CN1166803C - 高钒高耐磨合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
高钒高耐磨合金，成分重量百分数是：C：2.0～3.2；Si：1.0～1.5；Cr：7.0～12.0；Mn：0.8～1.2；V：8.0～15.0；S：≤0.05；Mo：0.8～1.5；P：≤0.07；其余是Fe和杂质。优化方案可加入：Re：0.03～0.05；Ti：0～0.5。制备方法是：将生铁、废钢、铬铁、钼铁放入熔炼炉内加热熔化，将钒铁放在加热炉内预热至500℃左右；将熔炼炉内铁水升温至1500℃左右，插铝充分脱氧后分批加入钒铁。硅铁、锰铁出炉前加入，稀土、钛铁采用包内冲入法加入；升至1490℃～1520℃时再次插铝脱氧后出炉；浇注温度1400℃～1420℃；升温至500℃～550℃回火。
Description
技术领域
本发明属金属材料领域，涉及一种适用于高应力强磨粒磨损工况条件下的高钒耐磨合金，以及该合金的制备方法。
背景技术
磨损是材料失效的主要方式之一，尤其是在矿山、建材、电力等行业，由于存在大量物料(如各种金属矿石、棕刚玉、水泥熟料等)的细碎过程，对与之接触的研磨体如锤头(板锤)、衬板等产生强烈磨损，消耗了大量金属材料，影响了主机的运行效率。为满足不同磨损工况的需要，出现了多种耐磨材料，如高锰钢、低合金钢、白口铸铁等，其中高铬白口铸铁是目前耐磨性最优异的材料之一，得到广泛应用。但在一些高应力强磨粒磨损工况条件下，高铬铸铁的耐磨性、耐冲击性仍难以满足实际需要，这与高铬白口铸铁的组织结构特征有关。高铬白口铸铁的金相组织(淬火态)一般为M7C3型碳化物+马氏体基体，M7C3型碳化物的显微硬度Hv1200～1800，体积分数30％左右，相对于一些硬磨料如石英岩(Hv1000～1300)、刚玉(Hv1800)而言，其显微硬度还不理想，更为重要的是M7C3型碳化物的形貌是条块或菊花状，尽管其分布是不连续的网状，但对基体的割裂作用仍很大，大大降低了材料的冲击韧性，并且在基体组织磨损后条块状碳化物极易崩裂，失去对基体的保护作用，磨损加快。因此提高材料的耐磨性的重要手段之一是提高碳化物硬度，改善碳化物形貌及分布。专利号为CN1264749A的文献公开了一种高耐磨性铸造高速钢，其具体化学成分(重量百分数)如下：C1.8～4.2％，W2.0～12.0％，Mo3.0～12.0％，Cr4.0～15.0％，Co0～10.0％，V2.5～10.0％，Nb0.3～2.5％，Si0.5～1.5％，Mn0.3～0.8％，Al0.2～0.6％，N0.02～0.1％，S≤0.03％，P≤0.03％，其余为铁。该材料的耐磨性耐热性较高铬白口铸铁好，但由于其含有较多的贵重合金元素，成本高，且工艺控制难度大，需采取连续激冷措施，同时配以高温淬火(1000～1150)，三次高温回火(450～580)，这给实际生产带来很大困难，难以推广应用。专利号为CN1039267A的文献公开了一种耐磨高铬铸铁，其具体化学成分(重量百分数)如下：C2.9～3.2％，Mo1.2～2.0％，Cr18.0～20.0％，V4.0～5.0％，Si0.4～0.8％，Mn0.4～1.0％，Cu0.8～1.2％，Re0.05~0.5％，S≤0.05％，P≤0.08％，其余为铁。由于V的加入，形成了高硬度VC碳化物，提高了材质耐磨性，同时由于V的作用，使材质铸态基体组织基本为马氏体，可省去高温淬火处理，只需中温回火即可。但该材质成分除V以外，其余与高铬白口铸铁一样，因而材质的组织特征及性能特点也基本与高铬白口铸铁一样，虽然耐磨性提高约30％，但成本也同步增长，其性能价格比并不比高铬白口铸铁高，在市场推广应用困难。
发明内容
本发明的目的是提供一种高钒高耐磨合金化学成分，具有比高铬白口铸铁高得多的耐磨性和冲击韧性；同时本发明将提供这种高钒高耐磨合金的制备方法。
本发明主要是以高硬度、呈弥散颗粒状分布的碳化物VC替代低硬度M7C3型碳化物，在提高材料耐磨性的同时大幅度提高冲击韧性。其耐磨性是高铬白口铸铁的三倍，冲击韧性是其两倍，且该合金的制备工艺易于控制掌握。本发明高钒高耐磨合金的化学成分(重量百分数)如下：
C：2.0～3.2％ Si：1.0～1.5％
Cr：7.0～15.0％ Mn：0.8～1.2％
V：8.0～16.0％ Mo：0.8～1.5％
其余是Fe和不可避免的杂质元素。
上述高钒高耐磨合金的化学成分中还可加入以下化学成分(重量百分数)：
Re：0.03~0.05％ Ti：0～05％
上述发明的优化方案是：其中的
S：≤0.05％ P：≤0.0 7％
本发明高钒高耐磨合金材料用电炉即可生产，其制造工艺步骤是：
将生铁、废钢、铬铁、钼铁放入熔炼炉内加热熔化，将钒铁放在加热炉内预热至500℃左右；
将熔炼炉内铁水升温至1500℃左右，插铝充分脱氧后分批加入钒铁。硅铁、锰铁出炉前5min内加入，稀土、钛铁采用包内冲入法加入；
温度升至1490～1520℃时再次插铝脱氧后出炉；
浇注温度1400～1420℃。
上述工艺的优化方案是增加以下步骤；
将铸件中温回火处理即可。
本发明高钒高耐磨合金材质的化学成分设计依据如下：研究表明：钒是一种极强烈的碳化物形成元素，所形成的VC碳化物硬度(Hv2800)远比Cr7C3型碳化物硬度(Hv1200～1800)高。在含铬铸铁中，少量的钒(＜0.5％)就具有细化共晶组织，改变共晶碳化物分布及形貌，产生弥散强化等作用。在铸态冷却条件下，它即能使奥氏体析出二次碳化物，降低碳与铬的含量，提高Ms点的温度，从而有利于马氏体的转变，提高材料抗磨损能力。当钒含量增至3.7％时出现白亮的高钒碳化物颗粒，基体弥散析出二次碳化物，明显降低了奥氏体的稳定性，使部分基体转变成马氏体。当钒含量超过4.0％时，高钒碳化物颗粒及弥散的二次碳化物数量明显增加，基体基本转变成马氏体。由于VC碳化物硬度极高，且呈弥散颗粒状分布，对基体的割裂作用很小，因而高钒耐磨合金的耐磨性、耐冲击性都远高于高铬白口铸铁。本发明高钒高耐磨合金材质的化学成分限定含量范围理由如下：
钒：含量在8.0％以上。含量过低，所析出的碳化物VC量少，材料的性能仍会以Cr7C3型碳化物特性为主，只有当碳化物VC的量达10％以上时，其作用才会非常显著。考虑综合成本其最高含量不超过16.0％；
碳：碳对材料的耐磨性和冲击韧性有重要影响。碳高则硬度高，耐磨性好，但冲击韧性低。兼顾考虑碳量控制在3.2％以下；
铬：为保证材质具有优异的耐磨性，其碳化物含量应处于合适的范围，一般体分比控制在20～30％。铬作为辅助强化元素与碳也有很强的结合力，所形成的Cr7C3型碳化物具有较好的耐磨性，且呈断续状分布。铬的含量与碳含量有关，即Cr/C值。考虑材质碳化物总含量范围，铬含量控制在15.0％以下，Cr/C值控制在3.5以上；
钼：可以提高材料耐磨性和机械性能，因为钼在铸铁中可生成难溶的细小分散的碳化物Mo2C，它包含在碳化物中，有显著抑制珠光体转变和提高淬透性作用。但含量过高会使脆性碳化物量增加，提高材料成本，故其含量控制在1.5％以下；
硅：硅可产生固溶强化作用，促进Cr7C3型碳化物的生成，增加碳化物硬度，提高材料耐磨性。同时硅与氧的亲和力强，有利于铁水脱氧除气，并改善材料的铸造工艺性，但过高的含硅量将增加材质的脆性。因而其最高含量控制在1.5％以内；
锰：主要起脱氧除气作用，含量过高会产生大量残余奥氏体，不利于材料耐磨性提高，应控制在1.2％以下。
稀土(Re)：稀土能细化晶粒、净化晶界、改善碳化物形态和分布，促使碳化物呈孤立状均匀分布，对韧性、抗弯强度、硬度的提高均有益处。当加入量少时效果不明显，加入量过多反而恶化性能。合适的稀土的残留量为0.03～0.05％。
钛(Ti)：钛能细化晶粒、提高晶粒粗化温度。钛与碳有很强的亲和力，可形成呈高度弥散分布的TiC硬质化合物，增加晶核数量、细化晶粒，在提高耐磨性同时，显著提高材质强韧性。在钒含量很高的情况下，增加钛含量的效果并不显著，反而增加材料成本，故其含量在0.5％以内即可。
本发明高钒高耐磨合金与现有技术(KmTBCr20Mo、CN1039267A)相比较，降低了M7C3型碳化物含量，改善了其分布形态，同时大量增加了硬度高、呈弥散颗粒状分布的碳化物VC，因而本发明合金耐磨性、冲击韧性十分优异。其耐磨性是高铬白口铸铁(KmTBCr20Mo)的三倍以上，冲击韧性是其两倍，性能价格比提高50％以上。同时本发明还具有热处理温度低，工艺简便，节省能源消耗的特点，是一种适用范围更为广泛、高性能新型耐磨材料。
附图说明
图1为本发明合金的金相组织图；
图2为高铬白口铸铁的金相组织图。
具体实施方式
实施例1：高钒高耐磨合金，根据如下重量百分数，在中频感应炉中熔炼了三炉合金，其工艺步骤是：将生铁、废钢、铬铁、钼铁放入熔炼炉内加热熔化，将钒铁放在加热炉内预热至500℃左右；将熔炼炉内铁水升温至1500℃左右，插铝充分脱氧后分批加入钒铁。硅铁、锰铁出炉前5min内加入，稀土、钛铁采用包内冲入法加入；温度升至1490～1520℃时再次插铝脱氧后出炉；用砂型铸造，浇注温度1400～1420℃；浇注了LPC1500-III型锤头及楔形试块。铸件冷却后，打掉浇冒口，清理飞边、毛刺；将铸件升温至500～550℃回火处理即可。将楔形试块线切割、磨削加工成10×10×55mm试样。为了对比，用KmTBCr2 0Mo高铬白口铸铁同样浇注了LPC1500-III型锤头及楔形试块，经980℃淬火、200℃回火处理后加工成同样尺寸试样进行对比检测和装机考核。
实施例2、实施例3与实施例1基本相同，三个实施例的化学成分见表1，机械性能和耐磨性能见表2。磨损试验是在ML-10型销盘式磨损试验机上进行，载荷1300g，磨料为150#Al2O3水砂纸，磨损时间30min。装机考核结果见表三。本发明合金与高铬白口铸铁的金相组织见图1和图2。
表一 化学成分
| 合金牌号 | 化学成分(重量百分数) | |||||||
| C | Si | Mn | Cr | V | Mo | Ti | Re | |
| 本发明合金 | 2.86 | 1.20 | 0.98 | 11.50 | 11.60 | 0.98 | - | - |
| 2.75 | 1.24 | 1.20 | 9.50 | 11.20 | 1.00 | 0.12 | 0.04 | |
| 2.92 | 1.18 | 1.01 | 11.80 | 12.50 | 0.92 | 0.13 | 0.038 | |
| KmTBCr20Mo | 3.12 | 0.80 | 0.92 | 19.60 | - | 1.60 | - | - |
表二 机械性能及耐磨性
| 合金牌号 | 硬度HRC | 冲击韧性αK(J/cm2) | 磨耗(mg) |
| 本发明合金 | 62.0 | 9.60 | 22.4 |
| 60.0 | 8.30 | 27.5 | |
| 62.7 | 9.00 | 22.3 | |
| KmTBCr20Mo | 61.0 | 4.20 | 86.0 |
表三 装机考核结果
| 合金牌号 | 破碎吨位(万吨) |
| 本发明合金 | 2.81 |
| 2.60 | |
| 2.88 | |
| KmTBCr20Mo | 0.88 |
实施例4，与实施例1基本相同，但组分比例如下：
C：2.0％ Si：1.0％
Cr：7.0％ Mn：0.8％
V：8.0％ S：≤0.05％
Mo：0.8％ P：≤0.07％
其余是Fe和不可避免的杂质元素。
实施例5，与实施例1基本相同，但组分比例如下：
C：3.2％ Si：1.5％
Cr：15.0％ Mn：1.2％
V：16.0％ S：≤0.05％
Mo：1.5％ P：≤0.07％
其余是Fe和不可避免的杂质元素。
实施例6，与实施例1基本相同，但组分中还有：
Re：0.04％ Ti：0.25％
实施例7，与实施例1基本相同，但组分比例如下：
C：2.5％ Si：1.3％
Cr：10.0％ Mn：1.0％
V：13.0％ S：≤0.05％
Mo：1.5％ P：≤0.07％
Re：0.04％ Ti：0.25％
其余是Fe和不可避免的杂质元素。
实施例8，与实施例1基本相同，但组分比例如下：
C：2.7％ Si：1.0％
Cr：11.0％ Mn：1.0％
V：12.0％ S：≤0.05％
Mo：1.2％ P：≤0.07％
Re：0.035％ Ti：0.30％
其余是Fe和不可避免的杂质元素。
Claims (8)
1、一种高钒高耐磨合金，其特征是高钒高耐磨合金的化学成分的重量百分数是：
C：2.0～3.2％ Si：1.0～1.5％
Cr：7.0～15.0％ Mn：0.8～1.2％
V：8.0～16.0％ Mo：0.8～1.5％
其余是Fe和不可避免的杂质元素。
2、根据权利要求1所述高钒高耐磨合金，其特征在于上述合金化学成分中还加入下列化学成分：
Re：0.03～0.05％ Ti：0～0.5％。
3、根据权利要求1所述高钒高耐磨合金，其特征在于：各组分的重量百分数为：
C：2.86％ Si：1.20％
Cr：11.50％ Mn：0.98％
V：11.60％ Mo：0.98％。
4、根据权利要求2所述高钒高耐磨合金，其特征在于：各组分的重量百分数为：
C：2.75％ Si：1.24％
Cr：9.50％ Mn：1.20％
V：11.20％ Mo：1.00％
Ti：0.12％ Re：0.04％。
5、根据权利要求2所述高钒高耐磨合金，其特征在于：各组分的重量百分数为：
C：2.92％ Si：1.18％
Cr：11.80％ Mn：1.01％
V：12.50％ Mo：0.92％
Ti：0.13％ Re：0.038％。
6、根据权利要求1～5之一所述的高钒高耐磨合金，其特征在于：其中S：≤0.05％、P：≤0.07％。
7、一种权利要求1～6之一所述高钒高耐磨合金的制备方法，其工艺步骤是：
将生铁、废钢、铬铁、钼铁放入熔炼炉内加热熔化，将钒铁放在加热炉内预热至500℃左右；
将熔炼炉内铁水升温至1500℃左右，插铝充分脱氧后分批加入钒铁，硅铁、锰铁出炉前5min内加入，稀土、钛铁采用包内冲入法加入；
温度升至1490～1520℃时再次插铝脱氧后出炉；
铸造；
浇注温度1400～1420℃。
8、按照权利要求7所述的高钒高耐磨合金的制备方法，其特征是：还设有以下步骤：
铸件冷却后，打掉浇冒口，清理飞边、毛刺；
将铸件升温至500～550℃回火处理。
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