CN113913589A - 一种高耐磨合金钢锻件的制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开一种高耐磨合金钢锻件的制备方法，属于耐磨材料制备技术领域。本发明通过成分设计、热锻变形以及后续的热处理工艺，使合金化中碳钢组织中产生了大量弥散分布的多尺度(Ti，Mo)C颗粒以及细小的贝马复相组织，大尺寸的微米级(Ti，Mo)C颗粒可以有效抵抗磨粒的微切削作用，小尺寸的亚微米级(Ti，Mo)C颗粒与细小的贝马组织可以增强基体的屈服强度，从而提升基体抵抗变形的能力，加强对大尺寸(Ti，Mo)C颗粒的支撑作用，显著提高了材料的耐磨性。
Description
技术领域
本发明涉及一种高耐磨合金钢锻造衬板的制备方法，属于耐磨材料制备技术领域。
背景技术
机械零件失效原因中磨损是其中一个主要的原因，机械零件的磨损所导致的材料和能源的损耗是相当惊人的；大量耐磨材料应用于矿山、煤炭、冶金、化工等部门，在这些行业中由于材料的磨损失效造成了大量的经济损失；因此耐磨材料的开发对于技术积累和经济增长都是十分有利的。
近年来，已有多种合金耐磨钢衬板广泛应用于制造、采矿和冶金等部门，包括XAR500、NM500、HARDOX450等。通常情况下，钢铁材料的耐磨性与其硬度成正比关系，而提高钢铁硬度的方法往往是通过增加钢中的碳或铬的含量。然而钢中较高的碳和铬含量会剧烈恶化材料的可加工性和可焊接性，同时会明显降低材料的塑性和韧性。因此需要通过其他方法在不损害钢材可加工性和可焊接性的前提下来提高其耐磨性。以前公开的多种发明专利已证明通过在金属基体上复合硬质颗粒可以有效提高材料的耐磨性，这些硬质颗粒包括TiC、WC、NbC、Al2O3、ZrO3、TiN等。
但在实际生产过程中，在钢中获得颗粒大小可控且均匀的碳化物是较为困难的。传统的铸造加热处理的方法可以获得大量碳化物，但碳化物尺寸不可控且极易聚集，这些聚集的大尺寸碳化物在后期服役过程中容易成为裂纹萌生点而导致材料力学性能恶化。针对这种情况，形变诱导碳化物析出的方法被广泛采用。在钢坯冷却过程中进行大变形可以促进碳化物形核，同时大变形可以破碎凝固析出的大尺寸碳化物，使之尺寸变小且分布均匀。通过调控变形参数可以进一步调控碳化物尺寸分布，比如TiC粒子独特的“微米-亚微米-纳米”三峰分布特征。微米级TiC颗粒来源于在凝固末期发生的L→γ+TiC共晶反应，亚微米TiC颗粒主要是从凝固后的高温奥氏体中析出，而纳米级TiC颗粒主要是在形变过程中通过形变诱导析出方式从奥氏体中析出。然而，传统的变形多以轧制为主，这就导致了其设备成本高，且无法生产衬板这种一次成型的耐磨工件。
因此，针对一次成型的耐磨工件，本发明提供了一种基于锻造变形诱导碳化物析出工件的制造方法。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高耐磨合金钢锻件的制备方法，通过合金元素的设计并结合熔炼锻造和后续热处理过程，使合金中碳钢组织中产生多尺度(Ti，Mo)C颗粒和细小的贝马复相组织；具体包括以下步骤：
(1)真空熔炼：按照设计成分称取纯铁、铝块、锰铁、铬铁、钛铁、硅铁、钼铁、钒粒、镍板、石墨电极块、硼铁，真空熔炼后得到金属锭，将脱模后的金属锭加温至850～950℃并保温0.5～1h，保温结束后将金属锭锻造成铸锭后冷却至室温。
(2)锻造处理：将铸锭以50～100℃/h加热至1000～1200℃保温0.5～2h，随后以5～10℃/s的速度降温至850～950℃后保温10～30min后进行锻造，锻造分为两道次变形，两道次变形时间间隔为0.5～1.5h，变形速率为0.5～1/s；热锻完成后进行淬火处理，冷却速度5～10℃/s。
(3)锻后热处理：将衬板以50～100℃/h加热至600～700℃并保温1h以上，再以40～60℃/h的速率加热至850～900℃并保温2h以上，再以5～10℃/s的速率冷却至310～360℃并保温2h以上，保温结束后冷却至室温。
所述合金钢的原料化学成分的质量百分比为C:0.3％～0.4％、B:0.001～0.005％、Si:1.5％～2％、Mn:1.8％～2.0％、Cr:1.3％～1.4％、Ti:0.2％～0.6％、V:0.04％～0.06％、Mo:0.35％～0.4％、Ni:0.70％～0.8％、Cu:0.3～0.4％、N:0.005～0.01％、Al:0.4～0.6％，其余为Fe和残余的微量杂质。
优选的，本发明所述Al、Ti、B三种合金元素的加入顺序为铝块充分脱氧后加入钛铁固氮，最后加入硼铁。
优选的，本发明步骤(3)中加热后冷却方式为喷淋冷却。
优选的，本发明步骤(1)中金属锭锻造成铸锭的压缩比为1.5～1.8。
优选的，本发明步骤(2)中第一道次变形的压缩比为5.5～6.0。
优选的，本发明步骤(2)中第二道次变形的压缩比为1.6～2.0。
本发明的原理：
本发明通过设计Ti-Mo-V中碳合金钢成分并采用真空熔炼、锻造成形以及QP处理的工艺流程，最终获得的合金钢组织中产生了数量较多的多尺寸(Ti，Mo)C硬质颗粒和细小的贝马复相基体组织。
在成分设计中加入少量的N元素可以在铸坯冷却过程中先形成一部分TiN，为之后的(Ti，Mo)C析出提供异质形核点，从而获得大量弥散分布的多尺寸(Ti，Mo)(C，N)硬质颗粒。
在制备过程采用一次制坯加两道次锻压变形。采用较低的锻造温度，同时每个锻压变形之间均间隔一段时间，为(Ti，Mo)C硬质颗粒的沉淀析出提供了一定的热力学条件，促进钢中(Ti，Mo)C硬质颗粒的沉淀析出；而每阶段间隔一段时间可以为(Ti，Mo)C硬质颗粒的沉淀析出提供一定的动力学条件，增加(Ti，Mo)C硬质颗粒的沉淀析出数量，促进析出过程进行的充分。
在后续热处理过程中，采用较低的等温温度会增加贝氏体形核驱动力，从而能够得到细密的贝氏体组织；同时，采用较低的等温温度可以降低奥氏体中的碳分配速率，从而降低奥氏体稳定性，在等温和等温后的降温过程中可以转变成更多的贝马复相，增强基体性能。
在磨料磨损过程中，大尺寸的(Ti，Mo)C硬质颗粒可以抵抗磨粒的微切削作用，防止磨粒嵌入基体；当磨粒在基体某处嵌入并发生滑动切削时，(Ti，Mo)C硬质颗粒可以阻碍磨粒的滑动切削；小尺寸的(Ti，Mo)C颗粒与细小的贝马复相可以增强基体的屈服强度，提高其抵抗变形的能力，为(Ti，Mo)C硬质颗粒提供更好的支撑作用，防止大尺寸硬质颗粒在持续受到外力作用时发生脱落。
本发明的有益效果：
(1)本发明所述方法在成分设计、锻造成型和后续热处理过程中以不损害钢材的可加工性和可焊接性为前提，并充分考虑了生产过程的简便性及生产成本的经济性，通过工业上常用的锻造成型手段在合金钢组织中产生数量较多的多尺寸(Ti，Mo)C硬质颗粒和细小的贝马基体组织来提高钢材的耐磨料磨损性能。
(2)本发明所述方法成熟可靠，成本较低，利于大规模工业化生产；通过三个阶段的锻造过程和后续的等温处理使最终得到的钢组织中获得了大量的多尺度(Ti，Mo)C硬质颗粒和细小的贝马复相基体组织，(Ti，Mo)C颗粒可以抵抗磨粒的微切削作用，细小的贝马复相基体组织可以起到增强基体的作用，使钢材的耐磨料磨损性能大幅度提高。
(3)本发明所述合金钢其主要合金元素为Ti，由于我国钛矿资源丰富且储量较大，使生产成本大大降低；同时由于Ti在钢中是强碳氮化物形成元素，易于生成尺寸较大、分布均匀的硬质碳化物颗粒，降低了生产难度。
(4)本发明热处理降温冷却过程采用喷淋冷却淬火工艺，避免了传统油淬带来的环境污染与成本问题，同时也避免了传统水淬产生的气膜造成的冷却不均匀的问题。
附图说明
图1是本发明的工艺流程图。
图2是实施例1中合金化锻造衬板中贝马复相基体组织的金相图。
图3是实施例1中合金化锻造衬板中微米级(Ti，Mo)C沉淀物SEM图。
图4是实施例1中合金化锻造衬板中亚微米级(Ti，Mo)C沉淀物SEM图。
图5是对比实施例1中合金化锻造衬板SEM金相图。
图6是对比实施例2中合金化锻造衬板金相图。
图7是对比实施例3中合金化锻造衬板SEM金相图。
图8是对比实施例3与实施例1的拉伸实验对比图。
具体实施方式
下面结合附图及具体实施例为本发明做进一步的详细说明，但本发明的保护范围并不限于所述内容。
实施例1
一种耐磨合金化锻造衬板的制备方法，参见图1，所述合金钢的化学成分与质量百分比计：C:0.31％、B:0.002％、Si:1.8％、Mn:1.8％、Cr:1.3％、Ti:0.3％、V:0.05％、Mo:0.35％、Ni:0.75％、Cu:0.35％、N:0.006％、Al:0.4％，其余为Fe和残余的微量杂质，合金钢锻件尺寸为800mm×50mm×60mm，所述具体工艺流程包括：
(1)真空熔炼：采用100kg真空感应炉，备料：按照设计成分称取纯铁、锰铁、铬铁、钛铁、硅铁、钼铁、铜粉、钒粒、镍板、铝块、硼粉、石墨电极块。熔化：将纯铁和石墨电极块装入预先干燥过的内置坩埚中，将真空感应炉抽真空度达10Pa，开始熔炼，直至纯铁完全熔化，此时测量钢水温度范围达1550℃；合金化：从真空炉炉底吹入氩气进行保护，至真空度达2000Pa，加入铬铁、锰铁、钼铁、硅铁、铜粉、硼铁，熔炼15min待炉料熔化均匀后加入铝块进行脱氧，5min后依次加入钛铁和钒铁，此时金属液温度达1550℃，最后加入硼铁。
化学分析：对金属液进行取样并对样品进行化学直读光谱分析，并根据分析结果适当调整金属液化学成分至设计成分范围；凝固：金属液在达到预定化学成分后关闭熔炼炉电源，金属液随炉进行冷却，冷却时间为2h；脱模：撤去炉底板，将内置坩埚与炉壳分离，打碎坩埚后取出金属锭并清除氧化表皮；锻造：将脱模后的金属锭加温至950℃并保温30min，保温结束后将金属锭锻成圆柱铸锭，压下比为1.62。
(2)锻造成型：将铸锭以50℃/h的速度升温至1200摄氏度并保温1h，再以10℃/s的速度降温至900℃后进行镦粗，压下比为5.97，再进行第二道次变形，锻造成锻坯，压下比为1.98，两道次变形时间间隔为1h，变形速率为0.8/s；热锻完成后进行淬火处理，冷却速度8℃/s。
(3)锻后热处理：将锻造成型后的衬板以50℃/h的速度升温至650℃保温1h，再以50℃/h的速率升温至870℃保温2h，然后用喷淋冷却的方式以10℃/s的速率冷却至320℃等温3h后随炉冷却至室温。
由金相图(图2)和SEM图(图3)分析可知，本发明实施例的到的合金钢锻件基体中分布着细密的贝马复相组织。由SEM图(图3，图4)可知基体中分布着尺度范围从几百纳米至十几微米的(Ti，Mo)C沉淀物颗粒；其中大尺寸颗粒形状多为不规则块状，小尺寸颗粒多为球状。在磨料磨损过程中，大尺寸的(Ti，Mo)C硬质颗粒可以抵抗磨粒的微切削作用，防止磨粒嵌入基体；当磨粒在基体某处嵌入并发生滑动切削时，(Ti，Mo)C硬质颗粒可以阻碍磨粒的滑动切削；小尺寸的(Ti，Mo)C颗粒与细小的贝马复相可以增强基体的屈服强度，提高其抵抗变形的能力，为(Ti，Mo)C硬质颗粒提供更好的支撑作用，防止大尺寸硬质颗粒在持续受到外力作用时发生脱落。
对比实施例1
本实施例的步骤(1)和步骤(3)与实施例1相同，不同在于步骤(2)中的锻造成型过程为高温单道次大压下锻造，具体为：将铸坯以50℃/h的速率加热至1100℃保温1h后进行镦粗拔长成型，压下比为6.8。锻造结束后进行水淬处理，冷却速度为10℃/s。
由金相图(图5)可知，获得的材料组织粗大，且无明显碳化物析出。由表1可知，在冲击磨损工况下，对比实施例1的磨损量大于实施例1，这是由于没有碳化物的阻碍切削作用与基体的强化作用，从而导致材料耐磨性能下降。
通过对比可知，本发明通过在(Ti，Mo)C析出动力学最佳温度即850～950℃进行锻造可以有效提高碳化物析出数量，同时采用多道次锻造可以有效细化晶粒，使基体组织得到增强，从而使耐磨性增加。
对比实施例2
本实施例的步骤(1)和步骤(2)与实施例1相同，不同在于步骤(3)的锻后热处理过程，具体为：将试样加热至850℃后直接进行水淬处理。由金相图(图6)可知，得到的组织为粗大的马氏体组织，由表1可知，在冲击磨损工况下，对比实施例2的磨损量大于实施例1，这是由于大量的马氏体硬脆相组织不利于抵抗冲击，从而造成冲击磨损性能的下降。
通过对比可知，本发明的热处理过程通过在较低的贝氏体相变温度区(310～360℃)进行等温处理可以获得综合力学性能更好的贝马复相组织，从而获得更好的耐磨性。
表1实施例1与对比实施例1，2的冲击磨损性能对比
对比实施例3
本实施例的步骤与实施例1相同，不同在于成份为C:0.31％、B:0.002％、Si:1.8％、Mn:1.8％、Cr:1.3％、Ti:0.3％、V:0.05％、Mo:0.35％、Ni:0.75％、Cu:0.35％、Al:0.4％。
由金相图(图7)可知，由于在熔炼过程中没有加入一定量的N元素，使得碳化物的尺寸粗大且分布聚集；在后续的锻造过程中，粗大的碳化物破碎导致裂纹缺陷的产生，从而导致力学性能的下降(图8)。
通过对比可知，本发明在成分设计上通过加入一定量的N元素，使得碳化物更为细小且弥散；相比于不加N时粗大的碳化物来说，在锻造变形过程中不易破碎产生缺陷裂纹，从而使力学性能得到提高。
实施例2
一种耐磨合金化锻造衬板的制备方法，参见图1，所述合金钢的化学成分与质量百分比计：C:0.35％、B:0.001％、Si:2％、Mn:1.9％、Cr:1.4％、Ti:0.2％、V:0.06％、Mo:0.38％、Ni:0.8％、Cu:0.3％、N:0.001％、Al:0.6％，其余为Fe和残余的微量杂质；合金钢锻件尺寸为800mm×50mm×60mm，所述具体工艺流程包括：
(1)真空熔炼与化学分析过程同实施例1，将脱模后的金属锭加温至850℃并保温60min，保温结束后将金属锭锻成圆柱铸锭，压下比为1.8。
(2)锻造成型：将铸锭以100℃/h的速度升温至1000摄氏度并保温2h，再以8℃/s的速度降温至950℃后进行镦粗，压下比为5.5，再进行第二道次变形，锻造成锻坯，压下比为1.8，两道次变形时间间隔为1.5h，变形速率为0.5/s；热锻完成后进行淬火处理，冷却速度10℃/s。
(3)锻后热处理：将锻造成型后的衬板以100℃/h的速度升温至700℃保温1h，再以60℃/h的速率升温至900℃保温2h，然后用喷淋冷却的方式以8℃/s的速率冷却至340℃等温2h后随炉冷却至室温。
本实施例得到的衬板结构和性能与实施例1相似，碳化物分布均匀，组织均匀且细密，耐磨性能得到提升。
实施例3
一种耐磨合金化锻造衬板的制备方法，参见图1，所述合金钢的化学成分与质量百分比计：C:0.4％、B:0.005％、Si:1.5％、Mn:2.0％、Cr:1.35％、Ti:0.6％、V:0.04％、Mo:0.4％、Ni:0.70％、Cu:0.4％、N:0.005％、Al:0.45％，其余为Fe和残余的微量杂质。合金钢锻件尺寸为800mm×50mm×60mm，所述具体工艺流程包括：
(1)真空熔炼与化学分析过程同实施例1，将脱模后的金属锭加温至900℃并保温45min，保温结束后将金属锭锻成圆柱铸锭，压下比为1.5。
(2)锻造成型：将铸锭以80℃/h的速度升温至1100摄氏度并保温0.5h，再以5℃/s的速度降温至850℃后进行镦粗，压下比为6.0，再进行第二道次变形，锻造成锻坯，压下比为1.6，两道次变形时间间隔为0.5h，变形速率为0.5/s；热锻完成后进行淬火处理，冷却速度5℃/s。
(3)锻后热处理：将锻造成型后的衬板以80℃/h的速度升温至600℃保温1h，再以40℃/h的速率升温至850℃保温2h，然后用喷淋冷却的方式以5℃/s的速率冷却至310℃等温3h后随炉冷却至室温。
本实施例得到的衬板结构和性能与实施例1相似，碳化物分布均匀，组织均匀且细密，耐磨性能得到提升。
Claims (6)
1.一种高耐磨合金钢锻件的制备方法，其特征在于：通过合金元素的设计、热锻变形与后续热处理过程，使合金碳钢组织中产生多尺度(Ti，Mo)C颗粒与细小的贝马复相组织，具体包括以下步骤：
(1)真空熔炼：按照设计成分称取纯铁、铝块、锰铁、铬铁、钛铁、硅铁、钼铁、钒粒、镍板、石墨电极块、硼铁，真空熔炼后得到金属锭，将脱模后的金属锭加温至850～950℃并保温0.5～1h，保温结束后将金属锭锻造成铸锭后冷却至室温；
(2)锻造处理：将铸锭以50～100℃/h的升温速率加热至1000～1200℃保温0.5～2h，随后以5～10℃/s的速度降温至850～950℃后保温10～30min后进行锻造，锻造分为两道次变形，两道次变形时间间隔为0.5～1.5h，变形速率为0.5～1/s；热锻完成后进行淬火处理，冷却速度5～10℃/s；
(3)锻后热处理：将衬板以50～100℃/h加热至600～700℃并保温1h以上，再以40～60℃/h的速率加热至850～900℃并保温2h以上，再以5～10℃/s的速率冷却至310～360℃并保温2h以上，保温结束后冷却至室温；
所述合金钢的原料化学成分的质量百分比为C:0.3％～0.4％、B:0.001～0.005％、Si:1.5％～2％、Mn:1.8％～2.0％、Cr:1.3％～1.4％、Ti:0.2％～0.6％、V:0.04％～0.06％、Mo:0.35％～0.4％、Ni:0.70％～0.8％、Cu:0.3～0.4％、N:0.005～0.01％、Al:0.4～0.6％，其余为Fe和残余的微量杂质。
2.根据权利要求1所述高耐磨合金钢锻件的制备方法，其特征在于：Al、Ti、B三种合金元素的加入顺序为铝块充分脱氧后加入钛铁固氮，最后加入硼铁。
3.根据权利要求1所述高耐磨合金钢材料的制备方法，其特征在于：步骤(3)中加热后冷却方式为喷淋冷却。
4.根据权利要求1所述高耐磨合金钢材料的制备方法，其特征在于：步骤(1)中金属锭锻造成铸锭的压缩比为1.5～1.8。
5.根据权利要求1所述高耐磨合金钢材料的制备方法，其特征在于：步骤(2)中第一道次变形的压缩比为5.5～6.0。
6.根据权利要求1所述高耐磨合金钢材料的制备方法，其特征在于：步骤(2)中第二道次变形压缩比为1.6～2.0。
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