CN108660392A - 一种Si强化高硬度耐磨合金及其铸造方法 - Google Patents

一种Si强化高硬度耐磨合金及其铸造方法 Download PDF

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Abstract

一种Si强化高硬度耐磨合金及其铸造方法，合金中各元素的质量百分含量为Cr：9.0～13.0，B：2.6～2.9，C：0.7～0.9，Nb：0.4～0.8，V：0.4～0.8，Mn小于0.3，Si：0.6～1.5％，余量为Fe，其中C、B总为：3.3～3.6；C/Cr含量比：0.06～0.08；Nb、V的总量为：0.5～1.0。将硅铁外的原料熔化，降温至1300～1350℃后，用纯铝脱氧；待熔体温度为1280～1320℃时，加入硅铁，将合金铸造成型。本发明制备的Fe‑Cr‑B‑C合金的硬度为HRC69.3～70.2，冲击韧性达到8.6～11.2J/cm2，抗弯强度达到800～916MPa。

Description

一种Si强化高硬度耐磨合金及其铸造方法
技术领域
本发明属于高硬度耐磨铸铁领域，涉及一种含超细硬质相和过饱和固溶体、马氏体基体相的耐磨耐蚀铸铁的合金及其构件制备方法，可广泛用于电力、冶金、机械、化工等行业中机械耐磨件制造。
技术背景
Fe-Cr-B-C耐磨铸造合金是以Fe2B或M2B硬质相为硬质相，具有良好的韧性和高硬度、高耐蚀性，熔炼-铸造工艺性好，具有十分广阔的应用前景。
专利文献1：授权公告号CN 105695884 B。专利文献1制备的耐磨合金硬度为HRC66～70，冲击韧性4～9J/cm2。该类合金的硬度较高，但冲击韧性不足，强度指标较低，抗弯强度较低，在346～477MPa范围，因此限制了该合金应用于一些外部载荷大、需要耐冲击力作用的场合。
文献2：共晶Fe-Cr-B-C合金的快冷组织与性能，铸造，2017，66(10):1053～1056。文献2制备的铸态Fe-Cr-B-C合金的快冷组织由马氏体+残余奥氏体基体和沿晶界连续网状分布的(Fe,Cr)2(B,C)+(Fe,Cr)23(B,C)6硬质相组成。快冷组织基体相的显微硬度为800～880HV,硬质相显微硬度为1150～1400HV,宏观硬度为HRC68，冲击韧性达到13.6J/cm2；而经960℃×2h退火后，基体组织转变为铁素体和粒状渗碳体，硬质相(Fe,Cr)2(B,C)和(Fe,Cr)23(B,C)6少量溶解，局部区域出现断网，出现新相(Fe,Cr)3(B,C)，退火后基体相显微硬度为330～400HV，硬质相为850～1250HV，宏观硬度降低为HRC46，冲击韧性减少到3.4J/cm2。
文献2所得结果反映出基体相的硬度对该类材料的硬度和冲击韧性起重大作用；对比专利文献1，该类合金在冲击韧性等性能方面还有提升的可能。
发明内容
本发明的目的是提供一种Si强化高硬度耐磨合金及其铸造方法，该合金以Fe2B或M2B为硬质相，基体为含Si元素的高硬度多元过饱和固溶体、马氏体等非平衡相，具有良好的韧性、高硬度和较高的强度指标，熔炼、铸造与热处理工艺性好，具有十分广阔的应用前景。
本发明选用的高耐磨性、高耐蚀性Fe-Cr-B-C合金为基础合金，再添加0.6～1.5％Si元素。形成含Fe、Cr、B、C、Nb、V、Si等元素的多元共晶合金，各元素的质量百分含量为Cr：9.0～13.0，B：2.6～2.9，C：0.7～0.9，Nb：0.4～0.8，V：0.4～0.8，Mn的含量小于0.3，Si：0.6～1.5％，S、P：≤0.01，余量为Fe。其中C、B总和：3.3～3.6；C/Cr含量比：0.06～0.08；Nb、V的总和为0.5～1.0。
含Si元素的Fe-Si合金是传统的电工钢，其强度和硬度随着Si含量的提高而迅速增加，Si含量低于4.5％的Fe-Si合金是单一的铁素体相，而超过4.5％以后，会发生有序化，形成DO3结构的硬脆相。由于本发明中存在大量的Fe2B或M2B为硬质相，其基体相所占的体积比约为50～60％，而加入的Si主要溶于基体相中，因此Si含量应控制在0.6～1.5％，以防基体过于脆化。
在一般铸铁中，Si元素主要溶于基体，增加其强度，且在熔炼时具有脱氧作用，使合金的凝固特性得以改善，但降低合金的韧性，并促进晶化和晶粒粗化。但在本发明合金中，由于存在大量的硼化物，合金的熔点降低，结晶温度低而使得晶粒粗化的趋势减弱。
参照专利文献1，在具体制备合金时，可采用铬铁(高碳、中碳、微碳)、硼铁、铌铁、钒铁、硅铁和纯铁等按照成分要求配料。表1中列举了原材料及其成份。
表1可应用于制备发明合金的原料及成份
表1的原料成分并非唯一的，具体成分由实际可获得的原材料来确定。其中铬铁、金属铬、硼铁、铌铁和钒铁提供发明合金的Cr、B、Nb和V的含量，高碳铬铁用来平衡C含量。纯铁可以是电工纯铁、电磁纯铁或工业纯铁。
表1所列硅铁的牌号为FeSi75Al1.5，也可以用其他牌号的硅铁。由于硅铁是炼钢工业中的脱氧剂，熔体氧含量高或者温度较高时，Si会大量氧化而形成炉渣，因此在合金熔炼时，需控制硅铁的加入温度，并在加入前熔体采用铝脱氧。
具体的熔炼与铸造工艺为：
按照成分要求配比称量好相应原材料后，可采用感应炉、真空感应炉等来熔炼制备合金。首先将铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、钒铁和纯铁熔化，熔化温度高于1540～1620℃，使得纯铁和金属铬充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1300～1350℃后，用配料总量0.1～0.15％的纯铝脱氧；继续保温约5～10分钟，待熔体温度为1280～1320℃时，加入称量好的硅铁；待完全熔化后，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1250～1300℃。
由于所设计的合金为共晶成分，Si元素的加入后进一步增加了流动性，因此熔体具有很好的流动性很很好，可通过各种方法铸造成型，如普通砂型模铸造或者熔模铸造、消失模铸造、金属型铸造、陶瓷型铸造、压铸、离心铸造等特殊铸造方法。
所设计的合金具有深度共晶成分，在普通砂模铸造条件下都能形成非平衡基体组织，如非晶、纳米晶或马氏体组织。为了促进基体发生非平衡转变，从凝固温度到600℃之间的冷却速度应不低于60℃/分钟，可通过水冷、铁模、模具中放置冷铁等手段实现。但由于发生非平衡转变会造成体积变化，制备大型铸件时由于温度不一致而导致应力开裂现象，因此，铸件应在600～800℃之间解除模具的约束。
铸锭后续可采用低于600℃的去应力退火工艺和必要的机加工工序。
本发明的主要特点是通过多元合金化，形成深度共晶成分，熔点低、流动性好，铸造工艺要求简单。铸锭组织的基体相为具有高硬度的Si|、Cr、B、C强化的非平衡组织，硬质相为高硬度的硼、碳化合物，由于Si对基体相的进一步固溶强化作用，铸锭组织更加细密，从而使得硬质相与基体相之间更加协调，合金的冲击韧性和抗弯强度提高。铸锭整体硬度达到HRC69.3～70.2，冲击韧性达到8.6～11.2J/cm2，抗弯强度达到800～916MPa。
附图说明
图1本发明实例1铸造组织图；
图2本发明实例4铸件硬质相的EDS图谱及成分；
图3本发明实例4铸件基体相的EDS图谱及成分。
具体实施方式
本发明的各种熔炼方法、铸造方法不受下述实例的限制，任何在本发明的权利要求书要求保护的范围内的改进和变化都在本发明的保护范围之内。
选用高碳铬铁、微碳铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、钒铁、工业纯铁、硅铁等为原料，在发明要求的成分范围内配制成合金。
实施例1.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、钒铁、硅铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr:10.0wt.％；B:2.9wt.％；C:0.7wt.％；Nb:0.4wt.％；V:0.2wt.％；Si:0.6wt.％；杂质元素控制见表2。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用感应熔炼和砂型模铸造。具体步骤为：
首先将高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、钒铁和工业纯铁，熔化温度为1620℃；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1300℃后，用配料总量0.15％的纯铝脱氧；继续保温约5分钟，待熔体温度为1320℃时，加入称量好的硅铁；待完全熔化后，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1250℃。
浇铸完后约6分钟，打开砂型模，此时铸锭温度低于800℃，从凝固温度到800℃之间的冷却速率约为70℃/分钟。空冷至室温。
铸锭金相图谱见图1，基本上为双相组织，组织细小均匀，为共晶组织，硬质相的网络连接不显著。可见Si元素有利于破坏网状结构，提高材料的韧性和强度。
所得铸锭整体硬度达到HRC69.3，冲击韧性达到11.2J/cm2，抗弯强度达到916MPa。
实施例2.选用高碳铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、硅铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr:10.0wt.％；B:2.7wt.％；C:0.7wt.％；Nb:0.5wt.％；Si:0.9wt.％；杂质元素控制见表2。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，可采用真空感应炉熔炼和水冷铁模铸造。具体步骤为：
首先将高碳铬铁、金属铬、硼铁、铌铁和工业纯铁，熔化温度为1540℃；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1350℃后，用配料总量0.1％的纯铝脱氧；继续保温约10分钟，待熔体温度为1280℃时，加入称量好的硅铁；待完全熔化后，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1300℃。
浇铸完后约10分钟，打开水冷铁模，此时铸锭温度低于600℃，从凝固温度到600℃之间的冷却速率约为70℃/分钟。空冷至室温。
所得铸锭整体硬度达到HRC70.2，冲击韧性达到8.6J/cm2，抗弯强度达到800MPa。
实施例3.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、硅铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：10.0wt.％；B：2.7wt.％；C:0.8wt.％；Nb:0.6wt.％；Si:1.2wt.％；杂质元素控制见表2。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用感应熔炼和熔模铸造，具体步骤为：
首先将高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁和工业纯铁熔化，熔化温度为1580℃；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1320℃后，用配料总量0.12％的纯铝脱氧；继续保温约8分钟，待熔体温度为1300℃时，加入称量好的硅铁；待完全熔化后，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1280℃。
浇铸完后约10分钟，打开砂型熔模，此时铸锭温度低于700℃，从凝固温度到700℃之间的冷却速率约为60℃/分钟。空冷至室温。
所得铸锭整体硬度达到HRC69.8，冲击韧性达到9.8J/cm2，抗弯强度达到824MPa。
实施例4.选用高碳铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、钒铁、硅铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：11.0wt.％；B：2.7wt.％；C:0.7wt.％；Nb:0.2wt.％；V:0.4wt.％；Si:1.5wt.％；杂质元素控制见表2。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用感应熔炼和砂模铸造，具体步骤为：
首先将高碳铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、钒铁和工业纯铁熔化，熔化温度为1600℃；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1300℃后，用配料总量0.14％的纯铝脱氧；继续保温约7分钟，待熔体温度为1280℃时，加入称量好的硅铁；待完全熔化后，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1250℃。
浇铸完后约7分钟，打开砂型模，此时铸锭温度低于800℃，从凝固温度到800℃之间的冷却速率约为60℃/分钟。空冷至室温。
铸锭硬质相和基体相的EDS成分分析分别见图2和图3，可见Si元素在硬质相中很少，主要富集在基体相中，起到强化基体相的作用。
所得铸锭整体硬度达到HRC69.8，冲击韧性达到10.6J/cm2，抗弯强度达到896MPa。
实施例5.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、钒铁、硅铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：10.0wt.％；B：2.6wt.％；C：0.6wt.％；Nb：0.3wt.％；V：0.1wt.％；Si:0.6wt.％；杂质元素控制见表2。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用感应熔炼和消失模铸造，具体步骤如下：
首先将高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、钒铁、工业纯铁熔化，熔化温度为1580℃；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1320℃后，用配料总量0.12％的纯铝脱氧；继续保温约9分钟，待熔体温度为1280℃时，加入称量好的硅铁；待完全熔化后，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1250℃。
浇铸完后约8分钟，打开消失模砂型，此时铸锭温度低于700℃，从凝固温度到700℃之间的冷却速率约为70℃/分钟。空冷至室温。
所得铸锭整体硬度达到HRC70，冲击韧性达到9.7J/cm2，抗弯强度达到912MPa。
实施例6.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、硅铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：10.0wt.％；B：2.6wt.％；C：0.8wt.％；Nb：0.8wt.％；Si:0.9wt.％；杂质元素控制见表2。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用真空感应熔炼和铁模铸造，具体步骤如下：
首先将高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁和工业纯铁，熔化温度为1600℃；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1350℃后，用配料总量0.15％的纯铝脱氧；继续保温约10分钟，待熔体温度为1320℃时，加入称量好的硅铁；待完全熔化后，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1300℃。
浇铸完后约10分钟，打开砂型模，此时铸锭温度低于600℃，从凝固温度到600℃之间的冷却速率约为70℃/分钟。空冷至室温。
所得铸锭整体硬度达到HRC69.5，冲击韧性达到10.6J/cm2，抗弯强度达到912MPa。
实施例7.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、钒铁、硅铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：11.0wt.％；B：2.6wt.％；C：0.9wt.％；Nb：0.2wt.％；V：0.2wt.％；Si:1.2wt.％；杂质元素控制见表2。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，可采用感应熔炼和消失模铸造。具体步骤如下：
首先将高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、钒铁和工业纯铁熔化，熔化温度为1560℃；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1300℃后，用配料总量0.10％的纯铝脱氧；继续保温约5分钟，待熔体温度为1280℃时，加入称量好的硅铁；待完全熔化后，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1250℃。
浇铸完后约9分钟，打开消失模砂型，此时铸锭温度低于600℃，从凝固温度到600℃之间的冷却速率约为70℃/分钟。空冷至室温。
所得铸锭整体硬度达到HRC69.9，冲击韧性达到9.9J/cm2，抗弯强度达到900MPa。
实施例8.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、硅铁、钒铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：13.0wt.％；B：2.6wt.％；C：0.8wt.％；Nb：0.6wt.％；V：0.4wt.％；Si:1.5wt.％；杂质元素控制见表2。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用感应熔炼和消失模铸造，具体步骤如下：
首先将高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、钒铁和工业纯铁熔化，熔化温度为1590℃；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1320℃后，用配料总量0.13％的纯铝脱氧；继续保温约7分钟，待熔体温度为1300℃时，加入称量好的硅铁；待完全熔化后，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1280℃。
浇铸完后约9分钟，打开消失模砂型，此时铸锭温度低于700℃，从凝固温度到700℃之间的冷却速率约为60℃/分钟。空冷至室温。
所得铸锭整体硬度达到HRC70，冲击韧性达到10.2J/cm2，抗弯强度达到896MPa。
各实施例所制备铸造合金性能检测如下所述：
1.对实例铸造金属采用HR-150A洛氏硬度机进行硬度测试，载荷为150Kg，打五个点后取平均值，列于表2。
2.对实例铸造金属采用JBS-300B冲击试验机进行冲击韧性测试，量程为150J，打五个样后取平均值，列于表2。
3.对实例铸造金属材料电子万能实验机进行三点抗弯实验，样品尺寸为2×5×50mm的矩形试样，跨距为30mm，取三个相同处理样品的抗弯强度平均值列于表2。
表2实施例的成分与硬度、冲击韧性和抗弯强度

Claims (3)

1.一种Si强化高硬度耐磨合金，其特征在于：合金中各元素的质量百分含量为Cr：9.0～13.0，B：2.6～2.9，C：0.7～0.9，Nb：0.4～0.8，V：0.4～0.8，Mn小于0.3，Si：0.6～1.5％，S、P：≤0.01，余量为Fe，其中C、B总质量百分含量为：3.3～3.6；C/Cr含量比：0.06～0.08；Nb、V的总质量百分含量为：0.5～1.0。
2.如权利要求1所述的Si强化高硬度耐磨合金的铸造方法，其特征在于包括以下具体过程：
首先将铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、钒铁和纯铁熔化，熔化温度高于1540～1620℃，使得纯铁和金属铬充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1300～1350℃后，用配料总量0.1～0.15％的纯铝脱氧；继续保温约5～10分钟，待熔体温度为1280～1320℃时，加入称量好的硅铁；待完全熔化后，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1250～1300℃，从凝固温度到600℃之间的冷却速度应不低于60℃/分钟。
3.如权利要求2所述的Si强化高硬度耐磨合金的铸造方法，其特征在于：制备大型铸件时，铸件在600～800℃解除模具约束。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111172476A (zh) * 2020-01-21 2020-05-19 中南大学 一种铸造导辊合金及其制备方法
CN111187972A (zh) * 2020-01-21 2020-05-22 中南大学 一种高韧性高硬度合金及其制备方法

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