合金耐磨钢、贝氏体耐磨钢和ABGE复合材料等，适用于低冲击载荷工况的高铬铸铁和高硼铸钢[6-8]。除了韧性要求外，为了获得较好的使用性能和经济效益，球磨机衬板还需具有较高的硬度和淬透性、理想的组织、较好的耐蚀性能和工艺性能并尽可能降低生产成本。高铬铸铁和高硼铸钢虽然硬度较高，其组织中存在的共晶碳化物可以强烈地抵抗磨料磨损和磨蚀冲击，在低冲击载荷下的耐磨性较好，但其韧性较低，成本较高，并且碳化物等脆性相的存在使其在有一定的冲击工况下易发生剥落、断裂等现象，使设备无法正常运行，发展受到一定的限制[7，8]。由于铬、钼等稀贵合金元素的使用将增加生产成本，因此应寻找其替代元素，在不降低淬透性等性能时适当降低生产成本，简化生产工艺，所以铬钼铸钢等耐磨钢的发展也受到限制。中、低合金高强度耐磨钢以其高硬度、良好的韧性和低成本等优势在矿山、工程等机械设备的制造中广泛运用，发展前景广阔，得到了球磨机衬板材料研究者的关注[5]。但是，一般的中低合金贝氏体耐磨钢仍然含有较多的钼、镍等稀贵合金元素，增加了生产成本，而且其碳含量较高（0.5 wt.%以上）时，组织中含有碳化物，使得球磨机衬板的韧性低、脆性大，在使用过程中容易发生断裂及剥落现象，影响正常的磨矿生产[2，3]，碳含量较低（0.2 wt.%以下）时，钢的淬透性较差，硬度较低，不能起到良好的耐磨效果[9]。近年来，国内外的许多学者对以硅锰为主加元素的耐磨合金钢进行了大量研究，主要研究了其合金元素配比、热处理工艺、显微组织组成、力学性能、耐磨性和生产成本控制等[9-14]。为促进锰系合金钢的应用与我国的国情相适应，持续改进目前广泛使用的高锰钢，现对目前广泛研究的锰系耐磨钢的组织与性能的研究进展进行总结，并展望其未来的发展方向。

1 高锰钢衬板的发展应用及改进

1882年9月英国人 R.A.Hadfied发明了高锰钢（ZGMn13）并于1883年在英国取得发明专利，随后，高锰钢在矿山、冶金、建材等行业得到广泛应用，当前其用量仍然是最多的，在大型锤式破碎机锤头、球磨机衬板、挖掘机的铲齿、板锤和铁路辙岔等各种耐磨件中发挥着重要作用。高锰钢是常用的衬板材料，在高冲击或重力挤压工况下优势明显，其表面快速硬化，而芯部仍然保持原来较高的韧性，可以取得较好的加工硬化效果。这种内韧外硬，对冲击与磨损均具有较强的抵抗力，在抵抗大压力、强冲击作用方面，其耐磨性远远超过其他材料[2]。但在非强烈冲击工况下，其加工硬化能力较弱，耐磨性能不能得到有效发挥[7,15-17]，同时，其屈服强度低，首次使用时易于变形，磨损较大[15]。另外，其铸态组织由奥氏体、珠光体、碳化物和磷共晶组成，脆性较大，不宜直接使用，所以，对其而言，水韧处理是决定其力学性能的关键[16]，但水韧处理易使细长件、薄壁件氧化脱碳或变形超差，工件加工硬化能力强，难以切削加工[19]。因此，可以通过综合使用合金化、时效强化、热处理、表面强化等方式提高高锰钢铸件的加工硬化能力和改善晶粒尺寸[16]。

目前所研究的新型高锰钢几乎都是对ZGMn13进行合金化，以增强其强度、硬度、韧性、耐磨性等力学性能并获得单一的奥氏体组织。通过合金元素强化奥氏体基体进而增强其形变硬化能力，提高耐磨性[15]。赵金山[17]等人采用RE变质处理，改善了碳化物的形态，细化了组织，同时控制Mn/C比在11左右，适当提高了Cr含量以增强耐蚀性，从而使其硬度、冲击韧性等得到大幅度提高。李彦龙[16]等人通过提高Mn元素含量、添加其他合金元素和改变热处理工艺对高锰钢球磨机衬板进行了性能改进，其中合金元素Mn和Ti、V、Cr的孪生诱发塑性（TWIP）效应、应变诱导相变（TRIP）效应和细晶强化作用对高锰钢衬板抗冲击性能和耐磨性能的提高起到了极大的推动作用，使衬板的硬度提高了10.7%，耐磨性提高了62.7%，抗拉强度提高了7.4%，屈服强度提高了8.13%。黄德刚[20]通过调整合金元素含量和热处理工艺对高锰钢进行改进，即提高C含量、提高Mn含量、降低C、Mn含量并加入一定量的Cr、固溶处理和固溶+时效处理。

蔡岳洪[21]等人通过改变水韧温度、加热保温时间、冷却速度和水韧淬火后不同回火温度等热处理工艺参数对ZGMn13进行组织性能调控，研究发现随着淬火温度的升高，硬度逐渐降低，抗拉强度先升高再减小，冲击韧性逐渐升高；随着冷却速度的降低，抗拉强度和冲击韧性均逐渐降低，产生淬火裂纹的倾向越大；保温时间不足时会使碳化物含量增多并出现多相组织，组织性能较差；随着加热温度的升高，硬度逐渐降低，过高时会使钢的强韧性降低，并导致脱锰、脱碳等现象的发生；随着回火温度的升高，硬度先升高后降低，冲击韧性先降低后升高，磨损质量损失先升高后降低，回火温度为400℃时综合力学性能较好；Mn/C≤8时容易产生水韧淬火裂纹，缓慢升温、充分保温、足够水韧加热温度和快的冷却速度可以改善水韧处理的品质，微合金化可使铸态组织得到改善，提高初始硬度和屈服强度。宋仁伯[15]等人对高锰钢衬板的应用及改进情况进行了总结，研究发现主要通过合金化处理、水韧处理、沉淀强化处理和表面预硬化处理（爆炸硬化处理和表面喷丸强化）、时效强化等手段对传统高锰钢进行改进[16]，改性高锰钢的成分范围如表1所示。

表1 改性高锰钢的成分[16] ωB/%

Dalai[22]等人研究了热机械加工对两种高锰钢Fe17Mn和Fe17Mn3Al（化学成分如表2所示）低冲击磨损和低应力滑动磨损性能的影响，发现随着冲击测试时间的增加，硬度和加工硬化程度都显著增加，随着滑动距离的增加，其磨损率先快速升高随后逐渐降低，滑动距离超过50m后，其磨损体积损失几乎不变，热机械加工可以显著提高其在低冲击磨损和低应力滑动磨损工况下的耐磨性，而其磨损表面的硬度是其耐磨性的主要决定因素，低冲击磨损下的磨损机制是切割，剥落和塑性变形，低应力滑动下的磨损机制基本上是氧化磨屑类型。

表2 两种改性高锰钢的化学成分[20]ωB/%

Yu-Xing[23]等人设计了一个由球磨机衬板（高锰钢 Mn16，其化学成分为 C：1.00%，Mn：16.00%，Si：0.60%，P：0.035%，S：0.030%）和磨球（GCr15 钢）组成的模拟球磨机实际工作过程的模型，其衬板的热处理工艺为在550℃的初始温度下开始加热，加热到650℃时，在700℃以下保温1小时以防止热裂纹的产生，随后将其加热到1050℃保温1小时，在接下来的2小时内保证其温度不超过1080℃，然后将热处理的衬板水淬，随后空冷至室温，该衬板在三种不同工作条件下均表现出较为稳定的磨损系数，耐磨性能较好。

侯晋梅[2]通过对高锰钢磨损机理及各成分对高锰钢微观组织、力学性能和耐磨性的影响分析，结合Pro CAST铸造模拟软件对不同材料成分和浇注温度进行数值模拟和试验分析，对 ZGMn13的成分配比、铸造工艺及热处理工艺进行了改进，最终确定其合理成分配比为 C：1.15% ，Si：0.40% ，Mn：12.8% ，Mo：0.45% ，Cr：1.5%，P：0.02%，S：0.02%，W：1.0%,Re：0.3%，在浇注温度为1480℃时，其内部晶粒较为细小，晶粒大小比较均匀，平均半径最小，合理的热处理工艺为（80～100）℃/h 加热至 400℃保温 1h，再加热至700℃保温2h，再加热至1080～1100℃保温3h，最终得到了细化均匀的组织，冲击韧性较好，且硬度较大，耐磨性得到显著提高。

2 超高锰钢衬板的发展应用

随着现代技术的发展，不断挖掘高锰钢的潜力。通过改变C、Mn含量并添加合金元素，国内外学者研制出超高锰钢，其加工硬化速率较高。还有些学者从表面预硬处理及热处理两方面改善高锰

钢的力学性能，从而提升耐磨性，延长使用寿命[15]。在ZGMn13的基础上既提高Mn含量又提高C含量得到超高锰钢，它提高了奥氏体的稳定性和对合金元素的固溶能力及初始硬度和屈服强度，阻止了碳化物的析出，提高了钢的强韧性和加工硬化能力及耐磨性，可用于生产90kg以上的大锤头等厚大工件[20]。安徽电力修造厂开发了一种超高锰钢ZGMn18CrTi，使用寿命比高锰钢提高1倍以上，其化学成分如表3所示[20]。

表3 ZGMn18CrTi的化学成分[20] ωB/%

李彦龙[16]等人从改变超高锰钢的成分、铸造工艺和热处理工艺着手，在Mn18的基础上开发了Mn20，研究发现细小的析出物仅在晶界处出现，在细晶强化、TRIP效应和TWIP效应的共同作用下其强度、硬度、抗冲击性能和耐磨性都得到了极大的提高，改性前后的化学成分如表4所示。

闫华[24]研究了两种改性超高锰钢经（80～100）℃/h加热至1100℃，保温4h后水冷，然后从室温升温至250℃，保温4h后空冷热处理后与普通高锰钢经（80～100）℃/h加热至 1050℃，保温 4h后水冷处理后的显微组织、力学性能和磨损机理。研究发现超高锰钢组织均匀，晶内分布有细小团球状碳化物，磨损亚表层的组织由变形带和高密度位错组成，位错缠结及其周围形成的柯氏气团提高了加工硬化能力，力学性能明显优于高锰钢，冲击韧性与加工硬化能力配合较好。提高加工硬化能力是其耐磨性提高的关键。其化学成分如表5所示，力学性能如表6所示，Mn13、Mn18-1和Mn18-2的耐磨性逐渐增强。

王汝杰[18]等人研究了水韧处理温度对超高锰钢微观组织与力学性能的影响，并通过其形变硬化行为研究了其微观变形机理。其化学成分为1.30%C、0.45%Si、25.7%Mn、6.6%Al、0.002%B，其力学性能如表7所示。从表中数据可知1050℃水韧处理后的强韧性配合较好，力学性能最优。通过修正的Hollomon方程的拟合结果可以发现该钢具有连续的形变硬化行为，位错滑移机制为其形变强化机制。该钢拉伸变形后的组织仍然只有单相奥氏体组织，并无马氏体相变，表明该耐磨钢的组织稳定性较高，同时，其在拉伸变形过程中具有明显的平面滑移特征，并且其TEM图像中含有典型的高密度位错墙、微带和泰勒晶格，从而使其具有较高的形变硬化能力和强度。

表4 改性前后的超高锰钢化学成分[16]ωB/%

表5 试样化学成分[24]ωB/%

表6 三种试样热处理后的力学性能[24]

表7 Fe-26Mn-7Al-1.3C耐磨钢热处理后的力学性能[18]

3 中锰钢衬板的发展应用

美国 Climax钼业公司最早申请了中锰钢专利，随后国内外对其进行了广泛的研究[25]。中锰钢是在高锰钢的基础上发展起来的，其在非强烈冲击磨损工况下的良好耐磨性归因于其表面能快速实现形变强化马氏体转变，使衬板磨损表面强度和硬度升高，而基体组织仍然为奥氏体，韧性较好，相比于高锰钢，其耐磨性提高显著[7]。另外，在工业化生产中应控制好 C、Mn的含量和匹配关系，使其满足 Ms和 Md的要求[7]。

田浩亮[26]等人研究了合金化奥氏体对中锰钢耐磨性能的影响，研究发现加入Mo、Cr进行合金化，可以阻碍粒状碳化物的聚集，提高材料的韧性，减少C和Mn含量，使残余奥氏体稳定性降低，材料表面加工硬化能力增强并促进碳化物的析出，基体强度和硬度提高，耐磨性增强，同时，相比高锰钢Mn13，中锰钢Mn8组织均匀，晶粒细化，碳化物以网状和短链状分布在晶内，力学性能较好。冲击功较高时，Mn8钢的加工硬化能力比Mn13钢更强的原因是Mn8钢较低的C含量，此时C含量对钢的加工硬化能力有较大影响[22,23]。另外，弥散分布的碳化物阻碍了滑移系的开动和滑移，使位错缠结，增强加工硬化能力及耐磨性[23]。魏世忠[27]等人研究了不同C含量和热处理工艺对中锰耐磨钢的显微组织和力学性能的影响。三种中锰钢的化学成分如表8所示。研究发现1炉次和2炉次中的钢经850℃淬火+600℃回火3小时并空冷至室温后冲击韧度分别是其炉次中最高的，3炉次中的钢经850℃淬火+200℃回火3小时并空冷至室温后其冲击韧度最高。

Fu[9]等人研究了成分为0.15%～0.45%C、1.0%～2.0%Si、2.0% ～3.0%Mn、0.003% ～0.005%B、0.6% ～0.8%Cr、0.15%～0.20%Ti、0.08%～0.12%稀土元素的贝氏体耐磨铸钢，其热处理工艺为“900℃空冷+250℃回火”，发现当碳含量为0.15%左右时主要形成M/A岛和粒状贝氏体，当碳含量为0.30%左右时以针状贝氏体和粒状贝氏体为主并随着合金元素含量增加逐渐变为上贝氏体和针状贝氏体，当碳含量为0.45%左右时形成上贝氏体和下贝氏体组织并随着合金元素含量增加逐渐形成大量下贝氏体组织，同时组织显著细化。研究结果表明，通过合理的多元合金化设计，可以得到组织均匀、力学性能和耐磨性能优良的空冷低合金贝氏体铸钢；随碳含量增加，其强度、硬度显著提高；在合金元素相同的条件下，随碳含量增加，贝氏体钢的塑性及韧性下降；在碳含量约为0.45%并且硅锰含量较高时，由上贝氏体和下贝氏体构成的组织显著细化，宏观硬度＞55HRC，抗拉强度＞2000MPa，冲击韧性＞30J/cm2，断裂韧性＞70MPa·m1/2，强韧性较好，两体静载和三体动载磨损条件下耐磨性均较好；另外，该空冷贝氏体铸钢生产工艺简单，对环境无污染，加入较少的稀贵合金元素，用于制造锤头和衬板等工业产品，使用寿命是高锰钢的2～7倍，经济效益显著。

Caballello[11]等人研究了Fe-0.2C-2Si-3Mn和Fe-0.4C-2Si-4Ni两种空冷中锰贝氏体钢，发现Fe-0.2C-2Si-3Mn贝氏体钢断裂韧性（KIc=160MPa·m1/2）和强度（1375～1440MPa）均较高，Fe-0.4C-2Si-4Ni贝氏体钢的强度达到1500～1840MPa，但断裂韧性有所降低。马来西亚的Saleh[28]等人研究了 0.15wt%C，1.4wt%Mn，0.26～1.96wt%Si的热轧空冷贝氏体钢，发现含1.44wt%Si的贝氏体钢的强度与韧性均较高，均匀延伸率较好，表面加工硬化程度较好，耐磨性较高。Emin Bayraktar[29]等人研究发现中锰钢的加工硬化能力比高锰钢强，同时加入稀土元素进行合金化明显提高了其冲击韧性，从而提高了衬板等在非强烈冲击工况下的耐磨性，并且降低Mn含量降低了成本，经济效益较好[26]。邱昌瀚[30]等人研究了加热工艺对中锰钢残余奥氏体含量的影响，发现残余奥氏体的含量和稳定性对耐磨性至关重要，C和Mn是稳定奥氏体的元素，并极易在渗碳体中富集，当奥氏体中C和Mn含量较低时，残余奥氏体在水淬时极易转变为马氏体。

罗飞扬[7]等人研究了中锰钢在球磨机衬板上的应用，发现中锰钢经1050～1070℃ 水淬后的组织主要为奥氏体和0～W2级碳化物，而少量碳化物对冲击韧性影响不大，在非强烈冲击条件下，其韧性可以满足要求。在制造球磨机衬板时，其抗拉强度大于560MPa，冲击韧性大于40J/cm2，相比于高锰钢，其耐磨性较好，在ø1.5m×3m 球磨机上使用时，不变形、不剥落、不断裂以及运行安全可靠，并且每吨铸件成本降低约420元，而使用寿命提高16%，可显著提高经济效益和社会效益。

Efremenko[12]等人研究了成分为1.21wt%C，2.56wt%Mn，1.59wt%Si的中锰钢在不同热处理条件下的双体耐磨性，发现钢的磨损行为与奥氏体体积分数及其亚稳性密切相关。经900～1000℃淬火后，试样的耐磨性最高。由于奥氏体的亚稳定性，120Mn3Si2钢的耐磨性比热机械处理的商用钢高4～5 倍[13]。Guo 等人[14]和 Narayanaswamy[28]等人推断纳米贝氏体具有比马氏体（回火马氏体）或珠光体更高的耐磨性是因为磨损下的表面加工硬化和微观组织演变。

Shipway[32]等人研究了 0.45wt%C，2.08wt%Si，2.69wt%Mn中锰贝氏体钢在不同热处理条件下的硬度和滑动磨损行为，发现钢的耐磨性与微观结构有关，样品的耐磨性与硬度没有简单的相关性，当硬度与韧性配合良好时其耐磨性较好。该钢较高的硅含量可以抑制碳化物析出，细化贝氏体组织，表现出较高的硬度，并且高比例的细化贝氏体组织表现出较好的强韧性配合，而硬度较低的贝氏体组织在滑动磨损期间易于变形，表现出较高的磨损率。Clayton和Devanathan[33]研究发现中锰贝氏体钢的微观结构主要取决于材料成分和转变行为，在低温下转变的高硬度钢具有高耐磨性。Bhadeshia[32]量化了板条尺寸对贝氏体钢硬度的影响，Young[32]等人研究表明贝氏体的体积分数增加导致残余奥氏体的碳含量增加，从而导致最终形成的马氏体的硬度增加。

4 低锰合金钢衬板的发展应用

2007年以前，我国仅能生产少量低级别的耐磨钢板，并且其性能稳定性差，只能应用于制造某些非核心部件，制造高端装备的耐磨钢板必需选择进口[34]。国外SSAB等公司利用其技术垄断优势，抬高价格，并且供货周期长，使中国高端装备的发展受到严重制约[34]。在此背景下，东北大学的王昭东[34]等人与南钢合作，通过减量化合金设计方法成功研发出高韧型、耐高温磨损型、超级耐磨型和低成本型等系列低合金耐磨钢板，并在英国力拓、瑞士CV ACEROSAG、美国Caterpillar、澳大利亚FMG、中联水泥等国际著名公司的球磨机生产上得到应用。整体来看，中低合金耐磨钢组织多为马氏体、贝氏体、少量的残余奥氏体和弥散分布的碳化物，可以改善材料的韧性和强硬度，硬度和韧性均较高，并且成本较低，易于在市场上推广使用[37]。目前，球磨机衬板材料正在朝着中低合金化方向发展。

Wang Wei[35]等人研究了低锰合金钢与传统高锰钢Mn13Cr2（其化学成分如表8所示）的抗冲击磨损性能，其中低锰合金多相钢的试样在950℃下奥氏体化1.5小时后油冷至室温（25℃），然后在450℃下回火2小时并空冷，Mn13Cr2钢采用工业中常用的冷却方法，将样品在1000℃下加热1小时，随后水冷至室温。研究发现拥有贝氏体、马氏体和残余奥氏体多相组织的低锰合金钢具有比Mn13Cr2更高的拉伸强度、显微硬度、加工硬化能力和抗冲击磨损性，但冲击韧性相对较小，随着冲击功的增加，他们的耐磨性均逐渐增强。低锰合金钢的耐磨性与磨损时间呈线性相关，并且还与冲击能量有关，试样磨损表面的冲击能量为1J以下时出现磨损峰值，冲击能量为4J时它的耐磨性最好。与Mn13Cr2相比，低锰合金钢的微观硬度增量较大，但硬化层较浅。这与它们的强化机制有关，其主要强化机制分别是低锰合金钢的相变（残余奥氏体到马氏体）、晶粒细化和高密度位错，Mn13Cr2的孪晶相互作用和位错壁。在冲击磨损期间，低锰合金钢发生了晶粒变形，定向特性，裂纹扩展，空隙连接和块状残余奥氏体对裂纹分支的阻滞作用，其磨损机制是压入颗粒，微孔和分层的冲击坑。Mn13Cr2主要通过孪晶的相互作用和位错壁增强耐磨性，在任何磨损条件下都没有观察到明显的马氏体转变，其磨损机制是粘附，冲击坑和微裂纹。

方鸿生[10,11]于20世纪70年代初期发明了新型Mn系空冷低锰贝氏体钢，其空冷淬透性更好，有利于实现大件的空冷自硬且具有充足的韧性，同时适量Mn可显著降低贝氏体相变驱动力，贝氏体开始转变温度大幅度降低，细化贝氏体，强韧性配合较好，性能更好，并且所添加合金元素较少成本更低，另外，该系列贝氏体钢设计出了低碳、中碳、中高碳三种不同系列，以满足不同的性能和使用要求，同时，免去了淬火或“淬火+回火”热处理工序，从而避免氧化脱碳及开裂等缺陷的发生，简化了工艺流程，节约能源，显著降低生产成本。

表8 两种钢的化学成分[35]ωB/%

康沫狂[36]等人研究了新型低锰准贝氏体铸钢的正火热处理工艺。通过控制化学成分，使获得贝氏体的冷速范围显著提高，使得到的钢的铸态或正火态组织为贝氏体铁素体和残余奥氏体。其热处理工艺为控制奥氏体化温度为800～1200℃，温度梯度为40℃，保温40min。正火之后在300℃下进行1h的回火热处理。研究结果表明，随着正火温度升高，其强韧性逐渐提高，1040℃时其强韧性最好，超过该温度，其强度、韧性均逐渐下降，并且在该温度下，其组织和晶粒均显著细化，即该贝氏体在1040℃时强韧性配合最好，此时抗拉强度为1800MPa，冲击韧性达到93J/cm2，硬度达到54～55HRC，并且该新型准贝氏体钢的力学性能显著优于当前的超高强度钢、典型贝氏体钢和调质钢。同时，高温正火可以细化组织，提高正火温度可以改善断口的断裂韧性，表现为韧窝断裂机制，改善组织遗传性的机制为高温奥氏体自发再结晶[10，33]。

李凤照[37]等人研究了0.52%C-0.25%Si-0.35%Mn-0.25%Mo-0.01%B-1.50%Ni-1.70%Cr-0.10%Nb低合金空冷贝氏体钢衬板，其硬度为45～60HRC，无缺口韧度达到（150～300）kJ/m2，强韧性较好，淬透性好，不需要进行淬火和回火热处理，几乎没有氧化脱碳现象的发生，节省能源，在粉碎钼矿时，使用寿命是高锰钢的3倍，而原料成本仅为高锰钢的75%，显著降低生产成本。

张伟等人[38，39]研究了成分为（0.4～1.2）%C，（0.8～2.0）%Si，（0.7 ～2.5）%Mn，（1.5 ～2.2）%Cr，（0.3 ～0.5）%Mo的低锰贝氏体铸钢衬板，其热处理工艺为“910℃空冷+350℃回火”，获得的贝氏体钢硬度＞52HRC，冲击功≥10J，综合力学性能优良，将其用于球磨机衬板和破碎机锤头，虽然制造成本比高锰钢提高了1倍，但使用寿命是高锰钢的4～6倍，其相对成本大幅度降低。Mohamed Soliman[40]等人研究了成分为（0.55～1.15）%C，（1.5～2.15）%Si，（0.1～2.0）%Mn，（0.24～0.46）%Mo，（0.58～1.9）%Cr，（0.7～1.44）%Al，（0.14～1.8）%Co 的低温贝氏体钢的发展，发现通过硅锰元素的合金化和适当的热处理，可以在低温下获得由细小的板条状下贝氏体和薄膜状残余奥氏体组成的低温贝氏体，组织中没有碳化物，具有良好的加工硬化能力，强韧性配合较好，机械性能和耐磨性能均较好。并且，英国的 Bhadeshia和 Clayton等人研究发现碳化物的存在对贝氏体钢的断裂韧性和耐磨性有害[41]。综合分析发现，加入适量硅元素和锰元素进行合金化并进行空冷处理，可以减少稀贵合金元素的加入量，简化生产工艺流程，显著降低低锰贝氏体钢的生产成本，提高贝氏体钢的淬透性和淬硬性，降低贝氏体相变驱动力和Bs，避免碳化物的析出，有利于获得细化的贝氏体组织，改善硅锰合金化贝氏体钢衬板的强韧性，获得良好耐磨性[42-45]。

5 主要合金元素的作用

C是稳定奥氏体并扩大奥氏体相区和增强材料淬透性的元素[25,30]。C含量的高低直接影响到材料的强度、硬度和耐磨性，其含量过高会降低韧性和材料的焊接性能，影响到贝氏体的形态及其性能[11,16,46]。另外，C含量的增加会降低 Bs点和Ms点，使贝氏体的形成速度减慢，因此需合理控制钢中碳的添加量[47]。

Mn是获得并稳定奥氏体和扩大奥氏体相区及增强材料淬透性和纯洁度的元素[16,26,30,47]，可以显著降低贝氏体相变驱动力和相变温度（Ar1温度和Bs点、Ms点），分离贝氏体转变区与珠光体转变区，减缓贝氏体转变，提高钢的加工硬化能力，细化贝氏体尺寸，改善钢的强韧性。随着Mn含量的增加，贝氏体钢强度提高，塑性变化不大，但其含量过高时也会使晶粒粗大，加大钢的热裂倾向[46,47]，降低钢的力学性能。另外，Mn显著影响空冷贝氏体钢的获得[11]，Mn与 C的含量配比影响Ms点和Md点[7]。

Si是非碳化物形成元素和强化铁素体元素，并且可以提高钢的淬透性、抗拉强度、硬度和弹性极限，对获得无碳化物贝氏体十分重要，并且可以稳定富碳残余奥氏体，降低Ar1温度和Bs点，减缓贝氏体转变，细化晶粒尺寸，提高耐磨钢的回火稳定性，其含量一般不高于3%，否则会使钢的冲击韧性迅速降低，影响球化退火状态下钢的切削与冷加工性能[7，42，46，47]。

Cr和Mo都是提高钢的淬透性、回火稳定性及细化组织的元素，提高钢的强韧性和耐磨性[7，46]。在合金钢中Mo是不可缺的合金元素，Cr可以改善锰钢的加工硬化能力和稳定性，提高中锰钢的屈服强度，但Cr含量过高会降低钢的冲击韧性，并且Cr和Mo都是稀贵合金元素，因此合理控制Cr和Mo元素的含量对获得综合性能较高的衬板材料十分重要[48]。

Al可以促进磨损过程中氧化物薄膜的形成，提高淬透性、耐磨性、抗高温氧化性和耐蚀性，使贝氏体相变区扩大，尤其是在高载荷条件下[16，47]。Al促进了贝氏体的形成，加速贝氏体铁素体转变，阻止碳化物的生成，提高了贝氏体相变形核率，减少了残留奥氏体含量，细化了贝氏体，提高断裂强度以及冲击韧性，但会使钢的硬度略微降低[48，49]。添加C、Mn和Al可以使钢的层错能提高，Al与Si、Cr配合使用可显著提高钢的高温不起皮性能和耐高温腐蚀能力，但Al的添加也会影响钢的热加工性能、焊接性能和切削加工性能[47]。

另外，Cu可以增强耐磨钢的抗蚀作用，B、Ni可以提高钢的淬透性，Ni还能提高钢的强韧性，一定量的Ti可提高中锰钢的韧性，但这些元素多为贵重元素，应根据实际工况适量添加[48，49]。

6 磨损机理

初始磨损阶段，硬度是耐磨性的主要决定因素，磨损进行一段时间后，韧性开始起主要作用。高锰钢在高冲击条件下的良好耐磨性与其磨损表面迅速加工硬化从而提高其表面硬度有关，而芯部的高韧性保证了后续的耐磨性。中低合金耐磨钢在中低冲击条件的耐磨性与其良好的硬度和韧性有关，从而使其保持良好的耐磨性。

耐磨性主要由硬度和强韧性决定，是衡量衬板材料性能的主要标志，而材料的磨损机制应根据实际使用工况来定，其大致可分为磨料磨损、黏着磨损、接触疲劳磨损、腐蚀磨损、冲蚀磨损等几种基本形式[5]，磨损机制主要为微切削、犁削、塑性变形、微空洞、微凹槽、微裂纹、分层、压入颗粒等[35,50]。磨损时微裂纹的不断扩展导致变形区域剥落而出现剥落层或者剥落坑，硬脆的马氏体相在磨料粒子（磨球或者矿物）的冲刷下容易发生脆性剥落和裂纹扩展，磨损失重较大[5]。当衬板材料具有较好的冲击韧性和伸长率时，来自磨料（磨球或者矿物）的冲击能量可以被吸收，从而阻止受磨面裂纹萌生扩展和剥落的出现，只有由强烈的变形而导致的变形坑的出现[5]。同时，钢中的残余奥氏体可以松弛裂纹尖端的应力集中，钝化裂纹尖端，从而增大裂纹扩展阻力，降低裂纹的扩展速率，甚至阻碍裂纹的进一步传播，阻止裂纹的形成，并减少裂纹尖端区马氏体的形成，避免宏观裂纹（断裂）的形成[51-57]。另外，磨损材料表面的磨屑起到了粘合剂的作用，使贝氏体钢塑性变形能力增强。磨损表面下的残余奥氏体转变为马氏体将导致压缩残余应力场的形成，这有利于在该表面中形成极细的晶粒并抵抗残余奥氏体转变为马氏体时产生的体积膨胀，从而抑制裂纹萌生和扩展，提高磨损表面的耐磨性[58-63]。此外，弥散分布的碳化物能抑制多个滑移系开动，形成位错环，提高位错密度，并使其相互缠结，使滑移线受阻而呈现弯曲状，从而绕过硬质点，使加工硬化能力得到提高，表层由于较大的变形而获得较高硬度，同时芯部仍保持一定的韧度，增强了表面抵抗凿坑变形和磨料磨损的能力[41]。

7 展望

随着我国矿山、水泥等行业的不断发展，对球磨机衬板材料的要求也越来越高，不仅要求其具有良好的强韧性配合，有时也需要其具有良好的耐热、耐蚀能力。中低锰钢用作衬板材料时成本适宜，经过一定处理后基本能满足大多数工况的使用要求，其生产工艺也日趋成熟，将成为未来衬板材料的发展方向。另外，应该加快研究大冲击工况下材料的磨损机理、微元合金化复合变质处理机理，研制适合于大载荷、大冲击工况，兼顾耐磨性和耐蚀性的高性能耐磨材料，分析其综合机械性能，制定完善可靠的制备工艺以满足生产实践的要求，并结合现代信息技术模拟衬板材料的工作环境和工艺[64-71]，为生产实践提供参考，起到节能、节材、降低成本、提高企业生产效率的作用[2]。为了降低生产成本，取得良好的社会经济效益，我们应从以下五方面入手[72-78]：

（1）深入研究球磨机衬板在不同工况条件下的磨损机理，不以偏概全；

（2）不断优化衬板材料的化学成分配比，降低稀贵合金元素的添加量，尽量寻找贵重元素的替代者；

（3）不断优化熔炼铸造工艺和热处理工艺，简化工艺流程，降本降耗；

（4）探讨新材料研发与表面强化处理相结合的生产工艺；

（5）规范行业生产规范，提高准入门槛，及时淘汰落后产能。

综合考虑以上因素，笔者设计了一种新型低锰合金球磨机衬板材料，其化学成分为：0.45wt.%C，2.5wt.%Si,2.2wt.%Mn,0.8wt.%Cr,0.3wt.%Mo,0.004wt.%B，热处理工艺为900℃奥氏体化1小时后空冷至室温，经观察其组织为细小的针状贝氏体和薄膜状残余奥氏体，组织较为均匀，硬度为56.5HRC，耐磨性比普通高锰钢提高1倍以上，并且该材料所含贵重元素较少，热处理工艺简单，极大地降低了生产成本，具有良好的社会和经济效益。

8 结论

显微组织、硬度和韧性是球磨机衬板材料选择的重要指标，为了提高衬板材料的使用寿命，对其进行改进的措施也应从这几方面入手。

锰系耐磨钢作为球磨机衬板材料，其发展经历了相当长的一个过程，从高锰含量逐渐发展为现在的中、低锰含量，国内外学者对其进行了广泛的研究，形成了锰钢系衬板材料的多元化发展体系，目前一般通过合金化和改变热处理方式对其进行改进，其使用寿命不断延长，生产成本日渐降低。但目前市场上的锰钢系衬板材料仍然添加了较多的铬、钼、硼等合金元素，热处理工艺复杂，性价比低。

为了进一步解决球磨机衬板在使用过程中出现的磨损问题，减少企业生产成本，我们必须充分了解衬板材料的工作条件、磨损机理以及各种元素的作用，寻找贵重元素的替代者，根据球磨机不同位置及工况条件对耐磨性与使用性能的不同要求选择相应的球磨机衬板材料并加快研发新型球磨机衬板耐磨材料及增加球磨机衬板材料表面的耐磨性，从而提高球磨机衬板的使用寿命，降低生产成本和能耗，保护环境，提高公司效益。另外，在设计材料时不仅仅要考虑到成本因素，更要考虑产品报废后的回收再处理对环境产生的影响，做到绿色生产。