复合金属产物的制作方法

复合金属产物的制作方法
【专利摘要】离心铸造的复合金属产物具有旋转对称轴和至少5kg的质量，该离心铸造的复合金属产物包括基质金属和遍及该金属基质呈不均匀分布的耐火材料的不溶性固体耐火颗粒。所述颗粒的密度在该基质金属在其铸造温度下的密度的30％之内。
【专利说明】
复合金属产物
技术领域
[0001 ]本公开涉及复合金属产物的离心铸造方法，最终产物的质量通常在20到5000kg的 范围内，其含有主金属基质(host metal matrix)--通常为铁基金属基质，并且包括用来 增加耐磨性的硬质不溶性耐火颗粒的外表面层，该外表面层标称厚度为1到20mm。
[0002] 本公开还涉及离心铸造的复合金属产物。
【背景技术】
[0003] 在本公开的上下文下，术语"耐火颗粒"被理解为包括分散于硬基质金属中的下述 九种过渡金属中一种或多于一种的高熔点碳化物和/或氮化物和/或硼化物的颗粒:钛、锆、 铪、钒、铌、钽、铬、钼和钨，所述基质金属作为粘合相。这些耐火颗粒中的每个是耐火材料的 颗粒，且在本文中称为"耐火材料"。通常，基质金属是铁基金属合金。基质金属还可以是镍 基和钻基的超合金。
[0004] 在本公开的上下文中，术语"不溶性的"应理解为意指，从每层意义上说，耐火材料 在铸造温度(对于铁基基质金属通常在1200到1600°C范围内）下不溶于基质金属。可能具有 有限的溶解性。然而，就铸造方法阶段和凝固产物中所存在的耐火材料颗粒中可忽略的元 素分离而言，耐火颗粒基本不同于基质金属。

【发明内容】

[0005] 在第一方面，公开了离心铸造的复合金属产物的实施方式，该复合金属产物具有 旋转对称轴且质量为至少5kg，通常至少10kg，和更通常为至少20kg，并且包括金属基质和 遍及基质金属呈不均匀分布的耐火材料的不溶性固体颗粒，其中所述颗粒的密度在所述金 属基质在其铸造温度下的密度的30 %以内，通常在20 %以内。
[0006] 复合金属产物在整个凝固材料内包括两个不同的区域，即，耐火材料的不溶性固 体颗粒区域和至少基本不含耐火颗粒的基质金属区域，其中就铸造温度下和凝固产物中所 存在的耐火材料颗粒中可忽略的元素分离而言，耐火颗粒基本不同于基质金属。
[0007] 耐火材料的固体颗粒在铸造温度下和凝固后不溶于金属基质这一发明特征使得 本发明区别于现有技术方案，诸如JPS632864,其将铁合金(a)Fe-W、（b)Fe-Mo和(c)Fe-Cr添 加至基质铁基合金，分别形成在常规铸造温度下不同程度地溶于基质金属的（a)碳化钨、 (b)碳化钼和(c)碳化铬。因此，在这些系统中，硬质不溶性耐火碳化物在微观结构中的体积 百分比显著减少，并且溶解的钨和/或钼和/或铬可不利地且不定量地影响基质金属在室温 下的物理化学性质(例如，减少韧性和对热处理的不同反应）。
[0008] 在一些实施方式中，耐热颗粒可具有比基质金属更高的密度，在这种情况下接近 复合的离心铸造金属产物的外表面会有更高浓度的耐火颗粒。
[0009] 在一些实施方式中，耐热颗粒可具有比基质金属更低的密度，在这种情况下接近 复合的离心铸造金属产物的内表面会有更高浓度的耐火颗粒。
[0010] 在一些实施方式中，耐火颗粒的不均匀分布可包括在该产物的外或内表面层中的 耐火颗粒的第一浓度，其高于该产物的另一层中的耐火颗粒的第二浓度。
[0011] 在一些实施方式中，产物外表面层中的耐火颗粒的第一浓度可比该产品中标定的 耐火材料体积百分比高至少50vol%，通常为至少60vol%，通常为至少70vol%，和更通常 为 50vol% 到 120vol%。
[0012] 在一些实施方式中，产物外表面层中的耐火颗粒的第一浓度可以是该外表面层总 体积的至少10%，通常至少20%，通常少于40%，和更通常在其10%到40%的范围内。
[0013] 在一些实施方式中，产物另一层中的耐火颗粒的第二浓度可以是该另一层的总体 积的2 vo 1 %到4.5 vo 1 %的范围内，通常在2 vo 1 %到3.5 vo 1 %范围内。
[0014] 在一些实施方式中，产物外或内表面层可从该外或内表面延伸出该产物径向厚度 的至少5%，通常至少20%，更通常至少25%。
[0015] 在一些实施方式中，产物外或内表面层可从该外或内表面延伸出该产物径向厚度 的少于50%，通常至少40%，更通常少于30%，和更通常少于20%的半径厚度。
[0016] 在一些实施方式中，产物外或内表面层可从外或内表面延伸出至少10mm，通常至 少20mm，通常少于50mm，通常1mm到50mm，和更通常5mm到20mm。
[0017] 在一些实施方式中，产物外表面层中的耐火颗粒的第一浓度可以在颗粒总体积的 至少5vol%，通常至少lOvol%，通常5vol%到90vol%，和更通常lOvol%到40vol%的范 围。
[0018] 在一些实施方式中，产物中耐火颗粒的总浓度可以是产物总体积的至少5vol %， 通常至少lOvol%，和更通常在其5vol%到50vol%的范围内。
[0019] 在一些实施方式中，产物中耐火颗粒的总浓度可在产物总体积的5 v 〇 1 %到 40vol%的范围内。
[0020] 在一些实施方式中，产物中耐火颗粒的总浓度可在产物总体积的5 v 〇 1 %到 20vol%的范围内。
[0021] 在一些实施方式中，耐火颗粒可为一种或多于一种的过渡金属的碳化物和/或硼 化物和/或氮化物，其中与物理混合物相反，颗粒是过渡金属碳化物和/或硼化物和/或氮化 物的化学混合物。换言之，就碳化物来说，耐火颗粒可具有描述为下述的类型或 (皿 1，2,3)(：类型，其中1"是过渡金属。下文中进一步讨论的一个实例是(他，11，￥)(：。
[0022] 基质金属可为任何合适的基质金属。基质金属可为铁基合金，诸如不锈钢或奥氏 体锰钢或铸铁。基质金属可为非铁基基质金属，诸如钛或钛合金。
[0023] 在一些实施方式中，基质金属可为包括以下合金中任何一种的合金：
[0024] (a)例如用于回转破碎机罩的哈德菲尔高锰钢；
[0025] (b)例如用于泥浆栗轴套管的420C不锈钢；
[0026] (c)高铬白铸铁。
[0027] 如在一些实施方式中所用，哈德菲尔高锰钢可包括：
[0028] l.〇-1.4wt%C,
[0029] 〇.〇-l.〇wt%Si,
[0030] l〇-15wt%Mn,
[0031] 0.0-3.0wt%Mo,
[0032] 0.0-5.0wt%Cr,
[0033] 0.0-2.0wt%Ni,
[0034]剩余物为铁和附带的杂质。
[0035] 如一些实施方式中所用，420C不锈钢可包括：
[0036] 0.3-0.5wt%C,
[0037] 〇.5-1.5wt%Si,
[0038] 0.5-3.0wt%Mn,
[0039] 〇.〇-〇.5wt%Mo,
[0040] l〇-14wt%Cr,
[0041 ] 0.0-1.0wt%Ni,
[0042]剩余物为铁和附带的杂质。
[0043] 如一些实施方式中所用，高铬白铸铁可包括：
[0044] 1.5-4.0wt%C,
[0045] 〇.〇-1.5wt%Si,
[0046] 0.5-7.0wt%Mn,
[0047] 0. 〇-1.0wt%Mo,
[0048] 15-35wt%Cr,
[0049] 〇.〇-l.〇wt%Ni,
[0050]剩余物为铁和附带的杂质。
[0051]复合金属产物可为任何适合于离心铸造且需要高耐磨损性和高韧性性能的产物。 该产物的实例包括一级、二级或三级破碎机的回转破碎机罩、泥浆栗轴套管、破碎机中使用 的滚筒(包括直径在lm量级且径向壁厚在300到400mm范围内的大直径滚筒），和破碎机与栗 的其他组件。
[0052]在第二方面，公开了其中第一方面的复合金属产物可为一级、二级或三级破碎机 的回转破碎机罩的实施方式。
[0053]在第三方面，公开了其中第一方面的复合金属产物可为泥浆栗轴套管的实施方 式。
[0054] 在第四方面，公开了离心铸造复合金属产物的方法的实施方式，该产物具有旋转 对称轴且质量为至少5kg，通常至少10kg，和更通常为至少20kg，并且包括基质金属和耐火 材料的不溶性固体耐火颗粒的不均匀分散体，该方法包括：
[0055] (a)形成包括分散在液态基质金属中的固体耐火颗粒的浆料，其中耐火颗粒占所 述衆料总体积的5_50vol%，通常5vol%到40vol%，其中耐火颗粒在铸造温度下不溶，以及 其中耐火颗粒的密度在所述金属基质在其铸造温度下的密度的30%以内，通常在20%以 内；和
[0056] (b)将所述浆料倾倒入该金属产物用模具中，并在所述模具中离心铸造产物，得到 不溶性固体颗粒遍及所述基质金属的不均匀分布。
[0057]在一些实施方式中，步骤(a)可包括在熔融基质金属中原位形成耐火颗粒和将颗 粒分散于基质金属熔融形式中。
[0058] 在一些实施方式中，步骤(a)可包括将耐火颗粒添加至金属基质的熔融形式中。
[0059] 在一些实施方式中，步骤(a)和(b)可在惰性环境中执行，诸如在惰性气氛中。
[0060] 在一些实施方式中，步骤(b)可包括通过在模具内形成惰性环境来制备模具。
[0061] 在一些实施方式中，步骤(b)可包括将所述浆料倾倒入模具中之后或者期间使该 模具绕轴旋转，以使产物外表面处或附近或者产物内表面处或附近的耐火颗粒的浓度高于 产物中其他位置的颗粒浓度。
[0062] 在一些实施方式中，步骤（b)可包括以10-120G因子旋转模具，其中G因子（G-factor)是施加在旋转体上的离心力除以重力。
[0063]在一些实施方式中，步骤(b)可包括以2.5-25m/s的圆周速度旋转模具。
[0064] 在一些实施方式中，步骤(b)可包括使模具旋转足够的时间以实现固体颗粒遍及 基质金属的不均匀分布。
[0065] 在一些实施方式中，步骤(b)可包括旋转模具直到金属基质凝固。
[0066] 在一些实施方式中，步骤(b)可包括在1200-2000°C范围内，通常在1350-1650°C的 范围内的铸造温度下，将浆料倾倒入模具中。
[0067] 在一些实施方式中，该方法可包括选择生产参数来形成步骤(a)的浆料，该浆料具 有用于在步骤(b)中的处理所需的流动性。
[0068] 生产参数可包括耐火材料的颗粒尺寸、反应性、密度和溶度中的任何一种或多种， 如本
【申请人】之名提交的国际专利申请PCT/AU2011/000092(W02011/094800)中所描述。该国 际申请中的公开内容通过交叉引用包含在本文中。耐火材料的密度和溶度在以下讨论。
[0069] 颗粒耐火材料的密度，相比于液态的基质金属的密度，在本公开的方法中是控制 耐火颗粒在热基质金属中分散的一个考虑参数。
[0070] 基质铁基液态金属基质在1400°C的标称密度为6.9g/cc。当25°C下密度为15.7g/ cc的碳化钨(WC)颗粒形式的耐火颗粒被添加到基质铁基金属中而形成浆时，WC颗粒将下沉 到浆的底部。当1400°C下密度为4.8g/cc的碳化钛(TiC)颗粒形式的耐火颗粒被添加到同样 的基质铁基金属中而形成浆时，TiC颗粒将悬浮在浆的顶部。碳化铌形式的耐火颗粒在1400 °C下的密度为7.7g/cc，相当接近基质铁基液态金属的密度6.9g/cc，并且与TiC或WC相比较 不易于在该液体基质铁基金属中发生上述的分离。
[0071] TiC在25°C下密度为4.9g/cc，完全溶于25°C下密度为7.8g/cc的NbC。因此，25°C下 密度在4.9-7.8g/cc范围内的耐火颗粒可通过选择具有所需的铌和钛含量的(Nb，Ti )C颗粒 得到。
[0072] 碳化钨(WC)在25°C下的密度为15.7g/cc，大部分溶于NbC、TiC和(Nb，Ti)C中。因 此，25 °C下密度在4.8-15.7g/cc范围内的耐火颗粒可通过选择具有所需的铌、钛和钨含量 的(Nb，Ti，W)C颗粒得到。
[0073]以式(Nb，Ti，W)C描述的所有耐火颗粒在1200-1600°C范围内的铸造温度都不溶于 液态铁基基质金属。
[0074]碳化铌和碳化钛具有相似的晶体结构且为同晶型的。
[0075]由以上明显可见，选择(Nb，Ti)C化合物中所需的Nb: Ti比率或(Nb，Ti，W)C化合物 中所需的Nb: Ti :W比率可得到所需密度在铁基基质金属密度20%以内的耐火材料。
[0076]基于所有意图和目的，添加不溶性（即在基质液态金属中具有最小限度的固体溶 解)耐火颗粒，以便依照本公开的方法来生产复合金属产物的离心铸造铸件，制得显示出与 基质金属非常相似的物理化学性质且具有显著改进的耐磨性的产物，这是由于在基质金属 的微观结构中存在着受控分散的高体积百分比的硬质耐火材料颗粒。
[0077]例如，在升高的温度下，（Nb，Ti，W)C形式的耐火材料在以下形式的液态基质金属 中的溶度是可以忽略的（〈〇. 3wt % ): (a)液态哈德菲尔高锰钢，（b)液态420C不锈钢，和（C) 液态高铬白铸铁。将具有所需密度的(Nb，Ti，W)C添加到这三种基质金属合金中，接着离心 铸造复合金属产物并对每种金属基质进行标准热处理工艺，从而在产物中产生微观结构， 该微观结构包括主要的铌-钛-钨碳化物在基质金属中的分散体，该基质金属基本不含铌、 钛和钨，即，分离到液态基质金属的耐火材料浆料颗粒中的过渡金属是可忽略的。
[0078]因此，微粒状耐火材料对基质金属的物理性质（例如，熔点）和化学性质（例如，对 热处理的反应)的影响是可忽略的。
[0079] 此外，
【申请人】尤其发现提供具有包括分散于基质金属基体中的碳化铌颗粒和/或 碳化铌、碳化钛和碳化钨的两种或多种的化学(与物理相反)混合物的微观结构的复合金属 产物，极大地改善了硬质金属材料的抗磨损性，而不会不利地影响其他合金元素对复合金 属产物的其他特性所具有的贡献。
[0080] 此外和如以上说述，
【申请人】尤其发现能够在足够的程度上相对于形成复合金属产 物基体的基质金属的密度调节碳化铌、碳化钛和碳化钨中两种或多于两种的化学混合物颗 粒的密度。这种密度控制的机会是关于硬质金属材料的离心铸造铸件的重要发现。
[0081] 特别地，凭借该发现，能够生产具有受控的不均匀分布的复合金属产物的离心铸 造铸件，即，颗粒偏析于铸件的各部分中。在期望在硬质金属材料铸件的表面附近具有高耐 磨颗粒浓度的情况中，这对于铸件的最终应用是的很重要。
[0082] 此外，
【申请人】发现形成如下述的复合金属产物的铸件对于基质金属中铁基材料的 抗腐蚀性和韧性没有明显的不良影响:该复合金属产物的铸件包括分散于形成该复合金属 产物的基体的基质金属中的基于复合金属产物的总体积在5-50vol%、通常在5-40vol%、 更通常在5-20vol%范围中的碳化铌颗粒和/或碳化铌、碳化钛和碳化钨中两种或两种以上 的化学混合物颗粒。因此，本公开使得实现复合金属产物的抗磨损性同时不失去其他期望 的材料特性成为可能。
[0083] 因此，在第五方面，提供了离心铸造复合金属产物的方法，该产物具有旋转对称轴 且质量为至少5kg，并且包括基质金属和不均匀分布的耐火材料的不溶性固体耐火颗粒，该 方法包括：以下述形式添加(a)铌或(b)铌、钛和钨的两种或两种以上到包含基质金属的熔 体中：产生在铸造温度下不溶的碳化铌的固体耐火颗粒，和/或在铸造温度下不溶的碳化 铌、碳化钛和碳化钨的两种或两种以上的化学混合物的固体耐火颗粒，其中固体耐火颗粒 在产物总体积的5-50vol%，通常在5-40%，更通常在5-20vol%的范围内；以及在模具中离 心铸造产物和获得不溶性固体颗粒遍及所述基质金属的不均匀分布。
[0084] 术语"碳化铌和碳化钛的化学混合物"和"碳化铌/钛"在下文中被理解为是相似 的。此外，术语"化学混合物"在本文上下文中被理解为意指碳化铌和碳化钛不是以单一金 属碳化物颗粒存在于混合物中，而是以碳化铌/钛的颗粒存在，（Nb，Ti )C。
[0085] 术语"碳化铌和碳化钛和碳化钨的化学混合物"和"碳化铌/钛/钨"在下文中被理 解为是相似的。此外，术语"化学混合物"在本文上下文中被理解为意指碳化铌和碳化钛和 碳化钨不是以单一金属碳化物颗粒存在于混合物中，而是以碳化铌/钛/钨的颗粒存在， (Nb,Ti,ff)C〇
[0086]碳化铌、碳化钛和碳化钨各自具有的Vickers硬度为约25Gpa，其比碳化铬的硬度 (标称15GPa)高出约lOGPa。因此，具有包含5-50vol%、通常5-40vol%、更通常5-20vol%的 碳化铌和/或碳化铌/钛和/或碳化铌/钛/钨的微观结构的复合金属产物具有优良的抗磨损 特性。
【申请人】认识到碳化铌、碳化钛和碳化钨以及碳化铌/钛和碳化铌/钛/钨对于复合金属 产物中的其他成分基本上是化学惰性的，这样这些组分将为产物提供针对其选定的特性。 例如，将铬添加至铸铁合金仍产生碳化铬且提供抗腐蚀性。
[0087]铌、钛和钨可被添加至基质金属的熔体中，形成任何合适形式的浆料，记住在复合 金属产物中形成碳化铌和/或碳化铌/钛和/或碳化铌/钛/钨的不溶性固体颗粒的需要。
[0088] 例如，所述方法可包括将铁-铌的形式的铌添加至熔体中，例如铁-铌颗粒。在这种 情况下，铁-铌溶解在熔体中，并且所产生的自由铌和碳化学结合，在熔体中形成不溶性固 体碳化铌。
[0089] 该方法还可包括将铌以元素铌添加至熔体中。
[0090] 该方法还可包括将铌和钛以铁-铌-钛添加至熔体中。
[0091 ]该方法还可包括将铌、钛和钛以铁-铌-钛添加至熔体中。
[0092] 该方法还可包括将碳化铌颗粒形式的铌添加至熔体中。
[0093] 该方法还可包括将不溶性固体碳化铌/钛颗粒形式的铌和钛添加至熔体中。
[0094] 该方法还可包括将不溶性固体碳化铌/钛/钨颗粒形式的铌和钛和钨添加至熔体 中。
[0095] 在这些情况的每一种中，凝固的金属合金可由悬浮在熔体中的碳化铌和/或碳化 铌/钛/钨颗粒的浆形成。如果这些碳化物在熔体浆中的重量分数太高，则浆的流体特性可 受到不利影响，以致于可能产生熔体的不良铸件。
[0096]不溶性碳化铌/钛固体颗粒可为通式(Nbx，Tiy)C的任何合适的化学混合物。
[0097]不溶性碳化铌/钛/钨固体颗粒可为通式(Nbx，Tiy，Wz)C的任何合适的化学混合物。 举例来说，碳化铌/钛/钨可为(Nbo. 25，Ti 〇. 5Q，Wo. 25) C。
[0098] 铌和/或钛和/或钨可被添加至熔体中，产生碳化铌或碳化铌/钛或碳化铌/钛/钨 在铸造产物总重的12_33wt%的范围内的不溶性碳化铌和/或碳化铌/钛和/或碳化铌/钛/ 钨固体颗粒。
[0099] 铌和/或钛和/或钨可被添加至熔体中，产生碳化铌和碳化铌/钛和碳化铌/钛/钨 在铸造产物总重的12_25wt%的范围内的不溶性碳化铌和/或碳化铌/钛和/或碳化铌/钛/ 钨固体颗粒。
[0100] 凝固的硬质金属材料的微观结构中的碳化铌和/或碳化铌/钛和/或碳化铌/钛/钨 颗粒的量可取决于系统。
[0101]
【申请人】尤其关注下述固体硬质复合金属产物，其包括铁基合金形式的基质金属， 诸如描述为尚络白铸铁、不镑钢和奥氏体尚猛钢(诸如哈德非尔钢）的铁基合金。对于铁基 合金而言，在最终复合金属产物中，碳化铌和/或碳化铌/钛和/或碳化铌/钛/钨形式的耐火 材料的不溶性固体颗粒的量可以在铸造复合金属产物总体积的5-50VO1 %，通常5-40vol%，更通常5-20vol%的范围内。
[0102] 碳化铌和/或碳化铌/钛和/或碳化铌/钛/钨的颗粒尺寸可在直径1-150M1的范围。
[0103] 所述方法可包括用惰性气体或磁感应或任何其他合适的方式搅拌浆料以将碳化 铌和/或碳化铌/钛和/或碳化铌/钛/钨分散的颗粒分散于在浆料中。
[0104] 所述方法可包括将碳化铌颗粒和/或碳化铌/钛/钨颗粒在惰性条件下(诸如氩覆 盖)添加至基质铁基金属的熔体中，以减少在添加至熔体时碳化铌和/或碳化铌/钛/钨的氧 化程度。
[0105] 所述方法还可包括将铁-铌和/或铁-钛和/或铁-钨和/或铁-铌-钛-钨在惰性条件 下(诸如氩覆盖)添加至熔体中，以减少在添加至熔体时铌和/或钛和/或钨的氧化程度。
[0106] 在铸造复合金属产物需要碳化铌/钛/钨颗粒的情况下，所述方法还包括在惰性条 件下预熔化铁_铌和铁_钛和铁-钨和/或铁-铌-钛-钨，形成作为铁、铌、钛和钨的均匀化学 混合物的液相，以及使该化学混合物凝固。然后可按需要处理该化学混合物，例如通过压碎 到所需的颗粒尺寸，然后将其在惰性条件下添加至熔体(包含碳）中。铁、铌、钛和钨溶解在 熔体中并与碳化学结合，在熔体中形成碳化铌/钛/钨。
[0107]通过以下详细描述并结合附图，其他方面、特性和优势将更明显，附图是本公开的 一部分且以举例的方式阐明了所公开的发明原理。
【附图说明】
[0108] 虽然任何其他形式可落入如
【发明内容】
所述的方法和所产生的复合金属产物的范 畴，所述方法和所产生的复合金属产物的【具体实施方式】现在将以举例方式和参照附图来描 述，其中：
[0109] 图1为图解通常离心铸造方法的示图；
[0110] 图2在与发明相关的实验操作中产生的来自离心铸造测试圆筒"37863"（A05基质 金属+5vo 1 % NbC颗粒)的样品之一的一部分SEM图像；
[0111] 图3包括来自与发明相关的实验操作中产生的离心铸造测试圆筒"37628"、 "37629"和"37630"（A05基质金属+5vol %NbC颗粒)的样品的光学图像的截面图；
[0112] 图4为硬度相对于关于图3所述的样品的外表面到内表面的距离的示意图；
[0113]图5包括来自与发明相关的实验操作中产生的离心铸造测试圆筒"37631"、 "37632"和"37636"（A05基质金属+12vol %NbC颗粒)的样品截面的光学图像；
[0114] 图6为硬度相对于关于图5所述的样品的外表面到内表面的距离的示意图；
[0115] 图7包括来自与发明相关的实验操作中产生的离心铸造测试圆筒"37634"和 "37635"（A05基质金属+17vol%NbC颗粒)的样品的截面的光学图像；
[0116] 图8为硬度相对于关于图7所述的样品的外表面到内表面的距离的示意图；
[0117] 图9包括来自与发明相关的实验操作中产生的离心铸造测试圆筒A352(C21基质金 属+10vol%NbC颗粒)的样品的截面的光学图像；
[0118] 图10为在图9所示样品在样品刻蚀后的截面的外层截面的光学图像；
[0119] 图11为离心铸造测试圆筒A323圆筒(A49基质金属+15vol%NbC颗粒）的样品的截 面的光学图像;和
[0120] 图12为硬度相对于关于图11所述的样品剖面的外表面到内表面的距离的示意图； [0121]图13为NbC颗粒富集外层厚度相对于A05基质金属+NbC颗粒的离心铸造圆筒的总 组成中的NbC标称vol %的不意图；和
[0122]图14为NbC颗粒富集外层中NbC的vol %相对于A05基质金属+NbC颗粒的离心铸造 圆筒的总组成中的NbC标称vol %的示意图。
【具体实施方式】 [0123] 详述
[0124] 图1来源于互联网且以图表形式说明了离心铸造方法中的基本步骤。
[0125] 这些离心铸造步骤包括形成熔融熔体和将该熔体倾倒入合适的模具并以所需旋 转速率绕垂直轴旋转模具(在该图所示布置的情况下），以形成铸造产物。
[0126] 在另外的布置下，诸如实施以下描述的实验操作所使用的布置，铸造模具水平放 置且模具绕水平轴旋转。
[0127] 在本公开的的上下文下，通常熔融熔体包括在基质金属中的硬质不溶性固体耐火 颗粒，并且铸造产物为复合金属产物，通常地其质量在5kg到5000kg的范围内，具有铁基金 属基体(基质金属)并包括在该铁基金属基体中不均匀分布的硬质不溶性固体耐火颗粒，具 体地，标称厚度为l_20mm的硬质不溶性固体耐火颗粒的外表面层，该耐火颗粒在表面层的 提供抗磨损性。
[0128] 实际的离心铸造条件可基于待铸造实际产物的所需特点在任何给定的情况中选 择。铸造条件包括(举例说明）模具的旋转速率和旋转时间、冷却条件，以及进行铸造的条 件，例如在惰性气氛中。
[0129] ?耐火颗粒性能要求可包括：
[0130] ?密度大于或小于基质铁基金属。
[0131] ?硬度超过 15GPa。
[0132] ?直径小于500微米，优选地小于50微米。
[0133] ? 10_80vol%耐火颗粒存在于硬表面层。
[0134] ?在复合金属产物中的耐火颗粒为5_50vol%，通常地5_40vol%，更通常地5-40vol% 〇
[0135] 由本发明的离心铸造方法产生的复合金属产物只包括以下产物(举例说明）：
[0136] 1.浆料栗轴套管
[0137] ?不锈钢圆筒
[0138] #尺寸:直径在25-400mm范围内，壁厚在10-50mm范围内和长度为2000mm。
[0139] ?外表面层，l-10mm厚，包括高浓度的不溶性硬质不溶性耐火颗粒。
[0140] 现有技术包括硬面焊接不锈钢圆筒来获得近似1mm厚的碳化钨表面层。然后硬面 层需要研磨/加工来达到平滑饰面。
[0141] 依照本发明离心铸造浆料栗轴套管允许在一次铸造操作中制造长度近似2000mm 并具有所需的光滑硬质表面层的圆筒。另外，长圆筒可被切开，以产生大量的长度在60到 300mm范围内的轴套管。
[0142] 2.回转破碎机罩的外表面
[0143] 回转破碎机罩的标准组成为奥氏体高锰钢(哈德菲尔钢）。哈德菲尔钢的初始硬度 近似200布氏硬度(HB)，钢制品的表面层在使用时硬化至近似550HB，而内部保持较低的硬 度和极高的韧性。硬度为200HB的哈德菲尔钢的屈服强度约为拉伸强度的1/3。在制品硬化 到550HB发生之前，严重的塑性变形可在使用中发生。结果是，破碎机罩迅速磨损且在操作 的早期阶段经历过多的塑性变形。所有之前以改善哈德菲尔钢的初始硬度和屈服强度为目 的尝试总是导致不可接受的韧性损失和使用中灾难性分裂的高风险。
[0144] 依照本公开离心铸造哈德菲尔钢破碎机罩并在铸件中形成不溶性固体耐火碳化 物外表面层，同时在铸件坯体中保持原始哈德菲尔钢组成，提供了最小韧性损失的更抗磨 损材料。
[0145] 3.白铸铁
[0146]尚心铸造含有耐火颗粒的尚络白铸铁广生具有表面层含有尚浓度的用以改善抗 磨损性的耐火颗粒的复合金属产物。
[0147] 4.磨碎棒、锤头顶端、地面作业工具(ground engaging tools)
[0148] 由含有耐火颗粒的高铬白铸铁离心铸造磨碎棒、锤头顶端、地面作业工具产生了 含有高浓度的用以改善抗磨损性的耐火颗粒的表面层。
[0149] 实验工作
[0150] 为了研究发明，
【申请人】实施了大量关于特定耐火材料颗粒，即NbC颗粒在不同的铁 基基质金属中的实验工作。
[0151] 具体地，实验工作研究了NbC颗粒vol%、壁厚和离心力对离心铸造产物中NbC富集 区的影响。
[0152] 在实验工作中，在水平放置的离心铸造装置中离心铸造了十四个圆筒。
[0153] 十四个圆筒形轴套管具有有不同的NbC颗粒浓度和基于铁的基质金属，如以下简 述，经离心铸造、机械加工，然后进行测试。
[0154] ?四个A301圆筒(A05基质金属+基于总体积5vol%的NbC颗粒）。
[0155] ?四个A303圆筒(A05基质金属+基于总体积12vol%的NbC颗粒）。
[0156] ?四个A304圆筒(A05基质金属+基于总体积17vol%的NbC颗粒）。
[0157] ?-个A352圆筒(C21基质金属+基于总体积lOvol%的NbC颗粒）。
[0158] ?一个A323圆筒(A49基质金属+基于总体积15vol%的NbC颗粒）。
[0159] A05是低共熔高Cr铸铁，C21是420C不锈钢，和A49是亚共晶高Cr铸铁。A05、C21和 A49铁基合金的标称组成如下，各元素的量以wt%给出：
[0161] 1.结果和讨论
[0162] 具有不同标称组成的十二个基于A05钢的圆筒在不同的旋转速度(RPM)下离心铸 造。
[0163] 1.1.四个A301圆筒(A05基质金属+基于总体积5vol%的NbC颗粒)的离心铸造
[0164] 在不同的旋转速度或离心力下离心铸造四个在低共熔高Cr铸铁基质金属中含有 5vol%NbC颗粒的圆筒。铸造温度在1400-1500°C范围内。NbC颗粒和基质金属在铸造温度下 的密度差为近似12%。圆筒尺寸和铸造条件列在表1中。
[0165] 表1包含5vol%NbC颗粒的圆筒尺寸和铸造条件

[0167] 每个400mm的圆筒被分割成三个长度大约为280mm、20mm和100mm的环。20mm厚的环 用于检查和冶金分析。
[0168] 1.1.1?冶金检查
[0169] 样品是由每个20mm厚的环，通过在距离大概15mm的两个位置切割穿过厚度并形成 环的截面制备而成。每次切割垂直于环的外圆周和内圆周进行。因此样品的宽度从外表面 到内表面减少。样品按照标准的冶金程序安装、磨平和抛光，然后用酸化氯化铁(AFC)刻蚀 以进行冶金检查。样品的微观结构通过扫描电子显微镜检查。并且，光学立体显微镜用于样 品的宏观检查。
[0170]分析来自圆筒的样品证实，在每中情况中铸件微观结构包含A05低共熔高Cr铸铁 基质金属和遍及该基质金属不均匀分布的固体NbC颗粒。图2是样品之一的截面的SEM图像。 图2显示NbC颗粒在基质金属中的不均匀分布。该图表明在基质金属中NbC是检测不到的。更 具体而言，发现NbC颗粒在铸造温度下和铸造圆筒状中是不溶于基质金属的。
[0171] 图3是来自圆筒"37628"、"37629"、"37630"和"37655"的样品截面的光学图像。
[0172] 图3a示出了来自圆筒"37628"的样品具有厚度约2mm的NbC颗粒富集外层。在外层 的内部，在图中有三个编号为2-4的层。层之间存在分界线。每层约3-5mm厚。层2-4形成了 NbC颗粒浓度低于外层的内部区域。
[0173]图3b示出了来自圆筒"37629"的样品具有相似分层(如带状的）结构，但是具有相 比于图3a更多的层。高NbC颗粒浓度的外层(在图中以数字1表示）约2mm厚，且NbC颗粒遍及 样品均匀分布。外层1和最内层(在图中以数字6表示)是最不同的，而其之间的层（即图中的 层2-5)在外观上是彼此非常相似的，但仍然是由边界分开的不同层。发现层1和6的微观结 构彼此以及与层2-5的微观结构差别很大。发现层2-5的微观结构彼此非常相似。每个层1-6 的厚度约为3_4mm。
[0174]圆筒"37630"是在最高的旋转速度下铸造的。图3c显示样品具有三层。相比于其他 三个圆筒的样品，该铸件在内层具有最低的NbC颗粒浓度。高旋转速度使更多的NbC颗粒到 达外层，导致所有铸件的高浓度NbC颗粒层最厚。
[0175] 铸件"37655"在与圆筒"37628"相同的旋转速度下铸造，但铸造有5mm更厚的壁厚。 图3d显示来自圆筒"37655"的样品中NbC颗粒富集层厚度约为3.5mm，大于来自圆筒"37628" 的样品中的厚度。这说明即使旋转速度相同，更厚的壁致使NbC颗粒富集区更厚。
[0176] (a)NbC颗粒富集外层和(b)低NbC颗粒浓度内层中的NbC颗粒体积分数是自层中不 同区域的SEM图像在100放大倍数下计算得到的。表2中示出的值为多个测量的平均值。
[0177]表2.在外层和内层的NbC颗粒
[0178]
[0179] 根据表2,很明显铸造过程中旋转速度对铸造圆筒的NbC颗粒富集外层具有影响。 来自圆筒"37630"的样品，在最高的速度下铸造，具有最高的层厚度和最高的NbC颗粒体积 分数。来自圆筒"37629"的样品，在第二高的速度下铸造，具有接近的NbC体积分数，但是厚 度几乎为样品"37630"层厚度的一半。比较来自圆筒"37628"和"37655"的样品，说明尽管采 用相同的旋转速度，如果铸件壁厚更大（即，更多材料），则NbC颗粒富集外层及其体积分数 也更大。
[0180] 此外，所有四个铸件在非富集NbC颗粒内层中存在NbC颗粒具有相似的水平，集体 描述为每个样品的内部区间。在该内部区间观察到的大多数NbC颗粒为典型的"中文手迹" 形态。还观察到了少量球形的和树枝状的NbC颗粒。
[0181] 1.1.2.硬度和铁素体测量
[0182] 在每个样品的抛光表面上进行负载10kg的Vickers硬度横贯测试（hardness traverse test)。测量开始于每个样品的外径(0D)，然后以1mm的间隔穿过样品厚度，结束 于样品的内径(ID)。
[0183] 表3示出两个区域中的每个区域的平均硬度和铁素体读数。横贯硬度分布图显示 在图4中。
[0184] 表3.硬度和铁素体测量
[0186]根据表3和图4很明显，每样品的NbC颗粒富集外层相比该样品的内层区域显著更 硬，且最高硬度值通常在各样品的外层表面处，而且硬度自外表面均匀地减少到约8mm，然 后遍及样品的剩余部分保持大体上恒定。此外，四个铸件的铁素体测量结果显示NbC颗粒富 集外层的大体趋势，即相比形成内部区域的层具有更高的铁素体测量值。铁素体含量上的 差别较小，其中NbC颗粒富集外层在从13到16%的范围内，而内部区域在9到10 %的范围。
[0187] 1.1.3?总结
[0188] ?所有四个A301离心铸件(A05基质金属+5vol%NbC颗粒)呈现出NbC偏析，致使每 个样品的外层具有高NbC颗粒浓度。
[0189] ?所有四个铸件呈现出在NbC颗粒富集外层之下的层在边界上彼此不同。每个铸 件具有不同的层数。
[0190] ?NbC颗粒富集层的厚度和硬度以及NbC颗粒在离心铸造的圆筒外层中的体积分 数取决于不同的铸造参数，包括铸造旋转速率和壁厚。
[0191] ?来自圆筒"37628"和"37655"的样品在相同的旋转速度下铸的但是具有不同的 材料质量，从而导致不同的尺寸。样品"37655"具更有稍微厚的NbC颗粒富集外层，并且其包 含穿过样品厚度的更多数目的不同带状层。
[0192] ?圆筒"37629"的样品与圆筒"37628"的样品相似，尽管其在更高的旋转速率下铸 造。更快的旋转速率没有影响NbC颗粒富集外层的厚度，但是其的确轻微影响了外层中NbC 颗粒的体积分数。
[0193] ?圆筒"37630"的样品在最快的旋转速度下铸造，且这在若干特征上直接反映出 来。样品具有最厚的NbC颗粒富集层和外层中最高的NbC颗粒体积分数。因此，外层的硬度在 这组圆筒中是最高的记录。
[0194] ?四个铸件的铁素体测量显示出NbC颗粒富集外层的大体趋势，即比形成内部区 域的层具有更高的铁素体测量值。在铁素体含量上的差异较小，其中NbC颗粒富集外层的铁 素体在13到16%的范围，而内部区域在9到10%的范围。
[0195] 1.2.四个A303圆筒(A05基质金属+12vol%NbC颗粒)的离心铸造
[0196] 四个圆筒在与以上部分1.1描述的四个圆筒相同的条件下铸造，基质金属(A05)相 同，但是总NbC体积分数更高12%。圆筒的尺寸和旋转速度列在表4中。
[0197] 表4.含12vol%NbC的圆筒的任务编号和尺寸
[0199] 每个400mm的圆筒被分割成三个长度大约为280mm、20mm和100mm的环。20mm厚的环 被用来检查和冶金分析。样品使用以上部分1.1中描述的相同方法制备和测试。
[0200] 图5是来自圆筒"37631"、"37632"、"37633"和"37636"的样品的光学图像。
[0201]由图5明显可见，如以上部分1.1中描述的含有低NbC颗粒体积分数的圆筒的情况 般，NbC颗粒跨越铸件厚度在基质金属中形成不均匀分布，且样品的外层具有较高的NbC颗 粒浓度。
[0202]相似地，如以上部分1.1中描述的含有低NbC颗粒体积分数的圆筒的情况般，SEM分 析证实NbC在基质金属中是无法检测的。更具体地，发现NbC颗粒在铸造温度下和铸造圆筒 中是不溶于基质金属的。
[0203] NbC颗粒富集外层中NbC颗粒体积分数和外层厚度是自层中不同区域的SEM图像在 100放大倍数下计算得到的。表5中显示的值为多个测量的平均值。
[0204] 表5.外层厚度和NbC颗粒的平均vol%
[0206] 在每个样品的抛光表面上进行负载10kg的Vickers硬度横贯测试。测量开始于每 个样品的外径(0D)，然后以1_的间隔穿过样品厚度，结束于样品的内径(ID)。
[0207] 表6示出两个区域中的每个区域的平均硬度和铁素体读数。横贯硬度分布图显示 在图6中。
[0208]表6.硬度和铁素体测量
[0210]由表5和6以及图5和6明显可见，与以上部分1.1中描述的圆筒A301般，圆筒A303的 较高体积百分比得到了相同的基础结果。
[0211] 1.3?四个A304圆筒(A05基质金属+17vol%NbC颗粒）的离心铸件
[0212]四个A304圆筒采用了分别与上述部分1.1和1.2描述的圆筒A301和A303相同的条 件来离心铸造，具有相同的基质金属A05,但是具有较高的NbC颗粒体积分数。样品如以上部 分1.1和1.2描述般制备和测试。仅检测三个圆筒（圆筒"37634"，在920rpm下铸造，圆筒 "37635"，在llOOrpm下铸造，圆筒"37636"，在 1280rpm下铸造）。
[0213] 图7包括来自圆筒"37634"和"37635"的样品的截面的光学图像。
[0214] 由图7明显可见，如以上部分1.1和1.2中描述的低NbC颗粒体积分数的圆筒的情况 般，NbC颗粒跨越铸件厚度在基质金属中形成不均匀分布，且样品的外层具有较高的NbC颗 粒浓度。截面显示出NbC颗粒富集的外层(或区域)和低NbC颗粒含量的内部区域(其可包括 由边界分开的多个层）。
[0215]另外，如以上部分1.1和1.2中描述的低NbC颗粒体积分数的圆筒的情况般，SEM分 析证实NbC在基质金属中是无法检测的。更具体地，发现NbC颗粒在铸造温度下和铸造圆筒 中是不溶于基质金属的。
[0216] 测试工作表明，圆筒"37634"、"37635"和"37636"的样品中NbC颗粒富集外层的厚 度分别为12mm、13mm和15mm。
[0217] 这些样品外层中的NbC颗粒体积浓度为圆筒"37634" 28%，圆筒"37635" 25%，以及 圆筒 "37636" 29 %。
[0218]表7示出了来自圆筒"37634"和"37635"的样品的各内部和外部区域的平均硬度和 铁素体读数。横贯硬度分布图显示在图8中。
[0219]表7.硬度和铁素体读数
[0221] 由表7和图7-8明显可见，如以上部分1.1和1.2中描述的圆筒A301和A303般，圆筒 A304的高体积百分比得到了相同的基础结果。
[0222] 1.4.A352圆筒(C21基质金属+10vol%NbC颗粒)的离心铸件
[0223] 一个A352圆筒由基质金属C21和lOvol%的NbC颗粒离心铸造。
[0224] 样品如上所述制备和测试。
[0225] 图9包括圆筒A352样品的截面的光学图像。
[0226] 由图9明显可见，如上述的其他测试圆筒的情况般，NbC颗粒穿过铸件厚度在基质 金属中形成不均匀分布，且样品的外层具有较高的NbC颗粒浓度。
[0227] 另外，如上述的其他测试圆筒的情况般，SEM分析证实NbC在基质金属中是无法检 测的。更具体地，发现NbC颗粒在铸造温度下和铸造圆筒中是不溶于基质金属的。
[0228]如图9所不，尚bC富集层厚为20mm，为样品总径向厚度的50%。发现了样品包含约 25vol% 的NbC 颗粒。
[0229] 在刻蚀后，三个20mm厚的NbC颗粒富集外层的亚层被标记，且显示在图10中。图10 显示在离心铸造过程中，跨越该亚层时发生定向性凝固。发现了圆柱结构对于铸件的抗磨 损性具有重要的贡献。
[0230] 1.5.六323圆筒以49基质金属+15￥〇1%他(：颗粒)的离心铸造。
[0231] 一个A323圆筒由基质金属A49和15vol%的NbC颗粒离心铸造。样品如上所述制备 和测试。
[0232] 1.5.1.冶金检查
[0233] 图11包括A323圆筒样品截面的光学图像。由图11明显可见，如上述其他测试圆筒 的情况般，NbC颗粒贯穿铸件厚度在基质金属中形成不均匀分布，且样品的外层具有较高的 NbC颗粒浓度。
[0234] 此外，如上述其他测试圆筒的情况般，SEM分析证实NbC在基质金属中是无法检测 的。更具体地，发现NbC颗粒在铸造温度下和铸造圆筒中是不溶于基质金属的。
[0235] 由图11明显可见，NbC颗粒富集外层沿着圆的整个外边缘是非常不同的带。这在宏 观和微观水平都是可见的。
[0236]已发现NbC颗粒富集外层的深度沿着圆周是一致的，在约7-8mm处，即，样品径向厚 度的约25-30%。还发现该外层的NbC体积分数在检查区域一致，约为外层总体积的28-31%〇
[0237] 除了NbC浓度，发现外层和内层的微观结构具有其他显著的不同。在NbC颗粒富集 外层中的NbC颗粒大多数为圆的，没有任何尖锐的边缘，然而内层的那些颗粒具有各种各样 的形状，包括从圆形到非常尖的树枝形状。NbC颗粒富集外层和其他层的基体结构可主要由 在基体的奥氏体枝状晶体中存在/缺少"中文手迹"类型的NbC颗粒结构来区分。该NbC结构 类型被发现广泛地存在于内层，但其几乎不存在于NbC颗粒富集的外层。这导致NbC颗粒富 集外层和内层的热特性不同。
[0238] 在NbC颗粒富集外层和内层的边界处发现了非常独特的微观结构。该微观结构的 特征在于NbC颗粒主要为交叉形状的（树枝状的）。该区域的一些颗粒类似于圆形和树枝状 的混合形状。
[0239] 1.5.2.硬度&铁素体
[0240] 在两个样品的抛光表面上进行负载10kg的Vickers硬度横贯测试。测量开始于样 品的最外边缘，然后以1_的间隔穿过铸件的厚度，结束于样品的最内边缘。表8示出每个样 品的NbC颗粒富集外层和内层的平均硬度和铁素体读数。每个样品的NbC颗粒富集外层在表 中被描述为"外部区域"，而每个样品的内层在表中被描述为"内部区域"。横贯硬度分布图 显示在图12中。
[0241] 表8.硬度和铁素体测量
[0243]对于每个样品而言，NbC颗粒富集外层(外部区域）中较高的NbC颗粒浓度自然导致 比内部区域更高的硬度。硬度结果与体积分数结果相关，其中样品4719CC-B中的较高的NbC 体积分数使其硬度结果高于样品4719CC-A。每个样品的两个区域之间的铁素体含量无显著 差别。
[0244] 参照图12,硬度横贯测试显示对于两种样品而言，在样品最外边缘(如两个测试中 的第一测试点)处的硬度最高，而在两个区域边界处的硬度约为425Vicke rS。内部(体相）区 域在遍及其大多数厚度维持一致的硬度。
[0245] 2 ?总结
[0246] 2.4.功能性分级材料
[0247] 在以上概述的测试工作中，离心铸造含一系列NbC颗粒体积百分的基质金属(A05、 A49和C21)并检查。结果被总结和显示在表9中。
[0248] 表9.离心铸造 A300族合金总结
[0250]铸件的NbC颗粒富集外层中的耐火颗粒的体积分数高达外层体积的31 %。此外，高 旋转速度增加了 NbC的vol%，但效果通常非常小。在每个铸件的内部区域，NbC颗粒的体积 百分比在2-6%的范围变化。
[0251]分析NbC颗粒富集外层的厚度和产物组成中NbC的总vol %之间的关系，以及NbC颗 粒富集外层中NbC的vol%和产物组成中NbC的总vol%之间的关系，并将结果分别呈现在图 13和14中。
[0252] 由图可见：
[0253] (a)已发现每个离心铸造圆筒的NbC富集外层的厚度直接取决于产物组成中标称 体相NbC含量(见图13);和
[0254] (b)已发现每个离心铸造圆筒的NbC颗粒富集外层中的最终NbC含量取决于产物组 成中标称体相NbC含量，对于具体的A05基质金属，外层中NbC含量趋于稳定在约28-30%的 最高含量，并比图14所覆盖的跨越标称NbC vo 1 %范围的整个产物中的耐火材料的标称体 积百分比高出5CK120vol % 〇
[0255] 还发现在每个离心铸造圆筒中NbC颗粒富集外层的厚度和NbC颗粒浓度与在50-102范围的铸造 G-因子无关。
[0256] 在上述的优选实施方式的描述中，为清楚起见采取了特定的术语。然而，本发明并 非意图受限于所选择的特定术语，并且应理解每个特定术语包括所有以相似的方式操作来 达到相似的技术目的的技术等同物。术语诸如"前"和"后"、"内"和"外"、"上"、"下"、"上部" 和"下部"及类似术语作为方便词汇用来提供参考点，并非被解释为限制性术语。
[0257]在本说明书中提及的任何现有出版物(或源于其的信息）或任何已知物质并非而 且不应被作为承认或认可或以任何形式暗示现有出版物（或源于其的信息）或已知物质构 成本说明书相关领域的公知常识。
[0258]在本说明书中，词语"包括（comprising)"被理解为是"开放式"的，即，"包括 (including)"的意思，并因此不限于"封闭式"涵义，即"仅由......组成（consisting only of)"的意思。相应的含义适用于相应的词语同时出现的"包括（comprise )" "包括的 (comprised)"和"包括（comprise)s"。
[0259] 此外，在前只描述了发明的一些实施例，和在不偏离公布实施例范围和精神的前 提下对其做出的变化，改进，增加和/或改变，实施例是说明性的和不是限制的。
[0260] 而且，发明是连同目前被认为最实用和优选的实施方式来描述的，应理解本发明 不被限制在公开的实施方式中，但相反地，意图覆盖在本发明精神和范围内的多种改进和 等价设置。同样，上述各种实施方式可与其他实施方式协同实施，如一个实施方式的方面可 结合另一个实施方式的方面来实现其他的实施方式。此外，每个独立特征或任何给定集合 的组分可组成另外的实施方式。
[0261] 举例说明，尽管上述本发明实施方式包括包括不同种类的钢(诸如不锈钢或奥氏 体锰钢)作为基质金属，但本发明不限制于这种类型的基质金属并延伸到任何合适的基质 金属。举例说明，基质金属可包含过渡金属元素1';1、0、21'、批、￥、他和13中任一种或多种。 [0262]再举例说明，尽管上述本发明实施方式集中在NbC作为耐火材料的不溶固体颗粒 材料，但本发明还延伸到其他耐火材料。
[0263]再举例说明，尽管上述本发明实施方式中集中在NbC颗粒，其密度高于基质金属的 密度，从而朝向复合金属产物的外表面具有更高浓度的耐火颗粒，但本发明还延伸到具有 比基质金属密度低的耐火颗粒实施方式，从而朝向复合金属产物的内表面具有更高的耐火 颗粒浓度。
[0264]再举例说明，尽管上述实验操作在离心铸造圆筒上执行，但可容易地理解本发明 不限于该特定形状铸体并延伸到可被离心铸造的任何形状产物。
【主权项】
1. 离心铸造的复合金属产物，其具有旋转对称轴和至少20kg的质量，并且包括金属基 质和遍及所述基质金属呈不均匀分布的耐火材料的不溶性固体颗粒，其中所述颗粒的密度 在所述金属基质在其铸造温度下的密度的20%之内。2. 根据权利要求1所述的复合金属产物，其中耐火颗粒的不均匀分布包括在所述产物 的外或内表面层中的第一颗粒浓度高于该产物另一层中的第二颗粒浓度。3. 根据权利要求2所述的复合金属产物，其中在产物外表面层中的耐火颗粒的第一浓 度在外表面层总体积的10-40vol %的范围内。4. 根据权利要求2或3所述的复合金属产物，其中在产物的另一层中的耐火颗粒的第二 浓度在该另一层总体积的2-4.5vo 1 %的范围内。5. 根据权利要求2-4中任一项所述的复合金属产物，其中在产物外表面层中的耐火颗 粒第一浓度相比产物中耐火材料的标称体积百分比高出50-120vol %。6. 根据权利要求2-5中任一项所述的复合金属产物，其中产物的外或内表面层从产物 的外或内表面延伸出少于50 %的产物径向厚度。7. 根据权利要求2-6中任一项所述的复合金属产物，其中产物的外或内表面层从产物 的外或内表面延伸出l_50mm。8. 根据权利要求2-7中任一项所述的复合金属产物，其中产物外表面层中的耐火颗粒 第一浓度在所述颗粒总体积的5-90%的范围内。9. 根据前述权利要求中任一项所述的复合金属产物，其中产物中耐火颗粒的总浓度在 产物总体积的5-50vol %的范围内，通常在5-40vol %的范围内。10. 根据前述权利要求中任一项所述的复合金属产物，其质量为至少50kg。11. 根据前述权利要求中任一项所述的复合金属产物，其质量为至少75kg。12. 根据前述权利要求中任一项所述的复合金属产物，其中耐火颗粒的密度为金属基 质在其铸造温度下的密度的15%之内。13. 根据前述权利要求中任一项所述的复合金属产物，其中耐火颗粒为一种或多于一 种过渡金属的碳化物和/或硼化物和/或氮化物，其中与物理混合物相反，所述颗粒为所述 过渡金属的碳化物和/或硼化物和/或氮化物的化学混合物。14. 根据前述权利要求中任一项所述的复合金属产物，其中基质金属为铁基合金，诸如 不锈钢或奥氏体锰钢或铸铁。15. 根据权利要求14所述的复合金属产物，其中所述基质金属为包括下列合金中任何 一种的合金： (a) 例如用于回转破碎机罩的哈德菲尔高锰钢； (b) 例如用于泥浆栗轴套管的420C不锈钢； (C)尚络白铸铁。16. 根据权利要求14所述的复合金属产物，其中所述基质金属为包括下列的哈德菲尔 尚猛钢： 1.0-1.4wt%C, 0.0-1.0wt%Si, l〇-15wt%Mn, 0.0-3. Owt %Mo, 0.0-5.0wt%Cr, 0.0-2.0wt%Ni, 剩余物为铁和附带的杂质。17. 根据权利要求14所述的复合金属产物，其中所述基质金属为包括下列的420C不锈 钢： 0.3-0.5wt%C, 0.5-1.5wt%Si, 0.5-3. Owt %Mn,0.〇-〇. 5wt%Mo, 10-14wt%Cr, 0.0-1. Owt %Ni, 剩余的为铁和附带的杂质。18. 根据权利要求14所述的复合金属产物，其中所述基质金属为包括下列的高铬白铸 铁： 1.5-4.0wt%C, 0.0-1.5wt%Si, 0.5-7. Owt %Mn, 0.0-1. Owt %Mo, 15-35wt%Cr, 0.0-1. Owt %Ni, 剩余物为铁和附带的杂质。19. 根据权利要求1-14中任一项所述的复合金属产物，其中所述基质金属为非铁基金 属。20. 根据前述权利要求中任一项所述的复合金属产物，其包括一级、二级或三级破碎机 的回转磨碎机罩。21. 根据权利要求1-19中任一项所述的复合金属产物，其包括泥浆栗轴套管。22. 离心铸造的复合金属产物，其具有旋转对称轴和至少20kg的质量，并且包括金属基 质和遍及基质金属呈不均匀分布的耐火材料的不溶性固体颗粒，其中所述颗粒的密度在金 属基质在其铸造温度下的密度的30%之内。23. 离心铸造的复合金属产物，其具有旋转对称轴和至少5kg的质量，并且包括金属基 质和遍及基质金属呈不均匀分布的耐火材料的不溶性固体颗粒，其中所述颗粒的密度在所 述金属基质在其铸造温度下的密度的20%之内。24. 离心铸造复合金属产物的方法，所述复合金属产物具有旋转对称轴和至少20kg的 质量，并且包括基质金属和耐火材料的不溶性固体耐火颗粒的不均匀分散体，所述方法包 括： (a) 形成包括分散在液态基质金属中的固体耐火颗粒的浆料，其中耐火颗粒占所述浆 料总体积的5-50vol %，耐火颗粒在铸造温度下不溶，以及耐火颗粒的密度在金属基质在其 铸造温度下的密度的20%以内；和 (b) 将所述浆料倾倒入产物用模具中，并在所述模具中离心铸造产物，得到不溶性固体 颗粒遍及所述基质金属的不均勾分布。25. 根据权利要求24所述的离心铸造复合金属产物的方法，其中步骤(a)和(b)在惰性 环境中进行。26. 根据权利要求24或25所述的离心铸造复合金属产物的方法，包括通过在模具中形 成惰性环境来制备模具。27. 根据权利要求24到26中任一项所述的离心铸造复合金属产物的方法，其中步骤(b) 包括将所述浆料倾倒入模具中之后和/或期间使该模具绕轴旋转，以使产物外表面处或附 近或者产物内表面处或附近的耐火颗粒的浓度高于产物中其他位置的颗粒浓度。28. 根据权利要求24到27中任一项所述的离心铸造复合金属产物的方法，其中步骤(b) 包括以10-120G因子旋转模具。29. 根据权利要求24到28中任一项所述的离心铸造复合金属产物的方法，其中步骤(b) 包括以2.5-25米/秒的圆周速度旋转模具。30. 根据权利要求24到29中任一项所述的离心铸造复合金属产物的方法，其中步骤(b) 包括旋转模具直到基质金属凝固。31. 根据权利要求24到30中任一项所述的离心铸造复合金属产物的方法，其中步骤(b) 包括使模具旋转足够的时间以实现固体颗粒遍及基质金属的不均匀分布。32. 根据权利要求24到31中任一项所述的离心铸造复合金属产物的方法，其中步骤(b) 包括在1200-1650°C范围，通常在1350-1550°C范围内的铸造温度下将所述浆料倾倒入模具 中。33. 根据权利要求24到32中任一项所述的离心铸造复合金属产物的方法，其中复合金 属产物的质量为至少50kg。34. 根据权利要求24到33中任一项所述的离心铸造复合金属产物的方法，其中复合金 属产物的质量为至少75kg。35. 根据权利要求24到34中任一项所述的离心铸造复合金属产物的方法，其中耐火颗 粒的密度在所述金属基质在其铸造温度下的密度的15%以内。36. 离心铸造复合金属产物的方法，所述复合金属产物具有旋转对称轴和至少20kg的 质量，并且包括基质金属和耐火材料的不溶性固体耐火颗粒的不均匀分散体，所述方法包 括： (a) 形成包括分散在液态基质金属中的固体耐火颗粒的浆料，其中耐火颗粒占所述浆 料总体积的5-50vol %，耐火颗粒在铸造温度下不溶，以及耐火颗粒的密度在金属基质在其 铸造温度下的密度的20%以内；和 (b) 将所述浆料倾倒入产物用模具中，并在所述模具中离心铸造产物，得到不溶性固体 颗粒遍及所述基质金属的不均勾分布。37. 离心铸造复合金属产物的方法，所述复合金属产物具有旋转对称轴和至少5kg的质 量，并且包括基质金属和耐火材料的不溶性固体耐火颗粒的不均匀分散体，所述方法包括： (a) 形成包括分散在液态基质金属中的固体耐火颗粒的浆料，其中耐火颗粒占所述浆 料总体积的5-50vol %，耐火颗粒在铸造温度下不溶，以及耐火颗粒的密度在金属基质在其 铸造温度下的密度的20%以内；和 (b) 将所述浆料倾倒入产物用模具中并在所述模具中离心铸造产物，得到不溶性固体 颗粒遍及所述基质金属的不均勾分布。38.离心铸造复合金属产物的方法，所述复合金属产物具有旋转对称轴和至少5kg的质 量，并且包括基质金属和不均匀分布的耐火材料的不溶固体颗粒，所述方法包括:将(a)铌 或(b)铌、钛和钨中的两种或多于两种以下述形式添加到包含基质金属的熔体中：产生在铸 造温度下不溶的碳化铌的固体耐火颗粒和/或在铸造温度下不溶的碳化铌、碳化钛和碳化 钨的两种或多于两种的化学混合物的固体耐火颗粒，其中所述固体耐火颗粒在所述产物的 总体积的5-50vol %的范围内；和在所述模具中离心铸造产物，并得到遍及所述基质金属的 不均匀分布。
【文档编号】C22C37/00GK105899311SQ201480071708
【公开日】2016年8月24日
【申请日】2014年12月30日
【发明人】汤心虎, K.F.多尔曼
【申请人】伟尔矿物澳大利亚私人有限公司