专利名称：一种含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金及其制备方法
技术领域：
本发明属于钢铁制备技术领域，具体涉及一种含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金及其制备方法。
背景技术：
在追求高硬度的铁基耐磨材料方面，白口铸铁是一类常用的耐磨材料，其发展经历了普通白口铸铁、镍硬白口铸铁和高铬白口铸铁三个阶段，在磨料磨损工况条件下具有独特的优势。最早应用的普通白口铸铁，成分中不含或只含少量的合金元素，金相组织由珠光体和M3C型共晶碳化物组成，存在硬度不高、韧性较差的缺点。镍硬白口铸铁的出现解决了普通白口铸铁的硬度问题，使基体在铸态时就能转变为马氏体，硬度有所提高，但是共晶碳化物种类和形态基本保持不变，其韧性几乎没有变化。高铬白口铸铁的发明是白口铸铁发展史上的一个飞跃。铬元素的加入，不但使共晶碳化物由M3C转变成显微硬度更高的M7C3，而且碳化物的形态发生很大的变化，由连续网状分布转变成为断网状的独立分布。高铬白口铸铁具有较高的硬度和韧性。尽管如此，高铬白口铸铁仍是一类脆性材料，在应用过程中仍存在韧性储备不足的缺点。因此，高铬白口铸铁只能应用在冲击不高的工况条件，在冲击较高时，容易产生断裂或破碎失效。普通白口铸铁、镍硬白口铸铁和高铬白口铸铁都是以碳化物为耐磨相，碳化物几乎没有韧性，白口铸铁的韧性全部来自基体，其大小与碳化物数量、形态以及基体的性能相关，其中碳化物数量及形态起主要作用。白口铸铁韧性的提高需要形态良好的耐磨相和强韧性的基体，但以碳化物为耐磨相的白口铸铁难以同时满足这两点要求，所以其韧性的提高难以有大的突破。白口铸铁的发展似乎碰到了一个瓶颈，其发展需要新的思路来解决韧性的问题。由于硼在铁中独特的作用`，硼在铁中的溶解度极低(在700°C以下低于O. 0004%),当加入的硼超过其溶解度时，会形成硼化物。硼化物具有较高的硬度(如Fe2B的硬度可以达到HV120(Tl600，与高铬白口铸铁中碳化物硬度相当)，可以用来做为耐磨相。中国发明专利CN200410089538. O公布了一种高硼铸造铁基耐磨合金及其热处理方法，但由于这种合金中硼化物呈连续网状分布，导致其韧性较差，限制了其在工业生产中的应用。中国发明专利CN200610049096. 6采用加入2. 5 3. 3wt%的FeTi30合金作为变质剂，提出了一种针对铸造高硼耐磨合金的一种韧化方法。而在追求高韧性的铁基耐磨材料方面，奥氏体高锰钢的应用最为广泛，具有高塑性、高韧性以及低裂纹扩展率等特性，是一种极好的耐冲击磨损材料，其高的韧性在目前耐磨合金中仍然是无以匹敌的。但是，高锰钢屈服强度低，初始硬度不高(〈229HB)，其耐磨特性只有在高冲击负荷的工作条件下才能表现出来。在低冲击负荷或低应力磨料磨损条件下，不能或不能完全加工硬化，其耐磨特性不能得到充分发挥，有时甚至低于普通碳钢。低、中合金耐磨钢是以硅、锰为基础，加入铬、钥以及其他微量元素而发展起来的，其合金系统由成分简单的单一锰系、硅系、铬系、铬锰系到成分复杂的铬-锰-硅-钥-其他微量元素的多元复合系统。低、中合金耐磨钢具有较好的强韧性，低、中冲击载荷下的耐磨性优于高锰钢，但存在淬透性和淬硬性低的不足，因此其耐磨性较低。奥氏体-贝氏体球墨铸铁(ADI)的研制成功，为铸铁冶金学领域带来了革命性的进步。受ADI的启发，国内外研究工作者开发了组织为贝氏体和残余奥氏体的耐磨合金材料，其综合力学性能比ADI更为优越，并且克服了 ADI的固有缺点，具有优异的强韧化及高的耐磨性。中国发明专利CN99105704.X公布了一种高硅耐磨铸钢的制造方法，其成分配方是O. 6^1. 2%C，1. 8^3. 0%, O. 4^0. 6%Mn，
O.2^0. 5%Mo，P〈0. 04%, S〈0. 04%，通过在盐浴中进行等温淬火，可以获得比奥贝球铁更高的耐磨性和强韧性，可以用于中小冲击耐磨场合。针对普通高硅铸钢组织粗大，钢中非金属夹杂物导致性能恶化的缺点，中国发明专利CN200410089537. 6提出了制造高强度、高韧性和高耐磨性的强韧高硅铸钢的方法，采用钇基重稀土、硼、钛、钒等合金元素对高硅铸钢进行复合变质处理，获得了可用于重载的高耐磨性合金。但高硅铸钢还存在硬度较低，在有冲击的磨粒磨损条件下使用时耐磨性不足。
发明内容
本发明的目的是提供一种制备成本较低，以具有高热稳定性和高硬度特性的硼化物为耐磨硬质相和以无碳化物贝氏体和奥氏体双相组织为基体的耐磨合金及其制备方法。一种含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金，所述耐磨合金由重量百分比为
O.3 1. 0% 的 C，1. 6 3. 0% 的 Si,O. 6 1. 6% 的 Mn,0 4· 0% 的 Cr,O. 2 O. 5% 的 Mo,O. Γ . 0% 的B,O. Γ1. 0% 的 Ti,O. 05 O. 15% 的 Ce,〈O. 04% 的 P,〈O. 04% 的 S，余量 Fe 组成。上述含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金的铸造方法，其特征在于，包括以下具体步骤I)将废钢、硅铁、铬铁、锰铁、钥铁称量后置入电炉进行钢液熔炼，炉料熔清后用增碳剂调节碳含量；
2)当钢液温度升高到158(Γ1600 后插铝一次脱氧，铝的加入量为钢液重量的
O.15 O. 3% ；3)加入钛铁和硼铁，钢液熔清扒渣后插铝进行二次脱氧，之后出炉；4)将Ce基稀土合金破碎至粒度小于15mm的颗粒并经18(T250°C烘干后置于浇包底部，采用包内冲入法对钢液进行变质处理，变质处理后的钢液直接浇注成铸件；5)将铸件置于箱式电阻炉中，经85(Tl050°C条件下奥氏体化O. 5 3小时；6)奥氏体化完成后，将铸件取出直接置入温度为20(T40(TC的等温盐浴炉中进行等温淬火O. 5 4小时后，将铸件取出，空冷后获得含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金；其中盐浴采用质量分数为50%的硝酸钾和50%的亚硝酸钠配比而成。步骤(I)中所述增碳剂为废石墨电极、石墨颗粒或生铁。本发明与现有技术相比较具有以下特点1)本发明采用我国富有的硼以及廉价的硅为主要合金元素，加入少量的钥，原材料来源广泛，生产成本低廉；2)以硼化物为耐磨硬质相，使耐磨合金材料具有较高的硬度，并能够明显改善合金材料耐冲击磨料磨损性能；以无碳化物贝氏体和奥氏体双相组织为基体，基体具有较高的强韧性配合；3)可以通过调整合金中硼、碳的含量来实现基体中硼化物数量和基体的性能的分别控制，并因此可以根据工况条件来有针对性地设计材料的成分。这种特点克服了以碳化物为耐磨相的合金材料的基体性能和碳化物数量都受碳影响而不能单独控制的缺点；4)不仅可以通过硼、碳的含量的调整来实现硼化物耐磨相数量和基体碳含量的分别控制，而且可以通过合理的等温淬火热处理来控制和调整基体的力学性能，因而可以制备出能够应用于不同的工业场合的含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金；5)本发明采用盐浴等温淬火，可以获得硬度45飞3HRC，抗拉强度65(T950MPa，冲击韧度4 15J的含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金；6)本发明的耐磨合金其耐磨性为高铬白口铸铁的f1. 8倍；7)由于本发明具有以较高强韧性配合的奥氏体-贝氏体为基体，克服了高铬白口铸铁脆性大，使用过程中易于破碎和断裂等不足，且生产成本较高铬白口铸铁低，可以用于替代高铬白口铸铁的耐磨场合。
图1是经950°C奥氏体化30min后经250°C等温淬火30min后的含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金的金相组织(实施例1)。图2是经1050°C奥氏体化30min后经400°C等温淬火30min后的含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金的金相组织(实施例4)。图3是经950°C奥氏体化30min后经350°C等温淬火30min后的含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金的冲击断口的金相组织，可以看到基体组织断裂呈明显的韧性断裂方式(实施例5)。
具体实施例方式以下结合实施例对本发明作进一步的详细描述。本发明的实施例以普通废钢和硼铁为主要原料，采用50kg中频感应电炉熔炼，浇注砂型标准基尔试块。且铸造含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金的化学成分均满足0. 3 1. 0%C,1. 6 3. 0%Si,0. 6 1. 6%Mn，0 4. 0%Cr,0. 2 O. 5%Μο，0· 05 1. 0%Β，0· Γ . 0%Ti, 0.05 0. 15%Ce，Ρ〈0· 04%, S〈0. 04%，余量为Fe。具体制备步骤为采用废钢、硅铁、铬铁、锰铁、钥铁计算好配料并称重，石墨颗粒调节合金碳含量，加电进行钢液熔炼，炉料熔清后调整成分。将钢液温度升高到158(Tl60(rC后插铝进行一次脱氧。然后加入钛铁和硼铁，熔清扒渣后插铝进行二次脱氧，之后出炉。将事先破碎至粒度小于15mm的颗粒并烘干的Ce基稀土合金后置于浇包底部，采用包内冲入法对钢液进行变质处理。然后将钢液直接浇注成标准基尔试块。截取标准基尔试块的下部，进行等温淬火热处理。以下为各实施例的具体化学组成和具体制备工艺，各实施例中未提及的内容参见前段内容。实施例1化学成分为0.57wt% C,0. 09wt% B, 2. 38wt% Si,0. 78wt% Mn,1. 46wt%Cr,
0.33wt%Mo,0. 011wt%P,0. 007wt%S,0. 15wt%Ti,0. 08wt%Ce。试块经 950°C奥氏体化保温 0. 5小时后直接在温度为250°C的等温盐浴中进行等温淬火，保温时间为O. 5小时，随后取出空冷至室温后用水将表面的盐清洗干净。获得的含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金(见图1)的力学性能和耐磨性能如下硬度为58HRC,线切割IOmmX IOmmX 55mm标准试样冲击功Ak为5. 5J，抗拉强度为690MPa，在Falex多功能摩擦磨损试验机上进行球盘试验(对磨材料为氧化错陶瓷球，压力10磅)，磨损失重为7. 69mg。实施例2
化学成分为0.54wt%C,0. 47wt% B, 2. 36wt% Si,0. 87wt% Mn,1. 43wt%Cr,
0.32wt%Mo,0. 012wt%P,0. 009wt%S,0. 19wt%Ti,0. 07wt%Ce。试块经 950°C奥氏体化保温 0. 5小时后直接在温度为400°C的等温盐浴中进行等温淬火，保温时间为O. 5小时，随后取出空冷至室温后用水将表面的盐清洗干净。获得的含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金的力学性能和耐磨性能如下硬度为47HRC，线切割IOmmX IOmmX 55mm标准试样冲击功Ak为7. 5J，抗拉强度为910MPa，在Falex多功能摩擦磨损试验机上进行球盘试验(对磨材料为氧化锆陶瓷球，压力10磅)，磨损失重为6. 77mg。实施例3化学成分为0.64wt% C,0. 27wt% B, 2. 34wt% Si,0. 85wt% Mn,1. 47wt%Cr,
0.32wt%Mo,0. 012wt%P,0. 010wt%S,0. 17wt%Ti,0. 12wt%Ce。试块经 950°C奥氏体化保温 0. 5小时后直接在温度为300°C的等温盐浴中进行等温淬火，保温时间为O. 5小时，随后取出空冷至室温后用水将表面的盐清洗干净。获得的含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金的力学性能和耐磨性能如下硬度为53HRC，线切割IOmmX IOmmX 55mm标准试样冲击功Ak为7. 0J,抗拉强度为780MPa，在Falex多功能摩擦磨损试验机上进行球盘试验(对磨材料为氧化锆陶瓷球，压力10磅)，磨损失重为5. 58mg。实施例4
化学成分为0.57wt% C,0. 09wt% B, 2. 38wt% Si,0. 78wt% Mn,1. 46wt%Cr,
0.33wt%Mo,0. 011wt%P,0. 007wt%S,0. 15wt%Ti,0. 08wt%Ce。试块经 1050 °C 奥氏体化保温
0.5小时后直接在温度为400°C的等温盐浴中进行等温淬火，保温时间为O. 5小时，随后取出空冷至室温后用水将表面的盐清洗干净。获得的含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金(见图2)的力学性能如下硬度为46HRC，线切割IOmmX IOmmX 55mm标准试样冲击功Ak为12. 5J，抗拉强度为650MPa。实施例5化学成分为0.74wt% C,0. 51wt% B, 2. llwt% Si,0. 79wt% Mn, 3. 42wt%Cr,
0.39wt%Mo,0. 006wt%P,0. 04wt%S,0. 25wt%Ti,0. llwt%Ce。试块经 950°C奥氏体化保温 0. 5小时后直接在温度为350°C的等温盐浴中进行等温淬火，保温时间为O. 5小时，随后取出空冷至室温后用水将表面的盐清洗干净。获得的含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金的力学性能如下硬度为62HRC，线切割IOmmX IOmmX 55mm标准试样冲击功Ak为6. 5J，抗拉强度为890MPa，其断口形貌见图3所示。
权利要求
1.一种含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金，其特征在于，所述耐磨合金由重量百分比为 O. 3 1. 0% 的 C，1. 6 3. 00/c^Si，0· 6 1. 6% 的 Μη，0 4· 0%的0，0· 2 O. 5% 的 Mo，O. Γ . 0%的 B,O.1 1. 0% 的 Ti,O. 05 O. 15% 的 Ce,〈O. 04% 的 P,〈O. 04% 的 S，余量 Fe 组成。
2.权利要求1所述含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金的铸造方法，其特征在于，包括以下具体步骤 1)将废钢、硅铁、铬铁、锰铁、钥铁称量后置入电炉进行钢液熔炼，炉料熔清后用增碳剂调节碳含量； 2)当钢液温度升高到158(Γ1600 后插铝一次脱氧，铝的加入量为钢液重量的O. 15 O. 3% ； 3)加入钛铁和硼铁，钢液熔清扒渣后插铝进行二次脱氧，之后出炉； 4)将Ce基稀土合金破碎至粒度小于15mm的颗粒并经18(T250°C烘干后置于浇包底部，采用包内冲入法对钢液进行变质处理，变质处理后的钢液直接浇注成铸件； 5)将铸件置于箱式电阻炉中，经85(Tl050°C条件下奥氏体化O.5 3小时； 6)奥氏体化完成后，将铸件取出直接置入温度为20(T40(TC的等温盐浴炉中进行等温淬火O. 5 4小时后，将铸件取出，空冷后获得含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金；其中盐浴采用质量分数为50%的硝酸钾和50%的亚硝酸钠配比而成。
3.根据权利要求2所述的耐磨合金的铸造方法，其特征在于，步骤(I)中所述增碳剂为废石墨电极、石墨颗粒或生铁。
全文摘要
本发明属于钢铁材料制备技术领域的一种含硼化物的奥氏体-贝氏体耐磨合金及其制备方法。本发明以硼化物为耐磨硬质相，以无碳化物贝氏体和奥氏体双相组织为基体，可通过硼、碳的含量的调整来实现硼化物耐磨相数量和基体碳含量的分别控制以及通过合理的等温淬火热处理来控制和调整基体的力学性能。此合金力学性能为硬度45~63HRC，抗拉强度650~950MPa，冲击韧度4~15J，相同试验条件下耐磨性为高铬白口铸铁的1~1.8倍。
文档编号C21D1/20GK103060687SQ201210580530
公开日2013年4月24日 申请日期2012年12月27日 优先权日2012年12月27日
发明者陈祥, 李言祥 申请人:清华大学