CN108677106A - 一种Mn增强增韧高硬度耐磨合金及其铸造方法 - Google Patents

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Abstract

一种Mn增强增韧高硬度耐磨合金及其铸造方法，合金各元素的含量为Cr：9.0～13.0，B：2.6～2.9，C：0.7～0.9，Mn：0.8～1.6％，Nb：0.4～0.8，V：0.4～0.8，余量为Fe，其中C、B总量为：3.3～3.6；C/Cr含量比：0.06～0.08；Nb、V的总量为0.5～1.0，首先将锰铁以外的其他原料在1520～1620℃熔化，降温至1300～1350℃，加纯铝脱氧；降温到1280～1320℃时，加入锰铁，1250～1300℃浇铸合金。本发明铸锭平均硬度HRC67.9～70.2，冲击韧性达到10.6～14.5J/cm2，抗弯强度达到1018～1169MPa。

Description

一种Mn增强增韧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，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。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Mn增强增韧高硬度耐磨合金及其铸造方法，以Fe2B或M2B为硬质相，基体为Mn元素硬化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0.8～1.6％Mn元素。形成含Fe、Cr、B、C、Nb、V、Mn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，Mn：0.8～1.6％，Nb：0.4～0.8，V：0.4～0.8，Si的含量小于0.07，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。
Mn元素是钢铁的固溶强化元素，能够与Fe无限固溶，并扩大奥氏体相区。Mn不与C形成化合物，也不与B起作用，与Cr可同时固溶在Fe基体中。可强化铁素体、细化珠光体。锰对钢的淬透性和回火稳定性起到明显的增强作用。在烧结硬化钢，即在一般工业炉冷却速度条件下(约60℃/分钟)就可以导致马氏体相变的合金中。不过随着Mn含量提高，会导致马氏体相变温度下降。比如说Mn含量为7％附近的中锰钢，就很难出现马氏体；而Mn含量为11～14％Mn的高锰钢经过水韧化处理后为具有超高韧性的奥氏体相。DP钢(主要相为铁素体和马氏体)和QP钢(主要相为奥氏体和马氏体)是工业应用的先进高性能钢材，其主要区别是由Mn的含量来决定的，当Mn含量不超过2.7％时，为DP钢。因此，引入Mn元素硬化本发明的合金时，Mn的含量不宜过高，在基体相中的Mn含量的上限应为2.7％，以免基体出现过多奥氏体而软化。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Mn主要溶于基体相中，对应Mn含量应控制在0.8～1.6％。
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、锰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所列锰铁为高碳锰铁的成分标准，工艺生产可以选择中碳锰铁或低碳锰铁。由于锰铁是钢冶炼的脱氧剂，因此应在其他合金熔化后再加入锰铁。为了保证Mn的加入量符合达到预期效果，在锰铁加入前，熔体进行铝脱氧处理。
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、纯铁熔化，熔化温度高于1520～1620℃，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，加入称量好的锰铁；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，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Cr、B、C、Mn强化的非平衡组织，硬质相为高硬度的硼、碳化合物，由于Mn对基体相的进一步固溶强化作用、降低马氏体相变温度和促进马氏体相变的作用，使得马氏体相细化、硬度提高，从而使得硬质相与基体相之间的应力-应变得以协调，在硬度略有提高的前提下，合金的冲击韧性和抗弯强度提高。铸锭平均硬度达到HRC67.9～70.2，冲击韧性达到10.6～14.5J/cm2，抗弯强度达到1018～1169MPa。
附图说明
图1本发明实例1铸造组织图；
图2本发明实例2铸件硬质相的XRD图谱；
图3本发明实例4铸件的断口形貌。
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、锰铁等为原料，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、锰铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr:10.0wt.％；B:2.9wt.％；C:0.7wt.％；Mn:0.8wt.％；Nb:0.4wt.％；V:0.2wt.％；；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，加入称量好的锰铁；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。
所得铸锭平均硬度HRC67.9，冲击韧性达到14.5J/cm2，抗弯强度达到1169MPa。
铸锭金相图谱见图1，由近球状的α-Fe初晶和共晶组织组成，其中共晶组织为α-Fe和硬质相混合组织，硬质相没有出现连续的网络结构。从性能看，硬度达到HRC67.9，说明大量出现的初晶不是简单的铁素体，而是含有Mn、Cr、B、C固溶强化的马氏体或非晶/纳米晶等非平衡组织，因为铁素体不可能达到对应的硬度。可见，Mn的加入改变了铸造合金的组织组成物，提高了基体的硬度和韧性，从而大幅提高材料的韧性和强度。
实施例2.选用高碳铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、锰铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr:10.0wt.％；B:2.7wt.％；C:0.7wt.％；Mn:1.1wt.％；Nb:0.5wt.％；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，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1520℃；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，加入称量好的锰铁；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。
所得铸锭硬度达到HRC69.9，冲击韧性达到13.6J/cm2，抗弯强度达到1128MPa。
图2为实例2合金的铸态XRD图，从图2中的标志可以看出，合金主要由马氏体相和Fe2B相组成。
实施例3.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、锰铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：10.0wt.％；B：2.7wt.％；C:0.8wt.％；Mn:1.3wt.％；Nb: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1600℃；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，加入称量好的锰铁；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。
所得铸锭硬度达到HRC70，冲击韧性达到13.2J/cm2，抗弯强度达到1086MPa。
实施例4.选用高碳铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、钒铁、锰铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：11.0wt.％；B：2.7wt.％；C:0.7wt.％；Mn:1.6wt.％；Nb:0.2wt.％；V:0.4wt.％；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1580℃；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，加入称量好的锰铁；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。
所得铸锭平均硬度达到HRC70.2，冲击韧性达到10.6J/cm2，抗弯强度达到1018MPa。
图3为实施例4合金的断口扫描照片，从图3可以看出，合金的断口为细小的解理和沿晶的混合断裂形貌，说明合金的硬度很高，断裂前不会发生塑性变形。因断裂组织细小，断裂前必须克服较大的断裂面，因此具有较高的强度和冲击韧性。
实施例5.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、钒铁、锰铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：10.0wt.％；B：2.6wt.％；C：0.6wt.％；Mn:0.8wt.％；Nb：0.3wt.％；V：0.1wt.％；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1560℃；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，加入称量好的锰铁；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。
所得铸锭硬度达到HRC68.2，冲击韧性达到13.5J/cm2，抗弯强度达到1106MPa。
实施例6.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、锰铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：10.0wt.％；B：2.6wt.％；C：0.8wt.％；Mn:1.2wt.％；Nb：0.8wt.％；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1550℃；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，加入称量好的锰铁；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。
所得铸锭硬度达到HRC68.8，冲击韧性达到12.8J/cm2，抗弯强度达到1129MPa。
实施例7.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、钒铁、锰铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr：11.0wt.％；B：2.6wt.％；C：0.9wt.％；Mn:1.4wt.％；Nb：0.2wt.％；V：0.2wt.％；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1540℃；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，加入称量好的锰铁；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。
所得铸锭硬度达到HRC69.2，冲击韧性达到12.6J/cm2，抗弯强度达到1096MPa。
实施例8.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、锰铁、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.％；Mn:1.6wt.％；Nb：0.6wt.％；V：0.4wt.％；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，加入称量好的锰铁；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。
所得铸锭硬度达到HRC68.5，冲击韧性达到12.2J/cm2，抗弯强度达到1097MPa。
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Mn增强增韧高硬度耐磨合金，其特征在于：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，Mn：0.8～1.6％，Nb：0.4～0.8，V：0.4～0.8，Si的含量小于0.07，S、P：≤0.01，余量为Fe，其中C、B的总质量百分含量为：3.3～3.6；C/Cr质量比：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Mn增强增韧高硬度耐磨合金的铸造方法，其特征在于：按原料要求配料后，首先将铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、钒铁和纯铁熔化，熔化温度为1520～1620℃，然后降低电炉功率，将熔体温度降至1300～1350℃，用配料总量0.1～0.15％的纯铝脱氧；继续保温5～10分钟，待熔体温度为1280～1320℃时，加入称量好的锰铁；待完全熔化后，浇铸成型，浇铸温度范围为1250～1300℃，浇造成型；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Mn增强增韧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℃之间解除模具的约束。
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