CN103890210A - 一种用于粉末注塑成型的铁基合金 - Google Patents

一种用于粉末注塑成型的铁基合金 Download PDF

Info

Publication number
CN103890210A
CN103890210A CN201280051137.9A CN201280051137A CN103890210A CN 103890210 A CN103890210 A CN 103890210A CN 201280051137 A CN201280051137 A CN 201280051137A CN 103890210 A CN103890210 A CN 103890210A
Authority
CN
China
Prior art keywords
injection molding
powder injection
powder
alloy
iron
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201280051137.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103890210B (zh
Inventor
李圣鹤
李炳柱
都政铉
申樑秀
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Academy Industry Foundation of POSTECH
Original Assignee
Academy Industry Foundation of POSTECH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Academy Industry Foundation of POSTECH filed Critical Academy Industry Foundation of POSTECH
Publication of CN103890210A publication Critical patent/CN103890210A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103890210B publication Critical patent/CN103890210B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/22—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces for producing castings from a slip
    • B22F3/225—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces for producing castings from a slip by injection molding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
    • C22C33/0278—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
    • C22C33/0285—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5% with Cr, Co, or Ni having a minimum content higher than 5%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

本申请提供一种用于粉末注塑成型的铁基合金，所述用于粉末注塑成型的铁基合金由52.59～78.15wt.%的铁（Fe）、16.45～37.34wt.%的铬（Cr）、3.42～7.76wt.%的硼（B）、1.64～1.92wt.%的硅（Si）、0～0.21wt.%的硫（S）、0.16～0.18wt.%的碳（C）以及其他不可避免的杂质组成。

Description

一种用于粉末注塑成型的铁基合金
技术领域
本发明涉及铁基合金，更详细地涉及一种用于粉末注塑成型的铁基合金。
背景技术
粉末注塑成型（powderinjectionmolding，PIM）是将作为精密塑料部件批量生产技术的注塑成型（injectionmolding）技术引入到粉末冶金（powdermetallurgy）领域而形成的一门新型粉末冶金成型技术。
粉末注塑成型（PIM）工艺包括通过将细小粉末和作为流动主体的高分子粘合剂混合，并将其入模后注塑成型，再从注塑成型体中去除粘合剂（binder），最后将粉末高温烧结制作成部件的工序。
粉末注塑成型工艺能够得到持续研发和广泛应用，其原因是由于原有部件设计员及现场使用者了解粉末注塑成型技术中使用的材料和形状组合使部件设计更加自由的优点，并且以粉末注塑成型技术相关研究机构和企业为中心，正在研发应用材料多样化且具经济性的工序。
即利用金属、陶瓷、硬质金属、金属间化合物等所有粉末材料能够制作3D精密部件，而且由于难加工材料及无法铸造的材料几乎不需要后加工就能够批量生产，因此粉末注塑成型技术适用于以低廉的成本生产高附加值部件。
就占大部分金属粉末注塑成型市场的不锈钢而言，通过改变化学组分来实现最终粉末注塑成型部件所需的强度、硬度、耐磨损和耐腐蚀等物理性质。
因此，用于粉末注塑成型的不锈钢粉末有很多种类，例如SUS304L、SUS316L、SUS430和SUS630等，而且马氏体系不锈钢粉末注塑成型需要进行额外的热处理工序。
因此，需要研发一种合金，能够满足常规粉末注塑成型部件的物性，同时无需进行热处理且具有经济性和各种微观结构及特性，能够适用于不同的粉末注塑成型部件。
发明内容
本发明目的是提供一种相比于现有的用于粉末注塑成型的不锈钢，具有更加优良的硬度、耐磨损性、耐腐蚀性，且低生产成本的铁基合金。技术方案
为了实现上述发明目的，本发明的一个优选实施例提供了一种用于粉末注塑成型的铁基合金，由52.59～78.15wt.%的铁（Fe）、16.45～37.34wt.%的铬（Cr）、3.42～7.76wt.%的硼（B）、1.64～1.92wt.%的硅（Si）、0～0.21wt.%的硫（S）、0.16～0.18wt.%的碳（C）以及其他不可避免的杂质组成。
所述铬（Cr）和硼（B）的比率（XCr/XB）为1.0。
所述铬（Cr）和硼（B）的摩尔含量之和（XCr+XB）为0.30至0.60。
所述铁（Fe）、铬（Cr）和硼（B）的摩尔含量之和（XFe+XCr+XB）为0.9635。
所述用于粉末注塑成型的铁基合金的微观结构中，硼化铬（Cr2B）以网络形态分布于铁素体（ferrite）基体内。
所述硼化铬（Cr2B）的体积含量（volumefraction）为51%～91%。
所述用于粉末注塑成型的铁基合金的硬度为600VHN～1600VHN。
本发明的另一个优选实施例提供了一种铁基粉末注塑成型方法，该方法包括以下步骤：提供所述用于粉末注塑成型的铁基合金粉末；混合所述用于粉末注塑成型的铁基合金粉末和粘合剂，以形成粉末混合体；使所述粉末混合体压缩成型；加热所述粉末混合体，以去除粘合剂；以及烧结已去除所述粘合剂的粉末混合体。
所述粉末混合体通过在容器内混合所述用于粉末注塑成型的铁基合金粉末及石蜡、碳化钨球以及庚烷（heptanes）后，旋转所述容器而形成。
有益效果
根据本发明用于粉末注塑成型的铁基合金，由于以各自不同的体积含量形成坚硬的Cr2B，从而相比于传统使用的不锈钢，可以很大程度上提高硬度及耐磨损性。
另外，根据本发明用于粉末注塑成型的铁基合金通过降低合金元素含量，使合金价格比商用不锈钢价格更便宜，而且通过降低烧结温度和缩短烧结时间，使生产成本减少，因此具有优秀的价格竞争力。
附图说明
图1是显示根据本发明一个示例性实施例用于粉末注塑成型的铁基合金的微观结构的扫描电子显微镜（SEM）照片。
图2是显示根据本发明一个示例性实施例设计的铁基合金的Fe-Cr-B三元系等温状态图。
图3是显示根据本发明一个示例性实施例设计铁基合金时基于基本合金构成元素（Fe、Cr、B、Si、S和C）中根据每一种组分的Cr2B析出驱动力变化计算结果图。
图4是显示根据本发明一个示例性实施例的铁基合金中根据铬和硼的不同比率，在1000℃温度下存在的平衡相含量图。
图5至图7是显示根据本发明一个示例性实施例设计的9种铁基合金根据合金组成的不同温度的平衡相含量的图。
图8至图10是根据本发明一个示例性实施例的铁基合金进行铸造及热处理后的微观结构的扫描电子显微镜照片。
图11是根据本发明一个示例性实施例的铁基合金的X-射线衍射分析结果。
图12是显示基于部件所需物性（硬度基准）的合金元素价格的表。
具体实施方式
参照附图及下文中的详细说明能够清楚地理解本发明的优点和特点以及实现该优点和特点的方法。但本发明并不局限于下面公开的实施方式，可通过多种不同的形式实现，本发明具体实施例如附图和下文中的详细说明。本实施例只是为了完整地公开本发明，并向本发明所属技术领域的技术人员完整地说明本发明范围而提出的，本发明应当以权利要求范围为准。在通篇说明书中，相同的附图标记表示相同的构成要素。
下面，参照附图对本发明的优选实施例所涉及的用于粉末注塑成型的铁基合金进行详细说明。需要说明的是，在说明本发明过程中，当认为对相关公知功能或者结构的详细说明可能会影响本发明的要旨时，省略其详细说明。
本发明优选实施例涉及的用于粉末注塑成型的铁基合金，其特征在于，由52.59～78.15wt.%的铁（Fe）、16.45～37.34wt.%的铬（Cr）、3.42～7.76wt.%的硼（B）、1.64～1.92wt.%的硅（Si）、0.21wt.%的硫（S）、0.16～0.18wt.%的碳（C）以及其他不可避免的杂质组成。
所述铁基合金的微观结构特征在于硼化铬（Cr2B）以网络形态分布于铁素体（ferrite）基体内。
由于本发明涉及的硼化铬相（Cr2B）十分坚硬，所以析出的硼化铬相（phase）的形状、含量分布状态会直接影响到样品的整体硬度和耐磨损性。
所述铁基合金的硼化铬相为网状结构，因此样品的整体硬度分布均匀，而且施加的负荷在磨损环境中也能够得到分散，从而具有优秀的耐磨损性。
另外，其特征在于，所述硼化铬（Cr2B）的体积含量（volumefraction）为51%～91%。
其特征在于，所述用于粉末注塑成型的铁基合金的硬度为600VHN～1600VHN。
为了满足粉末注塑成型工艺中要求的铁基合金的高硬度和低成本的条件，可通过析出价格相对低廉的铬和硼的化合物，即硼化铬，以实现高硬度。
将铬（Cr）和硼（B）的组成比率设定为1：1，铬（Cr）和硼（B）的组成比率之和（摩尔比之和）可以调节至0.30～0.60。此时，主要成分的铁（Fe）、铬（Cr）和硼（B）的组成比之和（摩尔比之和）可以设定为0.9634。
所述铬（Cr）是通常进行淬火时为增加合金的硬化性且提高耐腐蚀性而添加的合金元素，在本发明中通过与硼（B）相结合以调节硼化铬析出Cr元素的含量。
当铬含量为16.45wt.%以上时，硼化铬的析出含量达到50vol.%或以上，从而可达到粉末注塑成型工工艺中要求的高硬度值约600VHN以上的硬度。
当铬含量超过37.34wt.%时，由于会析出过多的硼化铬导致韧性下降，因此铬含量限制为16.45～37.34wt.%。
而且，根据所述铬（Cr）含量，将硼含量设定为3.42～7.76wt.%。
硼作为提高硬化性而添加的元素，在本发明中与铬相结合以调节硼化铬析出含量。当硼含量为3.42wt.%或以上时，硼化铬析出含量为50vol.%以上，从而可达到粉末注塑成型工艺中要求的高硬度值约600VHN以上的硬度。
当硼含量超过7.76wt.%时，由于析出过多的硼化铬导致韧性下降，因此硼含量限制在3.42～7.76wt.%。而且，根据所述硼含量，将铬的含量设定为16.45～37.34wt.%。
在本发明中，硅（Si）为在粉末注塑成型的烧结工序中用铁素体稳定基体，且通过固溶强化以提高硬化性的元素。当添加的硅含量为1.64wt.%以下时，固溶强化及铁素体稳定效果甚微，而添加1.92wt.%以上时，固溶强化的效果没有增加到预期效果，因此将硅含量限制在1.64～1.92wt.%。
由于硫通常形成非金属夹杂物，从而降低合金性质，因此优选的是尽可能将该含量限制在较低范围，本发明中添加的硫含量限制在不形成硫化物（FeS）的范围内，以达到基体和硼化铬的稳定化效果。因此，优选地，将硫含量的上限设置为0.21wt.%。
碳作为可有效改善合金硬化性的元素，为达到本发明的所需要的硬度，碳含量应在0.16wt.%以上，但所添加的含量在0.18wt.%以上时，由于韧性下降，因此碳含量应控制在0.16～0.18wt.%范围。
根据本发明的另一个示例性实施例的铁基粉末注塑成型方法，包括以下步骤：提供用于粉末注塑成型的铁基合金粉末；混合所述用于粉末注塑成型的铁基合金粉末和粘合剂，以形成粉末混合体；压缩成型所述粉末混合体；加热所述粉末混合体，以去除粘合剂；以及烧结已去除所述粘合剂的粉末混合体。
所述粉末混合体通过在容器内混合用于粉末注塑成型的铁基合金粉末及石蜡、碳化钨球以及庚烷（heptanes）后，旋转所述容器而形成。
所述粉末混合体的压缩成型可以将所述粉末混合体装入模具后，利用压机施加100kgf/cm2以上的压力而完成。
通过将所述压缩成型的粉末混合体以2℃/min以上的升温速率升温至500℃后，维持1小时，可以去除所述粘合剂。
所述烧结可以通过将已去除所述粘合剂的粉末混合体装入热处理炉，在氢气气氛中以3℃/min以上的升温速率升温至1175℃后持续1小时来实现。
本发明是通过以Fe-43Cr-5.6B-1.8Si-0.2S-0.17C（wt.%）合金为基础，降低合金元素的比率，且通过改变铬（Cr）和硼（B）的比率，在铁素体基体内形成不同体积含量的硼化铬（Cr2B），以提供具有各种特性的用于粉末注塑成型的高硬度低成本的铁基合金。
另外，本发明涉及的合金的微观结构可以具有硼化铬（Cr2B）与铁素体基体以外的其他结晶粒子分散的结构。
下面，参照本发明的优选实施例和对照实施例详细说明本发明。但是，以下例举的实施例仅用于帮助理解本发明而已，本发明的权利范围并不因此而缩小或局限于此。
<实施例1>
表1显示根据本发明一个示例性实施例设计用于粉末注塑成型的铁基合金时的基本合金的组分。
【表1】
Fe Cr B Si S C
原子% Bal.（38.15） 35.79 22.40 2.77 0.27 0.61
重量% Bal.（49.23） 43 5.6 1.8 0.2 0.17
表2显示基于热力学计算而设计的本发明一个示例性实施例的用于粉末注塑成型的铁基合金的合金组分。
【表2】
合金 比率 Fe Cr B Si S C
实施例1 原子% 66.34 15.00 15.00 2.77 0.27 0.61
重量% 78.15 16.45 3.42 1.64 0.18 0.16
实施例2 原子% 51.34 22.50 22.50 2.77 0.27 0.61
重量% 65.54 26.75 5.56 1.78 0.20 0.17
实施例3 原子% 38.15 29.10 29.10 2.77 0.27 0.61
重量% 52.59 37.34 7.76 1.92 0.21 0.18
实施例4 原子% 66.34 18.46 11.54 2.77 0.27 0.61
重量% 75.86 19.66 2.55 1.59 0.18 0.15
施例5 原子% 51.34 27.70 17.31 2.77 0.27 0.61
重量% 62.49 31.39 4.08 1.70 0.19 0.16
实施例6 原子% 38.15 35.81 22.38 2.77 0.27 0.61
重量% 49.22 43.02 5.59 1.80 0.20 0.17
实施例7 原子% 66.34 20.63 9.38 2.77 0.27 0.61
重量% 74.50 21.57 2.04 1.57 0.17 0.15
实施例8 原子% 51.34 30.94 14.06 2.77 0.27 0.61
重量% 60.72 34.07 3.22 1.65 0.18 0.16
实施例9 原子% 38.15 40.01 18.19 2.77 0.27 0.61
重量% 47.33 46.22 4.37 1.73 0.19 0.16
根据表2的组成将用于粉末注塑成型的铁基合金在氩（Ar）气氛下进行电弧熔炼。用于电弧熔炼的合金包括高纯度的Fe（99.9wt%）、Si（99.99wt%）、C（99wt%）和事先合金化的FeB（99.2wt%）、FeS（98.5wt%）、FeCr（98.6wt%）作为预合金（pre-alloy），为了使中间合金成分均匀，翻转4次到5次并反复进行熔解。
通过真空吸铸（suctioncasting）由电弧熔炼方法制造的中间合金，从而铸造5mm厚的棒状试片。铸造合金与粉末注塑成型工艺产品不同，不是充分扩散后的均质化状态，因此在与粉末注塑成型的烧结条件相似的条件（在1200℃温度下持续30分钟）下，热处理后进行炉冷处理。
用Viella溶液（45mlGlycerol、15mlHNO3、30mlHCl）蚀刻经铸造和热处理的合金后，用扫描电子显微镜（SEM）进行观察。
而且，利用X-射线衍射测试方法分析合金内存在的相，且利用影像分析仪测定了硼化铬（Cr2B）的体积含量。
利用维氏（Vickers）硬度计测定负荷300g条件下的合金的整体硬度。
<实施例2>
根据表2中的合金组分将用于粉末注塑成型的铁基合金元素粉末在30kg容量的真空感应炉内熔融，从而制造了中间合金铸锭（ingot）。
所使用的合金是高纯度的Fe（99.9wt%）、Si（99.99wt%）、C（99wt%）和预先合金化的FeB（99.2wt%）、FeS（98.5wt%）、FeCr（98.6wt%）预合金（pre-alloy）。
在氩（Ar）气氛下以1550℃温度再次熔融所述铸锭后，用氮气喷雾法（N2gasatomization）施加20bar的喷射压力以制造球形粉末。
对所述粉末进行分级后，将25μm以下的粉末用于粉末注塑成型。
在本发明中，为了使混合更加容易且减少体积膨胀，将石蜡作为粘合剂。混合97g的铁基粉末和3g的粘合剂之后，将其与20ml的碳化钨球（tungstencarbideball）一起装入容量为300ml的高密度聚乙烯（HDPE；high-densitypolyethylene）容器内，然后添加庚烷（heptanes）直到250ml为止。
在45rpm的旋转速度下对容器旋转24小时以混合铁基粉末和粘合剂。然后，将粉末混合体在55℃的加热板（hotplate）上进行干燥后，装入直径为13mm的模具中，在常温下用压机以100kgf/cm2的压力压缩成型。
为了除去成型体中的粘合剂，以2℃/min.的升温速率，升温至500℃后，保持该温度1小时并进行脱脂。为了将脱脂成型体致密化，将其装入热处理炉内，且在氢气气氛下以3℃/min.的升温速度，升温至1175℃后，烧结1小时。
<实施例3：基于热力学计算的高温相平衡解析>
为从合金的基本组分设计出一种变化的合金组分，确认决定合金特性的要素，而合金的特性（尤其是，硬度）与硼化铬（Cr2B）的析出密切相关。
藉此，为预测硼化铬（Cr2B）的形成量，进行热力学计算。计算时所用的软件是商用热力学计算软件ThermoCalc，且热力学数据库使用了基于TCFE2000的升级版本（upgradedversion）。
图2是利用该数据库制作的Fe-Cr-B三元系等温状态图。
图3是在1250℃（粉红色）和1000℃（淡绿色）下基于基本合金组成元素（Fe、Cr、B、Si、S、C）计算各组分的Cr2B的析出驱动力变化结果的图。
析出驱动力是在其他成分之间的比率固定的状态下，在0到两倍于原有量的范围内调节成分的量，进而计算得到的。
从图3可以看出，当改变基本合金的主要成分，即铁（Fe）、铬（Cr）、硼（B）的量时，硼化铬（Cr2B）的析出驱动力变化显著，因此，当选择用于设计合金的基础合金时，将铁、铬、硼作为主要变量。
当基本合金用于PIM时，在粉末注塑工艺中，在1200℃下长时间烧结，因此可以认为被烧结的微观结构已达到平衡。
达到平衡后在被认为是冷却温度1000℃下，通过调整铁、铬、硼的组分，以计算平衡相含量。
参考以表1中表示的基本合金为基础，一种主要成分的摩尔含量之和（XFe+XCr+XB）维持0.9634，且将Cr和B的比率（XCr/XB）设定在1.0（B比率增加）、1.6（基本比率）、2.2（Cr比率增加）3种情况以调节XFe和（XCr+XB）值。
图4显示3种情况下存在于1000℃中的平衡相的含量。当硼的比率提高，而且随着XCr+XB值的增加时，硼化铬（Cr2B）的平衡相含量升高。
在3种情况的组成比中，再次选择XCr+XB=0.30、0.45和0.5819的3种情况，共得出9种合金组成，并显示在表2中。
首先，以每种组合物中XCr/XB比率为1.0、1.6和2.2的情况为中心，在XCr+XB之和为0.30、0.45、0.5819的情况下分为实施例1至9。
此时，XCr/XB=1.6和XCr+XB=0.5819的实施例6与作为基本组成的表1的合金相同。
图5至图7是显示9种合金组成在不同温度中的平衡相含量的图。由此可以得出，在多个温度下硼化铬（Cr2B）的平衡相含量的热力学计算值。
例如，实施例1（XCr/XB=1.0，XCr+XB=0.30）的合金组成中，1000℃时的Cr2B含量为约43vol.%，剩余为BCCα-Fe（铁素体）和FCCγ-Fe（奥氏体）。如果温度降至常温，Cr2B的含量保持原状，且γ-Fe变相为α-Fe，从而可以预测常温微观结构由43vol.%的Cr2B和57vol.%的α-Fe组成。
<实施例4：Fe基合金的微观结构>
虽然随着PIM部件在高温下长时间进行烧结，可以达到充分平衡状态，但熔融后，因通过相对较快的冷却凝固，铸造合金有可能不能达到平衡状态。
因此，为了得到达到充分平衡状态的微观结构，将相当于PIM烧结工序的热处理适用到了铸造合金中。
图8至图10为铸造后经热处理的合金的微观结构的扫描电子显微镜（SEM）照片。由于热处理后发生扩散，所以其微观结构与铸造合金的微观结构差别显著。
如果马氏体长时间维持在高温环境中，将变为微细碳化物析出的回火马氏体，即铁素体，Cr2B的形状也由针状或棒状变为球形或椭圆形。
与铸造合金一样，随着（XCr+XB）的增加，Cr2B的量增加所代表的趋势。具有与基准组成合金相同组成的实施例6中的合金的微观结构（图9（f））与图1中用基本合金粉末注塑成型的粉末的微观结构相似。由此可以预测，铸造后经过热处理的合金的微观结构与将其做成粉末后再经PIM工艺的部件的微观机构相似。
图11显示经过热处理的合金的X-射线衍射分析结果图。所有合金中均出现α-Fe（铁素体）和Cr2B的峰值，因此可以得出Cr2B分布在铁素体基体内。检测出的析出Cr2B含量如表3中所示，并且将其与从显示平衡相含量的图5至图7所得的Cr2B含量进行了比较。
<实施例5：Fe基合金的硬度>
测量铸造合金和热处理合金的硬度，如表3中所示。化学组分相同的铸造合金和热处理合金硬度不同，原因是由Cr2B和马氏体组成的铸造合金的微观结构经热处理后发生了变化。
【表3】
Figure BDA0000492572470000101
在铸造合金中，经热处理后马氏体变为铁素体，且Cr2B被高温热处理引起的扩散效果达到平衡状态后，Cr2B自身硬度增强和含量增加。经热处理后随着马氏体变为铁素体，硬度逐渐下降，而随着Cr2B的硬度和含量的增加，
硬度变大，而经过热处理后，铸造合金的硬度根据两者之间的竞争关系变大或下降。
即，在Cr2B含量高的合金组成中，虽然由于马氏体-铁素体变相导致硬度下降，但Cr2B硬度和含量的增加效果大于硬度下降效果，从而热处理后硬度增加。但是，铁素体含量高的合金组成中，马氏体-铁素体相变引起的硬度下降效果大于Cr2B硬度和含量增加的效果，从而显示出热处理后硬度下降的趋势。
考虑到实施例6中的合金微观结构（图9（f））与用基本合金粉末进行PIM的部件的微观结构（图1）的相似性，本研究中制造的铁基合金根据Cr2B含量和硬度，可应用于不同的PIM部件的制造。
通常随着Cr2B含量的提高，则硬度也增强，但脆性断裂的可能性也随之增加。因此，应用于PIM部件中时，由于高含量Cr2B和高硬度是非必须的，所以优选的是有效选择与部件所需性质适宜的合金。
例如，当PIM部件所需的硬度条件为500～600VHN时，则例如实施例1、5和8的合金与其匹配。与硬度较高的合金相比，在这种情况下，该合金可以具有脆性下降且韧性增强的优点。
另外，如果需要增加Cr2B含量，则合金元素的量也随之增加，因此不仅要考虑PIM部件所需的特性，优先要结合考虑包括合金元素价格在内的经济效益。
图12是显示基于部件所需特性（硬度基准）的合金元素价格表。合金元素的价格根据LME每日价格（LEMdailiyprice)（2010.07.27基准）来确定。
本研究制造的合金含有的合金元素的价格比基本合金价格低，且如果硬度下降，合金元素的价格也随之下降。
另外，由于相比于广泛应用于PIM的铁素体或者马氏体SUS630不锈钢（组成：Fe-17Cr-4Ni-4Cu-0.35Nb-0.07C（wt.%），硬度：360VHN），合金元素的价格低廉，所以该合金元素完全可以作为替代物。
因此，同时考虑PIM部件所需的特性和经济性时，本研究的合金可以完全适用于在不同条件的PIM部件，具有优秀的特性和经济优势。
如上所述，基于本发明设计的坚硬的Cr2B分布于铁素体基体内的PIM用合金，可通过调节Cr2B含量来成功地制造具有不同特性的合金。
特别是，从基于热力学计算的高温平衡相含量的计算结果，预测了Cr2B含量与硬度，且利用该结果，制造了具有不同Cr2B含量和硬度的铁基合金。
该合金由于含有在高温环境中稳定其具有优良耐腐蚀性的Cr2B，期望这些合金不仅常温硬度，还在高温特性、耐磨损性和耐腐蚀性上比现有不锈钢PIM部件更加优秀，具有可应用于要求优良特性的构造部件的新的可能性。
实施例3中所标示的合金具有1600VHN以上的硬度，因此不仅可适用于不锈钢而且也可以适用于硬质合金的PIM部件。
以上参照附图描述了本发明的实施例，但本发明所属技术领域的技术人员能够理解，在不改变其技术思想或者必要技术特征的情况下，本发明可以其他具体方式实施。
因此，以上描述的实施例应理解为仅仅是示例性实施方式而已，并不用于限定本发明。本发明的保护范围并不以上述描述内容为准，而是以附带的权利要求书为准，由权利要求书的含义及范围和其均等概念导出的所有变更或者变更的形态，均属于本发明的保护范围。

Claims (9)

1.一种用于粉末注塑成型的铁基合金，由52.59～78.15wt.%的铁（Fe）、16.45～37.34wt.%的铬（Cr）、3.42～7.76wt.%的硼（B）、1.64～1.92wt.%的硅（Si）、0～0.21wt.%的硫（S）、0.16～0.18wt.%的碳（C）以及其他不可避免的杂质组成。
2.如权利要求1所述的用于粉末注塑成型的铁基合金，其中所述铬（Cr）和硼（B）的比率（XCr/XB）为1.0。
3.如权利要求2所述的用于粉末注塑成型的铁基合金，其中所述铬（Cr）和硼（B）的摩尔含量之和（XCr+XB）为0.30至0.60。
4.如权利要求1至3中任一项所述的用于粉末注塑成型的铁基合金，其中所述铁（Fe）、铬（Cr）和硼（B）的摩尔含量之和（XFe+XCr+XB）为0.9635。
5.如权利要求4所述的用于粉末注塑成型的铁基合金，其中，所述用于粉末注塑成型的铁基合金的微观结构中硼化铬（Cr2B）以网络形态分布于铁素体基体内。
6.如权利要求5所述的用于粉末注塑成型的铁基合金，其中所述硼化铬（Cr2B）的体积含量为51%～91%。
7.如权利要求6所述的用于粉末注塑成型的铁基合金，其中，所述用于粉末注塑成型的铁基合金的硬度为600VHN～1600VHN。
8.一种铁基粉末注塑成型方法，包括以下步骤：
提供权利要求1至7中任一项所述的用于粉末注塑成型的铁基合金粉末；
混合所述用于粉末注塑成型的铁基合金粉末和粘合剂，以形成粉末混合体；
压缩成型所述粉末混合体；
加热所述粉末混合体，以去除粘合剂；以及
烧结已去除所述粘合剂的粉末混合体。
9.如权利要求8所述的铁基粉末注塑成型方法，其中通过在容器内混合权利要求1至8中任一项所述的用于粉末注塑成型的铁基合金粉末及石蜡、碳化钨球以及庚烷后，旋转所述容器形成所述粉末混合体。
CN201280051137.9A 2011-10-21 2012-04-20 一种用于粉末注塑成型的铁基合金 Expired - Fee Related CN103890210B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2011-0108028 2011-10-21
KR1020110108028A KR101350944B1 (ko) 2011-10-21 2011-10-21 분말사출성형용 철계 합금
PCT/KR2012/003071 WO2013058453A1 (ko) 2011-10-21 2012-04-20 분말사출성형용 철계 합금

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103890210A true CN103890210A (zh) 2014-06-25
CN103890210B CN103890210B (zh) 2016-05-04

Family

ID=48141076

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280051137.9A Expired - Fee Related CN103890210B (zh) 2011-10-21 2012-04-20 一种用于粉末注塑成型的铁基合金

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20140227124A1 (zh)
EP (1) EP2770074A4 (zh)
JP (1) JP5819001B2 (zh)
KR (1) KR101350944B1 (zh)
CN (1) CN103890210B (zh)
WO (1) WO2013058453A1 (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108367356A (zh) * 2015-10-15 2018-08-03 霍加纳斯股份有限公司 用于粉末注射成型的铁基粉末
CN111001813A (zh) * 2019-12-28 2020-04-14 合肥波林新材料股份有限公司 一种高减摩性铁基硫化粉末冶金含油轴承材料及其制备方法和应用
CN111304555A (zh) * 2020-03-31 2020-06-19 广东省材料与加工研究所 原位内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其制备方法与应用
CN111560555A (zh) * 2020-05-18 2020-08-21 上海红重机械装备有限公司 一种钢结构升降系统制造工艺

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101405845B1 (ko) * 2012-08-10 2014-06-11 기아자동차주식회사 금속분말 사출 성형을 이용한 밸브 트레인 부품의 제조방법
KR20140048428A (ko) * 2012-10-15 2014-04-24 현대자동차주식회사 금속분말 사출 성형을 이용한 컨트롤 핑거의 제조방법
US9115958B2 (en) 2013-03-15 2015-08-25 Leupold & Stevens, Inc. Dual field optical aiming system for projectile weapons
CZ305979B6 (cs) * 2014-12-05 2016-06-01 Česká zemědělská univerzita v Praze Bimetalický kovový materiál
JP6735106B2 (ja) * 2016-01-29 2020-08-05 株式会社ダイヤメット 高温耐摩耗性、高温強度に優れるＣｏフリー耐熱焼結材およびその製造方法
KR102130490B1 (ko) * 2018-12-18 2020-07-06 주식회사 엔이피 자동차 조향장치에 사용되는 철계금속부품 제조방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN86107901A (zh) * 1985-11-22 1987-05-20 帕金-埃尔默有限公司 含钼、铜和硼的铁合金
CN1351674A (zh) * 1999-05-26 2002-05-29 Basf公司 低镍奥氏体钢
CN1647874A (zh) * 2004-01-28 2005-08-03 博格华纳公司 一种制备具有复杂形状的烧结硬化粉末金属件的方法
WO2008002001A1 (en) * 2006-06-28 2008-01-03 Pohang University Of Science And Technology Fabrication method of alloy parts by metal injection molding and the alloy parts

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5643531A (en) * 1989-12-12 1997-07-01 Samsung Heavy Industry Co., Ltd. Ferrous alloy composition and manufacture and coating methods of mechanical products using the same
KR960041395A (ko) * 1995-05-31 1996-12-19 유상부 내식, 내마모성 우수한 철기합금 및 이를 이용한 내식 내마모용 부재의 제조방법
JPH10317009A (ja) * 1997-05-20 1998-12-02 Sumitomo Metal Mining Co Ltd ステンレス焼結体の製造方法
JP3988971B2 (ja) 2000-02-21 2007-10-10 日本ピストンリング株式会社 焼結部材
KR100650409B1 (ko) * 2004-12-17 2006-11-27 (주)엠티아이지 분말사출성형을 이용한 복잡 형상 재료의 제조방법 및그에 따라 제조된 재료

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN86107901A (zh) * 1985-11-22 1987-05-20 帕金-埃尔默有限公司 含钼、铜和硼的铁合金
US4822415A (en) * 1985-11-22 1989-04-18 Perkin-Elmer Corporation Thermal spray iron alloy powder containing molybdenum, copper and boron
CN1351674A (zh) * 1999-05-26 2002-05-29 Basf公司 低镍奥氏体钢
CN1647874A (zh) * 2004-01-28 2005-08-03 博格华纳公司 一种制备具有复杂形状的烧结硬化粉末金属件的方法
WO2008002001A1 (en) * 2006-06-28 2008-01-03 Pohang University Of Science And Technology Fabrication method of alloy parts by metal injection molding and the alloy parts
CN101479063A (zh) * 2006-06-28 2009-07-08 浦项工科大学校产学协力团 通过金属注射成型制造合金部件的方法及该合金部件

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108367356A (zh) * 2015-10-15 2018-08-03 霍加纳斯股份有限公司 用于粉末注射成型的铁基粉末
CN111001813A (zh) * 2019-12-28 2020-04-14 合肥波林新材料股份有限公司 一种高减摩性铁基硫化粉末冶金含油轴承材料及其制备方法和应用
CN111304555A (zh) * 2020-03-31 2020-06-19 广东省材料与加工研究所 原位内生析出陶瓷颗粒增强Cr-Mn-Ni-C-N奥氏体耐热钢及其制备方法与应用
CN111560555A (zh) * 2020-05-18 2020-08-21 上海红重机械装备有限公司 一种钢结构升降系统制造工艺

Also Published As

Publication number Publication date
WO2013058453A1 (ko) 2013-04-25
KR101350944B1 (ko) 2014-01-16
JP5819001B2 (ja) 2015-11-18
US20140227124A1 (en) 2014-08-14
EP2770074A4 (en) 2016-04-20
EP2770074A1 (en) 2014-08-27
KR20130043871A (ko) 2013-05-02
CN103890210B (zh) 2016-05-04
JP2014534344A (ja) 2014-12-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103890210A (zh) 一种用于粉末注塑成型的铁基合金
Varalakshmi et al. Hot consolidation and mechanical properties of nanocrystalline equiatomic AlFeTiCrZnCu high entropy alloy after mechanical alloying
CN108060322A (zh) 硬质高熵合金复合材料的制备方法
BR112017009295B1 (pt) Liga resistente ao desgaste
CN108213422A (zh) 一种含碳高熵合金复合材料的制备方法
JP2019505674A (ja) 構造、機械、工具応用のための長期耐用性高機能鋼鉄
JP2016526603A (ja) 鋼成形体を製造するための方法
Alvaredo et al. Microstructural development and mechanical properties of iron based cermets processed by pressureless and spark plasma sintering
KR20140004718A (ko) 열 확산도와 내마모성이 높은 공구강
EP3467128B1 (en) Extrusion die made of hot working steel and production method thereof
Upadhyaya et al. Advances in sintering of hard metals
Nagase et al. Development of Fe-Co-Cr-Mn-Ni-C high entropy cast iron (HE cast iron) available for casting in air atmosphere
CN107841672A (zh) 含Re的高密度ReWTaMoNbx高熵合金材料及制备方法
Zhang et al. Effects of Cr content on the microstructure and mechanical properties of Mo2FeB2-based cermets prepared via vacuum sintering
Do et al. Effects of Cr and B contents on volume fraction of (Cr, Fe) 2 B and hardness in Fe-based alloys used for powder injection molding
US20200216935A1 (en) Hard powder particles with improved compressibility and green strength
Froes et al. A perspective on the future of titanium powder metallurgy
Zhang et al. Experimental and thermodynamic investigation of gradient zone formation for Ti (C, N)-based cermets sintered in nitrogen atmosphere
Garcia Influence of Fe–Ni–Co binder composition on nitridation of cemented carbides
CN106086575A (zh) 一种钢结硬质合金及其制备方法
Franco et al. Cermets based on FeAl–NbC from composite powders: Design of composition and processing
Do et al. Effects of (Cr, Fe) 2B borides on hardness in powder-injection-molded product fabricated with Fe-based alloy powders
Kim et al. Microstructure and mechanical properties of Cu-base amorphous alloy matrix composites consolidated by spark plasma sintering
Zhou et al. Sintering behavior of the Ti (C, N)‐based cermets with graphite or diamond additives
CN103436795B (zh) 一种抗高温磨蚀合金钢及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20160504

Termination date: 20180420