CN105755364A - 一种VCp增强复合耐磨合金材料及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及耐磨合金材料领域，具体说是一种VCp增强复合耐磨合金材料及其制备方法，其材料组分按以下质量百分比组成：C：2.0?3.2%、V：6.5?10.5%、Si：0.5?1.5%、Mn：0.8?1.5%、Cr：1.0?3.5%、Mo：1.0?2.5%、Ti：0.5?2.0%、S：≤0.04%、P：≤0.06%，余量为铁。通过本发明制备的材料，增加了残余奥氏体数量及其碳含量，使其室温稳定性提高，从而提高其冲击韧性。同时，由于残余奥氏体的碳含量增高，在外界应力作用下，残余奥氏体能局部相变为马氏体，从而提高基体材料的局部硬度和耐磨性能。然而，传统的热处理工艺，生成的残余奥氏体数量相对较少，且在外界应力应变作用下由于残余奥氏体碳含量较低而导致稳定性较低，对材料的耐磨性会有负面影响。
Description
技术领域
本发明涉及耐磨合金材料领域，具体说是一种VCp增强复合耐磨合金材料及其制备方法。
背景技术
目前在耐磨合金材料领域大都是应用具有马氏体或者贝氏体基体组织的耐磨材料或者除马氏体和贝氏体、残余奥氏体基体以外还具有颗粒增强相的第三代耐磨材料-高铬铸铁开发耐磨零部件，由于在高铬铸铁中还有高硬度的增强相Cr7C3，其碳化物显微硬度达到了HV1300～1600，故比前两代耐磨材料-白口铸铁和高锰钢性能有了较大幅度提升，硬度可以达到HRC60～65，但是由于其碳化物通常呈现长条形且比较粗大，故其冲击韧性一般都在3～6J/cm2之间，有些低于3J/cm2，普遍比较低，材料相对较脆，耐冲击性比较差，因而其综合耐磨性能仍然不是特别理想。
随着某些工程机械、矿山机械、冶金机械等工况恶劣化以及装备大型化，例如在制砂机设备、热轧辊等装备市场，对具有更高耐磨性的耐磨材料需求越来越迫切。在这种情况下，前人经过大量实验研究，开发了高钒高速钢耐磨材料来制造耐磨关键零部件，以满足在恶劣工况下提高工件实际使用寿命的服役要求。
国外己经研究开发了基于VC颗粒增强的复合耐磨合金材料，即高钒高速钢—第四代耐磨合金材料，由于VC颗粒具有高硬度（HV2600）、团球状形貌、弥散分布等诸多特征，使基于VC颗粒增强复合耐磨合金材料的耐磨性能和冲击韧性相比较于第三代耐磨合金材料—高铬铸铁（碳化物硬度、长条形、不规则分布）整体有了大幅度提升；并且成功应用于热轧轧辊、冷轧轧辊、粉磨机锤头、球磨机衬板等耐磨铸件。
在我国也已经起步研究开发基于VC颗粒增强的复合耐磨合金材料，并且成功地开始应用于热轧辊耐磨件。虽然目前使用铸造工艺开发基于VC的颗粒增强型复合耐磨合金材料的凝固特性、变质机理和热处理工艺特征等方面的研究基本趋于成熟。但是，VCp增强复合耐磨合金材料仍有一些技术领域有待于突破，以促使其耐磨性能更加稳定可靠。
在VCp增强复合耐磨合金材料中VC颗粒形态有很多种，有团球状、大块状、开花状、条状、杆状和蠕虫状等6种形态；其中边界比较圆滑的团球状初生相是最理想的形态，有利于性能提升。VC颗粒分布形式常有晶间分布、菊花状分布和均匀分布，其中均匀分布是最理想的分布状况，对性能十分有利。在实际应用中，通常采用特定的变质剂来控制VCp颗粒的形态和分布。
目前，我国在高钒耐磨合金材料热处理方面研究并不少，大都是采用传统的淬火+回火热处理工艺，即加热到某一个奥氏体化温度，例如1050℃，进行奥氏体化，然后保温后直接风冷淬火，再在某一个温度下进行回火热处理，例如350℃、450℃等，以消除工件的残余应力，同时可以减少残余奥氏体数量。
现有技术的缺点有以下二点：
（1）在传统的淬火+回火热处理工艺条件下，残余奥氏体数量通常较少，并且其中残余奥氏体碳含量较低，在冲击应力应变作用下容易一次性转变为马氏体组织。
（2）在传统的淬火+回火热处理工艺条件下，对残余奥氏体含量及其室温稳定性的控制效果并不佳，导致复合材料的耐磨性能和冲击韧性波动较大，从而使复合材料的耐磨性能和冲击韧性稳定性较差。
发明内容
针对VCp增强复合耐磨合金材料，由于碳化物具有高硬度及顆粒形貌较好而具有较好韧性，故它的耐磨粒磨损性能较高。但是，针对一些冲击相对稍高的应用场合，其冲击韧性和塑性还有不能完全满足其使用要求之处。所以，在具有较高冲击的场合，需要耐磨合金材料具有更高和更加稳定的冲击韧性和塑性，目前VCp增强复合耐磨合金材料还不能完全满足这些使用场合的要求。因此，本发明需要解决VCp增强复合耐磨合金材料在稍高冲击场合的韧性不足和韧性稳定性的问题。
针对VCp增强复合耐磨合金材料，其耐磨性能好坏主要取决于所生成的碳化物形貌和残余奥氏体含量及其稳定性；然而，碳化物形貌通常有6种，在实际工艺控制条件下，一般通过使用变质剂来控制其形貌。然而，本发明需要通过控制残余奥氏体数量、碳含量及其稳定性来解决VCp增强复合耐磨合金材料耐磨性能和冲击韧性的稳定性问题。因此，本发明所要解决的技术问题主要是解决在VCp增强复合耐磨合金材料中增加室温时的残余奥氏体数量、残余奥氏体碳含量及其稳定性，即在现有高钒高速钢耐磨合金的化学成分基础上，最大限度地增加残余奥氏体含量，并提高残余奥氏体碳含量及其室温稳定性，从而改善耐磨性能和冲击韧性的稳定性。
本发明解决上述技术问题采用的技术方案为：一种VCp增强复合耐磨材料，其组分按以下质量百分比组成：C：2.0-3.2%、V：6.5-10.5%、Si：0.5-1.5%、Mn：0.8-1.5%、Cr：1.0-3.5%、Mo：1.0-2.5%、Ti：0.5-2.0%、S：≤0.04%、P：≤0.06%，余量为铁。
本发明还提供一种VCp增强复合耐磨合金材料的制备方法，其按以下步骤进行：
1）将废钢、生铁、增碳剂、钒铁、钛铁、铬铁、钼铁、锰铁清理干净，按上述质量百分比要求进行配料，并分类放置；
2）将上述废钢、生铁、增碳剂、铬铁、锰铁与钼铁放入炉中加热熔炼，在熔炼后期加入钒铁，待熔清后进行等温处理，再加入铝丝或铝粒进行预脱氧，然后加入脱硫剂脱硫，并扒渣；
3）接着向炉中加入钛铁熔化后，炉前调整各元素成分，成分合格后升高炉温，再加入铝丝或铝粒终脱氧处理后出炉；
4）向出炉后的铁液中加入复合孕育变质剂，采用包底冲入法对铁液进行孕育和变质处理；
5）将孕育和变质处理的铁液进行浇注；
6）浇注完成后进行冷却、清理处理，再打磨喷砂；
7）将上述打磨喷砂后的工件表面刷涂抗高温氧化涂料；
8）然后将刷涂后的工件置于加热炉中进行淬火-碳分配热处理。
作为优选，熔炼温度为1550-1600℃，等温处理温度为1600-1630℃，等温处理时间为5-10min。
作为优选，步骤（3）中，炉温升至1650-1700℃之间。
作为优选，预脱氧和终脱氧采用的铝丝或铝粒的质量分数均占铁液质量的0.1%-0.15%。
作为优选，所述孕育变质剂的组分占铁液质量百分比为：0.10﹪Ti、0.25﹪RE、0.15﹪Mg、0.15﹪Zn。
作为优选，将上述组分的复合孕育变质剂破碎至Φ1-5mm的小颗粒，经150～200℃烘干后，预置浇包底部，再进行孕育和变质处理。
作为优选，将浇包中的铁液孕育和变质处理后静置2-3min，再进行浇注，浇注温度为1460-1540℃。
作为优选，所述工件置于加热炉后，以4-6℃/s的速度加热到900-1100℃保温25-35min，然后淬火到200-320℃，等温10-20s后以8-12℃/s升温到350-480℃保温10-60min，然后出炉风冷至室温。
作为优选，将工件置于加热炉中，以5℃/s的速度加热到1050℃保温30min，然后淬火到300℃，等温10s后以10℃/s升温到450℃保温30min，然后出炉风冷至室温。
通过本发明制备的材料，增加了残余奥氏体的数量及其碳含量，使其室温稳定性提高，从而一定程度上提高和稳定其冲击韧性。同时，由于残余奥氏体的碳含量增高，在外界应力应变作用下，残余奥氏体能局部相变为马氏体，从而提高基体材料的硬度和耐磨性能。然而，传统的热处理工艺，生成残余奥氏体数量少且在外界应力应变作用下容易一次性转变为马氏体，这对材料的耐磨性反而会有负面影响。
附图说明
图1（a、b）是本发明实施1制备的材料分别为100倍、200倍的金相图。
图2为图1中的产品用X射线衍射仪相检测的谱图。
图3是本发明实施2制备的材料扫描电镜背散射图。
图4为图3中的产品用X射线衍射仪相检测的谱图。
图5是本发明实施3制备的材料扫描电镜背散射图。
图6为图5中的产品用X射线衍射仪相检测的谱图。
具体实施方式
下面结合附图详细介绍本发明：
一种VCp增强复合耐磨合金材料，其组分按以下质量百分比组成：C：2.0-3.2%、V：6.5-10.5%、Si：0.5-1.5%、Mn：0.8-1.5%、Cr：1.0-3.5%、Mo：1.0-2.5%、Ti：0.5-2.0%、S：≤0.04%、P：≤0.06%，余量为铁。
本发明利用V取代高铬铸铁中Cr元素，在铁基体中生成高硬度VC碳化物颗粒；在铁中加入1.0-2.0﹪的Ti元素使其在铁中生成（V，Ti）C共晶碳化物；因工件一般都有一定厚度，加入一定量的铬Cr元素和钼Mo元素作为提高淬透性的元素；因Ti元素易与硫元素结合生成有害化合物Ti2S，因此对硫元素的控制要求较严，要求≤0.04﹪。其中，
C：碳对复合耐磨材料的组织与性能来说至关重要，它既可以固溶于基体中起固溶强化作用，又是形成碳化物增强相的基本元素。还能促进马氏体转变，提高复合耐磨材料的淬硬性。碳含量太高会增加材料脆性，太少则减少碳化物增强相的数量致使其耐磨性降低。因此，控制C含量在2.0-3.2%。
V：钒是强碳化物形成元素，易在铁液中与C元素反应形成大量呈现团球状等形态、弥散分布的VC增强相，相对于高铬铸铁中的碳化物，其形态和分布均有了很大改善，显著提高了复合耐磨材料的冲击韧性与耐磨性；然而由于加入了一定量的Ti元素，在基体中可生成TiC，其与VC晶格类型相同，均为面心立方晶格，两者容易复合形成（V，Ti）C共晶碳化物，故Ti元素可取代部分V元素，所以把V含量控制在6.5-10.5%之间。
Cr：铬也可与C反应形成Cr6C、Cr7C3和Cr23C6等碳化物，但由于铬的碳化物显微硬度比VC低得多，且其形貌由于呈长条形而导致其韧性较差，故本发明中添加铬元素的目的不在于使其形成碳化物，而且在基体组织凝固过程中形成碳化物的优先顺序应该是Ti＞V＞Cr，而且其Cr元素的加入量较少，可以使其固溶于奥氏体中，主要起提高基体的淬硬性和淬透性作用，选择控制Cr含量在1.0~3.5%之间。
Ti：钛是强碳化物形成元素，与铁液中的C元素反应形成大量细小、弥散分布的TiC质点，由于其凝固析出温度要高于VC颗粒，且与VC均为面心立方晶格，晶格常数相近，晶格错配度小，故TiC容易作为VC的有效异质核心，同时还可以细化奥氏体枝晶，改善共晶碳化物的形态与分布。故在成分设计中，直接将Ti含量控制在0.5-2.0%，直接将合金加入铁液中，以便易于熔化，通过所采用的中频感应熔炼炉电磁场搅拌作用使其产生大量相对均匀的TiC质点。但是，在铁液中Ti元素加入不宜过多，过多则会影响其金属溶液的流动性和充型能力，所以在其成分设计中控制其上限为2.0%。
在本发明的制备方法中利用复合孕育变质剂进行处理，其中复合孕育变质剂的组分设计为：0.10﹪Ti+0.25﹪RE+0.15﹪Mg+0.15﹪Zn。通过在铁液中加入一定量的钛元素，由于TiC凝固析出温度要高于VC颗粒，且与VC均为面心立方晶格，晶格常数相近，晶格错配度小，故TiC容易作为VC的异质核心，同时还可以细化奥氏体枝晶，改善共晶碳化物的形态与分布。因此，使其先析出TiC；从而在铁液中形成异质核心起到对铁液的孕育作用。由于铁液成分设计中含有Ti元素，在其变质剂中也含有一定Ti元素，使得在铁液凝固过程中，优先于VC析出的TiC数量足够多而拥有足够的结晶核心，从而有利于细化枝晶和碳化物，且容易形成（V, Ti）C共晶碳化物。
在铁液浇包中加入复合孕育变质剂进行变质处理，其中含有一定量的稀土镁和锌，一方面稀土具有脱氧脱硫作用，所生成的稀土硫化物、稀土氧化物和稀土硫氧化物能够被排除，能对铁液作进一步的净化，稀土和镁元素能够在奥氏体枝晶结晶前沿的熔体中富集，形成成分过冷区，有利于奥氏体枝晶向多晶发展并且缩小枝晶间距。另一方面稀土和镁元素是表面活性元素，易在碳化物某晶面被选择吸附，从而抑制碳化物晶面的择优长大。变质剂中的镁和锌元素沸点低，加入铁水后迅速汽化并产生大量的原子集团而造成碳化物点阵上的空位，空位的存在加速了碳化物的溶解和扩散，特别是锌与陶瓷碳化物VC间润湿性能较好，从而有利于促进碳化物VC呈现球团化，使其边菱更加圆钝；致使其碳化物形态得到改善。
于是，通过使铁液产生足够数量的异质核心和形成（V, Ti）C共晶碳化物，并使碳化物晶界富集镁和稀土元素阻止碳化物某晶面的择优长大，以及锌产生的碳化物点阵空位加速碳化物的溶解和扩散，使得在复合耐磨合金材料中VC碳化物大多呈现球团状，而且均匀分布。大块状、开花状、条状、杆状和蠕虫状等形态的碳化物以及菊花状分布的情形大大减少，使复合耐磨合金材料的性能更加稳定可靠。
因此，在提高增强颗粒硬度（远远大于铬的碳化物硬度）同时，通过VC碳化物的球团化而减少对基体的割裂作用，提高基体的冲击韧性。从而使材料的综合耐磨性能得到大幅度提高，以适应工件在复杂工况下的使用要求。
在熔炼过程中通常采用常规铸铁除渣剂来去除铁液中的杂质元素和夹杂物，因为在成分设计中含有Ti元素，而Ti元素容易生成有害的TiN、Ti2O3、Ti2S等夹杂物。因此，为了提高Ti元素作用使其充分发挥异质核心和孕育作用，本发明采用先脱氧—再脱硫以及三次扒渣的除渣工艺，由于氧的活度要大于硫，通过先脱氧有利于提高脱硫的实际效果；采用铝丝进行脱氧，采用专用铸铁脱硫剂进行脱硫；通过充分和反复多次聚集铁液中的夹渣物，且多次扒渣而予以排除干净。由于每次扒渣都比较充分，且次数较多，因此铁液的扒渣比较彻底，有利于提高Ti元素收得率并发挥其异质核心和孕育作用。在本发明中，
从上可知，耐磨铸件如果直接采用风冷淬火，残余奥氏体数量相对较少且波动大。本发明采用的淬火温度范围位于该钢种的Ms和Mf之间，通过调控Ms-TQ和TQ-Ms值的相对大小来调控残余奥氏体含量；耐磨铸件如果采用自然空冷淬火，残余奥氏体中的碳含量相对较低且不受控，导致残余奥氏体室温不稳定性增加。本发明采用在较高温度450℃进行碳配分处理，使残余奥氏体周边的马氏体组织中过饱和碳原子迁移到残余奥氏体中，通过一定的碳配分时间来调控残余奥氏体中的碳含量达到其室温稳定性。
实施例1
将废钢、生铁、增碳剂、钒铁、钛铁、铬铁、钼铁、锰铁清理干净，按C：2.0%、V：6.5%、Si：1.5%、Mn：1.5%、Cr：1.0%、Mo：1.0%、Ti：2.0%、S：≤0.04%、P：≤0.06%，余量为铁进行配料，并分类放置；再将上述废钢、生铁、增碳剂、铬铁、锰铁与钼铁放入炉中加热熔炼，熔炼温度为1550℃，在熔炼后期加入钒铁，待熔清后进行等温处理，等温处理温度为1600℃，时间为10min；再加入占铁液质量的0.1%的铝丝或铝粒进行预脱氧，然后加入脱硫剂脱硫，并扒渣；向炉中加入钛铁合金熔化后，接着炉前调整各元素成分，成分合格后升高炉温至1650℃，再加入占铁液质量的0.1%铝丝或铝粒终脱氧处理后出炉；向出炉后的铁液中加入复合孕育变质剂，孕育变质剂的组分占铁液质量百分比为：0.10﹪Ti、0.25﹪RE、0.15﹪Mg、0.15﹪Zn；并将复合孕育变质剂破碎至Φ1mm的小颗粒，经150℃烘干后，预置浇包底部，再采用包底冲入法对铁液进行孕育和变质处理；将浇包中的铁液孕育和变质处理后静置2min，再进行浇注，浇注温度为1540℃（对于消失模铸造工艺）；浇注完成后进行冷却、清理处理，再打磨喷砂；将上述打磨喷砂后的工件表面刷涂抗高温氧化涂料，干燥后置于加热炉，然后以4℃/s的速度加热到1050℃保温25min，然后淬火到320℃，等温20s后以8℃/s升温到480℃保温60min，然后出炉风冷至室温。得到耐磨合金材料工件或试样，其光学显微镜金相图如图1所示；经X射线衍射仪相鉴定检测，室温下残余奥氏体含量为9.30﹪，其谱图如图2所示。
实施例2
将废钢、生铁、增碳剂、钒铁、钛铁、铬铁、钼铁、锰铁清理干净，按C：2.8%、V：8.0%、Si：1.0%、Mn：1.2%、Cr：2.8%、Mo：1.8%、Ti：1.5%、S：≤0.04%、P：≤0.06%，余量为铁进行配料，并分类放置；再将上述废钢、生铁、增碳剂、铬铁、锰铁与钼铁放入炉中加热熔炼，熔炼温度为1580℃，在熔炼后期加入钒铁，待熔清后进行等温处理，等温处理温度为1620℃，时间为7min；再加入占铁液质量的0.12%铝丝或铝粒进行预脱氧，然后加入脱硫剂脱硫，并扒渣；接着向炉中加入钛铁合金熔化，熔化后炉前调整各元素成分，各元素成分合格后升高炉温至1680℃，再加入占铁液质量的0.12%铝丝或铝粒终脱氧处理后出炉；向出炉后的铁液中加入复合孕育变质剂，孕育变质剂的组分占铁液质量百分比为：0.10﹪Ti、0.25﹪RE、0.15﹪Mg、0.15﹪Zn；并将复合孕育变质剂破碎至Φ3mm的小颗粒，经200℃烘干后，预置浇包底部，再采用包底冲入法对铁液进行孕育和变质处理；将浇包中的铁液孕育和变质处理后静置2min，再进行浇注，浇注温度为1500℃（对消失模铸造工艺）；浇注完成后进行冷却、清理处理，再打磨喷砂；将打磨喷砂后的工件表面刷涂抗高温氧化涂料，干燥后置于加热炉，然后以5℃/s的速度加热到1050℃保温30min，然后淬火到300℃，等温10s后以10℃/s升温到450℃保温30min，然后出炉风冷至室温，得到耐磨合金材料工件或试样，其扫描电镜背散射图片如图3所示；经X射线衍射仪相鉴定检测，室温下残余奥氏体含量为4.70﹪，其谱图如图4所示。
实施例3
将废钢、生铁、增碳剂、钒铁、钛铁、铬铁、钼铁、锰铁清理干净，按C：3.2%、V：10.5%、Si：0.5%、Mn：0.8%、Cr：3.5%、Mo：2.5%、Ti：0.5%、S：≤0.04%、P：≤0.06%，余量为铁进行配料，并分类放置；再将上述废钢、生铁、增碳剂、铬铁、锰铁与钼铁放入炉中加热熔炼，熔炼温度为1600℃，在熔炼后期加入钒铁，待熔清后进行等温处理，等温处理温度为1630℃，时间为5min；再加入占铁液质量的0.15%铝丝或铝粒进行预脱氧，然后加入脱硫剂脱硫，并扒渣；接着向炉中加入钛铁合金熔化，熔化后检测化学成分，并且炉前调整各元素的成分，成分合格后升高炉温至1700℃，再加入占铁液质量0.15%的铝丝或铝粒终脱氧处理后出炉；向出炉后的铁液中加入复合孕育变质剂，孕育变质剂的组分占铁液质量百分比为：0.10﹪Ti、0.25﹪RE、0.15﹪Mg、0.15﹪Zn；并将复合孕育变质剂破碎至Φ5mm的小颗粒，经180℃烘干后，预置浇包底部，再采用包底冲入法对铁液进行孕育和变质处理；将浇包中的铁液孕育和变质处理后静置3min，再进行浇注，浇注温度为1540℃（对消失模铸造工艺）；浇注完成后进行冷却、清理处理，再打磨喷砂；将上述打磨喷砂后的工件表面刷涂抗高温氧化涂料，干燥后置于加热炉，然后以6℃/s的速度加热到900℃保温35min，然后淬火到200℃，等温15s后以12℃/s升温到350℃保温10min，然后出炉风冷至室温, 得到耐磨合金材料工件或试样，其扫描电镜背散射图片如图5所示；经X射线衍射仪相鉴定检测，室温下残余奥氏体含量为4.20﹪，其谱图如图6所示。
以上对本发明实施例所提供的技术方案进行了详细介绍，本文中应用了具体个例对本发明实施例的原理以及实施方式进行了阐述，以上实施例的说明只适用于帮助理解本发明实施例的原理；同时，对于本领域的一般技术人员，依据本发明实施例，在具体实施方式以及应用范围上均会有改变之处，综上所述，本说明书内容不应理解为对本发明的限制。
Claims (10)
1.一种VCp增强复合耐磨合金材料，其组分按以下质量百分比组成：C：2.0-3.2%、V：6.5-10.5%、Si：0.5-1.5%、Mn：0.8-1.5%、Cr：1.0-3.5%、Mo：1.0-2.5%、Ti：0.5-2.0%、S：≤0.04%、P：≤0.06%，余量为铁。
2.一种权利要求1所述VCp增强复合耐磨合金材料的制备方法，其按以下步骤进行：
1）将废钢、生铁、增碳剂、钒铁、钛铁、铬铁、钼铁、锰铁清理干净，按上述质量百分比要求进行配料，并分类放置；
2）将上述废钢、生铁、增碳剂、铬铁、锰铁与钼铁放入炉中加热熔炼，在熔炼后期加入钒铁，待熔清后进行等温处理，再加入铝丝或铝粒进行预脱氧，然后加入脱硫剂脱硫，并扒渣；
3）接着向炉中加入钛铁待其熔化后，再炉前调整各元素成分，合格后升高炉温，再加入铝丝或铝粒终脱氧处理后出炉；
4）向出炉后的铁液中加入复合孕育变质剂，采用包底冲入法对铁液进行孕育和变质处理；
5）将孕育和变质处理的铁液进行浇注；
6）浇注完成后进行冷却、清理处理，再打磨喷砂；
7）将上述打磨喷砂后的工件表面刷涂抗高温氧化涂料；
8）然后将刷涂后的工件置于加热炉中进行淬火-碳分配热处理。
3.如权利要求2所述VCp增强复合耐磨合金材料的制备方法，其特征在于：熔炼温度为1550-1600℃，等温处理温度为1600-1630℃，等温处理时间为5-10min。
4.如权利要求3所述VCp增强复合耐磨合金材料的制备方法，其特征在于：步骤（3）中，炉温升至1650-1700℃之间。
5.如权利要求4所述VCp增强复合耐磨合金材料的制备方法，其特征在于：预脱氧和终脱氧采用的铝丝或铝粒的质量分数均占铁液质量的0.10%-0.15%。
6.如权利要求5所述VCp增强复合耐磨合金材料的制备方法，其特征在于：所述孕育变质剂的组分占铁液质量百分比为：0.10﹪Ti、0.25﹪RE、0.15﹪Mg、0.15﹪Zn。
7.如权利要求6所述VCp增强复合耐磨合金材料的制备方法，其特征在于：将上述组分的复合孕育变质剂破碎至Φ1-5mm的小颗粒，经150～200℃烘干后，预置浇包底部，再进行孕育和变质处理。
8.如权利要求7所述VCp增强复合耐磨合金材料的制备方法，其特征在于：将浇包中的铁液孕育和变质处理后静置2-3min，再进行浇注，浇注温度为1460-1540℃。
9.如权利要求8所述VCp增强复合耐磨合金材料的制备方法，其特征在于：所述工件置于加热炉后，以4-6℃/s的速度加热到900-1100℃保温25-35min，然后淬火到200-320℃，等温10-20s后以8-12℃/s升温到350-480℃保温10-60min，然后出炉风冷至室温。
10.如权利要求9所述VCp增强复合耐磨合金材料的制备方法，其特征在于：将工件置于加热炉中，以5℃/s的速度加热到1050℃保温30min，然后淬火到300℃，等温10s后以10℃/s升温到450℃保温30min，然后出炉风冷至室温。
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| RJ01 | Rejection of invention patent application after publication |
Application publication date: 20160713 |
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| RJ01 | Rejection of invention patent application after publication |