CN111218540A - 高硼铁基耐磨合金，其制备方法及零件 - Google Patents

高硼铁基耐磨合金，其制备方法及零件 Download PDF

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Abstract

本申请公开了一种耐磨合金，其制备方法及零件。基于所述合金的总重量，所述合金包括：C，0.20‑0.75wt％；B，1.0‑3.5wt％；Si，≤1.50wt％；Mn，1.5‑12.5wt％；Cr，0.00‑3.00wt％；Mo，0.00‑2.50wt％；Ti，0.10‑2.0wt％；Al，0.15‑4.5wt％；S，≤0.06wt％；P，≤0.06wt％；V≤0.10wt％；Nb≤0.10wt％；及余量的Fe。本发明的耐磨合金具有显著改善的韧性和塑性，拓宽了其应用场合。

Description

高硼铁基耐磨合金，其制备方法及零件
技术领域
本发明涉及耐磨合金，特别涉及高硼铁基耐磨合金材料及其制备方法。
背景技术
材料破坏有三种主要形式：即断裂、腐蚀和磨损。材料磨损尽管不像另外两种形式，很少引起金属工件灾难性的危害，但其造成的经济损失却是相当惊人的。据统计资料表明：在失效的机械零件中，大约有75～80％是属于金属磨损造成的。供应机器的能量大约有30～50％消耗于摩擦和磨损过程中。零件磨损失效后，不但影响机器设备使用效能的发挥，而且需要消耗大量人力、物力更换配件和维修设备。由磨损造成的经济损失，美国约1200亿美元/年，德国约500亿马克/年。据2015年统计，不计用于结构的耐磨钢板，仅国内每年消耗铁基耐磨铸件约达550万吨，价值达近1000亿元。由此可见，金属磨损是造成机械零件失效、影响其耐用性的主要形式之一，金属磨损是关系到国民经济发展的重要问题。
在科学技术高速发展的今天，国民经济的各个部门都对机械设备的耐用性、可靠性和精度提出了更高的要求。人们通过研究金属的磨擦现象和磨损机理，探讨影响磨损的各种因素，得知：在金属抗磨材料中添加硬质颗粒、晶须、纤维等增强相来开发复合耐磨材料，能使其具有更好的耐用性和可靠性。因此，不断研制和开发这种含有增强相的复合耐磨材料，是耐磨材料开发领域的热点和未来的主要发展方向。
目前市面上应用的钢铁基复合耐磨材料，主要硬质增强相有Cr3C7、TiC、VC、WC等碳化物，材料中均含有大量镍Ni、铬Cr、铜Cu、钼Mo、钨W、钒V等贵重合金元素，导致这些耐磨合金的生产成本普遍较高。
我国硼资源十分丰富，以硼为主要合金元素的铁基耐磨合金成本显著低于前述贵重金属合金，因而逐渐引起重视。硼合金的硬质增强相主要是FeB、Fe2B等硼化物。硬质相Fe2B的显微硬度HV1300～1600，与高铬铸铁合金中硬质相Cr7C3的显微硬度HV1200～1500相当或略高，但可使其耐磨性能提高。可见，进一步扩展高硼耐磨合金的应用领域，将具有十分可观的社会经济效益。
目前高硼耐磨合金已成功应用于制造轧辊和泥浆泵叶轮上，以及制造铸铝、铸镁模具。
澳大利亚昆士兰大学材料系的研究人员提出(Lakeland K D,Graham E andHeron A.Mechanical properties and mircostructures of a series of Fe-Cr-Balloys[R].The University of Queensland:Brisbane,Australia,1992,1-13；Christodoulou P and Calos N.A step towards designing Fe-Cr-B-C cast alloys[J].Materials Science and Engineering A,2001,A301(2):103-117；Calos N J,GrahamE,Cousens D R,Christodoulou P,Kennard C H L,Bekessy L K and Parker S F.Modeof boron solubility in ferrous alloys[J].Materials Transactions,2001,42(3):496-501)利用硼在α-Fe和γ-Fe中的固溶度小，因此加入铁中的硼大部分都会形成硼化物。而碳在铁中的固溶度比硼高得多，通过控制硼含量可以控制硼化物硬质相的体积分数，通过控制碳含量来实现控制基体含碳量，进而控制基体性能；并提出了分别控制硼、碳含量以实现控制材料的耐磨性和韧性；并成功开发了玻璃瓶模具、泥浆泵叶轮等产品。其主要是通过降低碳含量来提高基体的韧性，然而降低碳含量将引起基体硬度明显降低，其耐磨性能受到影响；故实际应用领域受到一定局限。
国内近年来对高硼铁基耐磨合金也进行了一系列研究。郭长庆[郭长庆、高守忠，新型铁基耐磨材料FeCB合金[J].铸造，2004,53(10):761-764；王琦环、郭长庆，Fe-Cr-B合金的显微组织[J].金属热处理,2004,29(5):30-32；GUO Changqing,Kelly P M.The non-equilibrium segregation of boron in matrix grains in Fe-Cr-B alloys[J].包头钢铁学院学报，2004,23(2):134-140]发现铬、钼、钒元素的加入会提高硼元素的固溶度，从而改善耐磨合金性能。高硼铁基耐磨合金的铸态组织是由珠光体基体和基体间分布的Fe2B型等共晶体组成，Fe2B型共晶体呈粗大、连续地网状分布，通过控制合金中C、B含量，特别是B含量，将影响生成的共晶硼化物形貌和体积分数；且有着与高铬铸铁相同的力学性能。符寒光、宋绪丁等人(宋绪丁、蒋志强、符寒光，高硼铸钢的制备与应用[J].铸造技术,2006,27(8):805-808；符寒光，铸造Fe-B-C合金组织和性能的基础研究[J].铸造,2005,54(9):859-863)在降低铬元素加入量的同时提高硼元素加入量，开发了系列高硼铁基耐磨合金。
然而，高硼铁基耐磨合金中的共晶硼化物均较粗大，且呈连续网状分布，致使晶界脆化，导致强度和韧性降低，而且还存在元素偏析严重、热处理易变形和开裂等不足。为了提高耐磨性能，通常需增加硼含量以增加共晶硼化物硬质相的含量，就会促使硼化物呈连续网状分布，但是这导致晶界脆化，强度和韧性降低。故高耐磨性和高韧性之间存在着矛盾，难以应用到重载、高冲击、又要求设备高耐磨性和高可靠性的抗磨损部件上。
发明专利申请CN101979695A(一种无铬高硼铁基铸造合金及制造方法)公开了一种无铬高硼铁基铸造合金，包含0.2～1.0％C，1.0～4.5％B，0.20～0.70％Si，0.2～0.8％Mn，S，P≤0.1％。采用感应电炉熔炼，然后浇注成铸件，在850～1050℃奥氏体化处理后水淬处理，再进行去应力退火处理。该发明通过调节硼、碳含量及硼碳比实现了无铬高硼铁基铸造合金的性能大范围可调。
发明专利申请CN102327795A和CN102327794A均公开了一种无铬高硼铁基铸造合金，包含0.3～1.0％C，1.0～4.5％B，0.30～0.40％Si，0.2～0.4％Mn，S，P≤0.05％。并利用该材料制造了双金属复合铸造的复合锤头产品，两者仅是复合铸造工艺不同。
在这些已经公开的技术中，高硼耐磨合金生产技术中在成分设计方面均通过采用降低或调控基体碳含量的方法来调控合金的韧性。虽然降低基体碳含量能够在一定限度提高合金韧性，但合金的硬度及耐磨性能势必因碳含量的降低而受到影响。
因此，仍存在开发同时具有高耐磨性和高韧性的耐磨材料，以满足更多场合的应用的需求。
发明内容
有鉴于此，本发明的主要目的在于提供一种韧性及塑性改善的高硼铁基耐磨合金及其制造方法。
因此，本发明的第一方面提供一种耐磨合金，基于所述合金的总重量，所述合金包括：
C，0.2-0.75wt％；
B，1.0-3.5wt％；
Si，≤1.50wt％；
Mn，1.5-12.5wt％；
Cr，0.00-3.00wt％；
Mo，0.00-2.50wt％；
Ti，0.10-2.0wt％；
Al，0.15-4.5wt％；
V，≤0.10wt％；
Nb，≤0.10wt％；
S，≤0.06wt％；
P，≤0.06wt％；及
余量的Fe。
其中，Cr的含量优选为0.00-2.50wt％，更优选为0.00-1.50wt％。
Mo的含量优选为0.00-1.50wt％，更优选为0.00-1.00wt％。
Mn的含量优选为2.0-10.5wt％，更优选为3.5-9.0wt％。
根据一种实施方式，本发明的耐磨合金具有至少5％的奥氏体含量。根据进一步的实施方式，所述奥氏体含量可为5～60％，优选10～55％，更优选为20～40％。
本发明的耐磨合金具有至少5J/cm2的冲击韧性。本发明的耐磨合金甚至具有高至40J/cm2的冲击韧性。优选地，本发明的耐磨合金具有8～40J/cm2的冲击韧性，更优选地，本发明的耐磨合金具有10～30J/cm2的冲击韧性。
本发明的第二方面，提供一种制造所述耐磨合金的方法，所述方法包括：在进行熔炼工艺和铸造工艺获得工件之后，对所述工件进行热处理的步骤，所述热处理包括：锰配分处理和奥氏体化处理中至少一种处理，第一淬火，碳配分处理和第二淬火，其中，
所述锰配分处理是将所述工件在奥氏体形成开始温度(AC1)～奥氏体形成终止温度(AC3)之间的一个温度使所述工件等温10～90分钟；
所述奥氏体化处理是将所述工件在奥氏体形成终止温度(AC3)以上30～50℃的温度点到1100℃之间的一个温度等温5～90分钟；
所述第一淬火是将经锰配分处理和/或经奥氏体化处理的工件直接淬火到马氏体相变开始温度(Ms)和马氏体相变终止温度(Mf)之间的一个温度等温1～60分钟；
所述碳配分处理是将经第一淬火后的工件在淬火温度(QT)点或者升温到QT点温度到500℃之间的一个温度等温1～90分钟；和
所述第二淬火是从进行碳配分处理的温度(PT2)淬火到室温。
根据一种实施方式，所述奥氏体化步骤在850～1100℃保温5-90分钟。
根据一种实施方式，第一淬火可采用等温炉进行；第二淬火可采用水淬或油淬。
现有的淬火方法都是直接淬火到室温，组织基本上为全马氏体，而奥氏体极小，甚至没有。然而，本发明的第一淬火中淬火到Ms～Mf这个区间会生成一部分马氏体并保留一部分奥氏体，得到马氏体和奥氏体双相组织。然后在此温度或升高的温度进行碳配分，即碳原子从碳过饱和的马氏体中往奥氏体中迁移，使奥氏体富碳从而获得在室温稳定存在的亚稳态奥氏体。
可用于本发明的熔炼工艺没有特别限制，任何可用于铁基合金的熔炼方法均可使用。可以列举的有：中频感应炉、电弧炉等。
同样的，可用于本发明的铸造工艺也没有特别限制，任何可用于铁基合金的铸造方法均可使用。可以列举的有：砂型铸造、消失模铸造、熔模铸造、液态模锻、压力铸造等，但不限于此。
本发明的热处理也可包括回火步骤。具体地，所述回火步骤是：从室温加热到550℃以下的某一温度且保温5～120分钟。
根据本发明的第三方面，提供一种零件，所述零件中至少有一部分由本发明的耐磨合金构成。
所述零件可以是诸如：由本发明的耐磨合金与普通碳钢等其他材料复合铸造制成的复合锤头、复合衬板等，但不限于此。
如前所述，我国硼元素储量丰富，价格低廉，用B作为主要合金添加元素制备耐磨材料，与传统耐磨材料相比，将大大降低耐磨材料生产(合金)成本。然而，现有高硼耐磨合金材料，硬度在HRC55～65之间，冲击韧性大都在3～7J/cm2之间，仅适用于冲击比较小的应用场合，否则容易发生脆断；服役范围受到了局限。本发明提供的高硼耐磨合金材料硬度可达HRC55～65之间，与常规耐磨材料没有太大区别，但冲击韧性在5J/cm2以上，甚至可高至40J/cm2。本发明的耐磨合金可以通过前述热处理工艺中的锰配分和碳配分工艺调节基体中亚稳态奥氏体的含量及其中的锰含量和碳含量，使耐磨合金具有不同的韧性，以能适用于不同载荷工况的应用场合，特别是冲击较高的应用场合，难以发生脆断，且耐磨性能和可靠性得以进一步提高，大大扩大了其服役范围。
本发明材料组织中必须存在一定量的且富碳的亚稳态奥氏体组织，其能在服役中产生TRIP效应，一方面通过应变诱导相变来提高材料的韧性和耐磨性能，另一方面又能吸收冲击能量，这是现有的高硼耐磨合金材料及其他耐磨合金所不具备的。
附图说明
图1为热处理工艺路线示意图；
图2为合金显微组织扫描电镜示意图；
图3为合金元素分布的电子探针示意图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施方式及附图，对本发明实施方式中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施方式仅仅是本发明的一部分实施方式，而不是全部的实施方式。基于本发明中的实施方式，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施方式，都属于本发明保护的范围。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
本文中提及的百分比(％)，如无特别说明，均指重量百分含量(wt％)。
本发明提供了一种耐磨合金，基于所述合金的总重量，所述合金包括：C，0.2-0.75wt％；B，1.0-3.5wt％；Si，≤1.50wt％；Mn，1.5-12.5wt％；Cr，0.00-3.00wt％；Mo，0.00-2.50wt％；Ti，0.1-2.0wt％；Al，0.15-4.5wt％；S，≤0.06wt％；P，≤0.06wt％；V，≤0.10wt％；Nb，≤0.10wt％；及余量的Fe。
在本发明的合金中，利用我国储量丰富的B取代传统高铬铸铁中Cr元素，在铁基体中生成高硬度Fe2B等颗粒，分布在合金材料中起到耐磨骨架作用，从而得到高硼耐磨合金。
为了增加高硼耐磨合金的韧性，本发明加入Ti元素使其在铁中生成Ti2B颗粒。适量Ti的加入消耗掉过量的B元素，并且形成细小、弥散分布的Ti2B质点，从而减少因B元素的晶界偏聚形成较多网状化合物组织，有利于弱化硼化物的网状分布，断开其网状分布，能够促使硼化物形貌呈近似椭圆特征。优选地，本发明的合金中Ti元素的含量为0.5-1.0﹪。
碳对高硼耐磨合金材料的组织与性能来说至关重要，它主要固溶于基体中起固溶强化作用，还能促进基体马氏体转变，提高耐磨合金材料基体的淬硬性。碳含量太高则会增加基体材料脆性，太低则会影响基体的淬透性能致使其耐磨性降低。因此，控制C含量在0.2～0.75％之间。
Cr和Mo不是本发明合金的必要元素。但是通过添加Cr(0～3.00％)和Mo(0～2.50％)可起到稳定Fe2B的作用。其中少量的Cr(含量为≤3.00％)能降低Fe2B相本质脆性。铬也可与C反应形成Cr6C、Cr7C3和Cr23C6等碳化物。但由于Cr元素加入量较少，只能固溶于奥氏体中，主要提高基体的淬硬性和淬透性以及起到稳定Fe2B的作用。优选地，Cr的含量为0.00-2.50wt％，更优选为0.00-1.50wt％。少量的Mo(含量为≤2.50％)也能形成碳化物(Mo2C)。同样，由于加入量很少，只能够固溶于基体中，起到稳定Fe2B的作用。优选地，Mo的含量为0.00-1.50wt％，更优选为0.00-1.00wt％。
本发明的合金中进一步引入了一定量的Mn和Al，并通过以下将详述的热处理工艺，使本发明的合金中包含一定量的亚稳态奥氏体组织(大约5～60％)，从而改善合金的韧性，特别在服役期间，产生类似于TRIP钢的TRIP效应。TRIP效应是指，一定量的亚稳态奥氏体组织在应力作用下发生马氏体相变，吸收一定的冲击能量，使塑性提高。即，在应力作用下产生应变诱导相变，由相变诱发塑性。
本发明高硼耐磨合金中的Mn是奥氏体稳定化元素，为控制耐磨合金的微观组织，在高硼耐磨合金中增加一定量Mn元素，如中锰，能扩大耐磨合金两相区间，有利于稳定和增加亚稳态奥氏体组织，从而提高钢的强度和塑性并调控耐磨合金的各项性能。在常规的高硼耐磨合金中，Mn含量均不高，在1.0％以下(如0.2～0.8％)。而本发明中Mn的含量可在1.5～12.5％之间调节，随着Mn含量的增加则奥氏体含量相应增加，并给合热处理工艺既能调控奥氏体的稳定性能，又调控了耐磨合金零件在各种不同服役工况下的耐磨性能。优选地，Mn的含量为2.0-10.5wt％，更优选为3.5-9.0wt％。
常规的高硼耐磨合金中并不含Al。本发明的合金中添加0.15～4.5％的Al元素能抑制或推迟渗碳体的产生，而有利于在本发明热处理工艺中碳原子从碳过饱和的马氏体中迁移到奥氏体，从而使奥氏体组织富碳而能稳定至常温。
为了获得TRIP效应，本发明改进了合金的热处理工艺。在常规高硼耐磨合金的热处理工艺中，通常在奥氏体化之后进行淬火和回火两个步骤，其中淬火工艺均是直接淬火到室温，其回火工艺仅是为了消除零件残余应力和消除或者减少残余奥氏体组织来提高硬度。
本发明高硼耐磨合金还可包括正常量的杂质元素。其中控制S≤0.06wt％以及P≤0.06wt％。
本发明提供一种针对本发明合金的热处理工艺。所述热处理工艺包括锰配分处理和奥氏体化处理中的至少一种，第一淬火，碳配分处理和第二淬火步骤。
以下根据本发明的示例性实施方式，来说明本发明的高硼铁基耐磨合金的制备方法。
主要熔炼及铸造工艺步骤
本发明的合金的熔炼及铸造方法并没有特别限制，以下仅以一种具体方法作为示例。
第1步、铁合金和变质(球化)剂配料准备
按照设计成分(质量百分比)要求进行配料计算，按照配料单称量备料。
变质(球化)剂可以是任何常规的变质剂。可以列举的有Ti+稀土硅、Mg+稀土硅等，但不限于此。
第2步、加入初料熔炼
将废钢和生铁一起放入熔炼炉中加热熔炼，熔清后加入除渣剂进行除渣处理。
第3步、熟(生)石灰脱磷
除渣处理后立即加入锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、高碳铬铁合金、钼铁合金五种合金熔炼，熔炼温度为1500～1550℃直至熔清后，在炉膛液面上加入熟(生)石灰进行脱磷处理3～5分钟后除渣。
第4步、脱氧及固氮处理
在钢液面加(压)入铝板(粒、丝)进行脱氧处理，按钢液重量0.10～0.25﹪加入铝板脱氧；按0.10～0.30﹪加入钛铁合金进行固氮处理。
第5步、熟(生)石灰脱硫
在液面上加入熟(生)石灰来进行脱硫除渣处理3～5分钟，熔炼温度保持为1500～1550℃，并进行除渣处理。
第6步、加入硼铁合金和钛铁合金熔炼
然后加入硼铁合金和钛铁合金及铝板熔炼，熔炼时间控制在8分钟以内必须出钢。
第7步、检测成分及升温操作
熔清后抽取成分试样进行检测，对不合格的元素进行补料和熔炼，直至成分检测合格为止。然后，在炉温1550～1650℃之间准备钢液出炉浇注。
第8步、浇注工艺
将稀土镁(硅)合金和变质用钛铁合金破碎到Φ2～3mm以下，经过200℃烘干1小时后预置于浇包底部进行复合变质处理。将温度和成分达到要求的钢液倒入浇包中静置1～2分钟，然后转运浇包到浇注位置进行浇注作业，浇注温度设定为1440～1580℃，视气温情况和铸造工艺方式进行适当调节。
第9步、后处理
浇注完成之后在模具中冷却60min以上、吊出模具之后等待，自然冷却之后进行铸件清理和喷砂处理。
以上工艺中，添加剂有脱硫剂、固氮脱氧用钛铁合金和铝丝、除渣剂等。
如前所述，本发明的热处理工艺适合不同的铁基合金的熔炼方法及铸造方法。其中，熔炼方法可以列举的有中频感应炉、电弧炉等，铸造方法可以列举的有砂型铸造、消失模铸造、熔模铸造、液态模锻、压力铸造等。
热处理工艺步骤
本发明的热处理工艺在常规的热处理工艺的基础上通过两步淬火处理并进一步增加了碳配分处理及可选的锰配分处理和/或奥氏体化处理，从而在最终合金材料中包含一定的亚稳态奥氏体组织，在使用中能够产生TRIP效果。以下以包含全部热处理步骤的工艺为例，参考图1进行详细说明。
锰配分处理
参见图1，将工件从室温升温到AC1～AC3温度区间的某一温度(PT1，即锰配分温度)等温t1时长，通常为10～90min，实现锰元素的配分。由于增加锰含量能扩大两相区，通过在两相区进行等温锰配分处理，实现锰在奥氏体相中的富集，能增加奥氏体组织的稳定性。
在进行以下奥氏体化处理的情况下，可不进行锰配分处理。或者，锰配分处理和奥氏体化处理均进行。
奥氏体化处理
将工件继续升温到AC3温度以上30～50℃，但低于1100℃之间(AT，即奥氏体化温度)保温t2时长进行奥氏体化。AT通常在850～1100℃之间，保温时长t2通常为5～90min。
在没有锰配分处理的步骤时，将工件直接从室温升温到AT温度进行奥氏体化处理。
第一淬火处理
将工件在短时间的高温奥氏体化后，在等温炉中等温淬火到Ms和Mf之间的某一温度(QT，即第一淬火温度)，等温t3时长。t3通常为1～60min。
碳配分处理
将工件在QT温度或者从QT升温到500℃以下某一温度(PT2，即碳配分温度)等温t4时长，进行碳配分处理。t4通常为1～90min。
碳配分处理使奥氏体组织富碳且适度改善马氏体组织的韧性。使碳原子从碳过饱和的马氏体组织向亚稳态奥氏体组织中迁移，使在室温下稳定存在的亚稳态奥氏体具有不同稳定性能，能适应不同工况要求，利用亚稳态奥氏体在服役期间的TRIP效应来提高耐磨合金的韧性，同时生成更多马氏体来改善耐磨性能。
第二淬火处理
将工件在碳配分处理之后，直接水淬或者油淬到室温。
回火处理
根据本发明的热处理方法，可以不包括耐磨合金工件进行回火处理。但是也可以进行回火处理。
具体地，将经前述热处理的工件从室温加热到550℃以下的某一温度且保温5～120分钟。回火处理可以去除残余应力和促进强碳化物元素析出碳化物强化基体。
以下参考具体实施例，进一步说明本发明。通过以下说明，本发明的各方面优点将更加明显。
实施例
测试方法：
洛氏硬度测试按照GB/T230.1-2004《金属洛氏硬度试验第1部分：试验方法》执行，使用洛氏硬度计TH320测定。
冲击韧性测试按照GB/T229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》执行，使用摆锤冲击试验机JB-50测定。
冲击磨粒磨损测试采用MLD-10BF动载磨粒磨损实验机进行，对比耐磨材料为耐磨钢NM600。
奥氏体含量测试采用X射线衍射仪XRD-6100测定。
实施例1
选用废钢、生铁、锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、硼铁合金、钛铁合金铬铁合金、钼铁合金、铝板作为原料，成分范围如下：C，0.46wt％；B，2.7wt％；Si，1.00wt％；Mn，1.50wt％；Cr，0.35wt％；Mo，0.50wt％；Ti，0.75wt％；Al，2.5wt％；V，0.03wt％；Nb，0.04wt％。杂质元素控制如前所述。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用中频感应熔炼炉和砂型模铸造。具体步骤为：
首先将废钢和生铁加入熔炼炉中熔炼，熔化温度为1550℃；使用除渣剂进行一次除渣处理后加入锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、铬铁合金、钼铁合金五种合金继续熔炼，熔炼温度为1550℃直至熔清后，在炉膛液面上加入熟石灰进行脱磷处理3分钟后除渣。在钢液面按钢液重量0.15﹪wt％加入铝板进行脱氧处理；按0.20﹪wt％加入钛铁合金进行固氮处理。再次在液面上加入熟石灰来进行脱硫处理3分钟，熔炼温度保持为1550℃，再次进行除渣处理。然后，加入硼铁合金、铝板、钛铁合金三种合金熔炼8分钟。熔清后抽取成分试样进行检测，对不合格的元素进行补料和熔炼，直至成分检测合格为止。将烘烤干燥后的稀土镁(硅)合金(按0.10％wt％)和钛铁合金(按0.15％wt％)破碎到Φ2mm以下，将炉温降到1480℃将钢液出炉浇注合金液到砂模中。铸造完后开模温度低于250℃后开始出箱，自然冷却工件。
图2和图3分别为铸态合金的金相组织和成分相，出现了大量的基体相，以及基体相与硬质相相互穿插的共晶组织，组织较细小、均匀。
然后将工件放入箱式炉中加热，加热温度为800℃，保温时间为90min。加热升温速度不超过10℃/min。保温结束后，将工件升温到900℃，再保温5min，然后快速将工件进入240℃盐浴炉等温淬火，等温淬火时间5min。然后再升温到350℃等温90s后将工件入水中直接淬火至室温。然后在150℃回火120min。
经过上述熔铸工艺-锰配分-奥氏体化-淬火-碳配分-淬火-回火处理后，合金硬度达到HRC65，冲击韧性达到5.0J/cm2，奥氏体含量8.62％，相对耐磨性为16.35。
实施例2
选用废钢、生铁、锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、硼铁合金、钛铁合金铬铁合金、钼铁合金、铝板作为原料，成分范围如下：C，0.75wt％；B，1.2wt％；Si，1.10wt％；Mn，12.50wt％；Cr，1.45wt％；Mo，0.20wt％；Ti，0.55wt％；Al，4.5wt％；V，0.02wt％；Nb，0.03wt％。杂质元素控制如前所述。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用中频感应熔炼炉和消失模铸造。具体步骤为：
首先将废钢和生铁加入熔炼炉中熔炼，熔化温度为1530℃；使用除渣剂进行一次除渣处理后加入锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、铬铁合金、钼铁合金五种合金继续熔炼，熔炼温度为1530℃直至熔清后，在炉膛液面上加入熟石灰进行脱磷处理3分钟后除渣。在钢液面按钢液重量0.15﹪wt％加入铝板进行脱氧处理；按0.20﹪wt％加入钛铁合金进行固氮处理。再次在液面上加入熟石灰来进行脱硫处理3分钟，熔炼温度保持为1530℃，再次进行除渣处理。然后，加入硼铁合金、铝板、钛铁合金三种合金熔炼8分钟。熔清后抽取成分试样进行检测，对不合格的元素进行补料和熔炼，直至成分检测合格为止。将烘烤干燥后的稀土镁(硅)合金(按0.10％wt％)和钛铁合金(按0.15％wt％)破碎到Φ2mm以下，将炉温升到1580℃将钢液出炉浇注合金液到砂箱中。铸造完成1小时以后开始出箱，自然冷却工件。
然后，将工件放入箱式炉中加热，加热温度为740℃，保温时间为70min。加热升温速度不超过10℃/min。保温结束之后，将工件升温到850℃，再保温8min，然后快速将工件进入220℃盐浴炉等温淬火，等温淬火时间8min。然后再升温到320℃等温240s后将铸件入水中直接淬火至室温。
经过上述熔铸工艺-锰配分-奥氏体化-淬火-碳配分-淬火处理后，合金硬度达到HRC56，冲击韧性达到25.8J/cm2，奥氏体含量52.36％，相对耐磨性为22.73。
实施例3
选用废钢、生铁、锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、硼铁合金、钛铁合金、铬铁合金、钼铁合金、铝板作为原料，成分范围如下：C，0.20wt％；B，1.0wt％；Si，1.50wt％；Mn，5.00wt％；Cr，3.00wt％；Mo，2.50wt％；Ti，0.55wt％；Al，2.5wt％；V，0.025wt％；Nb，0.025wt％。杂质元素控制如前所述。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用中频感应熔炼炉和熔模铸造工艺。具体步骤为：
首先将废钢和生铁加入熔炼炉中熔炼，熔化温度为1550℃；使用除渣剂进行一次除渣处理后加入锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、铬铁合金、钼铁合金五种合金继续熔炼，熔炼温度为1550℃直至熔清后，在炉膛液面上加入熟石灰进行脱磷处理3分钟后除渣。在钢液面按钢液重量0.15﹪wt％加入铝板进行脱氧处理；按0.20﹪wt％加入钛铁合金进行固氮处理。再次在液面上加入熟石灰来进行脱硫处理3分钟，熔炼温度保持为1550℃，再次进行除渣处理。然后，加入硼铁合金、铝板、钛铁合金三种合金熔炼8分钟。熔清后抽取成分试样进行检测，对不合格的元素进行补料和熔炼，直至成分检测合格为止。将烘烤干燥后的稀土镁(硅)合金(按0.25％wt％)和钛铁合金(按0.25％wt％)破碎到Φ2mm以下，将炉温降到1450℃将钢液出炉浇注合金液到熔模中。铸造完后到工件温度低于200℃后开始自然冷却工件。
然后将工件放入箱式炉中加热，加热温度为950℃，保温时间为30min，加热升温速度不超过10℃/min。保温结束后，快速将工件进入240℃盐浴炉等温淬火，等温淬火时间5min。然后再升温到320℃等温90min后将铸件入水中直接淬火至室温。然后在150℃回火120min。
经过上述熔铸工艺-奥氏体化-淬火-碳配分-淬火-回火处理后，合金硬度达到HRC50，冲击韧性达到39.5J/cm2，奥氏体含量42.54％，相对耐磨性为13.58。
实施例4
选用废钢、生铁、锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、硼铁合金、钛铁合金、铬铁合金、钼铁合金、铝板作为原料，成分范围如下：C，0.45wt％；B，2.6wt％；Si，1.00wt％；Mn，8.00wt％；Cr，0.35wt％；Mo，0.50wt％；Ti，1.85wt％；Al，2.5wt％；V，0.03wt％；Nb，0.04wt％。杂质元素控制如前所述。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用中频感应熔炼炉和砂型模铸造。具体步骤为：
首先将废钢和生铁加入熔炼炉中熔炼，熔化温度为1540℃；使用除渣剂进行一次除渣处理后加入锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、铬铁合金、钼铁合金五种合金继续熔炼，熔炼温度为1540℃直至熔清后，在炉膛液面上加入熟石灰进行脱磷处理3分钟后除渣。在钢液面按钢液重量0.15﹪wt％加入铝板进行脱氧处理；按0.20﹪wt％加入钛铁合金进行固氮处理。再次在液面上加入熟石灰来进行脱硫处理3分钟，熔炼温度保持为1540℃，再次进行除渣处理。然后，加入硼铁合金、铝板、钛铁合金三种合金熔炼8分钟。熔清后抽取成分试样进行检测，对不合格的元素进行补料和熔炼，直至成分检测合格为止。将烘烤干燥后的稀土镁(硅)合金(按0.10％wt％)和钛铁合金(按0.15％wt％)破碎到Φ2mm以下，将炉温降到1460℃将钢液出炉浇注合金液到砂模中。铸造完后开模温度低于250℃后开始出箱，自然冷却工件。
然后，将工件放入箱式炉中加热，加热温度为800℃，保温时间为50min。加热升温速度不超过10℃/min。保温结束后，将工件升温到900℃，再保温5min，然后快速将工件进入210℃盐浴炉等温淬火，等温淬火时间3min。然后再升温到310℃等温180s后将工件入水中直接淬火至室温。
经过上述熔铸工艺-锰配分-奥氏体化-淬火-碳配分-淬火处理后，合金硬度达到HRC56，冲击韧性达到18.7J/cm2，奥氏体含量39.38％，相对耐磨性为29.67。
实施例5
选用废钢、生铁、锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、硼铁合金、钛铁合金、铬铁合金、钼铁合金、铝板作为原料，成分范围如下：C，0.46wt％；B，2.7wt％；Si，1.20wt％；Mn，6.50wt％；Cr，1.35wt％；Mo，0.50wt％；Ti，1.25wt％；Al，1.5wt％；V，0.02wt％；Nb，0.03wt％。杂质元素控制如上所述。
按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用中频感应熔炼炉和砂型模铸造。具体步骤为：
首先将废钢和生铁加入熔炼炉中熔炼，熔化温度为1520℃；使用除渣剂进行一次除渣处理后加入锰铁合金、钒铁合金、铌铁合金、铬铁合金、钼铁合金五种合金继续熔炼，熔炼温度为1520℃直至熔清后，在炉膛液面上加入熟石灰进行脱磷处理3分钟后除渣。在钢液面按钢液重量0.15﹪wt％加入铝板进行脱氧处理；按0.20﹪wt％加入钛铁合金进行固氮处理。再次在液面上加入熟石灰来进行脱硫处理3分钟，熔炼温度保持为1520℃，再次进行除渣处理。然后，加入硼铁合金、铝板、钛铁合金三种合金熔炼8分钟。熔清后抽取成分试样进行检测，对不合格的元素进行补料和熔炼，直至成分检测合格为止。将烘烤干燥后的稀土镁(硅)合金(按0.10％wt％)和钛铁合金(按0.15％wt％)破碎到Φ2mm以下，将炉温降到1450℃将钢液出炉浇注合金液到砂模中。铸造完后开模温度低于250℃后开始出箱，自然冷却工件。
然后，将工件放入箱式炉中加热，加热温度为790℃，保温时间为90min。加热升温速度不超过10℃/min。然后，快速将工件进入210℃盐浴炉等温淬火，等温淬火时间4min。然后再升温到330℃等温300s后将铸件入水中直接淬火至室温。
经过上述熔铸工艺-锰配分-淬火-碳配分-淬火处理后，合金硬度达到HRC59，冲击韧性达到15.2J/cm2，奥氏体含量32.41％，相对耐磨性为24.16。
对比例1
高铬铸铁Cr26牌号的双层弯管内胆，成分如下：C，3.26wt％；Cr，25.8wt％；Si，0.80wt％；Mn，0.70wt％；Ni，0.62wt％；Mo，0.50wt％；Cu，0.41wt％；V，0.03wt％；Nb，0.04wt％。其余为Fe及常量的杂质元素。
经过熔铸工艺后，在950℃奥氏体化，保温1小时，淬火至室温，在280℃回火(保温1.5小时)处理后，合金硬度达到HRC65，冲击韧性达到4.52J/cm2，奥氏体含量0.62％，相对耐磨性为14.35。
对比例2
高硼耐磨合金，成分如下：C，0.63wt％；B，2.7wt％；Si，1.20wt％；Mn，1.10wt％；Cr，2.35wt％；Mo，1.50wt％；Ti，1.25wt％。其余为Fe和常量的杂质元素。
经过熔铸工艺后，在980℃奥氏体化，保温0.5小时，淬火至室温，然后在290℃回火(保温1.5小时)处理后，合金硬度达到HRC63，冲击韧性达到3.2J/cm2，奥氏体含量1.53％，相对耐磨性为12.64。
以上所述仅为本发明的优选实施方式，并非因此限制本发明的专利范围，凡是在本发明的发明构思下，利用本发明说明书及附图内容所作的等效结构变换，或直接/间接运用在其他相关的技术领域均包括在本发明的专利保护范围内。

Claims (10)

1.一种耐磨合金，基于所述合金的总重量，所述合金包括：
C，0.20-0.75wt％；
B，1.0-3.5wt％；
Si，≤1.50wt％；
Mn，1.5-12.5wt％；
Cr，0.00-3.00wt％；
Mo，0.00-2.50wt％；
Ti，0.10-2.0wt％；
Al，0.15-4.5wt％；
S，≤0.06wt％；
P，≤0.06wt％；
V，≤0.10wt％；
Nb，≤0.10wt％；及余量的Fe。
2.根据权利要求1所述的耐磨合金，其中，基于所述合金的总重量，Cr的含量优选为0.00-2.50wt％，更优选为0.00-1.50wt％。
3.根据权利要求1所述的耐磨合金，其中，基于所述合金的总重量，Mo的含量优选为0.00-1.50wt％，更优选为0.00-1.00wt％。
4.根据权利要求1所述的耐磨合金，其中，基于所述合金的总重量，Mn的含量优选为2.0-10.5wt％，更优选为3.5-9.0wt％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的耐磨合金，其中，所述合金具有5～60％的奥氏体含量，优选所述奥氏体含量为10～55％，更优选为20～40％。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的耐磨合金，其中，所述合金具有至少5J/cm2的冲击韧性，优选8～40J/cm2，更优选，10～30J/cm2的冲击韧性。
7.一种制造所述耐磨合金的方法，所述方法包括：在进行熔炼工艺和铸造工艺获得工件之后，对所述工件进行热处理的步骤，所述热处理包括：锰配分处理和奥氏体化处理中至少一种处理，第一淬火，碳配分处理和第二淬火，
其中，
所述锰配分处理是将所述工件在奥氏体形成开始温度～奥氏体形成终止温度之间的一个温度使所述工件等温10～90分钟；
所述奥氏体化处理是将所述工件在奥氏体形成终止温度以上30～50℃的温度点到1100℃之间的一个温度等温5～90分钟；
所述第一淬火是将经锰配分处理和/或经奥氏体化处理的工件直接淬火到马氏体相变开始温度和马氏体相变终止温度之间的一个温度等温1～60分钟；
所述碳配分处理是将经第一淬火后的工件在淬火温度点或者升温到QT点温度到500℃之间的一个温度等温1～90分钟；和
所述第二淬火是从进行碳配分处理的温度淬火到室温。
8.根据权利要求7所述的方法，其中所述奥氏体化步骤在850～1100℃保温5-90分钟。
9.根据权利要求7所述的方法，其中第一淬火采用等温炉进行；第二淬火采用水淬或油淬。
10.一种零件，所述零件中至少部分由权利要求1～6中任一项所述耐磨合金构成。
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