CN104818437B - 一种自润滑减摩耐磨合金钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种自润滑减摩耐磨合金钢及其制造方法，该合金钢的化学元素按重量百分比为：C 0.16～0.40％，Si≤0.50％，Mn 0.40～0.80％，S≤0.02％，P≤0.02％，Cr 0.85～1.65％，Mo 0.95～2.20％，V≤0.15％，Sn 0.32～0.80％，Sb 0.02～0.16％，复合稀土≤0.35％，余量为Fe，复合稀土为Ce与La。与现有技术相比，本发明具有优异的自润滑、减摩、耐磨等综合性能，在高温高速、干摩擦或润滑不充分等边界润滑极端工矿条件下，与对磨件进行摩擦磨损试验结果显示，本发明钢与对磨件表面光滑、不拉毛，具有自润滑减摩性能；本发明钢具有磨损速率低等特点，耐磨性能优越，适用于高温高速极端工矿条件下运动的滑动摩擦副配对材料的选用。

Description

一种自润滑减摩耐磨合金钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种金属材料及其制备方法，尤其是涉及一种自润滑减摩耐磨合金钢及其制备方法。

背景技术

随着我国国民经济高速发展和现代化建设的需要，我国正大力发展高端装备制造、航空航天、交通运输、海洋工程等大型尖端装备及先进制造业的自主科研创新，以便打破国外技术封锁，发展形成我国具有自主知识产权、能独立制造的先进高端装备所需的高新技术和新材料。紧密对接国家战略性新兴产业规划和政策，大力推进高新技术产业化，重点发展高端装备制造、航空航天、交通运输、海洋工程装备等一批专项工程装备及关键配套系统，都需要进行大量的技术创新和新材料的研究开发。

我国正在进行的高端装备制造、航空航天、交通运输、海洋工程装备等的建设涉及到研制能满足在高速、润滑不充分的边界润滑或直接干摩擦等极端工矿条件下的导轨与滑块组成的运动摩擦副配对新材料的研制开发。

导轨分为直线导轨和圆形导轨，与相配对的滑块组成运动摩擦副。导轨一般长度相对较长、位置相对固定。滑块沿着导轨表面相对运动，形成滑动摩擦。由于特殊极端工矿条件的限制，导轨只是在安装初期表面涂抹润滑油脂，在使用期间，滑块与导轨之间不再添加润滑油脂，这样导轨与滑块之间形成润滑不充分的边界润滑条件，滑块与导轨之间的滑动摩擦为边界润滑或干摩擦。

我国从德国进口的某型高端装备上，导轨是常用的304不锈钢，滑块是铜基减摩板材，导轨与滑块之间不加润滑油脂。若要实行该装备的国产化，就必须解决与304不锈钢组成摩擦副的自润滑减摩耐磨材料的选材。

国内某大型水泵厂生产的水泵采用迷宫动静环密封，动静环均采用304不锈钢形成摩擦副，动静环之间与含泥沙的水，但使用过程中动静环组成的摩擦副粘着磨损严重，影响水泵使用寿命，因而也要采用自润滑减摩耐磨材料加工的动环来解决与304不锈钢静环相匹配的问题。

在某些电视塔等高层观光塔的旋转导轨、大型旋转游艺机等的圆形导轨采用常规20#钢、45#钢等碳素钢钢管制作，采用滑轮支撑上面的重量，导轨与滑轮形成摩擦副。由于其维修安装安全性考虑，一般导轨与滑轮之间在安装初期加润滑油脂，使用期间不再添加油脂。若导轨与滑轮之间发生粘着磨损，将带来极大的安全隐患。也必须采用具有减摩性能材料加工滑轮，确保安全运行。

在高端装备、航空、海洋运输工程某些特殊关键装置的导轨的选材一般是合金结构钢如40Cr、20CrMo等，在高温高速、边界润滑或干摩擦条件下，其摩擦副滑块的选材就需要选用自润滑减摩耐磨材料。导轨、滑块组成摩擦副配对、其选材及生产工艺的需要进行大量试制、工艺研究，并对摩擦副减摩材料进行高温高速、不充分的边界润滑摩擦条件下进行摩擦磨损试验来验证导轨、滑块组成摩擦副配对减摩材料的适用性。

国内某特殊关键装置采用导轨与滑块的运动摩擦副。该导轨、滑块均选用合金钢。滑块承受压强约0.5～1MPa，相对导轨滑动最大速度约80m/s，其压强与速度的乘积PV值高达40～80MPa.m/s，远高于一般边界润滑或干摩擦条件下的PV极限；使用的环境温度高达300～400℃。由于装置处于特定的高温高速、润滑不充分的边界润滑、PV值大等恶劣工矿条件，在实际的使用过程中，滑块与导轨出现拉毛、磨损，严重影响该装置的正常使用。

由于导轨相对长度长且固定、不易更换；而滑块体积相对小、更换相对容易。因而需要在导轨材料不变的情况下，研制新的自润滑减摩耐磨材料。因而对导轨与滑块组成的摩擦副总的要求为：滑块相对导轨高速运行后，导轨要求表面光滑、无拉毛、无划伤且无明显磨损；滑块表面光滑、无拉毛、无划伤且自身的磨损量要小，以延长滑块的使用寿命，减少滑块更换次数及节省经费。

边界润滑是由液体摩擦过渡到干摩擦(摩擦副表面直接接触)过程之前的临界状态。边界润滑膜是指在边界润滑情况下，摩擦界面上存在着一层与介质的性质不同的膜，这种膜具有良好的润滑性能，这种润滑状态称为边界润滑。边界润滑中起着润滑作用的膜，称为边界膜(工业上俗称润滑膜)。

边界膜的使用受温度、速度和负荷(压强)的影响。在一定的工作条件下，边界膜抵抗破裂的能力，叫做边界膜强度，用PV值表示。在正常的边界润滑中，当速度和负荷增加到某一数值时，边界强度达到极限值，边界膜破裂，此时摩擦副温度急剧增高，摩擦系数和磨损量增大，称极限PV值，此时摩擦温度为极限温度。允许使用的PV值为极限PV值的1/2～1/3。

滑块与导轨作相对运功，形成一对滑动摩擦副。滑动摩擦的失效与导轨承受的压强P和相对速度V有关。限制PV在于控制温升，防止边界膜破裂，产生胶合。

我国在自润滑材料的研发方面也进行了大量工作。主要是采用粉末冶金的方法研发的金属基自润滑材料、高分子复合材料等。

国内外已有采用铁基、镍基、铜基添加自润滑元素MoS₂、BaF₂、CaF₂、石墨、Ag等固体润滑剂，用粉末冶金方法制造的自润滑材料，但其结合强度、抗拉强度等力学性能低，在极端工矿条件下的自润滑材料自身磨损量大，不能满足高速条件下的摩擦副配对的选材。而在铁基、镍基、铜基加SiC、SiN等自润滑陶瓷粉末，其自身的耐磨性好，但对磨件的磨损量大。

表1列出了在不同供油条件下，含油自润滑轴承滑动摩擦副使用的许用PV值。在不充分供油、靠轴承的自润滑，许用PV值只有1.4～1.6MPa.m/s.即使采用压力供油、供油充分且冷却条件好，许用PV值只有40MPa.m/s且要求有良好的供油系统。

表1、不同供油条件下的允许用PV值(含油轴承)

供油条件	许用PV值(MPa.m/s)
		不能充分供油，靠自润滑	1.4～1.6
定期补充供油和少量供油	2.5
		连续充足供油	7～10
压力供油	40

SF-1无油润滑轴承，青铜粉烧结到镀铜板上形成多孔屑，将PTFE、润滑剂轧制到烧结层表面。使用温度270℃，PV 3.6MPa.m/s。

高分子复合材料自润滑性能好，速度高，但使用温度低，在高温300℃条件下会发生软化，其强度、抗冲击性能大幅降低。不适用于300℃以上高温的工矿条件。最好的复合金属塑料自润滑材料SG-1，基板08#钢，中间层球形青铜粉，浸入物高分子聚四氟乙烯+添加剂，在干摩擦时允许的最大PV值为2.35。

粉末冶金及高分子复合材料不适用于高温高速、PV值大、边界润滑条件下的运动摩擦副的选材。

发明内容

本发明的目的就是为了克服上述现有技术存在的缺陷而提供一种自润滑减摩耐磨合金钢及其制备方法。

本发明的目的可以通过以下技术方案来实现：

一种自润滑减摩耐磨合金钢，该合金钢的化学元素按重量百分比为：C 0.16～0.40％，Si≤0.50％，Mn 0.40～0.80％，S≤0.02％，P≤0.02％，Cr 0.85～1.65％，Mo 0.95～2.20％，V≤0.15％，Sn 0.32～0.80％，Sb 0.02～0.16％，复合稀土≤0.35％，余量为Fe。

所述的复合稀土为Ce与La。

一种自润滑减摩耐磨合金钢的制备方法，包括以下步骤：将炉料按要求配比的数量，在真空感应炉中按工艺要求进行熔炼，熔化温度范围为1450℃～1580℃；再经电渣重熔精炼后，通过热加工工序成型，热加工温度范围为1180℃～850℃；并经热处理加工工序后得到自润滑减摩耐磨合金钢。

所述的炉料包括碳、纯铁、钼铁、锰铁、铬铁、钒铁、Sn合金、Sb合金及复合稀土。

所述的热加工工序包括锻造和轧制加工。

所述的热处理加工工序包括退火、预处理、淬火与回火工序。所述的退火处理温度为845～865℃，预处理温度为880～1050℃，淬火温度为850～960℃，回火温度为500℃～680℃。

与一般合金钢和耐热钢不同，本发明钢是在合金钢和耐热钢的基础上，添加了自润滑减摩元素Sn 0.32～0.80％，Sb 0.02～0.16％；增加了复合稀土元素Ce、La；调整了耐磨元素Cr、Mo、V的含量。通过真空冶炼、热加工、热处理等工序，形成一种新型自润滑减摩耐磨合金钢。

所述的自润滑减摩耐磨合金钢的抗拉强度大于900MPa，屈服强度大于800MPa，硬度HRC30～40。所述的自润滑减摩耐磨合金钢具有自润滑减摩耐磨性能：进行高温高速磨损试验，其磨损速率小于1.25μm/s、表面光滑且对磨件无明显磨损、表面光滑。

本发明钢在高温磨损试验条件，润滑不充分的边界润滑、高速75m/s条件下，加载0.68MPa条件下连续试验，PV值51MPa.m/s，样品实际摩擦温度400℃～600℃。试验后样品与对磨件表面光滑、无拉毛；样品磨损量小、磨损速率小于1.25μm/s，对磨件无明显磨损。

因而本发明钢具有自润滑减摩耐磨性能，磨损速率低，强度高。适用于高温高速、润滑不充分的边界润滑或干摩擦条件下、PV值大等极端工矿条件下与导轨配对滑块材料。

与现有技术相比，本发明具有优异的自润滑、减摩、耐磨等综合性能。在高温、高速条件下，仍具有高的强度和耐冲击的性能。在高温高速条件下，与对磨件进行摩擦磨损试验。在干摩擦或润滑不充分等边界润滑条件下，本发明钢与对磨件表面光滑、不拉毛，具有自润滑减摩性能；本发明钢具有磨损量小、磨损速率低等特点，耐磨性能优越。适用于高温高速运动的等摩擦副配对材料的选用。

具体实施方式

本发明自润滑减摩耐磨合金钢的主要特点是自润滑、减摩、耐磨性能好。而这个特点的关键技术是在于化学成分的设计和热处理工艺的配合，为了说明这个关键技术，现把上述主要化学元素的作用解释如下：

本发明的自润滑减摩耐磨合金钢，化学元素按重量百分比(wt％)为：C 0.16～0.40％，Si≤0.50％，Mn 0.40～0.80％，S≤0.02％，P≤0.02％，Cr 0.85～1.65％，Mo 0.95～2.20％，V≤0.15％，Sn 0.32～0.80％，Sb 0.02～0.16％，复合稀土(Ce+La)≤0.35％，余量为Fe。该合金钢是在Cr-Mo、Cr-Mo-V等耐热合金钢基础上，添加Sn、Sb来保证钢的自润滑减摩性能，添加稀土元素提高高温强度及抗蠕变性能，调整Cr、Mo、V合金元素含量以提高钢的高温强度及耐磨性。为了保证钢的自润滑减摩耐磨及力学性能的匹配，各种元素的含量要进行合理的设计。

本发明钢属于珠光体耐热钢系列。通过C、Cr、Mo、Mn等元素来形成珠光体组织。

钢中各元素的作用及含量控制说明如下：

C：珠光体的形成元素之一，同时也是提高强度的有效元素，但要控制适当。C含量增加，钢的硬度和强度也增加，但塑性和韧性随之下降。C含量太高了，在高温下碳化物易石墨化和球化，将大幅降低钢的蠕变抗力，对力学性能产生不利影响；太低了，钢的强度达不到要求。本发明钢C控制在0.16～0.40％为宜。

Si:合金钢中常用的合金元素。Si为常用的脱氧剂，不形成碳化物。一般钢中都有少量的硅。耐热钢中低的硅含量对长期蠕变有利。Si含量较高时，钢回火易产生石墨化。本发明钢Si控制在≤0.50％为宜。

Mn：合金钢中常用的合金元素，一般钢中都有少量的Mn。降低钢的下临界点，增加奥氏体冷却时的过冷度，细化珠光体组织以改善其力学性能，为低合金钢的重要合金元素之一，能明显进提高钢的淬透性。但有增加晶粒粗化和回火脆性的不利倾向.耐热钢中，当Mn含量小于1％时，钢的蠕变速度随锰含量的增加而降低；适量的Mn对耐热钢的高温抗蠕变能力有利。本发明钢Mn控制在0.40～0.80％为宜。

Mo是提高合金钢耐热性方面的最有效的加入元素。它能对钢的性能发生显著的改善作用。当在高温条件下，其影响最为显著。Mo、Cr在高温下工作都具有二次硬化作用，都能有效地提高摩擦副材料的高温蠕变抗力。在相当高的温度下，仍能保持实际应用时所必须的蠕变抗力。从而有效地提高材料在高温下的耐磨性。钥固溶到基体金属中能提高固溶体的再结晶温度。钼是缩小γ-Fe相区、扩大α-Fe相区的合金元素，又是强碳化物形成元素。对提高耐热钢的热强性有较好的作用。在含钼的低合金耐热钢中，钼的作用是强化固溶件及形成性质优异的细小的碳化物相。本发明钢Mo控制在0.95～2.20％为宜。

Cr：铬是耐热钢抗高温氧化的主要合金元素之一，并能提高耐热钢的热强性。由于它的熔点高，本身具有优异的抗蠕变性能。在低合金耐热钢中加入1％左右就能明显地提高钢的抗端变性能。的低合金耐热钢就能提高它们的热强性。当钢中铬含量超过1.5％时，不但不能改岸铁素体低合金钢的热强性.反而有不利影响。在高合金奥氏体钢中加入铬，能提高钢的热强性，这是由于加铬使强化相在高温下得到了强化，例如，铬的碳化物得到了强化。这在多元合金化时尤为明显。本发明钢0.85～1.65％。

稀土(RE)：包括镧系元素及钇和钪等17个元素，有脱气、脱硫和消除其他有害杂质作用，改善钢的铸态组织，由于单一稀土成本高，本发明钢采用添加复合稀土(Ce+La)。0.2％含量左右稀土可提高钢的抗氧化性、高温强度及蠕变强度，增加耐蚀性。稀土元素能提高耐热钢和高温合金的抗蠕变性能。由于稀土元素在炼钢过程中的脱氧等作用，损耗大；且稀土含量过高会影响钢的力学性能。本发明钢复合稀土(Ce+La)≤0.35％。

V：是一个对耐热钼钢的蠕变性能产生最显著的改善作用的元素。固溶于奥氏体中可提高钢的淬透性，增加钢的回火稳定性，并有很强的二次硬化作用。固溶于铁素体中有极强的固溶强化作用。细化晶粒，碳化钒是最硬耐磨性最好的金属碳化物，明显提高钢的寿命，提高钢的蠕变和持久强度。钒通过细小碳化物颗粒的弥散分布可以提高钢的蠕变和持久强度。V含量过高，钢本身的耐磨性好，但会使对磨件磨损加剧，影响摩擦副的配对的使用寿命。本发明钢V≤0.15％以下。

Sn：在钢中可形成5种金属间化合物Fe₃Sn、Fe₅Sn₃、Fe₃Sn₂、FeSn、FeS₂。摩擦副相对运动时，如果在接触界面上能够形成一定量的脆性金属间化合物，将有助于界面粘着点的分离。当粘着处的材料从一个表面转移到配对表面时，就不致发生粘着磨损。形成脆性金属间化合物的典型元素是Sn和Sb，它们依靠滑动接触过程的摩擦热，引起界面扩散，从而形成脆性的金属间化合物。

而本发明钢中自身含有金属间化合物，其与空气中的氧、润滑剂中的物质或摩擦副金属中的成分反应，能生成一种具有润滑能力的边界膜。由于在空气中生成的锡氧化物促使在接触区表面上形成活性高分子产物---摩擦聚合物，覆盖在在摩擦表面，就能产生较好的自润滑减摩性能。

Sn含量过高，对合金钢的力学性能不利。本发明钢Sn含量0.32～0.80％。

Sb：在钢中可形成2种金属间化合物FeSb、FeSb₂，Sb的自润滑减摩作用与Sn相似。由于Sb合金的熔点低，炼钢过程中易损耗。且Sb含量过高，对合金钢的力学性能不利。本发明钢Sb含量0.02～0.16％。

S、P：一般钢中残留的有害元素。本发明钢采用真空冶炼，炼钢过程中进行脱S、脱P。本发明钢S≤0.02％，P≤0.02％。

为了达到自润滑减摩耐磨性能，对钢种成分设计进行了多次的炼钢及高温高速磨损试验。下面结合实施例1～实施例7来说明合金钢的化学成分、热处理与磨损试验结果。

实施例1～7

实施例1～7中，自润滑减摩耐磨稀土合金钢的制造方法为：将炉料按要求配比的数量，在真空感应炉中按工艺要求进行熔炼，熔化温度范围为1500℃～1580℃；再通过热加工(锻造和轧制)工序成型，热加工温度范围为1180℃～850℃；并经热处理工序后得到自润滑减摩耐磨合金钢。将自润滑减摩耐磨合金钢加工成试样后进行高速磨损试验和力学性能测试，结果满足设计和使用要求。

实施例1～实施例7的化学成分百分含量见表2，各种化学元素含量均在设计的范围内。

表2、实施例1～实施例7化学成分百分含量％

实施例	C	Si	Mn	S	P	Cr	Mo	V	Sn	Sb	稀土	Fe
													1	0.36	0.21	0.61	0.005	0.010	1.30	1.05	0.008	0.54	0.068	0.320	余量
2	0.35	0.21	0.62	0.003	0.011	1.15	1.06	0.026	0.52	0.058	0.110	余量
													3	0.31	0.14	0.71	0.004	0.009	1.42	1.01	0.065	0.56	0.062	0.002	余量
4	0.33	0.08	0.71	0.006	0.011	1.13	1.85	0.120	0.74	0.140	0.009	余量
													5	0.17	0.07	0.47	0.005	0.011	0.90	1.01	0.005	0.36	0.024	0.035	余量
6	0.26	0.11	0.63	0.004	0.010	1.11	1.98	0.113	0.38	0.028	0.011	余量
													7	0.38	0.18	0.70	0.003	0.009	1.60	1.04	0.048	0.57	0.045	0.004	余量

实施例1～实施例7中钢的热处理工序为：退火处理温度845～865℃，预处理温度880～1050℃，淬火温度850～960℃，回火温度500℃～680℃。实施例1～实施例7中退火和预处理工艺相同，淬火和回火的温度不同。实施例1～实施例7的热处理工艺及力学性能见表3.通过热处理后，试样的力学性能满足设计要求：抗拉强度大于900MPa,屈服强度大于800MPa，硬度HRC30-40。

表3、本申请发明钢实施例1～实施例7的热处理工艺与力学性能

高温摩擦磨损试验条件：试验机型号MMS-1G高温高速销盘式摩擦磨损试验机。销试样采用新型自润滑减摩耐磨合金钢加工，对磨件试验盘采用导轨材料加工。试验压强0.68MPa,试验盘对应线速度75m/s，试验PV值51MPa.m/s。试样摩擦磨损试验时间分别为20min。润滑情况：试验销试样的平均磨损速率通过磨损量(磨损高度差)与摩擦时间的比值计算。开始前试验盘抹油，试验过程直至结束不再加润滑油脂、处于边界润滑或干摩擦。

高温摩擦磨损试样结果见表4。试验开始前抹润滑油，试验过程中不再加润滑油，处于润滑不充分的边界润滑或干摩擦状态下进行高温高速摩擦磨损试验。试样摩擦摩擦磨损的实际400～600℃。由于在润滑不充分的边界润滑条件下试验，销试样和对磨盘表面均光滑、无拉毛，表明加工销试样的新型自润滑减摩耐磨合金钢具有良好自润滑减摩性能。销试样磨损速率小于1.25μm/s；对磨件尺寸几乎无变化，表明新型减摩耐磨合金钢的高温磨损性能优异。

表4、磨损速率及表面状态

本发明钢退火组织为珠光体；经淬火+回火热处理后，金相组织转变为回火索氏体+片状铁素体。

截取来样的横向剖面，试样经镶嵌、磨抛和化学试剂侵蚀后置于光学显微镜上观察，并按GB/T 6349-2002标准评级图采用比较法进行评定，试样晶粒度约8级。

试样清洗后置于扫描电镜下观察，并用EDAX能谱仪对表面进行化学元素定性和半定量分析。

在高温高速磨损试验过程中，试样表面与试验盘表面形成一层银灰色的固体润滑膜，润滑膜覆盖在试验盘表面。由于试样的磨损且自身有自润滑减摩元素形成的Sn、Sb金属间化合物的协调润滑作用，试验盘几乎无磨损、且表面光滑。摩擦磨损试验后，实施例4销试样表面能谱分析表明，表面膜中含有氧含量1.28％～2.35％、Sn含量0.79～1.33％，表面膜中氧、锡元素富集，有Sn的氧化膜生成。由于仪器的限制，Sb元素由于含量少而没检测到。

上述的对实施例的描述是为便于该技术领域的普通技术人员能理解和使用发明。熟悉本领域技术的人员显然可以容易地对这些实施例做出各种修改，并把在此说明的一般原理应用到其他实施例中而不必经过创造性的劳动。因此，本发明不限于上述实施例，本领域技术人员根据本发明的揭示，不脱离本发明范畴所做出的改进和修改都应该在本发明的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种自润滑减摩耐磨合金钢，其特征在于，该合金钢的化学元素按重量百分比为：C0.16～0.40％，Si≤0.50％，Mn 0.40～0.80％，S≤0.02％，P≤0.02％，Cr 0.85～1.65％，Mo 0.95～2.20％，V≤0.15％，Sn 0.32～0.80％，Sb 0.02～0.16％，复合稀土≤0.35％，余量为Fe，所述的复合稀土为Ce与La。

2.根据权利要求1所述的一种自润滑减摩耐磨合金钢，其特征在于，所述的自润滑减摩耐磨合金钢的抗拉强度大于900MPa，屈服强度大于800MPa，硬度HRC30～40；所述的自润滑减摩耐磨合金钢具有自润滑减摩耐磨性能：进行高温高速磨损试验，其磨损速率小于1.25μm/s、表面光滑且对磨件无明显磨损、表面光滑。

3.一种如权利要求1所述的自润滑减摩耐磨合金钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

将炉料按要求配比的数量，在真空感应炉中按工艺要求进行熔炼，熔化温度范围为1450℃～1580℃；再经电渣重熔精炼后，通过热加工工序成型，热加工温度范围为1180℃～850℃；并经热处理加工工序后得到自润滑减摩耐磨合金钢。

4.根据权利要求3所述的一种自润滑减摩耐磨合金钢的制备方法，其特征在于，所述的炉料包括碳、纯铁、钼铁、锰铁、铬铁、钒铁、Sn合金、Sb合金及复合稀土。

5.根据权利要求3所述的一种自润滑减摩耐磨合金钢的制备方法，其特征在于，所述的热加工工序包括锻造和轧制加工。

6.根据权利要求3所述的一种自润滑减摩耐磨合金钢的制备方法，其特征在于，所述的热处理加工工序包括退火、预处理、淬火与回火工序。

7.根据权利要求6所述的一种自润滑减摩耐磨合金钢的制备方法，其特征在于，所述的退火处理温度为845～865℃，预处理温度为880～1050℃，淬火温度为850～960℃，回火温度为500℃～680℃。