一種VC_p增強(qiáng)中錳耐磨合金材料、制備方法及耐磨零部件的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及耐磨合金材料領(lǐng)域，具體說是一種VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料、制備方法及耐磨零部件，其材料組分按以下質(zhì)量百分比組成：C：2.0?3.5%、V：3.5?12.5%、Si：0.5?2.0%、Mn：1.5?10.5%、Cr：0.5~3.5%、Mo：0.5~2.5%、Ti：0.1?2.0%、Al:0.1?1.5％、S：≤0.04%、P：≤0.06%，余量為鐵。本發(fā)明通過對(duì)鑄態(tài)組織進(jìn)行淬火?碳分配熱處理，使組織中含有富碳的奧氏體，通過室溫存在的富碳奧氏體在應(yīng)變作用下產(chǎn)生相變而出現(xiàn)TRIP效應(yīng)，來提高耐磨合金材料的塑韌性能和耐磨性能。
【專利說明】
一種VCp増強(qiáng)中錳耐磨合金材料、制備方法及耐磨零部件
技術(shù)領(lǐng)域
[0001]本發(fā)明涉及耐磨合金材料領(lǐng)域，具體說是一種VCjI強(qiáng)中錳耐磨合金材料及其制備方法。
【背景技術(shù)】
[0002]目前，我國在耐磨合金材料領(lǐng)域主要有:(I)高錳鋼；(2)具有馬氏體或者貝氏體基體組織的耐磨鋼；(3)白口鑄鐵；(4)除含有馬氏體和貝氏體、殘余奧氏體等基體組織以外，還具有顆粒增強(qiáng)相的第三代耐磨材料-高鉻鑄鐵，由于在高鉻鑄鐵中還有高硬度的增強(qiáng)相O7C3，其碳化物顯微硬度達(dá)到了 HV1200?1300，故其比前兩代耐磨合金材料在耐磨性能上有了較大幅度提升，硬度可以達(dá)到HRC60?65。但是，由于其碳化物通常呈現(xiàn)長條形且比較粗大，故其沖擊韌性一般都在3?5J/cm2之間，有些還有低于3J/cm2，普遍比較低，材料相對(duì)比較脆，耐沖擊性較差，因而其綜合耐磨性能仍然不是特別理想。
[0003]高錳鋼經(jīng)過水韌處理之后，基體全部為過冷奧氏體組織，沒有碳化物增強(qiáng)相;在高沖擊載荷作用下，表層局部能夠轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，具有高的硬度，從而提高其耐磨性能。但是，在中、低沖擊載荷作用下，表層奧氏體組織不能完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，會(huì)導(dǎo)致耐磨性能惡化。
[0004]隨著某些工程機(jī)械、礦山機(jī)械、冶金機(jī)械等工況進(jìn)一步惡劣以及裝備大型化，例如在制砂機(jī)設(shè)備、熱乳棍等裝備市場，對(duì)具有更高耐磨性能的耐磨合金材料需求越來越迫切。在這種情況下，前人經(jīng)過大量實(shí)驗(yàn)研究，開發(fā)了高釩高速鋼耐磨合金材料-第四代耐磨材料來制造耐磨關(guān)鍵零部件，以滿足其在惡劣工況下提高工件實(shí)際使用壽命服役要求。
[0005]國外己經(jīng)研究開發(fā)了基于VC顆粒增強(qiáng)的復(fù)合耐磨材料一高釩高速鋼，由于VC顆粒具有高硬度(HV2600-2800)、團(tuán)球狀形貌、彌散分布等諸多特征，使基于VC顆粒增強(qiáng)的復(fù)合耐磨材料耐磨性能和沖擊韌性相比較于第三代耐磨材料一高鉻鑄鐵(碳化物硬度、長條形、不規(guī)則分布)有了大幅度提升;并且成功應(yīng)用于熱乳乳輥、冷乳乳輥、粉磨機(jī)錘頭、襯板等耐磨鑄件。
[0006]在我國也起步研究開發(fā)基于VC增強(qiáng)的復(fù)合耐磨合金材料一高釩高速鋼，并且應(yīng)用于熱乳輥耐磨件。目前使用鑄造工藝開發(fā)基于VC的顆粒增強(qiáng)型復(fù)合耐磨材料的凝固特性、變質(zhì)機(jī)理和熱處理工藝特征等方面的研究基本趨于成熟。但是，高釩高速鋼耐磨合金材料仍然有一些技術(shù)領(lǐng)域有待于突破，制約了其產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用;例如:進(jìn)一步提高其韌性以促使其耐磨性能更加穩(wěn)定可靠，提高其抗高溫氧化性能等。
[0007]目前，我國對(duì)高釩高速鋼耐磨合金材料的變質(zhì)處理方面有一定研究，現(xiàn)有技術(shù)對(duì)高釩耐磨合金材料采用的變質(zhì)處理方法主要是使用稀土硅鎂或者(含B、含T1、含Zr)鉀鹽作為孕育變質(zhì)劑，使用量均在0.5?1.0%之間；其中含Ti鉀鹽變質(zhì)效果相對(duì)較為理想。使用常用的稀土硅、鎂作為變質(zhì)劑，稀土一方面有凈化鐵液的作用，能與鐵液中的氧、氮等生成化合物，同時(shí)這些化合物還可以作為形核質(zhì)點(diǎn)起到細(xì)化碳化物的作用；另一方面稀土是一種表面活性元素，在凝固過程中可以富集在碳化物的表面，從而抑制碳化物沿晶界長大，使碳化物細(xì)化。使用鉀鹽作為孕育變質(zhì)劑，由于鉀K容易富集在碳化物表面，抑制碳化物沿晶界的長大，使碳化物細(xì)化;而含Ti鉀鹽中的微量Ti能與鐵液中的碳形成TiC顆粒，能起到形核質(zhì)點(diǎn)的作用；從而鉀鹽能起到較好的孕育變質(zhì)作用。由于采用的變質(zhì)劑起到了外來晶核的作用，使得凝固組織的形核率大大增加，碳化物的形態(tài)產(chǎn)生了一定變化，VC逐步呈孤立分布的團(tuán)塊狀，碳化物邊部的圓滑程度也有了一定提高，碳化物尺寸也明顯減少，特大顆粒的碳化物消失;分布均勻性也有所增強(qiáng)。
[0008]現(xiàn)有技術(shù)的缺點(diǎn)有以下四點(diǎn):
(I)使用孕育變質(zhì)處理技術(shù)，可以改善合金材料中碳化物形貌及其穩(wěn)定性，在一定幅度上改善高釩高速鋼耐磨合金材料的沖擊韌性和塑性。但是，其提高幅度和效果仍然十分有限。
[0009](2)現(xiàn)有的熱處理工藝技術(shù)，可以使耐磨合金材料在室溫時(shí)含有一定量的殘余奧氏體組織，且通過回火工藝，殘余奧氏體組織又會(huì)有一部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。因此，針對(duì)高碳鋼或者鑄鐵合金材料，由于淬透性好，殘余奧氏體含量偏低，導(dǎo)致韌、塑性可以調(diào)節(jié)的范圍較少。
[0010](3)利用高錳鋼水韌處理，可以使高錳鋼為全奧氏體組織，材料塑、韌性能十分優(yōu)良。但是，由于高錳鋼中無碳化物硬質(zhì)相來增強(qiáng)其耐磨粒磨損性能，且對(duì)于中、低沖擊載荷工況，其表層的奧氏體組織不能有效地轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織來提高其硬度和耐磨性能;故對(duì)于中、低沖擊載荷和磨粒磨損的應(yīng)用場合，高錳鋼的耐磨性能并不理想。
[0011](4)高釩高速鋼耐磨合金材料在高溫?zé)崽幚頃r(shí)容易氧化，導(dǎo)致在工件或試樣表面生成一層厚厚的氧化皮。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0012]針對(duì)高釩高速鋼耐磨合金材料，由于碳化物具有高硬度及顆粒形貌較好而具有較好韌性，故它的耐磨粒磨損性能很高。但是，針對(duì)一些沖擊相對(duì)大的應(yīng)用場合，其沖擊韌性和塑性還不能完全滿足其使用要求。所以，在高的沖擊場合，需要耐磨合金材料具有更高沖擊韌性和塑性，目前高釩高速鋼耐磨合金材料還不能滿足其使用要求。因此，本發(fā)明需要解決高釩高速鋼耐磨合金材料在高、中沖擊工況條件下的韌塑性不足問題。
[0013]針對(duì)現(xiàn)有高錳鋼耐磨合金材料，如Mnl3Cr2，其沖擊韌性可以達(dá)到200?300J/cm2，韌性很好，經(jīng)過水韌處理，基體全部為過冷奧氏體組織。在受到外界高沖擊載荷時(shí)，表層能轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，導(dǎo)致其耐磨性能好。但是，在中、低沖擊載荷下，表層奧氏體組織并不能局部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織，導(dǎo)致在該工況條件下耐磨性能不足。因此，本發(fā)明需要解決高錳鋼耐磨合金材料在中、低沖擊載荷條件下的耐磨性能不足問題。
[0014]針對(duì)高釩高速鋼耐磨合金材料，在熱處理時(shí)工件表面容易氧化生成一層厚厚的氧化物，需要在保護(hù)氣氛或者在工件表面涂刷抗高溫氧化涂料，所以工件在熱處理過程中存在容易氧化的問題。因此，本發(fā)明需要解決高釩高速鋼耐磨合金材料的抗氧化性問題。
[0015]本發(fā)明解決上述技術(shù)問題采用的技術(shù)方案為:一種VCJI強(qiáng)中錳耐磨合金材料，其組分按以下質(zhì)量百分比組成:(::2.0-3.5%、￥:3.5-12.5%、51:0.5-2.0%、]\111:1.5-10.5%、0:0.5-3.5%、Mo:0.5-2.5%、T1:0.1-2.0%、A1: 0.1-1.5%、S:彡0.04%、P: ^0.06%，余量為鐵。
[0016]本發(fā)明還提供一種VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料的制備方法，其按以下步驟進(jìn)行: 1)將廢鋼、生鐵、釩鐵、鈦鐵、鉻鐵、鉬鐵、錳鐵清理干凈，按上述質(zhì)量百分比要求進(jìn)行配料，并分類放置；
2)將上述廢鋼、生鐵、鉻鐵與鉬鐵放入爐中加熱熔煉，在熔煉后期加入錳鐵和釩鐵，待熔清后進(jìn)行等溫處理，再加入鋁絲或鋁粒進(jìn)行預(yù)脫氧，然后加入脫硫劑脫硫，并扒渣；
3)再加入鈦鐵，并加入招絲或招粒調(diào)整鈦和招元素的成分；
4)抽取成分試樣檢測，直到成分檢測合格后升高爐溫，并且經(jīng)過終脫氧處理后出爐；
5)向出爐后的鐵液中加入復(fù)合孕育變質(zhì)劑，采用包底沖入法對(duì)鐵液進(jìn)行孕育和變質(zhì)處理；
6)將孕育和變質(zhì)處理的鐵液進(jìn)行澆注；
7)澆注完成后進(jìn)行冷卻、清理處理，再打磨噴砂；
8)將上述打磨噴砂后的工件置于加熱爐中進(jìn)行淬火-碳分配熱處理。
[0017]作為優(yōu)選，熔煉溫度為1550-1600 V，等溫處理時(shí)間為5_10min;預(yù)脫氧采用的鋁絲或招粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)占鐵液質(zhì)量的0.1%-0.15%O
[0018]作為優(yōu)選，步驟(4)中，爐溫升至1600-1650°c之間。
[0019]作為優(yōu)選，所述孕育變質(zhì)劑的組分所占鐵液質(zhì)量百分比為:0.10%Ti,0.10% RE,0.05%Mg、0.15%Ko
[0020]作為優(yōu)選，將上述組分的復(fù)合孕育變質(zhì)劑破碎至Φ1-5πιπι的小顆粒，經(jīng)200°C烘干后，預(yù)置澆包底部，再進(jìn)行孕育和變質(zhì)處理；將澆包中的鐵液孕育和變質(zhì)處理后靜置2-3min，再進(jìn)行澆注，澆注溫度為1420-1540 °C。
[0021]作為優(yōu)選，所述工件置于加熱爐后，升溫至850-1050°C，再保溫20-60min;然后淬火到100-500 0C，并保溫5-25s，接著升溫到150-650°C，并保溫5_5400s，然后出爐風(fēng)冷至室溫O
[0022]作為另一種優(yōu)選，所述工件置于加熱爐后，升溫至850-1050°C，再保溫20-60min，接著淬火到100-500 0C，并保溫5-5400S，然后出爐風(fēng)冷至室溫。
[0023]進(jìn)一步地，保溫5-5400S后風(fēng)冷到室溫，然后在100-300°C溫度區(qū)間進(jìn)行回火，再出爐空冷至室溫。
[0024]本發(fā)明還提供一種耐磨零部件，其由上述方法獲得的材料制成，不僅耐磨性能好，而且塑、韌性能顯著提升。
[0025]本發(fā)明通過對(duì)鑄態(tài)組織進(jìn)行淬火-碳分配及回火熱處理，使組織中含有富碳的奧氏體，通過在室溫時(shí)存在的富碳奧氏體在應(yīng)變作用下產(chǎn)生相變而誘發(fā)TRIP效應(yīng)，來提高耐磨合金材料的塑、韌性能和耐磨性能。
【附圖說明】
[0026]圖1(a、b、c)是本發(fā)明實(shí)施I制備的材料分別為100倍、200倍、500倍的金相圖。
[0027]圖2為圖1中的產(chǎn)品用X射線衍射儀相檢測的譜圖。
[0028]圖3(a、b、c)是本發(fā)明實(shí)施2制備的材料分別為100倍、200倍、500倍的金相圖。
[0029]圖4為圖3中的產(chǎn)品用X射線衍射儀相檢測的譜圖。
[0030]圖5(a、b)是本發(fā)明實(shí)施3制備的材料分別為200倍、500倍的金相圖。
[0031]圖6為圖5中的產(chǎn)品用X射線衍射儀相檢測的譜圖。
【具體實(shí)施方式】
[0032]下面結(jié)合附圖詳細(xì)介紹本發(fā)明:
一種VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料，其組分按以下質(zhì)量百分比組成:C: 2.0-3.5%、V: 3.5-12.5%、S1:0.5-2.0%、Mn:1.5-10.5%、Cr:0.5~3.5%、Mo:0.5~2.5%、T1:0.1-2.0%、Al: 0.1-1.5%、S:彡0.04%、P:彡0.06%，余量為鐵。其中，Si來自廢鋼、生鐵或人為添加，Al則來自于人為添加及預(yù)脫氧和終脫氧時(shí)極少量的殘留。
[0033]本發(fā)明利用V、Ti元素取代高鉻鑄鐵中Cr元素，在鐵基體中生成高硬度VC碳化物硬質(zhì)顆粒;在鐵中加入0.1-2.0 %的Ti元素使其在鐵中生成部分(V，Ti )C共晶碳化物；因工件一般都有一定厚度，加入一定量的鉻Cr元素和鉬Mo元素作為提高淬透性的元素;利用錳元素增加和穩(wěn)定耐磨合金材料中的奧氏體含量；因Ti元素易與硫元素結(jié)合生成有害化合物Ti2S，因此對(duì)硫元素的控制要求較嚴(yán)，要求<0.04 %。其中，
C:碳元素對(duì)本復(fù)合耐磨合金材料的組織與性能來說至關(guān)重要，它既可以固溶于基體中起固溶強(qiáng)化作用，又是形成碳化物增強(qiáng)相的基本元素。還能促進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變，提高復(fù)合耐磨合金材料的淬硬性。碳含量太高會(huì)增加材料脆性，太低則減少碳化物增強(qiáng)相的數(shù)量致使其耐磨性能降低。通過碳元素配分使它能從馬氏體向奧氏體擴(kuò)散，可以使室溫奧氏體富碳，有利于在應(yīng)力作用下奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，通過相變產(chǎn)生塑、韌性;而且碳元素還可以顯著降低馬氏體形成溫度，即相變點(diǎn)。因此，控制C含量在2.0-3.5%之間。
[0034]Mn:錳元素對(duì)于本復(fù)合耐磨合金材料的組織與性能來說至關(guān)重要，它可以固溶于基體中起固溶強(qiáng)化作用，但是在本復(fù)合耐磨材料中，并不是其主要作用。錳可以顯著降低馬氏體形成溫度，即相變點(diǎn)；且擴(kuò)大兩相區(qū)。錳是促進(jìn)本復(fù)合耐磨合金材料中奧氏體形成和穩(wěn)定的主要元素，起著十分關(guān)鍵性的作用。因此，控制Mn含量在1.5-10.5%之間。Mn元素還能一定程度上有利于提高耐磨合金材料的抗高溫氧化性能。
[0035]V:釩是強(qiáng)碳化物形成元素，易在鐵液中與C元素反應(yīng)形成大量且能夠呈團(tuán)球狀等形態(tài)、彌散分布的VC增強(qiáng)相，相對(duì)于高鉻鑄鐵中的碳化物，其形態(tài)和分布均有了很大改善，顯著提高本復(fù)合耐磨合金材料抗磨粒磨損時(shí)的沖擊韌性與耐磨性能。然而，由于加入了一定量Ti元素，在基體中可生成TiC，它與VC晶格類型相同，均為面心立方晶格，兩者容易復(fù)合形成(V，Ti)C共晶碳化物，故Ti元素可取代部分V元素。V元素可以顯著升高馬氏體形成溫度，即相變點(diǎn)。所以，把V含量控制在3.5-12.5%之間。
[0036]Cr:鉻也可與C反應(yīng)形成Cr6CXr7C3和Cr23C6等碳化物，但由于鉻的碳化物顯微硬度比VC低得多，且其形貌由于呈長條形而導(dǎo)致其韌性較差，故本發(fā)明中添加鉻元素的目的不在于使其形成碳化物，而且在基體組織凝固過程中形成碳化物的優(yōu)先順序應(yīng)該是Ti>v>Cr，而且其Cr元素的加入量較少，可以使其固溶于奧氏體中，主要起著提高基體的淬硬性和淬透性作用，選擇控制Cr元素含量在0.5-3.5%之間。
[0037]Ti:鈦元素是強(qiáng)碳化物形成元素，與鐵液中的C元素反應(yīng)形成大量細(xì)小、彌散分布的TiC核，由于其凝固析出溫度要高于VC，且與VC均為面心立方晶格，晶格常數(shù)相近，晶格錯(cuò)配度小，故TiC容易作為VC有效異質(zhì)核心，同時(shí)還可以細(xì)化奧氏體枝晶，改善碳化物形態(tài)與分布。故在成分設(shè)計(jì)中，直接將Ti含量控制在0.1-2.0%，將合金加入鐵液中，以便易于熔化，通過所采用中頻感應(yīng)熔煉爐的電磁場攪拌作用，使其產(chǎn)生大量均勻的TiC核。但是，在鐵液中Ti元素加入不宜過多，過多則會(huì)影響其金屬溶液的流動(dòng)性能和充型性能。Ti可以顯著升高馬氏體形成溫度，即相變點(diǎn)。所以，在其成分設(shè)計(jì)中控制其上限為2.0%。
[0038]Si和Al:主要用于抑制或延遲Fe3C等不利碳化物在熱處理工藝過程中的生成；同時(shí)，Al元素還能提高耐磨合金材料的抗高溫氧化性能。
[0039]在本發(fā)明中，復(fù)合孕育變質(zhì)劑的組分設(shè)計(jì)為:0.1O % T1、0.1O % RE、0.05 % Mg、0.15%K。通過在鐵液中加入一定量的鈦元素，由于TiC凝固析出溫度要高于VC顆粒，且與VC均為面心立方晶格，晶格常數(shù)相近，晶格錯(cuò)配度小，故TiC容易作為VC的異質(zhì)核心，同時(shí)還可以細(xì)化奧氏體枝晶，改善共晶碳化物的形態(tài)與分布。因此，使其先析出TiC;從而在鐵液中形成異質(zhì)核心起到對(duì)鐵液的孕育作用。由于在鐵液成分設(shè)計(jì)中含有Ti元素，在其變質(zhì)劑中也含有一定Ti元素，使得在鐵液凝固過程中，優(yōu)先于VC析出的TiC，數(shù)量足夠多而且擁有足夠的結(jié)晶核心，從而有利于奧氏體枝晶和碳化物細(xì)化，且容易形成(V，Ti)C共晶碳化物。
[0040]在鐵液澆包中加入復(fù)合孕育變質(zhì)劑進(jìn)行變質(zhì)處理，其中含有一定量的稀土鎂和鉀鹽，一方面稀土具有脫氧、脫硫作用，所生成的稀土硫化物、稀土氧化物和稀土硫氧化物能夠被排除，能對(duì)鐵液作進(jìn)一步的凈化，稀土和鎂元素能夠在奧氏體枝晶結(jié)晶前沿的熔體中富集，形成成分過冷區(qū)，有利于奧氏體枝晶向多晶發(fā)展，從而縮小枝晶間距。另一方面，稀土和鎂元素是表面活性元素，容易在碳化物的某晶面被選擇吸附，從而抑制碳化物晶面的擇優(yōu)長大。變質(zhì)劑中鎂和鉀元素沸點(diǎn)低，加入鐵水后迅速汽化并產(chǎn)生大量的原子氣團(tuán)而造成碳化物點(diǎn)陣上的空位，空位加速碳化物的溶解和擴(kuò)散，特別是鉀與陶瓷碳化物VC間潤濕性能較好，從而有利于碳化物VC團(tuán)球化，邊菱圓鈍;致使碳化物形態(tài)得到改善。
[0041]于是，通過使鐵液產(chǎn)生足夠數(shù)量的異質(zhì)核心和形成(V，Ti)C共晶碳化物，并使碳化物晶界富集鎂和稀土元素阻止碳化物某晶面的擇優(yōu)長大，以及鉀元素產(chǎn)生的碳化物點(diǎn)陣空位加速碳化物的溶解和擴(kuò)散，使得在本耐磨合金材料中VC碳化物大多數(shù)呈現(xiàn)球團(tuán)狀，而且均勻分布。大塊狀、開花狀、條狀、桿狀和蠕蟲狀等形態(tài)的碳化物以及菊花狀分布的情形大大減少，使耐磨合金材料性能更加穩(wěn)定可靠。
[0042]因此，在提高增強(qiáng)顆粒硬度(大于鉻的碳化物硬度)的同時(shí)，通過VC球團(tuán)化而減少對(duì)基體的割裂作用，提高基體沖擊韌性;使材料耐磨性能得到一定提高。
[0043]在熔煉過程中通常采用常規(guī)鑄鐵除渣劑來去除鐵液中的雜質(zhì)元素和夾雜物，因?yàn)樵诔煞衷O(shè)計(jì)中含有Ti元素，而Ti元素容易生成有害的1^11^203、1^25等夾雜物。因此，為了提高Ti元素作用使其充分發(fā)揮異質(zhì)核心和孕育作用，本發(fā)明采用先脫氧一再脫硫以及三次扒渣的除渣工藝，由于氧的活度要大于硫，通過先脫氧有利于提高脫硫的實(shí)際效果;采用鋁絲進(jìn)行脫氧，采用專用鑄鐵脫硫劑進(jìn)行脫硫;通過充分和反復(fù)多次聚集鐵液中的夾渣物，進(jìn)行多次扒渣，而予以排除干凈。由于扒渣比較充分，且次數(shù)較多，因此鐵液的扒渣比較徹底，有利于提高Ti元素收得率并發(fā)揮其異質(zhì)核心和孕育作用。
[0044]針對(duì)碳含量<0.5%且不含或僅含有微量強(qiáng)碳化物形成元素的中、低碳鋼和碳含量?0.9%且僅含有微量強(qiáng)碳化物形成元素的高碳鋼，淬火-碳分配-回火工藝(QPT)是將鋼完全奧氏體化后淬火至馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度(Ms)和馬氏體結(jié)束轉(zhuǎn)變溫度(Mf)之間，得到一定量的馬氏體和奧氏體，再在一定溫度保溫一定時(shí)間，使馬氏體中過飽和的碳原子迀移到奧氏體中，增加奧氏體中的碳含量，以便穩(wěn)定奧氏體，然后風(fēng)冷至室溫，最終得到具有一定數(shù)量且能在室溫穩(wěn)定存在的富碳奧氏體和馬氏體雙相組織。因?yàn)檫@種工藝的鋼在變形過程中，奧氏體可以在受到應(yīng)力應(yīng)變作用下，發(fā)生馬氏體相變，吸收一定的應(yīng)力，誘發(fā)相變塑、韌性，從而使耐磨合金材料具有較好的塑、韌性能。
[0045]高錳鋼Mnl3Cr2鑄態(tài)組織經(jīng)過水韌處理，即為一種固溶處理，由于高錳鋼的鑄態(tài)組織為奧氏體、碳化物以及珠光體所組成，有時(shí)還含有少量的磷共晶。沿奧氏體晶界析出的碳化物會(huì)降低鋼的韌性，為了消除碳化物，將鋼加熱至奧氏體區(qū)溫度(1050-1100Γ，需要視鋼中的碳化物細(xì)小或粗大而定)并保溫一段時(shí)間(每25_壁厚保溫Ih)，使鑄態(tài)組織中的碳化物基本都固溶到奧氏體中，然后快速冷卻，從而得到單一的過冷奧氏體組織。水韌處理后其韌、塑性能較好，使材料能應(yīng)用于高沖擊工況場合。由于高錳鋼在水韌處理后全為過冷奧氏體組織，導(dǎo)致材料塑、韌性能十分優(yōu)良。
[0046]實(shí)施例1
將廢鋼、生鐵、釩鐵、鈦鐵、鉻鐵、鉬鐵、錳鐵清理干凈，按C: 2.0%、V: 7.5%、S1: 0.5%、Mn:I.5%、Cr: 0.5%、Mo: 0.5%、T1: 2.0%、Al:1.5 %、S:彡0.04%、P:彡0.06%，余量為鐵，進(jìn)行配料，并分類放置;再將上述廢鋼、生鐵、鉻鐵與鉬鐵放入爐中加熱熔煉，熔煉溫度為1550°C，在熔煉后期加入錳鐵和釩鐵，待熔清后進(jìn)行等溫處理5min，再加入占鐵液質(zhì)量的0.1%鋁絲或鋁粒進(jìn)行預(yù)脫氧，然后加入脫硫劑脫硫，并扒渣;再加入鈦鐵和鋁粒調(diào)整鈦和鋁元素的成分；接著抽取成分試樣檢測化學(xué)成分，并進(jìn)行各元素的成分調(diào)整，直到成分合格后升高爐溫至1600°C，并利用上述加入的鋁粒進(jìn)行終脫氧處理，然后準(zhǔn)備出爐;接著向出爐后的鐵液中加入復(fù)合孕育變質(zhì)劑，孕育變質(zhì)劑的組分占鐵液質(zhì)量百分比為:0.10 % T1、0.10 % RE、0.05 %Mg、0.15 % K，將復(fù)合孕育變質(zhì)劑破碎至Φ Imm的小顆粒，經(jīng)200 °C烘干后，預(yù)置澆包底部，然后采用包底沖入法對(duì)沖入澆包中的鐵液進(jìn)行孕育和變質(zhì)處理，處理后靜置2min，再進(jìn)行澆注，澆注溫度為1500 °C (針對(duì)消失模鑄造工藝)；待工件在砂箱中冷卻30分鐘以上，工件出箱冷卻并做清理處理，再進(jìn)行打磨噴砂后處理;將上述打磨噴砂后的工件置于加熱爐，再升溫至850°C，并保溫60min，然后淬火到100°C，保溫25s;接著升溫到250°C，并保溫5400s，然后出爐空(或風(fēng))冷至室溫，得到耐磨合金材料試樣，其金相圖如圖1;經(jīng)X射線衍射儀相鑒定檢測，除碳化物以外，奧氏體含量為15.6%，馬氏體含量為84.4%，其譜圖如圖2所示。
[0047]實(shí)施例2
將廢鋼、生鐵、釩鐵、鈦鐵、鉻鐵、鉬鐵、錳鐵清理干凈，按C: 2.8%、V: 8%、S1: 1.2%、Mn: 6%、Cr: 2%、Mo: I.5%、Ti: 1%、A1: 0.8%、S:彡0.04%,P:彡0.06%，余量為鐵，進(jìn)行配料，并分類放置;再將上述廢鋼、生鐵、鉻鐵與鉬鐵放入爐中加熱熔煉，熔煉溫度為1580 °C，在熔煉后期加入錳鐵和釩鐵，待熔清后進(jìn)行等溫處理6min，再加占鐵液質(zhì)量的0.12%鋁絲或鋁粒進(jìn)行預(yù)脫氧，然后加入脫硫劑脫硫，并扒渣;再加入鈦鐵和鋁絲調(diào)整鈦和鋁元素的成分;接著抽取成分試樣檢測化學(xué)成分，并進(jìn)行各元素的成分調(diào)整，直到成分合格后升高爐溫至1630°C，并利用上述加入的鋁絲進(jìn)行終脫氧處理，然后準(zhǔn)備出爐;接著向出爐后的鐵液中加入復(fù)合孕育變質(zhì)劑，孕育變質(zhì)劑的組分占鐵液質(zhì)量百分比為:0.10%T1、0.10%RE、0.05%Mg、0.15%K，將復(fù)合孕育變質(zhì)劑破碎至Φ 3_的小顆粒，經(jīng)200 0C烘干后，預(yù)置澆包底部，采用包底沖入法對(duì)鐵液進(jìn)行孕育和變質(zhì)處理，處理完后靜置3min，再進(jìn)行澆注，澆注溫度為1520°C(針對(duì)消失模鑄造工藝);待工件在砂箱中冷卻30分鐘以上，工件再出箱冷卻并做清理處理，再進(jìn)行打磨噴砂后處理;將上述打磨噴砂后的工件置于加熱爐，再升溫至1000°c，并保溫40min，然后淬火到300°C，并保溫1s;接著升溫到450°C，并保溫300s，然后出爐空冷或風(fēng)冷至室溫，得到耐磨合金材料工件或試樣，其金相圖如圖3所示;經(jīng)X射線衍射儀相鑒定檢測，除碳化物以外，奧氏體含量為34.1%，馬氏體含量為65.9%，其譜圖如圖4所示。
[0048]實(shí)施例3
將廢鋼、生鐵、釩鐵、鈦鐵、鉻鐵、鉬鐵、錳鐵清理干凈，按C: 3.5%、V: 12.5%、S1: 1.0%、Μη:1.5%、Cr: 3.5%、Mo: 2.5%、T 1: 0.1%、Al: 0.4 %、S:彡 0.04%、P:彡 0.06%，余量為鐵，進(jìn)行配料，并分類放置;再將上述廢鋼、生鐵、鉻鐵與鉬鐵放入爐中加熱熔煉，熔煉溫度為16000C，在恪煉后期加入猛鐵和f凡鐵，待恪清后進(jìn)彳丁等溫處理1min，再加入占鐵液質(zhì)量的0.15%招絲或鋁粒進(jìn)行預(yù)脫氧，然后加入脫硫劑脫硫，并扒渣;再加入鈦鐵和鋁絲調(diào)整鈦和鋁元素的成分;接著抽取成分試樣檢測化學(xué)成分，并進(jìn)行各元素的成分調(diào)整，直到成分合格后升高爐溫至1650°C，并利用上述加入的鋁絲進(jìn)行終脫氧處理，然后準(zhǔn)備出爐;接著向出爐后的鐵液中加入復(fù)合孕育變質(zhì)劑，孕育變質(zhì)劑的組分占鐵液質(zhì)量百分比為:0.10 % T1、0.1O % RE、
0.05 %Mg、0.15 % K，將復(fù)合孕育變質(zhì)劑破碎至Φ 5mm的小顆粒，經(jīng)200°C烘干后，預(yù)置澆包底部，然后采用包底沖入法對(duì)鐵液進(jìn)行孕育和變質(zhì)處理，處理后靜置2min，再進(jìn)行澆注，澆注溫度為15400C (針對(duì)消失模鑄造工藝)；待工件在砂箱中冷卻30分鐘以上，工件出箱冷卻并做清理處理，再進(jìn)行打磨噴砂后處理;將上述打磨噴砂后的工件置于加熱爐，再升溫至1050°C，并保溫20min，接著淬火到450°C，并保溫45s;然后出爐空冷或風(fēng)冷至室溫;再在200°C溫度區(qū)間進(jìn)行回火，然后出爐空冷至室溫，得到耐磨合金材料工件或試樣，其金相圖如圖5所示。經(jīng)X射線衍射儀的相鑒定檢測，除碳化物以外，奧氏體含量為85.9%，馬氏體含量為14.2%，其譜圖如圖6所示。
[0049]以上對(duì)本發(fā)明實(shí)施例所提供的技術(shù)方案進(jìn)行了詳細(xì)介紹，本文中應(yīng)用了具體案例對(duì)本發(fā)明實(shí)施例的原理以及實(shí)施方式進(jìn)行了闡述，以上實(shí)施例的說明只適用于幫助理解本發(fā)明實(shí)施例的原理；同時(shí)，對(duì)于本領(lǐng)域的一般技術(shù)人員，依據(jù)本發(fā)明實(shí)施例，在【具體實(shí)施方式】以及應(yīng)用范圍上均會(huì)有改變之處，綜上所述，本說明書內(nèi)容不應(yīng)理解為對(duì)本發(fā)明的限制。
【主權(quán)項(xiàng)】
1.一種VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料，其組分按以下質(zhì)量百分比組成:C: 2.0-3.5%、V: 3.5-12.5%、S1:0.5-2.0%、Mn:1.5-10.5%、Cr:0.5-3.5%、Mo:0.5-2.5%、T1:0.1-2.0%、Al: 0.1-1.5 %、S:彡 0.04%、P:彡 0.06%，余量為鐵 ο2.—種權(quán)利要求1所述VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料的制備方法，其按以下步驟進(jìn)行: I)將廢鋼、生鐵、釩鐵、鈦鐵、鉻鐵、鉬鐵、錳鐵清理干凈，按上述質(zhì)量百分比要求進(jìn)行配料，并分類放置； 2)將上述廢鋼、生鐵、鉻鐵與鉬鐵放入爐中加熱熔煉，在熔煉后期加入錳鐵和釩鐵，待熔清后進(jìn)行等溫處理，再加入鋁絲或鋁粒進(jìn)行預(yù)脫氧，然后加入脫硫劑脫硫，并扒渣； 3)再加入鈦鐵，并加入招絲或招粒調(diào)整鈦和招元素的成分； 4)抽取成分試樣檢測，直到成分檢測合格后再升高爐溫，并且經(jīng)過終脫氧處理后出爐； 5)向出爐后的鐵液中加入復(fù)合孕育變質(zhì)劑，采用包底沖入法對(duì)鐵液進(jìn)行孕育和變質(zhì)處理； 6)將孕育和變質(zhì)處理的鐵液進(jìn)行澆注； 7 )澆注完成后進(jìn)行冷卻、清理處理，再打磨噴砂； 8)將上述打磨噴砂后的工件置于加熱爐中進(jìn)行淬火-碳分配熱處理。3.如權(quán)利要求2所述VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料的制備方法，其特征在于:熔煉溫度為1550-1600°C，等溫處理時(shí)間為5-10min;預(yù)脫氧采用的鋁絲或鋁粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)占鐵液質(zhì)量的0.1%-0.15%04.如權(quán)利要求3所述VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料的制備方法，其特征在于:步驟(4)中，爐溫升至1600-1650 °C之間。5.如權(quán)利要求4所述VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料的制備方法，其特征在于:所述孕育變質(zhì)劑的組分占鐵液質(zhì)量百分比為:0.10%T1、0.10%RE、0.05%Mg、0.15%K。6.如權(quán)利要求5所述VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料的制備方法，其特征在于:將上述組分的復(fù)合孕育變質(zhì)劑破碎至Φ l_5mm的小顆粒，經(jīng)200 °C烘干后，預(yù)置澆包底部，再進(jìn)行孕育和變質(zhì)處理；將澆包中的鐵液孕育和變質(zhì)處理后靜置2-3min，再進(jìn)行澆注，澆注溫度為1420-1540。。。7.如權(quán)利要求6所述VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料的制備方法，其特征在于:所述工件置于加熱爐后，升溫至850-10500C，再保溫20-60min ；然后淬火到100-500°C，并保溫5_25s，接著升溫到150-650 0C，并保溫5-5400s，然后出爐風(fēng)冷至室溫。8.如權(quán)利要求6所述VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料的制備方法，其特征在于:所述工件置于加熱爐后，升溫至850-10500C，再保溫20-60min，接著淬火到100-500°C，并保溫5_5400s，然后出爐風(fēng)冷至室溫。9.如權(quán)利要求7或8所述VCp增強(qiáng)中錳耐磨合金材料的制備方法，其特征在于:保溫5-5400s后風(fēng)冷到室溫，然后在100-300°C溫度區(qū)間進(jìn)行回火，再出爐空冷至室溫。10.—種耐磨零部件，其由權(quán)利要求2至9中任意一項(xiàng)所述方法獲得的材料制成。
【文檔編號(hào)】C22C33/08GK105908065SQ201610307424
【公開日】2016年8月31日
【申請(qǐng)日】2016年5月11日
【發(fā)明人】曾松盛, 陳天虎, 田陽
【申請(qǐng)人】曾松盛