CN113621899B - 一种不锈钢基复合材料及其制备方法与应用 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种不锈钢基复合材料及其制备方法与应用，属于金属基复合材料技术领域。该不锈钢基复合材料由不锈钢基体和原位内生引入的增强相复合而成；其中，增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数为3.3‑14.9％，增强相包括TiC颗粒和TiB2颗粒中的至少一种，增强相的颗粒粒径不大于1μm。该不锈钢基复合材料具有陶瓷和金属两相组织，该不锈钢基复合材料具有较高的硬度、抗拉强度和塑性。相应的制备方法能够保证增强相在不锈钢基体内的均匀弥散分布，有效解决不锈钢基复合材料在凝固过程中增强相易在枝晶及二次枝晶间聚集，进而形成团聚的问题。该复合材料可用于制备结构部件。

Description

一种不锈钢基复合材料及其制备方法与应用
技术领域
本发明涉及金属基复合材料技术领域，具体而言，涉及一种不锈钢基复合材料及其制备方法与应用。
背景技术
奥氏体不锈钢广泛应用于汽车、医药、基建、航空航天、海洋工程和家用耐用品等各种领域，用于制备具有耐热、耐腐蚀等特性的结构部件，是世界上最重要的高性能合金材料之一。
不锈钢具有优异的成形性、力学性能、耐热性能和耐腐蚀性能等，可分为奥氏体不锈钢、铁素体不锈钢、马氏体不锈钢和双相不锈钢。其中，奥氏体不锈钢具有良好的耐腐蚀性、韧性、焊接性和可成形性，通常在高温、高压、强腐蚀介质中服役；铁素体不锈钢较好的导热性、切削加工性能和对应力腐蚀开裂、热疲劳的敏感性低，可制作高温下服役的工件；马氏体不锈钢具有较高的强度、硬度和耐磨性，主要用来制作力学性能要求较高、抗腐蚀性能要求一般的工件；双相不锈钢具有奥氏体和铁素体的双重性质，有较高的强度和良好的工艺性，又具有良好的耐腐蚀性能，通常用作高强度、高硬度而又耐蚀的化工机械设备及零件中服役。
然而，高新技术的快速发展和工业产业结构的不断升级使得服役环境对材料的需求愈来愈高，现有不锈钢的屈服强度逐渐难以满足，为克服该问题，材料研发人员通过向不锈钢中引入非金属陶瓷颗粒。
但现有的不锈钢基复合材料很难同时获得较高的硬度、抗拉强度和延伸率。
鉴于此，特提出本发明。
发明内容
本发明的目的之一包括提供一种不锈钢基复合材料，其能够同时具有较高的硬度、抗拉强度和塑性。
本发明的目的之二包括提供一种上述不锈钢基复合材料的制备方法，该方法能够保证增强相在不锈钢基体内的均匀弥散分布，有效解决不锈钢基复合材料在凝固过程中增强相易在枝晶及二次枝晶间聚集，进而形成团聚的问题。
本发明的目的之三包括提供一种上述不锈钢基复合材料的应用，例如用于制备结构部件。
本发明的目的之四包括提供一种加工原料含有上述不锈钢基复合材料的结构部件。
本申请可这样实现：
第一方面，本申请提供一种不锈钢基复合材料，其由不锈钢基体和原位内生引入的增强相复合而成；其中，增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数为3.3-14.9％，增强相包括TiC颗粒和TiB2颗粒中的至少一种，增强相的颗粒粒径不大于1μm。
在可选的实施方式中，增强相的颗粒粒径不大于1μm。
在可选的实施方式中，增强相的颗粒主要为纳米尺寸。
在可选的实施方式中，增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数为5.1-9.8％。
在可选的实施方式中，不锈钢基体的制备原料包括钢材、硅铁、生铁、镍材和铬铁。
在可选的实施方式中，TiC颗粒的制备原料包括碳粉和钛铁合金粉，碳粉与钛铁合金粉的质量比为1:15-20；TiB2颗粒的制备原料包括硼铁合金粉和钛铁合金粉，硼铁合金粉与钛铁合金粉的质量比为1:1.5-2.5。
在可选的实施方式中，不锈钢基体的制备原料中，钢材采用废钢，镍材中采用镍含量为15-25wt％的镍铁或纯度99％以上的纯镍，铬铁中铬含量为50-55wt％，硅铁中硅含量为63-68wt％；
或，增强相的制备原料中，碳粉的纯度不低于99％，钛铁合金中含钛量为20-25wt％，硼铁合金中含硼量为15-20wt％。
在可选的实施方式中，按重量百分数计，当增强相为TiC颗粒时，不锈钢基体的化学组成包括：0.1-1.7％的C、1.8-6.1％的Ti、11-32％的Cr、3.5-22％的Ni、0.2-3.0％的Mo、0.1-2.0％的Mn、0.2-1.0％的Si、≤0.30％的N、≤0.03％的S以及≤0.03％的P，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
当增强相为TiB2颗粒时，不锈钢基体的化学组成包括：0.01-0.05％的C、0.1-2.5％的B、1.8-6.1％的Ti、11-32％的Cr、3.5-22％的Ni、0.2-3.0％的Mo、0.1-2.0％的Mn、0.2-1.0％的Si、≤0.30％的N、≤0.03％的S以及≤0.03％的P，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
当增强相为TiC颗粒和TiB2颗粒时，不锈钢基体的化学组成包括：0.01-1.5％的C、0.1-1.3％的B、1.8-6.1％的Ti、11-32％的Cr、3.5-22％的Ni、0.2-3.0％的Mo、0.1-2.0％的Mn、0.2-1.0％的Si、≤0.30％的N、≤0.03％的S以及≤0.03％的P，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
在可选的实施方式中，不锈钢基复合材料的硬度为210-274HV，抗拉强度为680-879MPa，延伸率为15-35％。
第二方面，本申请提供如前述实施方式任一项不锈钢基复合材料的制备方法，包括以下步骤：采用内生法于不锈钢基体中原位内生引入增强相。
在可选的实施方式中，不锈钢基复合材料的制备方法包括：将不锈钢基体与增强相的制备原料共同制备不锈钢基复合材料的金属熔体，将金属熔体制备成金属复合粉末，随后再将金属复合粉末制备成不锈钢基复合材料；
其中，金属熔体的制备过程中，不锈钢基体中原位内生引入增强相。
在可选的实施方式中，金属熔体的制备包括以下步骤：对钢材、硅铁和生铁熔融得到第一熔融液，澄清后进行初步脱氧处理至第一熔融液中氧含量小于40ppm；将初步脱氧处理后的第一熔融液与镍材和铬铁混合熔融得到第二熔融液，澄清后进行深度脱氧处理至第二熔融液中氧含量小于15ppm；将深度脱氧处理后的第二熔融液与增强相的制备原料混合熔融以形成具有增强相的金属熔体。
在可选的实施方式中，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相的制备原料的总质量之比为100:2.0-8.5。
在可选的实施方式中，初步脱氧处理包括：向第一熔融液中加入第一铝材，于1480-1620℃条件下脱氧处理10-15分钟。
在可选的实施方式中，第一熔融液与第一铝材的质量比为300-500:1。
在可选的实施方式中，深度脱氧处理包括：向第二熔融液中加入第二铝材，于1500-1640℃条件下脱氧处理15-25分钟。
在可选的实施方式中，第二熔融液的质量与第二铝材的质量比为500-800:1。
在可选的实施方式中，深度脱氧处理后的第二熔融液与增强相的制备原料进行混合熔融是于1520-1650℃的条件下进行。
在可选的实施方式中，采用高压气雾化方式将金属熔体制备成金属复合粉末。
在可选的实施方式中，高压气雾化的工艺条件包括：金属熔体转入气雾化装置之前的温度为1500-1620℃；金属熔体转入气雾化装置之后的温度为1540-1700℃；雾化压力为4.0-8.5MPa；气雾化的喷嘴为限制式喷嘴。
在可选的实施方式中，金属熔体转入气雾化装置之前，还包括以1520-1650℃的预热温度对气雾化装置中的中频感应炉进行预热。
在可选的实施方式中，金属复合粉末的粒度为20-50μm。
在可选的实施方式中，采用粉末冶金方式将金属复合粉末制备成不锈钢基复合材料。
在可选的实施方式中，粉末冶金过程包括：将金属复合粉末在室温下采用单轴向模压成型，然后将成形的生坯放入网带式烧结炉中，在气体的保护下，网带以恒定的速度行进，通过预烧段、烧结段和冷却段，出炉后得到不锈钢基复合材料。
在可选的实施方式中，室温模压成形参数包括：单轴向压力为300-600MPa，保压时间为10-120秒。
在可选的实施方式中，保护气为氮气。
在可选的实施方式中，网带的运行速度为80-150mm/s。
在可选的实施方式中，预烧段温度为750-850℃，时间为10-30分钟。
在可选的实施方式中，烧结段温度为1050-1150℃，时间为60-300分钟。
在可选的实施方式中，冷却段采用水套冷却方式。
第三方面，本申请提供如前述实施方式任一项不锈钢基复合材料的应用，如用于制备结构部件。
在可选的实施方式中，结构部件包括可穿戴设备壳体、高端锁芯或钥匙或精密传动零件等。
第四方面，本申请提供一种结构部件，其加工原料包括前述实施方式任一项不锈钢基复合材料。
本申请的有益效果包括：
本申请将不锈钢基体和原位内生引入的增强相复合而成不锈钢基复合材料，并控制增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数为3.3-14.9％，增强相的颗粒粒径不大于1μm且增强相的颗粒主要为纳米尺寸。通过将原位内生析出的第二相颗粒的尺寸和体积等参数控制在本申请的范围之内，可大幅提高不锈钢基复合材料的屈服强度，显著提高其硬度和摩擦磨损性能；同时，主要为纳米尺度的硬质陶瓷颗粒能使不锈钢基体保持较高的塑性。相应的制备方法能够保证增强相在不锈钢基体内的均匀弥散分布，有效解决不锈钢基复合材料在凝固过程中增强相易在枝晶及二次枝晶间聚集，进而形成团聚的问题。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。
图1为实施例1中内生TiC颗粒增强不锈钢基复合材料粉体的表征图；
图2为实施例1制备的内生TiC颗粒增强不锈钢基复合材料的金相图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
下面对本申请提供的不锈钢基复合材料及其制备方法与应用进行具体说明。
发明人发现：现有的非金属成分的引入方法中，若是采用外加引入高硬度的陶瓷颗粒，在高温制备过程中，不锈钢基体和陶瓷增强体在直接接触过程中界面反应发生的可能性与多向性，会直接影响复合材料中的界面结合状态，最终对复合材料的性能产生不利影响；而若是采用原位内生析出的第二相颗粒成为钢铁强韧化的方法，会存在原位内生析出增强相的尺寸、密度、分布等参数难以控制，且凝固过程中难以实现内生析出的第二相颗粒的均匀弥散分布，难以制备出所设计的材料的问题。
鉴于此，发明人通过长期研究，创造性地得出将原位内生析出的第二相颗粒的尺寸、体积、密度和分布等参数控制在本申请的范围之内，可大幅提高不锈钢基复合材料的屈服强度，显著提高其硬度和摩擦磨损性能；同时，微、纳尺度的硬质陶瓷颗粒能使不锈钢基体保持较高的塑性。
本申请提出一种不锈钢基复合材料，其由不锈钢基体和原位内生引入的增强相复合而成；其中，增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数为3.3-14.9％，增强相包括TiC颗粒和TiB2颗粒中的至少一种，增强相的颗粒粒径不大于1μm且增强相的颗粒主要为纳米尺寸。
可参考地，增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数可以为3.3％、3.5％、4％、4.5％、5％、5.5％、6％、6.5％、7％、7.5％、8％、8.5％、9％、9.5％、10％、10.5％、11％、11.5％、12％、12.5％、13％、13.5％、14.5％或14.9％等，也可以为3.3-14.9％范围内的其它任意值。在优选的实施方式中，增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数为5.1-9.8％，如5.1％、5.5％、6％、6.5％、7％、7.5％、8％、8.5％、9％、9.5％或9.8％等。
值得说明的是，通过调控增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数可在一定程度上影响不锈钢基复合材料中增强相的密度和分布。若增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数低于3.3％容易导致强化效果不明显，若高于14.9％容易导致复合材料脆性提高当增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数为5.1-9.8％范围时，可使得不锈钢基复合材料具有更加优异的综合性能。
本申请中，不锈钢基体的制备原料例如可包括钢材、硅铁、生铁、镍材和铬铁。可参考地，上述钢材可采用废钢，镍材中采用镍含量为15-25wt％的镍铁(如FeNi20)或纯度99％以上的纯镍，铬铁中铬含量为50-55wt％(如炉料级铬铁)，硅铁中硅含量为63-68wt％(如FeSi65)。
增强相包括TiC颗粒和TiB2颗粒中的至少一种，也即增强相可仅含有TiC颗粒或TiB2颗粒，也可同时含有TiC颗粒和TiB2颗粒。
本申请中，TiC颗粒的制备原料可包括碳粉和钛铁合金粉，碳粉与钛铁合金粉的质量比可以为1:15-20，如1:15、1:16、1:17、1:18、1:19或1:20等，也可以为1:15-20范围内的其它任意值。
TiB2颗粒的制备原料可包括硼铁合金粉和钛铁合金粉，硼铁合金粉与钛铁合金粉的质量比为1:1.5-2.5，如1:1.5、1:1.8、1:2、1:2.2或1:2.5等，也可以为1:1.5-2.5范围内的其它任意值。
可参考地，上述增强相的制备原料中，碳粉的纯度优选不低于99％，钛铁合金中含钛量可以为20-25wt％(如20wt％、21wt％、22wt％、23wt％、24wt％或25wt％等)，硼铁合金中含硼量可以为15-20wt％(如15wt％、16wt％、17wt％、18wt％、19wt％或20wt％等)。
通过限定各制备原料的用量、纯度以及配比，可使得不锈钢基复合材料熔体中含有充足的Ti，同时大部分的Ti与C和/或B反应，能够保证TiC和TiB2增强体颗粒的有效形成，避免FeTi等中间相的形成。
本申请中，上述增强相的颗粒粒径优选控制在不大于0.5μm且增强相的颗粒中主要为纳米尺寸，此外，还可具有微米尺寸的增强相颗粒。较佳地，增强相颗粒的纳米尺寸主要分布在200-400nm范围，微米尺寸主要分布在1-2μm。
值得说明的是，当增强相的颗粒粒径大于1μm容易导致复合材料强度、塑性和韧性的急剧降低。
也即，本申请提供的不锈钢基复合材料具有陶瓷和金属两相组织，增强相分为纳米和微米两种尺度。其中，纳米析出相的生成可大幅度提高不锈钢基复合材料的屈服强度，并且能够使不锈钢基体保持较高的塑性，并且，硬质增强相可使得不锈钢基复合材料的硬度和摩擦磨损性能显著提高。
在可选的实施方式中，按重量百分数计，当增强相为TiC颗粒时，不锈钢基体的化学组成包括：0.1-1.7％的C、1.8-6.1％的Ti、11-32％的Cr、3.5-22％的Ni、0.2-3.0％的Mo、0.1-2.0％的Mn、0.2-1.0％的Si、≤0.30％的N、≤0.03％的S以及≤0.03％的P，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
其中，C的含量可以为0.1％、0.2％、0.5％、0.8％、1％、1.2％、1.5％或1.7％等，也可以为0.1-1.7％范围内的其它任意值。Ti的含量可以为1.8％、2％、2.5％、3％、3.5％、4％、4.5％、5％、5.5％、6％或6.1％等，也可以为1.8-6.1％范围内的其它任意值。Cr的含量可以为11％、15％、18％、20％、22％、25％、28％、30％或32％等，也可以为11-32％范围内的其它任意值。Ni的含量可以为3.5％、5％、8％、10％、15％、18％、20％或22％等，也可以为3.5-22％范围内的其它任意值。Mo的含量可以为0.2％、0.5％、0.8％、1％、1.5％、2％、2.5％或3％等，也可以为0.2-3.0％范围内的其它任意值。Mn的含量可以为0.1％、0.5％、0.8％、1％、1.5％或2％等，也可以为0.1-2.0％范围内的其它任意值。Si的含量可以为0.2％、0.5％、0.8％或1％等，也可以为0.2-1.0％范围内的其它任意值。
当增强相为TiB2颗粒时，不锈钢基体的化学组成包括：0.01-0.05％的C、0.1-2.5％的B、1.8-6.1％的Ti、11-32％的Cr、3.5-22％的Ni、0.2-3.0％的Mo、0.1-2.0％的Mn、0.2-1.0％的Si、≤0.30％的N、≤0.03％的S以及≤0.03％的P，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
其中，C的含量可以为0.01％、0.02％、0.03％、0.04％或0.05％等，也可以为0.01-0.05％范围内的其它任意值。B的含量可以为0.1％、0.5％、1％、1.5％、2％或2.5％等，也可以为0.1-2.5％范围内的其它任意值。Ti的含量可以为1.8％、2％、2.5％、3％、3.5％、4％、4.5％、5％、5.5％、6％或6.1％等，也可以为1.8-6.1％范围内的其它任意值。Cr的含量可以为11％、15％、18％、20％、22％、25％、28％、30％或32％等，也可以为11-32％范围内的其它任意值。Ni的含量可以为3.5％、5％、8％、10％、15％、18％、20％或22％等，也可以为3.5-22％范围内的其它任意值。Mo的含量可以为0.2％、0.5％、0.8％、1％、1.5％、2％、2.5％或3％等，也可以为0.2-3.0％范围内的其它任意值。Mn的含量可以为0.1％、0.5％、0.8％、1％、1.5％或2％等，也可以为0.1-2.0％范围内的其它任意值。Si的含量可以为0.2％、0.5％、0.8％或1％等，也可以为0.2-1.0％范围内的其它任意值。
当增强相为TiC颗粒和TiB2颗粒时，不锈钢基体的化学组成包括：0.01-1.5％的C、0.1-1.3％的B、1.8-6.1％的Ti、11-32％的Cr、3.5-22％的Ni、0.2-3.0％的Mo、0.1-2.0％的Mn、0.2-1.0％的Si、≤0.30％的N、≤0.03％的S以及≤0.03％的P，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
其中，C的含量可以为0.01％、0.05％、0.1％、0.5％、0.8％、1％、1.2％或1.5％等，也可以为0.01-1.5％范围内的其它任意值。B的含量可以为0.1％、0.2％、0.5％、0.8％、1％或1.3％等，也可以为0.1-1.3％范围内的其它任意值。Ti的含量可以为1.8％、2％、2.5％、3％、3.5％、4％、4.5％、5％、5.5％、6％或6.1％等，也可以为1.8-6.1％范围内的其它任意值。Cr的含量可以为11％、15％、18％、20％、22％、25％、28％、30％或32％等，也可以为11-32％范围内的其它任意值。Ni的含量可以为3.5％、5％、8％、10％、15％、18％、20％或22％等，也可以为3.5-22％范围内的其它任意值。Mo的含量可以为0.2％、0.5％、0.8％、1％、1.5％、2％、2.5％或3％等，也可以为0.2-3.0％范围内的其它任意值。Mn的含量可以为0.1％、0.5％、0.8％、1％、1.5％或2％等，也可以为0.1-2.0％范围内的其它任意值。Si的含量可以为0.2％、0.5％、0.8％或1％等，也可以为0.2-1.0％范围内的其它任意值。
本申请中，通过将不锈钢基体的化学组成控制在上述范围内，同时将增强相在不锈钢基复合材料中的体积分数设置为3.3-14.9％且将增强相的颗粒粒径控制在不大于1μm(增强相的颗粒主要为纳米尺寸)，在上述不锈钢基体的化学组成调控、增强相在不锈钢基体中的体积调控和增强相的粒径调控的共同作用下，能够保证陶瓷颗粒在不锈钢基体内的均匀弥散分布，通过内生将增强相引入复合材料中，颗粒与不锈钢基体的界面结合良好，不存在污染、润湿性等问题，进而保证内生的陶瓷颗粒对不锈钢基复合材料综合性能的提升效果。
上述不锈钢基体的化学元素组成中：
碳(C)是TiC陶瓷颗粒的形成元素，同时碳也是重要的固溶强化元素，可有效地提高不锈钢基体的强度。然而，碳含量过高，将使不锈钢基复合材料的韧性、焊接性和耐大气腐蚀能力显著降低。综合考虑，本申请中，当生成TiC颗粒时，碳含量限定为0.1-1.7％；当生成TiB2颗粒时，碳含量限定为0.01-0.05％；当生成TiC和TiB2颗粒时，碳含量限定为0.1-1.5％。
钛(Ti)是TiC陶瓷颗粒的形成元素，形成TiC陶瓷颗粒可有效提高不锈钢基复合材料的屈服强度，此外，钛元素可以在不锈钢基体中起到调质作用，避免碳含量较高时引起的铬偏析，保证不锈钢基复合材料的耐腐蚀性。综合考虑，本申请中，当生成TiC颗粒时，钛含量限定为1.8-6.1％；当生成TiB2颗粒时，钛含量限定为0.2-6.1％；当生成TiC和TiB2颗粒时，钛含量限定为1.8-6.1％。
硼(B)是TiB2陶瓷颗粒的形成元素，微量硼能成倍地增加钢的淬透性,对增强钢的硬度和抗张力，改善钢的焊接性能也有显著的作用。综合考虑，本申请中，当生成TiB2颗粒时，硼含量限定为0.1-2.5％；当生成TiC和TiB2颗粒时，硼含量限定为0.1-1.3％。
铬(Cr)能提高钢的抗氧化性和耐蚀性，在氧化的介质中能形成致密的含铬的氧化膜，能防止不锈钢基体的进一步破坏；一般来说，铬含量越高，不锈钢耐腐蚀性越强(尤其是在氧化性介质中)。然而如果铬含量过高，为了稳定不锈钢组织中的奥氏体就需要增加镍的含量，进而提高材料成本。综合考虑，本申请中，铬含量限定为11-32％，优选16-24％。
镍(Ni)在钢中是形成奥氏体的元素，保证了基体的相组成，改善诸如可塑性、可焊接性和韧性等；镍元素也具有防腐蚀作用(尤其在还原性介质中)，在氧化性腐蚀性介质中与铬协同防腐。然而，镍是较稀缺的资源，成本较高。综合考虑，本申请中，镍含量限定为3.5-22％，优选为8-17％。
锰(Mn)在钢中稳定奥氏体，降低钢的临界淬火速度，抑制奥氏体的分化，使高温下形成的奥氏体保持到常温，进而提高钢的强度和中温性能。综合考虑，本申请中，锰含量限定为0.1-2.0％，优选为0.2-1.3％。
钼(Mo)可以使不锈钢基体强化，从而提高不锈钢的高温强度和蠕变性能。钼的加入也能使不锈钢的钝化膜稳定，能提高耐腐蚀性。综合考虑，本申请中，镍含量限定为0.2-3.0％，优选为0.5-2.5％。
硅(Si)在炼钢过程中可作为还原剂和脱氧剂，能显著提高不锈钢基体的弹性极限和屈服强度。硅和钼、铬等结合，有提高抗腐蚀性和抗氧化作用。但是，过量的硅会降低不锈钢基复合材料的焊接性能。综合考虑，本申请中，硅含量限定为0.2-1.0％，优选为0.3-0.9％。
上述不锈钢基体成分中均不包含稀土(Y、Ce等)、W、V、Nb等高成本元素，可在降低成本同时达到目标性能。
在可选的实施方式中，本申请提供的不锈钢基复合材料的硬度为210-274HV，抗拉强度为680-879MPa，延伸率为15-35％。
由此可以证明，本申请提供的不锈钢基复合材料可同时具有较高的硬度、抗拉强度和塑性。
相应地，本申请还提供了上述不锈钢基复合材料的制备方法，主要包括以下步骤：采用内生法于不锈钢基体中原位内生引入增强相。
具体的，不锈钢基复合材料的制备方法包括：将不锈钢基体与增强相的制备原料共同制备不锈钢基复合材料的金属熔体，将金属熔体制备成金属复合粉末，随后再将金属复合粉末制备成不锈钢基复合材料。上述金属熔体的制备过程中，不锈钢基体中原位内生引入增强相。也即采用“内生法制备复合材料熔体-高压气雾化制备复合粉体-粉末冶金成形复合材料”相结合的方法将增强相和基体复合为一体，该过程可简称为“熔炼复合材料-制备复合粉体-粉末冶金成形”。
在可选的实施方式中，金属熔体的制备包括以下步骤：对钢材、硅铁和生铁熔融得到第一熔融液，澄清后进行初步脱氧处理至第一熔融液中氧含量小于40ppm；将初步脱氧处理后的第一熔融液与镍材和铬铁混合熔融得到第二熔融液，澄清后进行深度脱氧处理至第二熔融液中氧含量小于15ppm；将深度脱氧处理后的第二熔融液与增强相的制备原料混合熔融以形成具有增强相的金属熔体。
可参考地，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相的制备原料的总质量之比可以为100:2.0-8.5，如100:2、100:3、100:4、100:5、100:6、100:7、100:8或100:8.5等，也可以为100:2.0-8.5范围内的其它任意值。
初步脱氧处理可包括：向第一熔融液中加入第一铝材，于1480-1620℃(如1480℃、1500℃、1550℃、1600℃或1620℃等)条件下脱氧处理10-15分钟(如10分钟、11分钟、12分钟、13分钟、14分钟或15分钟等)。
第一熔融液与第一铝材的质量比可以为300-500:1，如300:1、350:1、400:1、450:1或500:1等，也可以为300-500:1范围内的其它任意值。
深度脱氧处理可包括：向第二熔融液中加入第二铝材，于1500-1640℃(如1500℃、1520℃、1550℃、1600℃或1640℃等)条件下脱氧处理15-25分钟(如15分钟、18分钟、20分钟、22分钟或25分钟等)。
第二熔融液的质量与第二铝材的质量比可以为500-800:1，如500:1、550:1、600:1、650:1、700:1、750:1或800:1等，也可以为500-800:1范围内的其它任意值。
深度脱氧处理后的第二熔融液与增强相的制备原料进行混合熔融可以于1520-1650℃(如1520℃、1550℃、1580℃、1600℃或1650℃等)的条件下进行。
承上，通过分步制备不锈钢基复合材料的基体和增强相，采用分步脱氧的手段实现有效脱氧。在制备内生TiC和/或TiB2颗粒增强钢铁材料的过程中，若熔体未经过有效的脱氧处理，当向钢水中添加增强相原料时，Ti会跟氧发生反应形成TiO2，无法形成TiC和TiB2等陶瓷颗粒，也无法保证陶瓷颗粒控制在目标体积分数和合适的颗粒粒径范围。
通过限定基体原料用量、纯度以及增强相原料的配比，再结合分步熔融、分步脱氧等工艺条件的控制，使得不锈钢基复合材料熔体中含有充足的Ti，同时大部分的Ti与C和/或B反应，能够保证TiC和TiB2增强体颗粒的有效形成，避免FeTi等中间相的形成。继而保证增强颗粒对不锈钢基复合材料的屈服强度、硬度和摩擦磨损性能的提升。
需要说明的是，对于一些内部化学成分或者杂质不符合要求的废钢，需要对废钢材进行预处理使其符合要求，例如，对废钢材进行加热熔化，去除杂质或者调解化学成分比例等。
在可选的实施方式中，本申请采用高压气雾化方式将金属熔体制备成金属复合粉末。
具体过程可参照如下：
将析出相增强不锈钢基复合材料熔体恒定在一定的温度后，将该复合熔体迅速转入气雾化装置中预热好的中频感应炉，抽真空并充入氩气保护。
待复合熔体温度恒定后，打开气雾化装置的高压气体减压阀，调节高压气体的压力，当压力稳定时，迅速将复合熔体注入到漏包坩埚中，熔融的金属液流通过漏嘴流经喷嘴时，被喷嘴射出的高压气流破碎成细小的液滴，随后合金液滴下落到雾化桶内的冷却水中凝固成粉末，并将该复合粉体过筛，得到粒度分布较好的复合粉体。
可参考地，高压气雾化的工艺条件可包括：金属熔体转入气雾化装置之前的温度可以为1500-1620℃(如1500℃、1550℃、1600℃或1620℃等)；金属熔体转入气雾化装置之后的温度可以为1540-1700℃(如1540℃、1550℃、1600℃、1650℃或1700℃等)；雾化压力可以为4.0-8.5MPa(如4MPa、4.5MPa、5MPa、5.5MPa、6MPa、6.5MPa、7MPa、7.5MPa、8MPa或8.5MPa等)；气雾化的喷嘴为限制式喷嘴。
金属熔体转入气雾化装置之前，还包括以1520-1650℃(如1520℃、1550℃、1600℃或1650℃等)的预热温度对气雾化装置中的中频感应炉进行预热。
经上述高压气雾化处理得到的金属复合粉末的粒度为20-50μm。
承上，本申请通过控制气雾化各个阶段的温度，主要是在雾化的过程中的熔体的温度，进而保证复合材料粉末的品质。如雾化温度较低，合金溶液冷却快、粘性大，容易发生堵嘴，且经惰性气体破碎后的液滴由于过热度很低，将在极短的时间内冷却，导致球形化不充分，生成不规则形状的复合粉末，而且粉末粒度较大；若采用过高的雾化温度，经惰性气体破碎后的液滴过热度过高，导致冷却时间偏长，在冷却前碰撞雾化塔壁破坏球形，产生的较大粒度液滴将容易产生偏析，同时还出现合金溶液烧损和雾化设备的烧损等问题。
值得强调的是，结合本申请中不锈钢基体的化学组成、增强相在基体中的体积分数、增强相的尺寸以及上述高压气雾参数，可有效调控增强相的在复合材料中的密度和分布情况，使其最终同时具有良好的硬度、抗拉强度和塑性。
在可选的实施方式中，本申请采用粉末冶金方式将金属复合粉末制备成不锈钢基复合材料。
具体的，粉末冶金过程可包括：将金属复合粉末在室温下采用单轴向模压成型，然后将成形的生坯放入网带式烧结炉中，在气体的保护下，网带以恒定的速度行进，通过预烧段、烧结段和冷却段，出炉后得到不锈钢基复合材料。
可参考地，室温模压成形参数可包括：单轴向压力为300-600MPa(如300MPa、350MPa、400MPa、450MPa、500MPa、550MPa或600MPa等)，保压时间为10-120秒(如10秒、20秒、50秒、80秒、100秒或120秒等)。
保护气例如可以为氮气。
网带的运行速度可以为80-150mm/s(如80mm/s、100mm/s、120mm/s或150mm/s等)。
预烧段温度可以为750-850℃(如750℃、780℃、800℃、820℃或850℃等)，时间可以为10-30分钟(如10分钟、15分钟、20分钟、25分钟或30分钟等)。
烧结段温度可以为1050-1150℃(如1050℃、1100℃或1150℃等)，时间可以为60-300分钟(如60分钟、90分钟、150分钟、180分钟、210分钟、240分钟、270分钟或300分钟等)。
冷却段可采用水套冷却方式。
承上，通过模压成形可大批量生产尺寸精确的制品，容易实现机械化和自动化，无需有损于制品性能的辅助加工，制品的外观及尺寸重复性好；网带式烧结是连续式作业的专用电炉，可实现自动精确控温，能够通过相互连接的优化的炉膛逐步完成产品的工序，保证产品的质量。
此外，本申请还提供了上述不锈钢基复合材料的应用，例如可用于制备结构部件。
可参考地，上述结构部件可包括有高硬度、抗磨损和轻量化需求的可穿戴设备壳体、高端锁芯或钥匙、精密传动零件等。
相应地，本申请还提供了一种结构部件，其加工原料包括上述不锈钢基复合材料，可提高产品的力学性能。
以下结合实施例对本发明的特征和性能作进一步的详细描述。
实施例1
本实施例提供一种内生析出TiC颗粒增强不锈钢基复合材料，其基体化学组成按照重量百分含量包括C：0.30％，Ti：2.0％，Cr：15％，Ni：10％，Mo：0.2％，Mn：0.2％，Si：0.2％，N≤0.30％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该不锈钢基复合材料生成TiC增强颗粒的体积分数为3.3％，最大粒径为265nm。
该TiC颗粒增强不锈钢基复合材料是这样制得的：
钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相原料的总质量之比为100：2.0。其中，钢材选自废钢，镍材选用纯度99％以上的纯镍，铬铁选用铬含量50～55％的铬铁(炉料级铬铁)，硅铁选用硅铁FeSi65；增强相原料包括钛铁合金和碳粉，钛铁合金中含钛量为20％，碳粉的纯度为99％。
S1、制备TiC颗粒增强不锈钢基复合材料基体熔液：
首先将钢材、硅铁和生铁在1420℃熔融至澄清后进行初步脱氧处理。初步脱氧处理包括：向钢材、硅铁和生铁的熔融液中加入铝材，于1480℃脱氧处理10分钟，初步脱氧处理至钢水中氧含量小于40ppm，得到第一熔融液。其中，铝材的质量与熔融液的质量比1：500。
然后，向第一熔融液中加入镍材和铬铁在1520℃熔融至澄清后进行深度脱氧处理。深度脱氧处理包括：向钢材、硅铁和生铁与镍材和铬铁的混合熔融液中，加入铝材，于1500℃脱氧处理20分钟至钢水中的氧含量小于15ppm，得到第二熔融液。其中，铝材的质量与熔融液的质量比1：800。
S2、制备内生析出TiC颗粒的不锈钢基复合材料熔液：
向步骤S1中制得的第二熔融液加入增强相原料于1540℃混合熔融至形成TiC颗粒，得到内生TiC颗粒增强不锈钢基复合材料熔体。
S3、转移内生析出TiC颗粒的不锈钢基复合材料熔液：
将上述的内生TiC颗粒增强不锈钢基复合材料熔体恒定在1520℃后，迅速将其转入气雾化装置中预热温度为1580℃的中频感应炉，抽真空并充入氩气保护，待熔体温度恒定在1540℃。
S4、制备TiC颗粒增强的不锈钢复合粉体：
打开气雾化装置的高压气体减压阀，调节减压后高压气体的压力，当压力稳定在5.5MPa范围内时，迅速将熔体注入到漏包坩埚中，熔融的金属液流通过漏嘴流经限制式喷嘴，被喷嘴射出的高压气流破碎成细小的液滴，随后合金液滴下落到雾化桶内的冷却水中凝固成粉末并将该复合粉体过筛，得到粒度分布在20～50μm范围内的复合粉体。
S5、压制TiC颗粒增强的不锈钢基复合材料毛坯：
将上述20～50μm范围内的不锈钢复合粉体装入模具中，采用450MPa的单轴向压力、20秒的保压时间在室温下压制成形复合材料毛坯。
S6、制备TiC颗粒增强不锈钢基复合材料：
将压制成形的生坯放入网带式烧结炉中，在氮气的保护下，网带以150毫米/秒的速度行进：通过750℃的预烧段，保温30分钟；之后通过1100℃的烧结段，保温60分钟；最后通过冷却段(水套冷却)，出炉后得到TiC颗粒增强不锈钢基复合材料。
实施例2
本实施例提供一种内生析出TiC颗粒增强不锈钢基复合材料，其基体化学组成按照重量百分含量包括C：1.7％，Ti：6.1％，Cr：25％，Ni：20％，Mo：2.0％，Mn：2.0％，Si：1.0％，N≤0.30％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该不锈钢基复合材料生成TiC增强颗粒的体积分数为15.9％，最大粒径为462nm。
该不锈钢基复合材料的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相原料的总质量之比为100：8.2，增强相原料包括钛铁合金和碳粉，步骤S1中的熔融温度1480℃，初步脱氧的温度1530℃，时间15分钟，深度脱氧的温度1580℃，时间25分钟；步骤S2中的熔融温度1620℃；步骤S3中熔体转移前的温度1540℃，气雾化装置中中频感应炉预热温度为1560℃，熔体转移后的温度1580℃；步骤S4中的高压气体压力为7.5MPa；步骤S5中单轴向压力550MPa，保压时间20秒；步骤S6中网带行进速度100毫米/秒，800℃预烧25分钟，1150℃高温烧结120分钟。
实施例3
本实施例提供一种内生析出TiC颗粒增强不锈钢基复合材料，其基体化学组成按照重量百分含量包括C：1.0％，Ti：4.1％，Cr：18％，Ni：15％，Mo：2.0％，Mn：1.5％，Si：1.0％，N≤0.30％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该不锈钢基复合材料生成TiC增强颗粒的体积分数为9.6％，最大粒径为480nm。
该不锈钢基复合材料的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相原料的总质量之比为100：5.0，增强相原料包括钛铁合金和碳粉，步骤S1中的熔融温度1520℃，初步脱氧的温度1570℃，时间12分钟，深度脱氧的温度1610℃，时间18分钟；步骤S2中的熔融温度1620℃；步骤S3中熔体转移前的温度1580℃，气雾化装置中中频感应炉预热温度为1560℃，熔体转移后的温度1580℃；步骤S4中的高压气体压力为6.0MPa；步骤S5中单轴向压力500MPa，保压时间15秒；步骤S6中网带行进速度120毫米/秒，780℃预烧30分钟，1100℃高温烧结90分钟。
实施例4
本实施例与实施例3的区别仅在于：不锈钢基体的化学组成包括：1％的C、3.6％的Ti、18％的Cr、12％的Ni、1.2％的Mo、0.5％的Mn、0.6％的Si、≤0.30％的N、≤0.03％的S以及≤0.03％的P，余量为Fe和不可避免的杂质元素；TiC颗粒在不锈钢基体中的体积分数为6.9％，最大粒径为340nm。
该不锈钢基复合材料的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相原料的总质量之比为100：3.4，增强相原料包括钛铁合金和碳粉，步骤S1中的熔融温度1530℃，初步脱氧的温度1560℃，时间15分钟，深度脱氧的温度1600℃，时间18分钟；步骤S2中的熔融温度1620℃；步骤S3中熔体转移前的温度1550℃，气雾化装置中中频感应炉预热温度为1560℃，熔体转移后的温度1580℃；步骤S4中的高压气体压力为6.0MPa；步骤S5中单轴向压力550MPa，保压时间15秒；步骤S6中网带行进速度116毫米/秒，785℃预烧30分钟，1100℃高温烧结120分钟。
实施例5
本实施例提供一种内生析出TiB2颗粒增强不锈钢基复合材料，其基体化学组成按照重量百分含量包括C：0.01％，B：0.8％，Ti：1.8％，Cr：15％，Ni：10％，Mo：0.5％，Mn：0.2％，Si：0.3％，N≤0.30％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该不锈钢基复合材料生成TiB2增强颗粒的体积分数为4.5％，最大粒径为376nm。
该不锈钢基复合材料的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相原料的总质量之比为100：2.4，增强相原料包括硼铁合金和碳粉，步骤S1中的熔融温度1500℃，初步脱氧的温度1510℃，时间15分钟，深度脱氧的温度1500℃，时间25分钟；步骤S2中的熔融温度1520℃；步骤S3中熔体转移前的温度1500℃，气雾化装置中中频感应炉预热温度为1540℃，熔体转移后的温度1540℃；步骤S4中的高压气体压力为6.5MPa；步骤S5中单轴向压力600MPa，保压时间30秒；步骤S6中网带行进速度90毫米/秒，800℃预烧30分钟，1100℃高温烧结150分钟。
实施例6
本实施例提供一种内生析出TiB2颗粒增强不锈钢基复合材料，其基体化学组成按照重量百分含量包括C：0.05％，B：2.5％，Ti：6.1％，Cr：15％，Ni：10％，Mo：0.5％，Mn：0.2％，Si：1.0％，N≤0.30％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该不锈钢基复合材料生成TiB2增强颗粒的体积分数为14.9％，最大粒径为408nm。
该不锈钢基复合材料的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相原料的总质量之比为100：7.5，增强相原料包括硼铁合金和碳粉，步骤S1中的熔融温度1550℃，初步脱氧的温度1560℃，时间15分钟，深度脱氧的温度1580℃，时间25分钟；步骤S2中的熔融温度1600℃；步骤S3中熔体转移前的温度1540℃，气雾化装置中中频感应炉预热温度为1560℃，熔体转移后的温度1580℃；步骤S4中的高压气体压力为7.5MPa；步骤S5中单轴向压力600MPa，保压时间30秒；步骤S6中网带行进速度100毫米/秒，850℃预烧30分钟，1130℃高温烧结180分钟。
实施例7
本实施例提供一种内生析出TiB2颗粒增强不锈钢基复合材料，其基体化学组成按照重量百分含量包括C：0.05％，B：1.5％，Ti：3.0％，Cr：25％，Ni：15％，Mo：2.0％，Mn：0.5％，Si：1.0％，N≤0.30％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该不锈钢基复合材料生成TiB2增强颗粒的体积分数为8.6％，最大粒径为267nm。
该不锈钢基复合材料的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相原料的总质量之比为100：4.8，增强相原料包括硼铁合金和碳粉，步骤S1中的熔融温度1500℃，初步脱氧的温度1520℃，时间15分钟，深度脱氧的温度1570℃，时间22分钟；步骤S2中的熔融温度1590℃；步骤S3中熔体转移前的温度1560℃，气雾化装置中中频感应炉预热温度为1580℃，熔体转移后的温度1580℃；步骤S4中的高压气体压力为6.5MPa；步骤S5中单轴向压力450MPa，保压时间25秒；步骤S6中网带行进速度100毫米/秒，750℃预烧30分钟，1100℃高温烧结300分钟。
实施例8
本实施例提供一种内生析出TiC和TiB2颗粒增强不锈钢基复合材料，其基体化学组成按照重量百分含量包括C：0.2％，B：0.5％，Ti：2.0％，Cr：17％，Ni：11％，Mo：0.2％，Mn：0.2％，Si：0.4％，N≤0.30％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该不锈钢基复合材料生成TiC和TiB2增强颗粒的体积分数为2.1％和1.7％，最大粒径分别为256nm和210nm。
该不锈钢基复合材料的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相原料的总质量之比为100：2.1，增强相原料包括钛铁合金、硼铁合金和碳粉，步骤S1中的熔融温度1520℃，初步脱氧的温度1540℃，时间15分钟，深度脱氧的温度1570℃，时间22分钟；步骤S2中的熔融温度1590℃；步骤S3中熔体转移前的温度1570℃，气雾化装置中中频感应炉预热温度为1580℃，熔体转移后的温度1580℃；步骤S4中的高压气体压力为7.5MPa；步骤S5中单轴向压力400MPa，保压时间25秒；步骤S6中网带行进速度100毫米/秒，750℃预烧30分钟，1100℃高温烧结240分钟。
实施例9
本实施例提供一种内生析出TiC和TiB2颗粒增强不锈钢基复合材料，其基体化学组成按照重量百分含量包括C：0.7％，B：0.6％，Ti：4.1％，Cr：17％，Ni：11％，Mo：0.2％，Mn：0.2％，Si：0.8％，N≤0.30％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该不锈钢基复合材料生成TiC和TiB2增强颗粒的体积分数为6.7％和3.2％，最大粒径分别为370nm和205nm。
该不锈钢基复合材料的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相原料的总质量之比为100：4.8，增强相原料包括钛铁合金、硼铁合金和碳粉，步骤S1中的熔融温度1520℃，初步脱氧的温度1510℃，时间15分钟，深度脱氧的温度1540℃，时间22分钟；步骤S2中的熔融温度1590℃；步骤S3中熔体转移前的温度1570℃，气雾化装置中中频感应炉预热温度为1580℃，熔体转移后的温度1580℃；步骤S4中的高压气体压力为7.5MPa；步骤S5中单轴向压力400MPa，保压时间25秒；步骤S6中网带行进速度100毫米/秒，750℃预烧30分钟，1100℃高温烧结300分钟。
实施例10
本实施例提供一种内生析出TiC和TiB2颗粒增强不锈钢基复合材料，其基体化学组成按照重量百分含量包括C：0.9％，B：1.3％，Ti：6.1％，Cr：25％，Ni：20％，Mo：2.0％，Mn：0.5％，Si：1.0％，N≤0.30％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。该不锈钢基复合材料生成TiC和TiB2增强颗粒的体积分数为8.1％和7.2％，最大粒径分别为387nm和395nm。
该不锈钢基复合材料的制备步骤与实施例1相同，所不同之处在于，钢材、硅铁、生铁、镍材、铬铁的总质量与增强相原料的总质量之比为100：8.2，增强相原料包括钛铁合金、硼铁合金和碳粉，步骤S1中的熔融温度1520℃，初步脱氧的温度1520℃，时间15分钟，深度脱氧的温度1550℃，时间22分钟；步骤S2中的熔融温度1580℃；步骤S3中熔体转移前的温度1570℃，气雾化装置中中频感应炉预热温度为1580℃，熔体转移后的温度1580℃；步骤S4中的高压气体压力为7.5MPa；步骤S5中单轴向压力450MPa，保压时间25秒；步骤S6中网带行进速度100毫米/秒，750℃预烧30分钟，1100℃高温烧结240分钟。
对比例1
本对比例提供一种内生TiC颗粒增强不锈钢基复合材料，该内生TiC颗粒增强不锈钢基复合材料的制备方法与实施例1中的原料以及部分制备步骤(S1、S2)基本相同，所不同之处，在于不包括步骤S3-S6，增加了浇铸(1420℃)及均匀化处理(1150℃/3h)步骤。
对比例2
本对比例提供一种内生陶瓷颗粒增强不锈钢基复合材料，该内生陶瓷颗粒增强不锈钢基复合材料的制备方法与实施例2中的原料以及部分制备步骤(S1、S2)基本相同，所不同之处，在于不包括步骤S3-S6，增加了浇铸(1390℃)及均匀化处理(1150℃/3h)步骤。所得复合材料内部陶瓷颗粒的平均粒径为35μm。
对比例3
本对比例提供一种内生TiC和TiB2颗粒增强不锈钢基复合材料，该内生析出颗粒增强不锈钢基复合材料的制备方法与实施例8中的原料以及部分制备步骤(S1、S2)基本相同，所不同之处，在于不包括步骤S3-S6，增加了浇铸(1400℃)及均匀化处理(1160℃/4h)步骤。所得复合材料内部陶瓷颗粒的平均粒径为45μm。
试验例
根据《GB/T 3851-2015》方法对上述实施例1-10以及对比例1-3制备得到的不锈钢基复合材料的性能进行检测，检测结果参见表1和附图1。
表1内生颗粒增强不锈钢基复合材料的性能结果
硬度(HV) 抗拉强度(MPa) 延伸率(％)
实施例1 210 680 35
实施例2 265 852 19
实施例3 270 860 23
实施例4 261 848 21
实施例5 246 782 29
实施例6 250 800 18
实施例7 274 879 30
实施例8 218 701 32
实施例9 265 849 17
实施例10 252 810 15
对比例1 165 530 15
对比例2 205 660 11
对比例3 192 618 12
通过表1可以看出，本申请实施例提供的不锈钢基复合材料较相应对比例在硬度、抗拉强度以及延伸率方面均同时具有更优的性能。
图1为实施例1中内生TiC颗粒增强不锈钢基复合材料粉体表征图，其中，(a)代表复合粉体结构图，(b)为粉体粒度分布图，(c)为复合粉体的截面图，(d)为(c)的局部放大图。由图1可以看出：经过气雾化后，复合材料粉末球形度良好，平均粒径为40μm，对复合材料粉末的剖面观察可以发现内部均匀析出细小的TiC陶瓷颗粒，TiC颗粒的尺寸远小于1μm。
图2为实施例1制备的内生TiC颗粒增强不锈钢基复合材料的金相图，该图显示：经过烧结好，复合材料块体材料具有很高的致密性，同时TiC陶瓷颗粒无长大和团聚现象。
综上所述，本申请制备的析出相增强的不锈钢基复合材料具有陶瓷和金属两相组织，陶瓷相为微、纳双尺度增强颗粒，通过该方法可有效调控TiC和/或TiB2硬质增强颗粒的尺寸、密度和分布等参数，大幅提高了不锈钢基复合材料的屈服强度，显著提高其硬度和摩擦磨损性能；同时，增强颗粒能使不锈钢基体保持较高的塑性。
本申请制备的析出相增强不锈钢基复合材料中，TiC和/或TiB2颗粒的体积分数为3.3-15.9％，体积分数分布范围较大，所采用的“熔炼复合材料-制备复合粉体-粉末冶金成形”方法通过合理使用现有的、成熟的工业技术，能够保证第二相颗粒在不锈钢基体内的均匀弥散分布，有效解决原位内生第二相颗粒增强不锈钢基复合材料在凝固过程中颗粒易在枝晶及二次枝晶间聚集，进而形成团聚的问题；此外，通过原位内生的方法将第二相颗粒引入复合材料可使陶瓷硬质增强颗粒与不锈钢基体的界面结合良好，不存在污染、润湿性等问题，最终保证了不锈钢基复合材料具有良好的综合性能。
在熔体冶炼过程中，通过分步脱氧实现有效脱氧，控制原料配和温度，保证熔体内第二相陶瓷颗粒控制在目标体积分数和粒径范围，以及第二相颗粒在不锈钢熔体中的均匀分布；在复合粉体制备过程中，通过合理控制气雾化过程中的雾化温度及雾化压力，进一步保证第二相颗粒的体积分数、颗粒粒径以及第二相颗粒在球形粉中的弥散分布。
通过合理控制不锈钢基体的化学组成，不添加稀土(Y、Ce等)、W、V、Nb等高成本元素，降低该复合材料的制备成本。
以上仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (11)

1.一种不锈钢基复合材料，其特征在于，所述不锈钢基复合材料由不锈钢基体和原位内生引入的增强相复合而成；
其中，所述增强相在所述不锈钢基复合材料中的体积分数为3.3-14.9%，所述增强相包括TiC颗粒和TiB2颗粒中的至少一种，所述增强相的颗粒粒径不大于1μm；
所述不锈钢基体的制备原料包括钢材、硅铁、生铁、镍材和铬铁；所述TiC颗粒的制备原料包括碳粉和钛铁合金粉，所述碳粉与所述钛铁合金粉的质量比为1:15-20；所述TiB2颗粒的制备原料包括硼铁合金粉和钛铁合金粉，所述硼铁合金粉与所述钛铁合金粉的质量比为1:1.5-2.5；
所述不锈钢基复合材料的制备方法包括：将不锈钢基体与增强相的制备原料共同制备不锈钢基复合材料的金属熔体，将所述金属熔体制备成金属复合粉末，随后再将所述金属复合粉末制备成所述不锈钢基复合材料；其中，金属熔体的制备过程中，所述不锈钢基体中原位内生引入所述增强相；
所述金属熔体的制备包括以下步骤：对钢材、硅铁和生铁熔融得到第一熔融液，澄清后进行初步脱氧处理至所述第一熔融液中氧含量小于40ppm；将初步脱氧处理后的所述第一熔融液与镍材和铬铁混合熔融得到第二熔融液，澄清后进行深度脱氧处理至所述第二熔融液中氧含量小于15ppm；将深度脱氧处理后的所述第二熔融液与所述增强相的制备原料混合熔融以形成具有所述增强相的金属熔体；所述钢材、所述硅铁、所述生铁、所述镍材、所述铬铁的总质量与所述增强相的制备原料的总质量之比为100:2.0-8.5；初步脱氧处理包括：向所述第一熔融液中加入第一铝材，于1480-1620℃条件下脱氧处理10-15分钟；所述第一熔融液与所述第一铝材的质量比为300-500:1；深度脱氧处理包括：向所述第二熔融液中加入第二铝材，于1500-1640℃条件下脱氧处理15-25分钟；所述第二熔融液的质量与所述第二铝材的质量比为500-800:1；深度脱氧处理后的所述第二熔融液与所述增强相的制备原料进行混合熔融是于1520-1650℃的条件下进行；
采用高压气雾化方式将所述金属熔体制备成金属复合粉末；高压气雾化的工艺条件包括：所述金属熔体转入气雾化装置之前的温度为1500-1620℃；所述金属熔体转入气雾化装置之后的温度为1540-1700℃；雾化压力为4.0-8.5MPa；气雾化的喷嘴为限制式喷嘴；
采用粉末冶金方式将所述金属复合粉末制备成所述不锈钢基复合材料；粉末冶金过程包括：将所述金属复合粉末在室温下采用单轴向模压成型，然后将成形的生坯放入网带式烧结炉中，在保护气体的保护下，网带以恒定的速度行进，通过预烧段、烧结段和冷却段，出炉后得到所述不锈钢基复合材料；室温模压成形参数包括：单轴向压力为300-600MPa，保压时间为10-120秒；所述保护气体为氮气；所述网带的运行速度为80-150mm/s；预烧段温度为750-850℃，时间为10-30分钟；烧结段温度为1050-1150℃，时间为60-300分钟。
2.根据权利要求1所述的不锈钢基复合材料，其特征在于，所述增强相在所述不锈钢基复合材料中的体积分数为5.1-9.8%；
优选地，所述增强相的颗粒主要为纳米尺寸。
3.根据权利要求1所述的不锈钢基复合材料，其特征在于，所述不锈钢基体的制备原料中，所述钢材采用废钢，所述镍材中采用镍含量为15-25wt%的镍铁或纯度99%以上的纯镍，所述铬铁中铬含量为50-55wt%，所述硅铁中硅含量为63-68wt%；
或，增强相的制备原料中，所述碳粉的纯度不低于99%，所述钛铁合金中含钛量为20-25wt%，所述硼铁合金中含硼量为15-20wt%。
4.根据权利要求1所述的不锈钢基复合材料，其特征在于，按重量百分数计，当所述增强相为TiC颗粒时，所述不锈钢基体的化学组成包括：0.1-1.7%的C、1.8-6.1%的Ti、11-32%的Cr、3.5-22%的Ni、0.2-3.0%的Mo、0.1-2.0%的Mn、0.2-1.0%的Si、≤0.30%的N、≤0.03%的S以及≤0.03%的P，余量为Fe和不可避免的杂质元素；
当所述增强相为TiB2颗粒时，所述不锈钢基体的化学组成包括：0.01-0.05%的C、0.1-2.5%的B、1.8-6.1%的Ti、11-32%的Cr、3.5-22%的Ni、0.2-3.0%的Mo、0.1-2.0%的Mn、0.2-1.0%的Si、≤0.30%的N、≤0.03%的S以及≤0.03%的P，余量为Fe和不可避免的杂质元素；
当所述增强相为TiC颗粒和TiB2颗粒时，所述不锈钢基体的化学组成包括：0.01-1.5%的C、0.1-1.3%的B、1.8-6.1%的Ti、11-32%的Cr、3.5-22%的Ni、0.2-3.0%的Mo、0.1-2.0%的Mn、0.2-1.0%的Si、≤0.30%的N、≤0.03%的S以及≤0.03%的P，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
5.根据权利要求1-4任一项所述的不锈钢基复合材料，其特征在于，所述不锈钢基复合材料的硬度为210-274HV，抗拉强度为680-879MPa，延伸率为15-35%。
6.如权利要求1-5任一项所述不锈钢基复合材料的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：将不锈钢基体与增强相的制备原料共同制备不锈钢基复合材料的金属熔体，将所述金属熔体制备成金属复合粉末，随后再将所述金属复合粉末制备成所述不锈钢基复合材料；其中，金属熔体的制备过程中，所述不锈钢基体中原位内生引入所述增强相；
所述金属熔体的制备包括以下步骤：对钢材、硅铁和生铁熔融得到第一熔融液，澄清后进行初步脱氧处理至所述第一熔融液中氧含量小于40ppm；将初步脱氧处理后的所述第一熔融液与镍材和铬铁混合熔融得到第二熔融液，澄清后进行深度脱氧处理至所述第二熔融液中氧含量小于15ppm；将深度脱氧处理后的所述第二熔融液与所述增强相的制备原料混合熔融以形成具有所述增强相的金属熔体；所述钢材、所述硅铁、所述生铁、所述镍材、所述铬铁的总质量与所述增强相的制备原料的总质量之比为100:2.0-8.5；初步脱氧处理包括：向所述第一熔融液中加入第一铝材，于1480-1620℃条件下脱氧处理10-15分钟；所述第一熔融液与所述第一铝材的质量比为300-500:1；深度脱氧处理包括：向所述第二熔融液中加入第二铝材，于1500-1640℃条件下脱氧处理15-25分钟；所述第二熔融液的质量与所述第二铝材的质量比为500-800:1；深度脱氧处理后的所述第二熔融液与所述增强相的制备原料进行混合熔融是于1520-1650℃的条件下进行；
采用高压气雾化方式将所述金属熔体制备成金属复合粉末；高压气雾化的工艺条件包括：所述金属熔体转入气雾化装置之前的温度为1500-1620℃；所述金属熔体转入气雾化装置之后的温度为1540-1700℃；雾化压力为4.0-8.5MPa；气雾化的喷嘴为限制式喷嘴；
采用粉末冶金方式将所述金属复合粉末制备成所述不锈钢基复合材料；粉末冶金过程包括：将所述金属复合粉末在室温下采用单轴向模压成型，然后将成形的生坯放入网带式烧结炉中，在保护气体的保护下，网带以恒定的速度行进，通过预烧段、烧结段和冷却段，出炉后得到所述不锈钢基复合材料；室温模压成形参数包括：单轴向压力为300-600MPa，保压时间为10-120秒；所述保护气体为氮气；所述网带的运行速度为80-150mm/s；预烧段温度为750-850℃，时间为10-30分钟；烧结段温度为1050-1150℃，时间为60-300分钟。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，金属熔体转入气雾化装置之前，还包括以1520-1650℃的预热温度对气雾化装置中的中频感应炉进行预热。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述金属复合粉末的粒度为20-50μm。
9.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，冷却段采用水套冷却方式。
10.如权利要求1-5任一项所述不锈钢基复合材料的应用，其特征在于，所述不锈钢基复合材料用于制备结构部件。
11.一种结构部件，其特征在于，所述结构部件的加工原料包括权利要求1-5任一项所述不锈钢基复合材料。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114959413B (zh) * 2022-06-14 2023-03-14 广东省科学院新材料研究所 不锈钢基复合材料及其增材制造方法、应用
CN115558866A (zh) * 2022-10-24 2023-01-03 东北大学 大尺寸氧化物陶瓷颗粒增强不锈钢复合材料、制备与应用

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4220689A (en) * 1979-01-26 1980-09-02 Armco Inc. Galling resistant austenitic stainless steel powder product
US5856625A (en) * 1995-03-10 1999-01-05 Powdrex Limited Stainless steel powders and articles produced therefrom by powder metallurgy
CN110952028A (zh) * 2019-12-19 2020-04-03 广东省材料与加工研究所 内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢及其制备方法
CN113136531A (zh) * 2021-04-15 2021-07-20 鞍钢股份有限公司 一种粉末冶金不锈钢及其制备方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4220689A (en) * 1979-01-26 1980-09-02 Armco Inc. Galling resistant austenitic stainless steel powder product
US5856625A (en) * 1995-03-10 1999-01-05 Powdrex Limited Stainless steel powders and articles produced therefrom by powder metallurgy
CN110952028A (zh) * 2019-12-19 2020-04-03 广东省材料与加工研究所 内生析出增强相的Cr-Ni系奥氏体耐热钢及其制备方法
CN113136531A (zh) * 2021-04-15 2021-07-20 鞍钢股份有限公司 一种粉末冶金不锈钢及其制备方法

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