一种无Mo高硼高硅耐磨合金及其韧性改善方法
【专利摘要】一种无Mo高硼高硅耐磨合金及其韧性改善方法属于钢铁材料【技术领域】。本发明的高硼高硅耐磨合金的化学成分及重量百分比为：0.4～0.8％C，1.6～3.0％Si，0.6～1.6％Mn，0.0～2.0％Cr，0.1～2.0％B，0.05～0.15％Ce，P＜0.04％，S＜0.04％，余量为Fe。合金采用电炉熔炼。其韧化方法在于：1)加入钛铁合金对铸态硼化物进行变质，将其由连续网状分布变为独立分布；2)将合金铸件在350～450℃的盐浴中进行热处理，得到残余奥氏体-无碳化物贝氏体双相组织基体，其中残余奥氏体的量控制在5～15％。韧化处理后的合金的冲击韧性得到明显改善，10mm×10mm×55mm标准冲击试样的冲击功最高可达37.5J。
【专利说明】一种无Mo高硼高硅耐磨合金及其韧性改善方法
【技术领域】
[0001]本发明属于钢铁制备【技术领域】，具体涉及一种无Mo高硼高硅耐磨合金及其韧性改善方法。
【背景技术】
[0002]矿由、冶金、煤炭、电力、建材及机械等行业，大量存在这各种易磨损零部件，特别是在磨料磨损工况条件下，易磨损件的消耗更为惊人。据不完全统计，目前我国各种易磨损件的年消耗量在数百万吨，其中因磨料磨损而失效的约占50 %。造成了巨大的经济损失。显然，研制开发性能良好的耐磨材料，势在必行。
[0003]目前，在工业领域广泛使用的耐磨材料主要有高锰钢、合金白口铸铁、中、低碳合金马氏体钢等。奥氏体高锰钢具有高塑性、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，广泛用于矿山机械、工程机械及其它经受冲击负荷的机械，如挖掘机的斗齿、破碎机和球磨机的衬板、拖拉机和坦克的履带以及铁路道岔等。但是，高锰钢的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。例如，国外在中小型球磨机衬板等冲击载荷不高的场合已基本淘汰了高锰钢；而国内由于某些历史原因，在这些场合仍广泛应用高锰钢。由于高锰钢屈服强度低，初始硬度不高(〈229HB)，磨损较快，变形严重，造成拆卸维修的困难，严重地影响了生产率的提高，且由于大量磨屑混入产品，影响了产品质量。因此研制在中、小冲击载荷工况条件下高锰钢的替代品是当前迫切的任务。
[0004]高铬铸铁基体分布有大量的M7C3型碳化物，具有优良的抗磨料磨损能力，广泛应用于凿削、高应力和低应力磨料磨损场合。但在有冲击的工况条件下，易断裂或表面发生碳化物微观剥落而加速磨损；而且需大量的合金元素,增加了生产成本。
[0005]由于硼在铁中的溶解度极低，当加入的硼超过其溶解度时，会形成硼化物。由于硼化物具有与高铬白口铸铁中碳化物相当的硬度(如Fe2B的硬度为HV1200~1600)，以硼化物作为耐磨相的研究工作越来越得到关注。中国发明专利CN200410089538.0公开了一种高硼铸造铁基耐磨合金及其热处理方法，但这种合金中硼化物呈连续网状分布，而且基体为马氏体，韧性较差，在工业生产中的应用受到限制。中国发明专利CN200610049096.6采用加入2.5~3.3被％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，但该合金基体组织仍然为马氏体，虽然1mmX 1mmX 55mm标准冲击试样的冲击功得到了很大提高，可达12.5J，但在冲击较大的场合应用仍然受到限制。中国发明专利CN200610105250.7公开了一种含颗粒状硼化物的高硼铸钢及其制备方法，采用稀土元素Ce和氮进行炉外复合变质处理，提高了合金的韧性，但其工艺复杂，特别是氮含量难以实现稳定的控制。
[0006]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0.6 ~1.2% C，1.8 ~3.0%，0.4 ~0.6% Mn，0.2 ~0.5% Mo，P < 0.04%,S<0.04%，通过在盐浴中进行等温淬火，可以获得无碳化物贝氏体-残余奥氏体双相组织。中国发明专利CN200410089537.6采用钇基重稀土、硼、钛、钒等合金元素对高硅耐磨铸钢进行复合变质处理，使高硅耐磨铸钢的韧性得到了提高。但以上两种高硅耐磨铸钢中均加入了 0.2~0.5%的Mo，使其生产成本增加。
【发明内容】
[0007]本发明的目的是提供一种制备成本较低，不含贵重金属Mo的高硼高硅耐磨合金及其韧化方法，耐磨合金的基体为无碳化物贝氏体和残余奥氏体双相组织，耐磨相为呈孤立分布的高硬度硼化物。
[0008]一种无Mo高硼高硅耐磨合金及其韧性改善方法，所述耐磨合金由重量百分比为
0.4 ~0.8% 的 C，1.6 ~3.0% 的 Si，0.6 ~1.6% 的 Mn，0.0 ~2.0% 的 Cr，0.1 ~2.0% 的B,< 0.04% 的 P，< 0.04% 的 S，余量 Fe 组成。
[0009]上述无Mo高硼高硅耐磨合金及其韧化方法，其特征在于，包括以下具体步骤:
[0010]I)将回炉料、废钢、硅铁、铬铁、锰铁、钥铁称量后置入电炉进行熔炼，炉料熔清后用增碳剂调节碳含量；
[0011]2)当熔体温度升高到1580~1620°C后插铝一次脱氧，铝的加入量为合金熔体重量的0.15~0.3% ;
[0012]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，直接浇注成铸件。钛和硼的加入量按照原子比Ti/B为0.5~0.7加入；
[0013]4)将铸件置于箱式电阻炉中，经850~1050°C条件下奥氏体化，保温时间依据铸件壁厚确定，一般为3min/mm ；
[0014]5)将铸件取出直接置入温度为350~450°C的等温盐浴炉中进行热处理，保温时间为0.5~2小时后，将铸件取出，空冷后获得基体为残余奥氏体-无碳化物贝氏体双相组织，耐磨相为呈独立分布的硼化物的耐磨合金。
[0015]步骤(1)中所述增碳剂为废石墨电极、石墨颗粒。
[0016]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，不添加贵重金属钥，原材料来源广泛，生产成本低廉；2)耐磨合金中碳含量为0.4~0.8%，热处理后组织中有5~15%的稳定的残余奥氏体，残余奥氏体呈薄膜状分布在贝氏体周围(图1)，在破坏过程中残余奥氏体能使裂纹钝化、分枝以及转变诱发塑性效应，同时可以改变裂纹走向并延长裂纹扩展的路径，增大裂纹扩展过程中所消耗的能量，延缓裂纹扩展的速率。3)耐磨合金中硅含量为1.6~3.0%，由于硅元素具有强烈抑制碳化物析出的作用，因而热处理组织中为无碳化物贝氏体。4)本发明采用Ti元素进行硼化物的变质处理，钛和硼的加入量遵循原子比Ti/B为0.5~0.7。由于加入Ti元素后，在高温熔体中首先形成高熔点化合物(如TiC、Τ?Β2等)，这些高熔点化合物与硼化物(主要是Fe2B)有良好的共格关系，可以作为硼化物形核核心，因此变质处理后硼化物形态由连续网状分布改变为呈孤立块状分布(图2)。5)本发明的热处理采用盐浴等温淬火，可以获得硬度45~63HRC，冲击韧度15~37.5J的无Mo高硼高硅耐磨合金:6)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。
【专利附图】
【附图说明】
[0017]图1是经950°C奥氏体化30min后经350°C等温淬火30min后的无Mo高硼高硅耐磨合金的金相组织(图中黑色组织为贝氏体板条，其间分布的为白色的残余奥氏体)。
[0018]图2是无Mo高硼高硅耐磨合金中呈孤立分布的硼化物，其中深色部分为钛的硼碳化合物，起到了形核核心的作用。
[0019]图3是经950°C奥氏体化30min后经400°C等温淬火30min后的无Mo高硼高硅耐磨合金的金相组织(实施例5)。
【具体实施方式】
[0020]以下结合实施例对本发明作进一步的详细描述。
[0021]本发明的实施例以普通废钢、回炉料、硅铁、锰铁、钛铁和硼铁为主要原料，采用50kg中频感应电炉熔炼，浇注砂型标准基尔试块。所铸造无Mo高硼高硅耐磨合金的化学成分均满足:0.4 ~0.8% C，1.6 ~3.0% Si,0.6 ~1.6% Mn,0.0 ~2.0% Cr,0.1 ~2.0%B，0.05~0.15% Ce，P < 0.04%, S < 0.04%，余量为Fe。具体制备步骤为:将回炉料、废钢、硅铁、铬铁、锰铁、铝铁计算称量后置入电炉进行熔炼，炉料熔清后用增碳剂调节碳含量，并调整其他合金成分。将熔体温度升高到1580~1620°C后插铝一次脱氧。然后加入钛铁和硼铁，钢液熔清扒渣后插铝进行二次脱氧，之后出炉，直接浇注成标准基尔试块。采用线切割截取标准基尔试块的下部，用于热处理。
[0022]以下为发明人给出的具体实施例，各实施例中未提及的内容参见前段内容。
[0023]实施例1
[0024]化学成分为0.50wt % C, 0.1wt % B, 2.0lwt % Si, 1.1wt % Mn, 0.6wt % Cr,
0.013wt% P, 0.008wt% S,0.2wt% Ti。耐磨合金试样的热处理工艺为:950°C奥氏体化，保温0.5小时，取出后快速置于400°C的盐浴中进行等温热处理，保温0.5小时，取出空冷至室温。获得的无Mo高硼高硅耐磨合金共晶硼化物呈孤立块状和粒状分布，其力学性能如下:硬度为44HRC，线切割加工的1mmX 1mmX 55mm标准冲击试样冲击功Ak为20.7J。
[0025]实施例2
[0026]化学成分为:0.52wt % C，0.3wt % B, 2.0lwt % Si, 1.08wt % Mn, 0.67wt % Cr,
0.012wt% P,0.01Owt% S,0.62wt% Ti。耐磨合金试样的热处理工艺为:950°C奥氏体化，保温0.5小时，取出后快速置于350°C的盐浴中进行等温热处理，保温0.5小时，取出空冷至室温。获得的无Mo高硼高硅耐磨合金共晶硼化物呈孤立块状和粒状分布，其力学性能如下:硬度为45HRC，线切割加工的1mmX 1mmX 55mm标准冲击试样冲击功Ak为10.5J。
[0027]实施例3
[0028]化学成分为0.48wt % C,0.5wt % B, 2.02wt % Si, 1.08wt % Μη,Ο.53wt % Cr,
0.011wt% P,0.011wt% S,0.80wt% Ti。耐磨合金试样的热处理工艺为:950°C奥氏体化，保温0.5小时，取出后快速置于400°C的盐浴中进行等温热处理，保温0.5小时，取出空冷至室温。获得的无Mo高硼高硅耐磨合金共晶硼化物呈孤立块状和粒状分布，其力学性能如下:硬度为47HRC，线切割加工的1mmX 1mmX 55mm标准冲击试样冲击功Ak为13.9J。
[0029]实施例4
[0030]化学成分为0.52wt % C，0.1wt % B, 2.06wt % Si, 1.06wt % Μη,Ο.007wt % P,
0.009wt% S,0.21wt% Ti。耐磨合金试样的热处理工艺为:950°C奥氏体化，保温0.5小时，取出后快速置于350°C的盐浴中进行等温热处理，保温0.5小时，取出空冷至室温。获得的无Mo高硼高硅耐磨合金共晶硼化物呈孤立块状和粒状分布，其力学性能如下:硬度为47HRC，线切割加工的1mmX 1mmX 55mm标准冲击试样冲击功Ak为24.6J。
[0031]实施例5
[0032]化学成分为0.52wt % C，0.1wt % B, 2.06wt % Si, 1.06wt % Μη,Ο.007wt % P,
0.009wt% S，0.21wt% Ti。耐磨合金试样的热处理工艺为:950°C奥氏体化，保温0.5小时，取出后快速置于400°C的盐浴中进行等温热处理，保温0.5小时，取出空冷至室温。获得的无Mo高硼高硅耐磨合金共晶硼化物呈孤立块状和粒状分布(见图3)，其力学性能如下:硬度为43HRC，线切割加工的1mmX 1mmX 55mm标准冲击试样冲击功Ak为37.5J。
【权利要求】
1.一种无Mo高硼高硅耐磨合金及其韧性改善方法，其特征在于，所述耐磨合金由重量百分比为 0.4 ~0.8% 的 C，1.6 ~3.0% 的 Si，0.6 ~1.6% 的 Mn，0.0 ~2.0%的0，0.1 ~2.0%的8，<0.04% 的 P，< 0.04% 的 S，余量 Fe 组成。
2.权利要求1所述无Mo高硼高硅耐磨合金及其韧性改善方法，其特征在于，包括以下具体步骤: 1)将回炉料、废钢、硅铁、铬铁、锰铁、钥铁称量后置入电炉进行熔炼，炉料熔清后用增碳剂调节碳含量； 2)当熔体温度升高到1580~1620°C后插铝一次脱氧，铝的加入量为合金熔体重量的0.15 ~0.3% ; 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，直接浇注成铸件； 4)将铸件置于箱式电阻炉中，经850~1050°C条件下奥氏体化，保温时间依据铸件壁厚确定，一般为3min/mm ； 5)将铸件取出直接置入温度为350~450°C的等温盐浴炉中进行热处理，保温时间为0.5~2小时后，将铸件取出，空冷后获得基体为残余奥氏体-无碳化物贝氏体双相组织，耐磨相为呈独立分布的硼化物的耐磨合金。
3.根据权利要求1和2所述的耐磨合金的制造方法，其特征在于，所述碳含量为0.6~0.8%，采用废石墨电极或石墨颗粒进行增碳。碳含量为0.4~0.8%是确保在热处理组织中残留有一定量的残余奥氏体(5~15% )。
4.根据权利要求1所述的耐磨合金，其特征在于，所述硅含量为1.6~3.0%，保证热处理组织贝氏体中不会出现碳化物。
5.根据权利要求1所述的耐磨合金，其特征在于，钛和硼的加入量按照原子比Ti/B为.0.5~0.7加入。
【文档编号】C22C33/06GK104073727SQ201310096282
【公开日】2014年10月1日 申请日期:2013年3月25日 优先权日:2013年3月25日
【发明者】陈祥, 罗纪伟, 范静 申请人:宁波锋业耐磨件制造有限公司