一种钼元素偏聚韧化高硬度合金及其铸造方法技术

一种钼元素偏聚韧化高硬度合金及其铸造方法，合金各元素的质量含量为Cr：9.0～13.0，B：2.6～2.9，C：0.7～0.9，Mo：1.8～3.0％，Nb：0.4～0.8，V：0.4～0.8，Mn的含量小于0.3，Si的含量小于0.07，余量为Fe；其中C和B：3.3～3.6；C/Cr含量比：0.06～0.08；Nb和V：0.5～1.0。将原料在1500～1550℃熔化，再降至1280～1350℃，用纯铝脱氧；保温5～10分钟，在1230～1280℃浇铸合金。本发明专利技术铸锭硬度HRC67.0～70.8，冲击韧性12.6～18.0J/cm2，抗弯强度1280～1600MPa。

【技术实现步骤摘要】
一种钼元素偏聚韧化高硬度合金及其铸造方法
本专利技术属于高硬度耐磨铸铁领域，涉及一种钼元素韧化硬质相和过饱和固溶体、马氏体基体相组成的耐磨耐蚀铸铁及其铸造方法，可广泛用于电力、冶金、机械、化工等行业中机械耐磨件制造。技术背景Fe-Cr-B-C耐磨铸造合金是以Fe2B或M2B硬质相为硬质相，具有良好的韧性和高硬度、高耐蚀性，熔炼-铸造工艺性好，具有十分广阔的应用前景。Fe-B合金中的硬质相M2B(M代表溶入硼化物中的Fe、Cr、V、Nb等合金元素)呈连续网状分布，完全破坏了基体的连续性，导致合金的韧性较低，很难应用到受冲击力较大的恶劣工作条件中，故使其应用范围受到限制。采用高温热处理、稀土变质，合金化等手段，改善硼化物的连续网状分布形态对Fe-B合金进行强韧化处理，扩大其使用范围，充分发挥其耐磨潜力是一项十分重要的课题，但目前所做的研究还没有取得实质性突破。将Fe-B合金基体相的强度进一步提高，并保留一定量Fe2B或M2B硬质相，则可实现高硬度、高韧性。非晶/纳米晶、过饱和固溶体、马氏体等都具有很高的强度和硬度，韧性良好，并且耐蚀性好，由此，可通过基体相的非晶/纳米晶化，形成新的高硬度、高耐蚀性合金。专利文献1：授权公告号CN105695884B，制备的耐磨合金硬度为HRC66～70，冲击韧性4～9J/cm2。该专利方法制备的类合金的硬度较高，但冲击韧性不足，强度指标较低，抗弯强度较低，在346～477MPa范围，限制了该合金应用于一些外部载荷大、需要耐冲击力作用的场合。Ti(C,N)基金属陶瓷起源于上世纪七十年代。1971年，Kieffer发现在TiC基金属陶瓷中引入N时，只要在粘结相中加入适当的Mo或Mo2C就可获得比TiC基金属陶瓷更好的性能。随着对其合金化作用认识的加深，烧结技术和设备的不断改进，此类材料不但具有较高的硬度、耐磨性、红硬性、优良的化学稳定性、与金属间极低的摩擦系数，而且还有一定的韧性和强度。Ti(C,N)基金属陶瓷的主要成分是TiC、TiN或Ti(C,N)，以W或Ni为粘结剂，以其它碳化物为添加剂，如WC，Mo2C，(Ta,Nb)C，Cr3C2，VC，AlN等。它们形成了(Ti,W,Mo,Cr,V)(C,N)固溶体，通过固溶强化机制而强化硬质相。其微观结构特征一般是：TiC或Ti(C,N)硬质相为核心，边缘为(Ti,Mo)C或(Ti,Mo)(C,N)固溶体组成的环形结构(SS相)及Ni、W和溶入其中的Ti、Mo、C、N等组成的粘结相(r相)三部分组成。如添加WC、TaC也同样可生成SS相。这是由于Mo2C、TiC、WC、TaC向液相中溶解，并在TiC或Ti(C,N)粗颗粒上析出的结果。在硬质相周围生成SS相，改善了Ni对Ti(C,N)的润湿性，抑制了Ti(C,N)晶粒长大，有利于碳化物晶粒细化。
技术实现思路
本专利技术的目的是提供一种钼元素偏聚韧化高硬度合金及其铸造方法。该合金以Fe2(B,C)或M2(B,C)为硬质相，以高硬度的多元素过饱和固溶体、马氏体等非平衡相为基体组织。添加Mo元素，偏聚形成SS相，抑制了硬质相晶粒长大，并阻碍硬质相形成连续网状结构，细化铸造结晶组织。使得合金在保持高硬度的同时，韧性和强度得以大幅度提高，从而具有更广阔的应用前景。本专利技术选用的高耐磨性、高耐蚀性Fe-Cr-B-C合金为基础合金，再添加1.8～3.0％Mo元素。形成含Fe、Cr、B、C、Nb、V、W等元素的多元共晶合金，各元素的质量百分含量为Cr：9.0～13.0，B：2.6～2.9，C：0.7～0.9，Mo：1.8～3.0％，Nb：0.4～0.8，V：0.4～0.8，Mn的含量小于0.3，Si的含量小于0.07，S、P：≤0.01，余量为Fe。其中C、B总和：3.3～3.6；C/Cr含量比：0.06～0.08；Nb、V的总和为0.5～1.0。Mo是强碳化物形成元素，即Mo与C的亲和力较大。与Ti(C,N)基金属陶瓷中SS相形成机制相似，Mo元素会在以Fe2B为主的硬质相中间或附近偏聚，形成化学式类似于(Mo,Fe)x(B,C),x＝2～3的块状组织，从而细化硬质相，阻止硬质相形成连续网状结构，或部分隔断硬质相与基体相的直接连接，从而提高合金的韧性和强度。由于Mo元素比重较大，在熔炼时容易产生宏观偏析，在引入Mo元素强韧化合金时，Mo的含量不宜过高，本专利技术Mo含量应控制在1.8～3.0％范围内。参照专利文献1，在具体制备合金时，可采用铬铁(高碳、中碳、微碳)、硼铁、铌铁、钒铁、钼铁和纯铁等按照成分要求配料。表1中列举了原材料及其成份。表1可应用于制备专利技术合金的原料及成份表1的原料成分并非唯一的，具体成分由实际可获得的原材料来确定。其中铬铁、金属铬、硼铁、钼铁、铌铁和钒铁提供专利技术合金的Cr、B、Mo、Nb和V的含量，高碳铬铁用来平衡C含量。纯铁可以是电工纯铁、电磁纯铁或工业纯铁。具体的熔炼与铸造工艺为：按照成分要求配比称量好相应原材料后，可采用感应炉、真空感应炉等来熔炼制备合金。首先将铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、钒铁、钼铁和纯铁熔化，熔化温度高于1500～1550℃，使得纯铁和金属铬充分熔化；然后降低电炉功率，将熔体温度降至1280～1350℃后，用配料总量0.1～0.15％的纯铝脱氧；继续保温约5～10分钟，迅速浇铸合金，浇铸温度范围为1230～1280℃。由于所设计的合金为共晶成分，熔体具有很好的流动性很很好，可通过各种方法铸造成型，如普通砂型模铸造或者熔模铸造、消失模铸造、金属型铸造、陶瓷型铸造、压铸、离心铸造等特殊铸造方法。所设计的合金具有深度共晶成分，在普通砂模铸造条件下都能形成非平衡基体组织，如过饱和固溶体、非晶、纳米晶或马氏体组织。为了促进基体发生非平衡转变，从凝固温度到600℃之间的冷却速度应不低于60℃/分钟，可通过水冷、铁模、模具中放置冷铁等手段实现。但由于发生非平衡转变会造成体积变化，制备大型铸件时由于温度不一致而导致应力开裂现象，因此，铸件应在600～800℃之间解除模具的约束。铸锭后续可采用低于600℃的去应力退火工艺和必要的机加工工序。本专利技术的主要特点是利用Mo元素与C元素结合力强的特点，从而在高硬度的硼、碳化合物析出的过程中，在这些化合物中间出现形成Mo元素的偏聚，从而使得连续网状结构得以中断，晶粒细化；同时基体相仍然为高硬度的Cr、B、C、Mo、Nb、V强化非平衡组织。使得铸造合金在保持高硬度的同时，冲击韧性和抗弯强度得以提升。铸锭平均硬度达到HRC67.0～70.8，冲击韧性达到12.6～18.0J/cm2，抗弯强度达到1280～1600MPa。附图说明图1本专利技术实例1低倍铸造组织图；图2本专利技术实例2高倍铸造组织图；图3本专利技术实例4铸件金相组织中偏聚相的EDS分析图。具体实施方式本专利技术的各种熔炼方法、铸造方法不受下述实例的限制，任何在本专利技术的权利要求书要求保护的范围内的改进和变化都在本专利技术的保护范围之内。选用高碳铬铁、微碳铬铁、金属铬、硼铁、铌铁、钒铁、工业纯铁、钼铁等为原料，在专利技术要求的成分范围内配制成合金。实施例1.选用高碳铬铁、微碳铬铁、硼铁、铌铁、钒铁、钼铁和工业纯铁为原料，成分范围如下：Cr:10.0wt.％；B:2.9wt.％；C:0.7wt.本文档来自技高网...

【技术保护点】
1.一种钼元素偏聚韧化高硬度合金，其特征在于：合金各元素的质量百分含量为Cr：9.0～13.0，B：2.6～2.9，C：0.7～0.9，Mo：1.8～3.0％，Nb：0.4～0.8，V：0.4～0.8，Mn的含量小于0.3，Si的含量小于0.07，S、P：≤0.01，余量为Fe；其中C和B总质量百分含量为：3.3～3.6；C/Cr含量比：0.06～0.08；Nb和V的总质量百分含量为0.5～1.0。

【技术特征摘要】
1.一种钼元素偏聚韧化高硬度合金，其特征在于：合金各元素的质量百分含量为Cr：9.0～13.0，B：2.6～2.9，C：0.7～0.9，Mo：1.8～3.0％，Nb：0.4～0.8，V：0.4～0.8，Mn的含量小于0.3，Si的含量小于0.07，S、P：≤0.01，余量为Fe；其中C和B总质量百分含量为：3.3～3.6；C/Cr含量比：0.06～0.08；Nb和V的总质量百分含量为0.5～1.0。2.如权利要求1所述的钼元素偏聚韧化高硬度合金的铸造方法，其特征在于包括以下步骤：按照成分要求配比称量好相应原材料后，采用感应炉熔炼制备合金，首先将铬铁、金属铬、硼铁、铌...

【专利技术属性】
技术研发人员：罗丰华，罗飞，周浩钧，曹军，黄明初，王哲，
申请(专利权)人：中南大学，
类型：发明
国别省市：湖南,43