关于高锰钢的若干问题

关于高锰钢的若干问题通常高锰钢含13%Mn，已有百余年历史，至今尚有一些问题在这里讨论一下，可能对读者有所裨益。

1 常用高锰钢
1.1 国内近20年来，由于过去滥用高锰钢，在一些原不该用高锰钢的场合也用了。

后来人们用其它材料代替了高锰钢，取得了很大成绩。

但这并不是说高锰钢的用途越来越小，不值得重视了。

其实不然，高锰钢仍拥有巨大市场，其中绝大多数是Mn13，其次则是含铬的Mn13Cr2。

此外，还有加入其它合金元素的高锰钢(见表1)［1］。

表1 高锰钢的典型成分
Tab.1 Typical composition of high manganese steel %
1.2 加入各种合金元素后的力学性能，如图1至图4［1］所示，从中可以看到几
个问题：
(1) 薄断面(25 mm)的性能均优于厚断面(150 mm)，这是由于厚断面中碳的偏析比较严重所致［2］，这也是在对待厚断面高锰钢件时应该十分注意的一个问
题。

(2) 通常高锰钢的σ
s
只有350 MPa左右，使高锰钢件在服役中易于产生流变，流变使生产操作十分不便，而且甚至会产生严重的后果。

加入Cr、Mo、Ni
等元素可以提高σ
b ，但主要的着眼点却在于提高σ
s
(图1、2)，其中含Cr或Mo
的高锰钢可达σ
s 410 MPa，那种高屈服点的高锰钢σ
s
可达660 MPa。

有人以为
加Cr可以提高耐磨寿命，但实践并未观察到这一现象。

(3) 加Mo可以提高σ
s
，而不牺牲韧性，这点优于加铬。

加Mo可提高铸态
高锰钢的力学性能(δ＞20%，α
K
(夏氏)＞53 J/cm2），因此有些铸件若不适宜进行热处理，可以采用这种措施。

由于Mo与C易于结合，使C在钢中的溶解减慢，推迟碳化物的析出［3］，并指出加入1.0%Mo可基本上消除铸态碳化物，韧性得以提高。

Mo的这一特点就赋予高锰钢一些方便之处，也就是在铸造、切割、焊补时不易产生裂纹(指碳低时)。

Mo既然能抑制淬火时碳化物的析出，因此适用于厚壁铸件及高碳铸件。

经弥散硬化处理的含Mo Mn13可以提高寿命。

(4) 由图3和图4中的韧性指标可以看出中锰钢的δ和α
K
最低。

这种合金在国外开始于60年代初，本来认为它容易加工硬化，能提高使用寿命，但实际上几十年来却得不到推广应用，问题是生产中或使用中均易发生开裂之故［2］。

国内也有报道［4］，为提高中、低冲击工况下的耐磨性，人们开发了中、低锰钢，
但常出现韧性较低、安全性不好等问题。

因此，对中锰钢的使用该取谨慎的态度。

图1 抗拉强度σ
b
/MPa Fig.1 Tensile strength 图2 屈服强度σ
s
/MPa Fig.2 Yield strength
图3 延伸率δ/% Fig.3 Elongation 图4 α
K
/J.cm-2(Izod)冲击韧性Fig.4 Impact toughness
(5) 对高锰钢的余热淬火，有人认为这是一种节能措施，也似乎认为余热淬火的温度高一些可以消除碳化物。

这是一个错误的举措。

高锰钢中碳化物究竟是何时形成的?余热淬火究竟能否消除它?有些人对此是不清楚的。

应该理解的是高锰钢中晶界上的粗大碳化物是液固转变时生成的。

由于凝固时碳的偏析，最后凝
固的地方应该是晶界，晶界上的碳量大为升高，致使该处凝固时产生碳化物。

液固转变结束时碳化物已经形成，接下去无论以何种速度冷却，这种已经形成的碳化物是不会消失的。

其消失只有2种可能：(1)余热能保持铸件于1 000 ℃左右若干小时，晶界上碳化物得以有时间溶解，碳量扩散到奥氏体中去，也即碳量得以均匀化，碳化物即行消失，随之以快冷，碳化物则不再出现，但余热淬火不会有足够的时间；(2)如通常所做的那样，铸件在冷却后，经重新加热到1 000 ℃左右，保温若干小时也同样可以发生上述过程，碳化物得以消除。

因此，余热淬火是不可能消除碳化物的。

话又说回来，高锰钢件是不是可以允许有一些碳化物?在铸件尺寸小、冲击不是太大的情况下，有一些碳化物虽然会使韧性有些伤害，但仍能保持较高的水平(高锰钢的韧性储备极大)，使用中仍可保证安全，因此，有一些碳化物应该是可以的。

在这种情况下，余热淬火是多余的，因为铸态高锰钢中晶界上本来就有碳化物。

因此，要消除碳化物，余热淬火无能为力；允许有碳化物时，余热淬火也是不必要的。

总之，余热淬火就变得没有用处了。

(6) 硅在高锰钢中的有害作用，不像磷那样受人注意。

在厚断面铸件中，硅对韧性的危害可能会是灾难性的。

硅能加强碳的偏析，使晶界上碳化物增多，恶化韧性。

因此，硅量不宜太高，甚至可以看作杂质。

所需的一点硅量，也只是为了脱氧和提高流动性。

(7) 至于磷，它会生成磷共晶，造成热裂。

国标规定磷=0.07%时，在金相分析中可以发现磷共晶，超过0.07%时，高温塑性大大降低，对热裂十分敏感。

当磷＜0.07%时，金相分析上虽看不到磷共晶，但仍有影响热裂的倾向。

对大的复杂的铸件，磷量应＜0.04%。

在焊接时，焊成的金属(基材和焊条一起)的磷量最好不超过0.03%，以免开裂。

有报道说，磷量与耐磨性也有关系，磷高会降低耐磨性。

当然降低磷量是有相当困难的，但对于降低磷量的必要性应该有充分认识，向着低磷的方向去努力。

2 超高锰钢
标准高锰钢含13%Mn，但近年来，国内外有一种倾向，就是发展了更高含锰量的超高锰钢。

关于含锰量的级别，目前可以区分为18%Mn和25%Mn 2种。

2.1 Mn18
表1中，可以机加工的高锰钢中含18%Mn。

西安电力机械厂［5］用Mn18制作风扇磨冲击板。

在运行后的冲击板亚表层测得加工硬化的程度大于Mn13。

最高硬度接近HV800。

所用成分为：1.1%～1.6% C; 16%～22% Mn; 0.30%～1.00% Si; 1.50%～4.0% Cr; 0.1%～0.6% Ti; ≤0.1% P; ≤0.05% S。

冲击板寿命比原来提高50%以上。

文献［4］研究了低碳低锰(1.35% C,14%Mn)、中碳中锰(1.68% C,17%Mn)、高碳高锰(1.98% C,20% Mn)钢的组织和性能。

其中发现，在用MLD-10做不同冲击能量下的试验，考核加工硬化能力，高碳高锰的加工硬化能力优于中碳中锰的。

这说明了，同时提高碳和锰量可以提高加工硬化能力。

国内又有报道，安徽电力修造厂曾用下列成分的超高锰钢：1.53% C; 0.55% Si; 18.2% Mn; 2.65% Cr;0.22% Ti; 0.35% RE; ＜0.06% P; ＜0.05% S。

制作风扇磨冲击板，寿命比原来提高近一倍。

文章又介绍了，M.C.Uuxalel研制了在寒冷条件下用的含17%～20%Mn的超高锰钢，能提高冷脆抗力。

也提到了原苏联北方用的铁路辙岔改用Mn18以后，其寿命比原用的Mn13提高20%～25%。

又说，挪威某公司开发了一种含15%～23%Mn的超高锰钢，其初始硬度提高了HB80～150，加工硬化能力明显增强。

文献［6］报道，该厂接受外商订购的轧臼壁、衬套等部件，所用材料的成分为：1.05%～1.35% C; 17%～19% Mn; ≤1.0% Si; ≤0.055% P; ≤0.050% S; ≥0.50% Cr。

该文认为，C、Mn均用得高，其中碳量高有利于钢的耐磨性；锰量高则有利于提高冲击韧性。

文献［7］将传统的1.2C-13Mn-Cr高锰钢成分改为1.5C-18Mn-Cr。

其所以如此改变成分，是基于冲击磨损试验。

在不同碳量高锰钢的冲击磨损试验中，发现冲击磨损量随碳量增加而下降，在1.5%C时，冲击磨损量较小。

而在不同锰量
(C=1.5%)的冲击磨损试验中，看到Mn=18%时，冲击磨损量出现极小值，所以该
文选择了1.5%C和18%Mn。

该文还认为，当碳量增加时，σ
b 、δ、α
K
均下降，
特别是当碳超过1.6%时，碳已超过溶解度极限，在水韧后仍不能消除碳化物。

因此，该文认为应提高锰量以消除碳量高时造成的碳化物，从而提高韧性。

2.2 Mn25
最近看到国外有一专利：一种含25%Mn的超高锰钢，其性能为：σ
b
840
MPa,σ
s
510 MPa，δ4%，HB217。

该专利认为这种钢的加工硬化速度快，在4个国家共25个单位运行考核表明，寿命增加30%左右。

基于目前看到的这些文献资料，采用超高锰钢的原因可能是：(1)提高加工硬化能力。

其中碳能起这个作用，但此时需要增加锰量以保持韧性；(2)在低温地区使用。

本文讨论了常用高锰钢中的一些易被混淆的概念，同时也介绍了超高锰钢目前研究使用的情况以及解释为了何采用超高锰量的原因。

作者单位：(广州有色金属研究院，）
高锰钢与超高锰钢铸件生产技术要点
在高能量冲击的工作条件下，高锰钢与超高锰钢铸件的应用范围是广阔的。

许多
铸造厂，对生产此类钢种铸件缺乏必要的认识。

现对具体操作做简要的说明，供
生产者参考。

1 化学成分高锰钢按照国家标准分为5个牌号，主要区别是碳的
含量，其范围是0。

...
在高能量冲击的工作条件下，高锰钢与超高锰钢铸件的应用范围广阔的。

许
多铸造厂，对生产此类钢种铸件缺乏必要的认识。

现对具体操作做简要的说明，
供生产者考。

1 化学成分
高锰钢按照家标准分为5个牌号，主要区别是碳的含量，其范围是
0.75％－1.45％。

受冲击大，碳含量低。

锰含量在11.0％－14.0％之间，一般
不应低于13％。

超高锰钢尚无国标，但锰含量应大于18％。

硅含量的高低，对
冲击韧度影响较大，故应取下限，以不大于0.5％为宜。

低磷低硫是最基本的要
求，由于高的锰含量自然起到脱硫作用，故降磷是最要紧的，设法使磷低于
0.07％。

铬是提高抗磨性的，一般在2.0％左右。

2 炉料
入炉材料是由化学成分决定的。

主要炉料是优质碳素钢（或钢锭）、高碳锰铁、中碳锰铁、高碳铬铁及高锰钢回炉料。

里特别提醒的是有认为只要化学成分合适，就可以多用回炉料。

这是有害的。

某些厂之所以产品质量不佳，皆出于此。

不仅高锰钢、超高锰钢，凡是金属铸件，绝不可以过多的使用回炉料，回炉料不应超过25％。

那么，回炉料过剩该如何？只要把废品降到最低，回炉料就不会过剩。

3 熔炼
这里着重讲加料顺序，无论用中频炉，还是电弧炉熔炼，总是先熔炼碳素钢，而各类锰铁和其他贵重合金材料，要分多次，每次少量入炉，贵重元素在最后加入，以减少烧损。

料块应尽量小些，以50－80mm为宜。

熔清后，炉温达到1580－1600℃时，要脱氧、脱氢、脱氮，可用铝丝，也可用Si-Ca合金或SiC 等材料。

将脱氧剂一定压到炉内深处。

金属液面此时用覆盖剂盖严，隔断外界空气。

还要镇静一段时间，使氧化物、夹杂物有充足时间上浮。

然而，不少企业，只将铝丝甚至铝屑，撒再金属液面上，又不加覆盖，岂不白白浪费！在此期间，及时用中碳锰铁来调整锰与碳的含量。

钢液出炉前，将浇包烘烤到400℃以上是十分必要的。

在出炉期间用
V-Fe、Ti-Fe、稀土等多种微量元素做变质处理，是使一次结晶细化的必要手段，它对产品性能影响是至关重要的。

4 炉料与造型材料
要延炉令，当分清钢种与炉衬的属性。

锰钢属碱性，炉衬当然选用镁质材料。

捣打炉衬要轮番周而复始换位操作。

添加炉衬材料不可过厚，每次80厘米左右为宜，捣毕要低温长时间烘烤。

当然，炉令的长短与操作者大又关系。

不少操作者像掷铅球的运动员一样，把炉料从三四米之外投入炉内，既不安全又伤炉令，应将炉料置于炉口旁预热，然后用夹子慢慢地将炉料顺炉料置于炉口旁预热，然后用夹子慢慢地将炉料顺炉壁放入。

造型材料和涂料也应与金属液属性相一致，或者用中兴材料（如铬铁矿砂、棕刚玉等）。

若想获得一次结晶细化的集体，采用蓄热量大的铬铁矿砂是正确的，尤其是消失模生产厂，用它将克服散热慢的缺点。

5 铸造工艺设计
高锰钢的特点是凝固收缩大，散热性差，据此，在工艺设计中铸造收缩率取2.5％－2.7％，铸件越长大、越应取上限。

型砂与砂芯的退让性一定要好。

浇注系统采取开放式。

多个分散的内浇道从铸件的薄壁处引入，且成扁而宽的喇叭状，靠近铸件处的截面积大于与横浇道相联的截面积，使金属液快速平稳地注入铸型，防止整个铸型内的温差过大。

冒口直径要大于热节直径，紧靠热节，高度是直径的2.5－3.0倍，必须采用热冒口甚至浇冒口合一，让充足的高温金属液来不足铸件在凝固收缩时之空位。

将直浇道、冒口位于高处（砂箱有5－8。

的斜度）也是正确的。

浇注时尽可能低温快浇。

一旦凝固，要及时松砂箱。

聪明的设计师总是善于利用冷铁，包括内冷铁于外冷铁，它既细化一次结晶，消除缩孔、缩松，又提高工艺出品率，当然，适宜的用量和规格是应该考虑的。

内冷铁要干净、易熔，用量以少为宜。

外冷铁的三维尺寸与冷却物的三维尺寸为0.6－0.7倍的函数关系。

过小不起作用，过大造成铸件开裂。

铸件在型内要长时间保温，直到低于200℃再开箱。

6 热处理
热处理开裂，是低温阶段升温过快所致。

故正确的操作是350℃以下，升温速度<80℃/h，750℃以下，<100℃/h，且有不同时期的保温。

至>750℃时，铸件内呈塑性状态，可以快速升温了。

至1050℃时根据铸件的厚度确定保温时间，然后再升到1100℃以上。

给出炉降温留有余地然后尽快入水。

高温时升温太慢，保温时间太短，出炉后到入水时间间隔过长（不应>0.5min），这一切都影响铸件质量。

入水温度应<30℃，淬火后，水温<50℃，水量应不小于铸件重量的8倍。

冷水从池下部进入，温水从池顶面流出。

铸件在水池中要三个方向不停地一动。

7 切割与焊接
因为锰钢热传导性能差，所以在切割浇冒口时应十分注意。

最好将铸件置于水中，被切割部分露在水外，切割时留一定量的茬，热处理后磨掉。

不少厂，焊接和焊补成为必然。

选用奥氏体基的锰镍焊条（D256或D266型），规格细长，φ3.2mm×350mm，外层药皮为碱性。

操作时采用小电流，弱电弧，小焊道多焊层、始终保持低温度少热量的操作方法。

一边焊接一边击打，消除应力。

重要铸件必须探伤。

生产者要考虑的，不仅仅是降低生产成本，但更重要的是不出废品，最大限度地出优质品，进而最到限度地扩大占领市场份额。

这看起来是慢而费，实际上是快而省，这个观念不仅认识到，更重要的是要做到。

回火温度对高锰钢耐磨性能的影响作者：信息来源:熊玉竹杜建平
摘要：为进一步研究动态应变时效(DSA)强化在高锰钢的加工硬化过程中对其耐磨性能的影响，将合金高锰钢和普通高锰钢进行不同温度的回火处理，并对其组织、结构、电阻及耐磨性能进行分析。

结果发现合金高锰钢中的强碳化物形成元素Cr有效地扩大了C-Mn有序原子对团簇微区，且这些有序的原子对团簇微区对提高高锰钢的耐磨性能有...
摘要：为进一步研究动态应变时效(DSA)强化在高锰钢的加工硬化过程中对其耐磨性能的影响，将合金高锰钢和普通高锰钢进行不同温度的回火处理，并对其组织、结构、电阻及耐磨性能进行分析。

结果发现合金高锰钢中的强碳化物形成元素Cr有效地扩大了C-Mn有序原子对团簇微区，且些有序的原子对团簇微区对提高高锰钢的耐磨性能有重要作用。

关键词：合金高锰钢；C-Mn原子对；有序团簇区；动态应变时效；耐磨性能；铬
前言
近年来不断有文献报道关于提高奥氏体高锰钢性能方面所取得的进展［1］-［5］。

高锰钢的合金化主要通过在传统成份的高锰钢中加入Cr、Mo、V、Ti、稀土等元素使其性能得到提高，其中Cr的运用尤为广泛。

有关文献［1］、［5］认为：高锰钢加工硬化过程中，会产生动态应变时效，即形成C-Mn原子对，产生短程有序，使高锰钢产生强烈的加工硬化效应，且Cr元素的加入具有扩大高锰钢中C-Mn有序原子对的团簇效果。

本文通过对不同回火温度的合金高锰钢及普通高锰钢的组织、结构、电阻和耐磨性能的变化情况进行研究，结果发现：合金高锰钢在含碳量相对较低的条件下，其耐磨性能优于普通高锰钢。

而且合金高锰钢在不同回火温度时的不同的组织结构表现出了不同的耐磨性。

1 实验及结果
将合金高锰钢和普通高锰钢制成Φ10×20 mm的试样，经1100℃水韧处理后，分别在250℃、350℃、500℃进行4h的回火处理，试样成分见表1.
表1 实验用普通高锰钢及合金高锰钢化学成分（W%）
用D=Max-3A衍射仪进行物相分析。

用DL-10型磨损机进行磨损实验，磨损载荷1500 g，实验结果见图1.
图1 合金高锰钢与普通高锰钢在不同回火温度下的磨损量图2 合金高锰钢在
不同回火温度下的电阻值
用透射电镜对250℃回火处理的合金高锰钢进行电镜分析，结果见图3.对500℃回火处理的合金高锰钢进行电镜分析，结果见图4.
图3 合金高锰钢中条幅结构的电子衍射花样图4 合金高锰钢和普通钢在不同
温度条件下的衍射图谱
2 讨论
由图1可知，合金高锰钢经水韧处理后，随着回火温度逐渐升高至250℃，合金高锰钢的磨损量降低，耐磨性能上升，在250℃时为最大值。

当温度从250℃升到350℃时，其磨损量略有增加，耐磨性能有所下降，但仍优于合金高锰钢在常规水韧处理后的耐磨性能。

当温度继续升高到500℃时，磨损量继续增加，耐磨性能下降，低于水韧态时的耐磨性。

当室温< T < 250℃时，合金高锰钢中的碳原子随着温度的升高活度逐渐加大，原子在一定范围内迁移。

由于合金高锰钢中Cr原子的存在，一方面降低了整个奥氏体基体中碳原子的活度系数；另一方面，靠近富Cr区的C原子由于和Cr
原子的亲和力极强，其局部向Cr迁移的活度系数反而增加，并且与该区的锰原子形成有序的C-Mn原子对。

由于Cr对C-Mn原子对的“铰链作用”［2］、［5］，C-Mn原子对有序微区不断团聚、大。

由图2可知，正是这些有序微区的形成降低了合金高锰钢的电阻值。

这些微区随机均匀地分布在奥氏体基体中。

由于微区的间隔尺度较小，在很大程度上阻碍了位错的长程滑移，增强了对位错的钉扎作用，大大提高了位错强化的效果。

由图1可知，合金高锰钢经水韧处理后在250℃回火的耐磨性能较之水韧态的耐磨性提高了13%.在忽略掉其它因素差异
影响的前提下，我们可以粗略地认为，13%耐磨性的提高反映了磨损前回火预处理时在合金高锰钢中形成的有序原子对团簇对耐磨性的贡献。

由图3可知，经250℃回火处理的合金高锰钢试样中，存在着明显的条幅结构。

这更进一步证明了合金高锰钢中有序微区的存在。

对于普通高锰钢而言，随着温度的升高，奥氏体基体中的碳原子也发生了迁移，并与Mn形成C-Mn原子对，但是由于锰、碳原子间的结合相对较弱，其短程有序微区的尺寸相对很少，250℃回火后其晶格畸变有一定程度的恢复，所以在250℃回火后所表现出的耐磨性较之水韧态的耐磨性几乎没有提高。

由于固溶强化作用的减弱，其耐磨性能反而略有下降（见图1）.当回火温度继续从250℃升到350℃时，合金高锰钢中碳原子的活度继续随温度的升高而增加，由图4可知，此温度回火处理后仍无碳化物析
出，但此时奥氏体的晶格畸变程度进一步降低，固溶强化作用减弱，但是由于碳化物尚未析出，仍有大量微区存在，其耐磨性能相对于250℃回火时虽有下降，但仍比水韧态的耐磨性高（如图1所示）。

对于普通高锰钢，当温度升高到400℃时，从衍射谱线上看出（如图2所示）某些富碳微区的碳化物开始析出，此时，新析出的碳化物尚未长大，弥散强化作用比较理想。

另外一些微区仍处于碳化物析出前的亚结构状态，因为这些亚结构状态的微区为富碳区，故C-Mn有序原子对较丰富。

这些弥散均匀分布的微区以及弥散分布的碳化物对位错的钉扎作用在一定程度上弥补了固溶强化减弱的影响，所以宏观力学性能表现为耐磨性能下降不明显。

当温度继续升高到500℃时，由图4可知，合金高锰钢开始析出碳化物，此时奥氏体的基本晶格常数已基本趋于正常，而且由于合金碳化物的析出，基体含碳量明显下降，大大影响了有序微区的形成，从而影响了加工硬化的效果，所以宏观耐磨性能呈下降趋势。

由上述分析不难看出，C-Mn有序原子对的微区团簇对高锰钢的耐磨性能有着重要的影响。

3 结论
（1）水韧处理的合金高锰钢，再经250℃回火处理后，由于Cr对C-Mn原子对的“铰链作用”，其表现出的耐磨性能高于含碳量较高的普通高锰钢。

（2）合金高锰钢的回火温度升高至500℃后，由于受碳化物析出的影响，有序团簇强化作用减弱，再加上固溶强化作用的减弱，其耐磨性能明显下降。

考文献：
［1］张敬澈. 提高奥氏体锰钢耐磨性的探讨［J］.铸造,1991,(6):19. ［2］ Dastur Y N, W C Leslie. Mechanism of work hardening in Hoodfield manganese steel［J］.Metall Trans A,1981,12A,749.
［3］何力. 锰系奥氏体钢的发展前景［J］.现代机械，1999.(2):12-17. ［4］朱瑞福.高锰钢的价电子结构及其本质特性［J］.科学通报，
1996,41(14):1336.
［5］何力.Cr对高锰钢微观结构的影响［J］.钢铁，2000,35(5):48-50.
目前，内许多厂家在应用消失模工艺生产高锰钢铸件时，多采用石英砂作为造型材料，所用的涂料大都水基镁砂粉，刚玉粉、锆英粉等涂料，不仅成本高，而且许多性能也不够理想。

因此，必须开发与研制性能优良，成本低廉，而且适用于消失模铸造生产高锰钢铸件的涂料及造型材料。

为此，我厂于1998年7月开展了一系列的试验与试生产工作。

经过试验，采用镁橄榄石粉作为骨料配制的水基镁橄榄石粉涂料以及用镁橄榄石砂作为造型材料生产高锰钢铸件取得了较好的效果。

1 镁橄榄石砂(粉)的性能
镁橄榄石砂与传统的石英砂相比有如下特点：
(1)导热性能好，热膨胀缓慢均匀，不易产生夹砂。

(2)无游离的SiO
存在，无硅尘危害，浇注时无CO气体产生，生产环境良
2
好。

(3)耐火度高(1 700 ℃)，抗金属氧化物侵蚀能力强，特别对高锰钢铸件有很高的化学稳定性，能有效防止铸件的化学粘砂和机械粘砂，铸件表面光洁，轮廓清晰，尺寸准确，合格率高。

(4)回收利用率高。

此外，用镁橄榄石粉作为涂料具有触变性好，屈服值适宜、悬浮率高，易涂挂，涂层强度高，高温爆热不开裂、抗粘砂性强、铸件表面光洁、涂层烧结成壳自行剥离等优良性能，其化学成分及物理性能，见表1、表2。

表1 镁橄榄石砂(粉)化学成分
Tab.1 Composition of forsterite sand/powder %
粒径/mmMgOSiO
2Al
2
O
3
Fe
2
O
3
Cr
2
O
3
其余0.300～0.212≥45≤40≤3≤11不限
≤10.850～0.212≥40≤40≤3≤11不限≤1
表2 镁橄榄石砂(粉)物理性能
Tab.2 Physical property of forsterite sand/powder
名称无粒度微粒水分耐火度灼减量真密度镁橄榄石砂(粉)≥75%3%＜
0.5%1700℃≤3%3.0
表1、表2中的数据显示，镁橄榄石砂(粉)属碱性，抗碱性熔渣能力强，而且耐火度高，能抵御高锰钢金属液体的冲刷，同时成本较低，将其应用于高锰钢铸件的消失模铸造中已显示出优越性。

2 镁橄榄石粉涂料
随着消失模铸造工艺的发展和应用，涂料技术在整个工艺中的地位显得越来越重要。

涂料能提高泡沫塑料模样的强度和刚度，防止在填砂振动时模样破坏或变形，防止金属液渗入型砂或铸型塌陷，保证铸件的表面光洁。

涂料性能的好坏及成本的高低直接影响到铸件的品质以及产品的经济效益。

经过无数次的试验，选定了1个比较合理的配制方法，效果十分理想。

高锰钢属碱性金属液，因此需配制碱性较强的涂料，配比，见表3。

表3 镁橄榄石粉涂料配比
Tab.3 Prescription of Coating in forsterite powder
镁橄榄
石砂(粉)
粒径
0.053 mm
钠基膨
润土
kg 无水碳。