854描述了 一种钢，其具有处于从35到50HRC的 范围内的洛氏C硬度（等价于327-481HBN)，然而通过本发明的方法获得的钢可达到约 630HBN的硬度，这取决于组分的具体特性和所施加的热处理条件。此外应该强调的是，本发 明的钢包含比EP 0 648 854中描述的钢所需要的那些更低的钼含量和硫含量。
[0023] 最后，YUSAKU，Takano的文献JP 06088167公开了具有高机械强度和耐热性的钢， 其组成为〇? 05-0. 3% w/w C、低于 0? 3% w/w Si, 0? 1-1. 5% w/w Mn、低于 1 % w/w Ni、4_6% ￥/\￥〇、0.05_1%￥/\￥]\1〇、0.5-3%￥/\￥?、0.05-〇.3%￥/\￥￥和0.01-〇.2%￥/\￥他，用于 通常暴露于高温的部件，例如燃气轮机和蒸汽轮机。通过如下方法加工所述钢：通过熔化 和在模具中浇铸获得的锭和坯的热塑性成形，接着从900 - 1100°C的温度油淬和在550 - 700°C的温度下回火。相比之下，本发明不考虑热成形工艺并且不考虑油淬。
[0024] 另外，文献JP 06 088167中描述的钢相对于本发明具有较低含量的碳和硅以及 最高至3% w/w妈的大添加，其旨在制备在高温下为稳定的富妈二次析出物，从而提高其懦 变强度。然而，尽管文献JP 06088167指定类似于本发明的铬含量，但是添加这种元素的主 要目的是改进对高温下的氧化和腐蚀的抵抗性并且改进其蠕变强度，并且没有实现如本发 明提出的在磨损和冲击耐磨性方面的提高的目的。
[0025] 如上所述，本发明的方法提供了不同于在文献JP 2000 328180中描述的耐磨蚀 的铸钢，并且不同于可空气淬硬的并且广泛用于冷加工或热加工的工具作业的其它中合金 钢和中碳钢（例如文献W0 8903898、EP 0648854、JP 06088167中描述的那些），其不同之 处在于本发明利用使用多个空气淬硬的硬化机制的协同效应，其使得可以在复杂几何形状 的大部件中获得高硬度、淬透性和优异磨蚀和冲击耐磨性的钢。
[0026] 因此，本发明提供了用于制备马氏体铸钢的方法，该马氏体铸钢克服了如上所述 的所有缺陷，因为其具有用于需要大部件的采矿应用的高硬度和优异的磨蚀和冲击耐磨 性。
[0027] 发明的简要描述
[0028] 本发明的方法和钢提供了对目前使用的常规耐磨钢的局限性的解决方案，该常规 耐磨钢不提供大厚度（通常最高至14英寸（35. 56cm))的部件中的高硬度、淬透性与优异 耐磨性之间的合适组合。
[0029] 本发明采用制备提供马氏体铸钢的钢的方法克服了这些缺陷，该马氏体铸钢具有 用于采矿应用例如研磨和破碎的高硬度和优异的耐磨性。特别地，本发明尤其可用于制作 球磨机的部件、破碎机的凹块和SAG磨机的盖体。
[0030] 本发明的目的之一是提供一种马氏体铸钢，其具有化学组成结合微合金化添加的 合适平衡以获得用于需要具有高磨蚀和冲击耐磨性的部件的采矿应用例如研磨和破碎的 大尺寸铸件中的高淬透性和完全硬化。
[0031] 附图的简要描述
[0032] 出于更清楚地描述本发明的方法的目的，下面连同实施方案实例给出本发明的详 细描述，所述实施方案实例在附图中得到说明，其中：
[0033] 图1是本发明的一个实施方案的框图，其中实线表示本发明的主要步骤。
[0034] 图2说明了通过本发明的方法获得的钢的典型马氏体显微组织。试剂Nital 5%， 在400倍下。
[0035] 图3对应于对于本发明中描述的钢中的一种而确定的连续冷却转变（CCT)图。
[0036]图4是描述本发明中所描述的一种钢的第二相颗粒的析出动力学的曲线。
[0037] 图5是通过本发明的六种示例钢和现有技术的两种钢获得的布氏硬度与在硬化 热处理中使用的冷却速率之间的关系的图。
[0038] 图6是显示在进行根据标准ASTM G65测试方法A的干磨蚀磨损测试时获得的结 果的棒状图。
[0039] 发明的详细描述
[0040] 本发明的一个目的是提供用于制备马氏体铸钢的方法，该马氏体铸钢具有高硬度 和优异的磨蚀和冲击耐磨性。
[0041] 本发明的另一个目的是提供用于制备钢的方法，该钢具有化学组成的合适平衡并 且具有微合金化添加，用于在大尺寸和复杂几何形状的铸件中获得高淬透性和完全硬化。
[0042] 本发明的另一个目的是提供具有高硬度和优异耐磨性的马氏体铸钢。
[0043] 本发明的又一个目的是提供用于采矿应用例如破碎、研磨和所有需要具有高磨蚀 和冲击耐磨性的大部件的那些应用的大钢部件；以及用于制备所述钢的方法。
[0044] 本发明的方法提供具有高硬度和优异的磨蚀和冲击耐磨性的马氏体钢，该马氏体 钢具有以下化学组成：
[0045] ? 0? 35-0. 55% w/w C，更优选 0? 35-0. 50% w/w C
[0046] ? 0? 60-1. 30% w/w Si,更优选 0? 60-1. 20% Si
[0047] # 0. 60-1. 40% w/w Mn
[0048] ? 4. 5-6. 50% w/w Cr，更优选 4. 8-6. 0% w/w Cr
[0049] ? 0. 0-0. 60% w/w Ni
[0050] # 0. 3〇-〇. 60% w/w Mo
[0051] ? 0. 0-0. 70% w/w Cu
[0052] ? 0. 010-0. 10% w/w A1
[0053] ? 0. 0-0. 10% w/w Ti
[0054] # 0.〇-〇. 10% w/w Zr
[0055] ? 0. 0-0. 050% w/w Nb
[0056] ?小于0?035% w/w P
[0057] ?小于0?035% w/w S
[0058] ?小于 0? 030% w/w N
[0059] ?任选 0? 0005-0. 005% w/w B
[0060] ?任选0? 015-0. 080% w/w稀土以及余量铁。
[0061] 优选地，在本文中概念"稀土"意指商业的铈、镧和氧化钇的混合物。
[0062] 对于限制由本发明所描述的范围内的化学组成所考虑的一些基本标准如下：
[0063] 鲁碳含量对于获得给定的钢硬度是重要的。0. 35% w/w以下的碳含量不足以获得 固溶体硬化、通过在具有高耐磨性的大部件中保证实际恒定的硬度的复合碳化物或碳氮化 物的析出的硬化和高淬透性，然而高于〇. 55% w/w的碳含量对马氏体钢的冲击韧性具有不 利影响。
[0064] ?硅通过基体的固溶体硬化来增加钢的强度并且延迟碳化物的析出，因而它防止 在回火期间硬度的突然降低。然而，高于1. 30% w/w的硅含量对大厚度部件的制备具有不 利影响，促进热开裂现象。
[0065] ?锰引起钢的淬透性的适度增加并且细化针状组织。然而，在高于1. 40% w/w的 含量下，特别是在大部件中它展现出显著的枝晶间化学偏析。
[0066] ?铬是通过M7C3和M23C6型的合金化碳化物的析出提供强度、淬透性和硬化的重 要元素。发明人得出结论：处于4. 50-6. 50% w/w Cr范围的铬含量将产生高硬度和淬透性 的合适平衡以确保高磨蚀和冲击耐磨性。
[0067] ?钼是通过M6C型的碳化物和M(C，N)以及M2 (C，N)型的碳氮化物的析出提供强 度、高淬透性和二次硬化的重要元素。此外，它极大地减少在晶界处偏析从而引起脆化的杂 质的有害影响。然而，考虑到其高成本，需要限制添加的量。
[0068] 鲁镍增加晶界的内聚能，增加合金的韧性，并且对锰和钼的添加具有协同效果。然