一种提高SUS630不锈钢注塑成形成品机械性能的方法与流程

and phase identification of plasma nitrided 17-4ph precipitation hardening stainless steel”，surface&coatings technology，2008，vol.202，pp.2969-2975.)，当17-4ph(sus630)渗氮温度小于420℃时，试片表面因为直接与氮气反应出现过饱和马氏体(supersaturate matensite又称之expanded martensite)，而在420℃短时间渗氮即可发现近似奥氏体的结构s相，可判定此时基体已倾向转变成奥氏体相，当温度继续提高(＞420℃)将使得表面易形成残留奥氏体并且析出氮化铬(crn或cr2n)和γ
’‑
fe4n。实验也发现在高渗氮温度处理的试片具有较好的抗孔蚀能力，主要原因为17-4ph(sus630)表面已因渗氮形成耐腐蚀的混合层。但wei等人的研究中提出ldx2101不锈钢(此不锈钢有高的氮含量)，在700℃时效时，随时间增加冲击能将急速下降，原因为氮化铬析出于晶界所致，而garcia等人的研究(c.garcia，f.martin，y.blanco，m.p.detiefra，and m.l.aparicio，“influence of sintering under nitrogen atmosphere on microstructure of powder metallurgy duplex stainless steels”，metallurgical and materials transactions a，2009，vol.40，pp.292-301.)使用aisi 430l和aisi 316l两种不同结构的不锈钢于n
2-h2(95％-5％)下进行烧结，一样于金相发现层状氮化铬的踪迹，且提到当氮化铬在晶界上析出将大幅降低不锈钢抗腐蚀性。
6.因此如何在烧结时渗氮，以实现使最终材料达到高硬度、高强度，但不大降低抗腐蚀性，成为本领域技术人员亟需解决的技术问题。


技术实现要素：

7.针对现有技术中的问题，本发明的目的在于提供一种提高sus630不锈钢注塑成形成品机械性能的方法，基于本发明提供的方法可提高sus630不锈钢注塑成形成品的硬度和强度等机械性能，且避免降低材料的抗腐蚀性。
8.为了实现上述目的，本发明采用以下技术方案予以实现：
9.一种提高sus630不锈钢注塑成形成品机械性能的方法，所述的方法包括先对sus630不锈钢生坯进行负压脱脂，然后在氮气氛围中加热至1030-1080℃，预烧结处理110-130min后升高温度至1320-1360℃并继续分压烧结110-130min；接着将烧结气氛转为氩气氛围，并继续保温烧结50-70min；然后将烧结气氛再转为氮气氛围，并降温至1030-1080℃，保温烧结170-200min，接着冷却降温处理，得到烧结体m1；再将所述烧结体m1加热至1030-1080℃并持温超过30min，接着淬火处理，然后再将产品置于液氮中做深冷处理5-10min，接着于470-490℃持温50-70min进行尖峰时效处理，得到所述注塑成形成品。
10.在进一步的技术方案中，所述负压脱脂的方法包括：先以2.0-2.5℃/min的速率自常温升温至300℃，持温50-70min，接着以1.5-1.8℃/min的速率升温至600℃并持温50-70min。
11.在进一步的技术方案中，自负压脱脂阶段至预烧结处理阶段的升温速率为4.5-5.5℃/min，
12.预烧结阶段转分压烧结阶段的升温速率为1.8-2.2℃/min；
13.氩气氛围下的烧结转氮气氛围下烧结的降温速率为9-12℃/min。
14.在进一步的技术方案中，所述氮气氛围下，氮气的压力为60-90kpa，优选为80kpa。
15.在进一步的技术方案中，所述氩气氛围下，氩气的压力为10-30kpa，优选为20kpa。
16.在进一步的技术方案中，所述烧结体m1加热至1030-1080℃的升温速率为9-12℃/min。
17.在进一步的技术方案中，所述淬火处理的条件至少满足，降温速率大于35℃/min。
18.本发明还提供了一种采用上述方法处理得到的sus630不锈钢注塑成形成品。
19.与现有技术相比，本发明具有以下技术效果：
20.本发明提供的提高sus630不锈钢注塑成形成品机械性能的方法，通过先将负压脱脂后的材料置于固溶度最高的温度区间、氮气氛围下预烧结处理，再升温以持续灌氮，接着切换至氩气氛围以实现最终致密化，再转氮气氛围并于固溶度最高的温度区间予以表面充氮，上述烧结处理工艺再结合热处理工艺、深冷处理和尖峰时效处理，显着的提高了sus630不锈钢注塑成形成品的硬度和强度，以及避免了抗腐蚀性的降低。
21.此外，本发明提供的烧结工艺在一般mim真空烧结炉即可进行，不需像连续炉以氮氢混合气烧结即可得制，通过mim真空炉可批次有效的使用不同材料，且成本远小于连续炉。
22.本发明的其他特征和优点将在随后的具体实施方式中予以详细说明。
附图说明
23.图1示出为本发明中提高sus630不锈钢注塑成形成品机械性能的工艺流程图；
24.图2示出为本发明实施例1中烧结体的金相图；
25.图3示出为本发明实施例1中烧结体在固溶后，以及固溶后深冷处理后的金相图。
具体实施方式
26.为了使本发明实现的技术手段、创作特征、达成目的与功效易于明白了解，下面结合具体实施例，进一步阐明本发明。
27.本技术的发明人在面对如何渗氮以实现最终材料达到高硬度、高强度，但不大降低抗腐蚀性这一技术问题时，广泛检索并研究了现有的处理工艺，并发现存在以下难点亟需解决：1)使用氮气气氛烧结但不降低烧结品的密度；2)氮为固溶态而非析出态，以避免抗腐蚀性进一步降低；3)固溶氮的组织在于时效之前为马氏体组织，不因渗氮造成大量残留奥氏体使得硬度和强度大幅下降；4)析出硬化将铜与过饱和的氮化铬均匀析出于基体之中完成析出硬化，且不降低抗腐蚀性。
28.基于此，结合图1所示，本发明提供了一种提高sus630不锈钢注塑成形成品机械性能的方法，所述的方法包括先对sus630不锈钢生坯进行负压脱脂，然后在氮气氛围中加热至1030-1080℃，预烧结处理110-130min后升高温度至1320-1360℃并继续分压烧结110-130min；通过此温度可以使烧结体达到92％以上烧结密度，进行封孔；
29.接着将烧结气氛转为氩气氛围，并继续保温烧结50-70min；通过此步骤可进一步提升烧结品的密度，因为在氮气下会增加高温奥氏体总量，不利于烧结扩散，所以转为氩气氛围有助于烧结致密化；
30.然后将烧结气氛再转为氮气氛围，并降温至1030-1080℃，保温烧结170-200min，通过该表面持续充氮的操作可有效增加烧结品整体氮当量，接着冷却降温处理，得到烧结体m1；
31.再将所述烧结体m1加热至1030-1080℃并持温超过30min，接着淬火处理，如此把氮固溶于基体内，然后再将产品置于液氮中做深冷处理5-10min，液氮在常压下的温度可达-196℃，在此温度条件下将残留奥氏体转变成马氏体，接着于470-490℃持温50-70min进行尖峰时效得到所述注塑成形成品。
32.根据本发明提供的方法，本发明中，对sus630不锈钢生坯进行负压脱脂是指将金属注塑成形后的棕坯(酸脱后的坯体)中的黏结剂移出，一般的工序中，可以根据坯体的厚度来增减此阶段的处理时间。
33.在本发明的一个具体的实施方式中，所述负压脱脂的方法包括：先以2.0-2.5℃/min的速率自常温升温至300℃，持温50-70min，接着以1.5-1.8℃/min的速率升温至600℃并持温50-70min。
34.本发明提供的技术方案中，通过将负压脱脂后的材料在氮气氛围下升温至1030-1080℃，该温度区间是固溶度最高的温度区间，通过将负压脱脂后的材料在此温度区间内进行氮的填补，接着保持氮气气氛，并升高温度至1320-1360℃(根据mim使用粉末粒径不同)，在此高温下烧结进行持续灌氮，此时的材料由粉体转向实体，发生大量的收缩，坯体孔洞将不连续，也即，通过氮气气氛下升高温度的处理，促进了密度的提高，即致密化封孔，将氮灌于产品内部；
35.然后本发明将材料切换为氩气气氛中烧结处理，通过该举措，避免了持续氮气氛围下烧结增加奥氏体比例，奥氏体的扩散速率较肥粒铁慢，利用氩气氛围下的烧结实现材料的最终致密化，密度进一步提升0.1-0.2g/cm3；
36.因为最高烧结温度(1320-1360℃)并非是最高固溶氮温度，使得最终致密化的烧结胚仍无法达到目标之氮含量，接着本发明将烧结温度降低至1030-1080℃的温度区间，同时再切换到氮气氛围下进行渗氮处理，如此让材料表面持续充氮，最后进行冷却处理，得到烧结体m1。
37.针对sus630不锈钢材料来说，将其升温至固溶温度区间1030-1080℃下进行持温，此温度也是氮固含量最高的温度区间，持温时间≥30min，接着马上进行快速冷却(淬火)，降温速率达35℃/min及以上，再将铜固溶于基体的同时，也将氮固溶于基体之中。而因sus630固溶大量的氮于基体，将使得常温状态富含大量奥氏体，无法具备马氏体强化机制，因此必须接着将材料进行液态氮深冷处理(-190℃)5-10min，此时残留奥氏体将进一步转变成马氏体，接着再进行尖峰时效或称尖峰析出(peak aging)进行析出硬化，以图3所示～480℃持温1小时达到最终高硬度、高强度的最终组织。
38.在本领域的公知中，针对sus630的一般真空分压氩气使用1280-1320℃的温度区间进行烧结，因为高于1320℃将形成连续铁氧体，降低了后续产品的延性；而在本发明中，由于先在氮气氛围下烧结，其中氮为奥氏体稳定元素，可以达到阻碍高温铁氧体的形成，因此本发明可以将烧结温度调整至高于1320℃，具体是在1320-1360℃下进行烧结处理，如此可以提升烧结驱动力以填补渗氮所造成的高温铁氧体比例降低，进而避免扩散速率下降而产生的烧结不完全现象。
39.根据本发明提供的方法，本发明中，自负压脱脂阶段至预烧结处理阶段的升温速率为4.5-5.5℃/min，预烧结阶段转分压烧结阶段的升温速率为1.8-2.2℃/min；氩气氛围下的烧结转氮气氛围下烧结的降温速率为9-12℃/min。
40.根据本发明提供的方法，本发明中，所述氮气氛围下，氮气的压力为60-90kpa，进一步优选为80kpa。需要说明的是，本发明提供的方法中存在两个阶段的氮气氛围，分别初期的预烧结处理阶段，以及，氩气氛围转换到氮气氛围并降温的阶段；上述两个氮气氛围下的压力为60-90kpa。
41.根据本发明提供的方法，本发明中，所述氩气氛围下，氩气的压力为10-30kpa，进一步优选为20kpa。
42.根据本发明提供的方法，本发明中，在烧结完成后的热处理工艺中，所述烧结体m1加热至1030-1080℃的升温速率为9-12℃/min。
43.进一步的，本发明中，所述淬火处理的条件至少满足，降温速率大于35℃/min。
44.以下通过具体的实施例对本发明提供的提高sus630不锈钢注塑成形成品机械性能的方法做出进一步的说明。
45.实施例1
46.本实施例所使用的sus630(17-4ph)不锈钢粉末的规格如表1，材料规范如表2所示。
47.表1：
48.d10d50d90《＝5um《＝12um《＝25um
49.表2：
[0050][0051]
将上述sus630不锈钢粉末与pom塑料黏结剂按9:1重量比混合，注塑成形，得到注塑成形生坯；
[0052]
接着将上述注塑成形生坯经酸脱后按照下表3的负压脱脂、烧结工艺；表4的固溶热处理接着于液氮中,10min进行深冷工艺，接着再进行表5尖峰时效热处理，得到注塑成形成品，记作a1。
[0053]
表3负压脱脂、烧结工艺：
[0054][0055]
表4：固溶热处理工艺
[0056]
[0057][0058]
表5:尖峰时效热处理工艺
[0059]
阶段123温度℃48048030前段温度至该温度所设定时间min456060升降温速率℃/min1007.5工艺分压分压炉冷压力kpa202086气体ararn2[0060]
对比例1
[0061]
本对比例使用实施例1中制备得到注塑成形生坯，经酸脱与热脱后，在烧结阶段使用氩气；分压20kpa；烧结温度1300℃持温120min，接着进行h900热溶+时效热处理，得到注塑成形成品记作d1。
[0062]
对比例2
[0063]
本对比例使用实施例1中制备得到注塑成形生坯，经酸脱与热脱后，在烧结阶段使用氮气；分压80kpa；烧结温度1300℃持温120min，接着进行h900热溶+时效热处理，得到注塑成形成品记作d2。
[0064]
对比例3
[0065]
本对比例相对于对比例2，氮气氛围下烧结温度提高至1350℃，其余不变，得到注塑成形成品记作d3。
[0066]
测试上述实施例1，以及对比例1-3得到的注塑成形成品的性能，并以mpif标准sus630粉末作为对照组，测试结果汇总于表6中。
[0067]
测试项目：
[0068]
(1)密度：
[0069]
烧结体的密度测试方法参照mpif standard54，首先量测试片空重(wair)，接着将试片放入真空皿的油中并使用机械帮助将空气抽除，直到油面的气泡完全消除，取出试片将表面油擦干，量测其重量(woil)，最后再将试片放入水中，量测试片在水中的重量(wwater)。依阿基米得法计算出烧结体之密度(ρs)。
[0070]
(2)硬度：本技术中使用维氏硬度机(hv)，hv使用荷重为0.01kgf。
[0071][0072]
(3)抗拉强度及延性：本技术使用万能拉伸试验机，测试速率为2mm/min，记录试片破断所需的强度值(kg)，除以截面面积换算成一般常用之单位(mpa)，试片拉伸前先记录试片标矩为25.4mm，破断后借此计算伸长量，作为延性值。
[0073]
(4)降伏强度：将试片表面用1000号砂纸磨平，接着将应变计黏贴于试片中心进行拉伸，利用连接应变计所对应之电阻值绘出应力应变曲线图，平行图形中初始斜率所对应之0.2％的应变量得到之强度即为降伏强度。
[0074]
(5)盐雾测试：参照标准astm b-117；具体的：1.5％的盐水溶液，ph值范围在6.5～7.2，雾化成雾，加热柜保持在95华氏度(35℃)；测试时间范围从24小时到数千小时，通常以24小时为增量单位。
[0075]
表6：注塑成形成品性能
[0076][0077]
由表6可发现：使用氩气1300℃分压烧结(对比例1)基本上已经可达miif规范，而若温度不变将最高温锻之分压由氩气改为氮气(对比例2)，烧结密度将降至7.40g/cm3，此乃是因为氮气将降低高温铁氧体比例，铁氧体有助于烧结致密化，降低其比例将不力于烧结。为进一步提升烧结驱动力将需要把氮气烧结温度提升至1350℃(对比例3)，在1350℃氮气分压烧结可达mpif规范7.50g/cm3之烧结密度，但是氮气烧结使得氮化铬析出将大幅降低抗腐蚀性且氮气烧结后降至常温仍存在部分奥氏体组织，降低材料强度及硬度，使得其盐雾《8hrs，强度硬度数据仍略低于mpif标准。本技术欲进一步提升烧结密度，在1350℃氮气分压烧结后转成氩气进行封孔(实施例1)；然而经1350℃氮气烧结之sus630虽可进一步提升烧结密度但是对于不利于抗腐蚀性之氮化铬析出与使用氮气烧结所带来的残留奥氏体需进一步消除，不然残留奥氏体将降低材料强度。本技术将材料进一步热处理(固溶+深
冷+时效)所产出之sus630烧结密度仍可达到7.56g/cm3，且最终强度达1350mpa，硬度达45hrc，此已经和铸锻件相当，且该热处理后氮为固溶态，过饱合析出之氮化铬在该热处理下，不集中于晶界上析出且固溶后经深冷残留奥氏体已经转变成马氏体有效得到高强度，接着时效铜有效析出于马氏体上得到硬化机制，盐雾仍可保持在8hrs以上。
[0078]
观察图2(a)为本专利之烧结态，可发现氮化铬为连续相析出于晶界上，而经过后续之热处理后氮化铬已经均匀散布于基地间见图2(b)，有利于增加产品硬度与强度但不进一步降低抗腐蚀性点。
[0079]
图3(a)固溶后、图3(b)固溶后深冷之金相，可发现深冷进一步使在高温氮气烧结后之sus630的残留奥氏体变成马氏体，进一步提升材料强度，且后续铜之析出也是需要在马氏体基地才有强化效应。
[0080]
以上显示和描述了本发明的基本原理、主要特征和本发明的特点。本行业的技术人员应该了解，本发明不受上述实施例的限制，上述实施例和说明书中描述的只是说明本发明的原理，在不脱离本发明精神和范围的前提下，本发明还会有各种变化和改进，这些变化和改进都落入要求保护的本发明的范围内。本发明要求保护的范围由所附的权利要求书及其等效物界定。