專利名稱：表層或局部梯度強化耐磨錳鋼復合材料及制備工藝的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及以奧氏體高錳鋼為基體的復合材料及制備工藝。
背景技術：
奧氏體高錳鋼自1882年問世至今120多年來，一直是應用最廣泛的重要耐磨材料。其特點是韌性好但原始硬度低，只有在經(jīng)受較強沖擊、表層產(chǎn)生加工硬化時才表現(xiàn)出良好的耐磨性，因而比較適合于在強烈沖擊工況條件下使用；而對其它大多數(shù)工況則顯得韌性有余而硬度不足，初始磨損嚴重，尤其在中、低沖擊磨粒磨損工況下因不能充分加工硬化而不耐磨。關于高錳鋼加工硬化的原因和耐磨機理至今尚有爭論，比較符合實際的解釋是沖擊造成位錯—堆垛層錯—ε馬氏體—α馬氏體的強化作用或位錯、層錯、形變馬氏體、形變孿晶和彌散析出微細碳化物等綜合作用所致。為了在保持高錳鋼較高韌性的同時提高其初始硬度，或提高其在中、低沖擊磨損工況下的加工硬化能力，人們做了大量的研究工作，如對高錳鋼的Cr、Mo、V、再合金化，彌散硬化熱處理及中錳鋼、少錳鋼的開發(fā)等。引入第二相硬質(zhì)點阻礙位錯運動、造成位錯增殖可提高錳鋼的加工硬化能力，而降低C、Mn含量可降低奧氏體穩(wěn)定性、促進形變誘發(fā)馬氏體的產(chǎn)生，從而提高其耐磨性。這些研究雖然取得了一定效果，但都是從常規(guī)的單一材料的冶金原理出發(fā)，其組織結構變化不大，因而其硬度和耐磨性的提高很有限，而韌性的降低卻很明顯。金屬基復合材料(Metal MatrixComposites簡稱MMCs)把增強組元的高強度、高耐磨性與金屬基體的高延性、高韌性結合在一起，可提供傳統(tǒng)單一材料所不具備的強、韌結合的優(yōu)良的綜合性能，較好地解決硬度和韌性的矛盾，因而采用MMCs來滿足各種工況條件的使用要求已成為人們的共識。但現(xiàn)有的復合材料設計都側重于傳統(tǒng)的外加增強相與基體整體均勻復合，不僅工藝復雜、價格昂貴，而且增強相與基體之間相容性差、結合不良，增強組元消耗多，材料韌性損失大，用于“量大面廣”的耐磨材料顯然是不合適的。而現(xiàn)有的原位TiCP增強鋼、鐵基復合材料制備工藝大都是通過一個配制好適當成分的、能析出TiC顆粒的Fe-C-Ti合金熔體的凝固來制備，即Ti是在合金熔煉過程中加入的，其優(yōu)點是可獲得大體積分數(shù)的TiCp增強相。但同時也帶來一些難以解決的問題由于是熔煉過程中加入，Ti的燒損嚴重，熔體粘度高、流動性差、充型極為困難，因此要提高熔化溫度，不僅浪費能源而且進一步增加Ti的燒損。生成的TiC長大時間長、顆粒粗大，影響強化效果、降低材料性能；只能整體復合、成本較高，韌性儲備不足，難以在近期實現(xiàn)工程應用。如近年有人在奧氏體錳鋼內(nèi)引入一定量的(Fe.Mn.Cr)3C或TiC顆粒增強相，制成顆粒增強鋼基復合材料，但效果不佳。增強相體積分數(shù)較低時，硬度提高幅度不大，較軟的奧氏體不足以支撐堅硬的TiC，耐磨性提高不大；增強相體積分數(shù)較高時，硬度有所提高，但韌性損失嚴重，使用安全性無法保證；且由于增強相的引入，使工藝過程復雜化，鋼液粘度大增，流動性極差，缺陷增多，難以鑄造成型。因此，尋求合理的復合材料結構設計，開發(fā)簡單實用的制備工藝，已成為復合材料研究領域的熱點和難點。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明目的是提出一種表層或局部梯度強化耐磨錳鋼復合材料及制備工藝，以其合理的復合材料結構設計、簡單實用的制備工藝，使其制作的機械部件既具有高韌性的基體，又具有高硬度、高強度、耐磨損的工作表面，大幅度提高錳鋼的綜合機械性能。
本發(fā)明表層或局部梯度強化的耐磨錳鋼復合材料，其特征是基體為韌性較高的奧氏體、強化層為硬度較高的碳化鈦+馬氏體+介穩(wěn)定奧氏體、中間過渡層為梯度漸變的碳化鈦+馬氏體+奧氏體的復合組織結構。
所述的表層或局部強化層及中間過渡層中的碳化鈦是通過原位反應重力或真空鑄滲合成法，由鑄滲層中的鈦與鋼液中的碳經(jīng)化學反應原位合成。
所述的表層或局部強化層及中間過渡層中的馬氏體是通過短時表層或局部液氮深冷處理，使介穩(wěn)定奧氏體發(fā)生馬氏體轉變而獲得。碳化鈦強化層的厚度由鑄滲層及擴散層厚度控制，馬氏體強化層的厚度則由浸入液氮深度及浸(噴)冷持續(xù)時間控制。
所述的韌性較高的基體奧氏體合金成分中的C、Mn重量百分比含量為C0.8～1.3％、Mn6～13％，在鑄態(tài)或固溶處理狀態(tài)下呈介穩(wěn)定奧氏體組織，其馬氏體轉變溫度(Ms)控制在10℃～-60℃。
制備上述本發(fā)明復合材料部件的工藝步驟如下a.介穩(wěn)定奧氏體錳鋼基體成分設計基體材料的成分設計應兼顧兩個方面，一方面為保證新材料使用的安全可靠性，其基體在室溫下應為高韌性的全奧氏體組織；另一方面為保證較好的耐磨性，基體奧氏體又應該是介穩(wěn)定的，這樣才能保證強化層中隨著TiC的原位合成、C含量降低導致馬氏體相變發(fā)生，或凝固后進行低于Ms的深冷處理以得到馬氏體強化層。奧氏體穩(wěn)定性的高低一般用馬氏體開始轉變溫度Ms的高低來衡量，Ms越低奧氏體越穩(wěn)定。根據(jù)文獻推薦的錳鋼中馬氏體轉變點計算公式Ms＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo可知，C、Mn含量對Ms點影響最大，調(diào)整C、Mn含量即可設計出不同Ms點的介穩(wěn)定奧氏體基體成分，本發(fā)明中其馬氏體轉變溫度Ms控制在10℃～-60℃之間。獲得介穩(wěn)定奧氏體基體組織有兩種途徑1)調(diào)整C、Mn含量，鑄態(tài)下直接得到介穩(wěn)定奧氏體基體組織；2)鑄態(tài)下允許少量碳化物(Fe.Mn.)3C存在，通過固溶處理(水韌處理)得到介穩(wěn)定奧氏體基體組織。發(fā)明者對Fe-C-Mn合金固溶處理組織圖的研究表明，在4～28wt.％Mn，0～3wt.％C范圍內(nèi)，隨C、Mn含量的增加，F(xiàn)e-C-Mn合金經(jīng)1000℃固溶處理后組織依次為Mα+A殘(雙相錳鋼)，A介(介穩(wěn)定奧氏體錳鋼)，A(穩(wěn)定奧氏體錳鋼)和A+(FeMn)3C(帶有碳化物的奧氏體錳鋼)。
b.TiC顆粒增強體的表層或局部合成通過原位反應鑄滲合成法得到表層或局部TiC增強體+介穩(wěn)定奧氏體鑄態(tài)組織，其途徑有兩種1)原位反應重力鑄滲合成法用Ti-Fe合金粉末(含Ti.重量百分比為27～60％，粒度100～200目)作為合成介質(zhì)、和酚醛樹脂或聚乙烯醇(作粘結劑)、硼砂(作熔劑)按一定比例混合制成多孔預制塊，烘干后放置在鑄型的特定部位，將設計成分的奧氏體錳鋼高溫熔體澆入鑄型，澆注溫度控制在1580～1620℃左右。
2)原位反應真空鑄滲合成法仍選用Ti-Fe合金粉末，粒度為60～200目，既可按上述方法制成預制塊，也可不加粘結劑和熔劑呈松散堆積層，利用真空的吸附作用將合金粉末固定在鑄型特定的位置上，由于省去了粘結劑和熔劑，再加上真空作用，有利于消除氣孔、夾雜等缺陷，滲層厚度明顯增加，滲層質(zhì)量得以提高。
上述方法中要注意粉末的充分預熱及足夠高的熔體澆注溫度，一方面形成原位TiC增強體強化層，另一方面也為局部或表層深冷處理在該層中形成馬氏體創(chuàng)造了成分和組織條件。
c.表層或局部馬氏體相變梯度強化層的獲得表層或局部馬氏體相變梯度強化層的獲得途徑有三1)鑄態(tài)直接獲得；2)深冷處理獲得；3)應變誘發(fā)獲得。其中途徑3)需對材料表層或局部施加足夠的沖擊或剪切應力，產(chǎn)生變形，影響使用；途徑1)基體中可能混有少量的馬氏體或碳化物，削弱基體韌性，降低材料安全性；只有途徑2)——短時局部液氮深冷處理法可穩(wěn)定得到一定數(shù)量和厚度的馬氏體，且對基體韌性無影響。深冷處理方法為局部——液氮噴冷，表層——液氮浸冷或噴冷，馬氏體數(shù)量和層厚度由浸入深度及浸冷、噴冷持續(xù)時間控制。
本發(fā)明的工藝原理首先進行介穩(wěn)定奧氏體錳鋼的合金成分設計，控制、調(diào)整C、Mn含量，使基體合金成分落在A介(介穩(wěn)定奧氏體)區(qū)域內(nèi)，得到介穩(wěn)定奧氏體基體鑄態(tài)組織，其馬氏體轉變溫度Ms控制在10℃～-60℃之間；通過原位反應鑄滲合成法在表層或局部得到TiCp增強體+介穩(wěn)定奧氏體鑄態(tài)組織，充型和凝固過程中在耐磨一側引入一定量含鈦合金，使之與基體中的碳作用，一方面生成大量彌散分布的TiC顆粒作為增強相，而另一方面降低該區(qū)域基體的含碳量使其馬氏體轉變溫度Ms進一步升高；合金凝固后，借助短時局部液氮深冷處理，使需強化部位的溫度降到Ms點以下，產(chǎn)生部分馬氏體相變，得到一定數(shù)量和厚度的馬氏體。TiCp增強區(qū)的厚度由鑄滲層及擴散層厚度決定；馬氏體的數(shù)量和強化層厚度由浸入液氮深度及浸冷、噴冷持續(xù)時間控制。由上述原理可得到一側組織為硬度較高的TiC+M+A介、另一側為韌性較高的A、中間過渡層為梯度漸變的TiC+M+A混合組織的新型局部或表層復合材料。應該指出，鈦是我國富有資源，與鋼中的碳有較強的親和力，只形成MC型碳化物，而不象Cr、Mo等元素那樣形成其它復雜化合物。鋼中原位生成的TiC具有高熔點、高硬度、高模量，且顆粒細小、與基體結合牢固、無不良界面反應，故選取TiC作為增強相。
本發(fā)明具有以下幾方面顯著的積極效果1)選取通用耐磨材料中韌性最好的奧氏體錳鋼作為基體，碳化物中硬度較高的TiCP作為增強體，并采用原位反應鑄滲合成法將其引入材料的局部或表層；由于增強體是從金屬基體中原位自生的熱力學穩(wěn)定相，不僅尺寸均勻細小、顆粒表面無污染、與基體潤濕性好、界面結合強度高，而且省去了增強體單獨合成、處理、和彌散加入等復雜工序，更易與工程化銜接。
2)增強體合成元素Ti的加入不僅與基體中的C反應形成大量的TiCP增強體，而且消耗基體中的C，顯著降低Fe-C-Mn合金基體奧氏體的穩(wěn)定性，通過短時局部液氮深冷處理可在強化層得到馬氏體+奧氏體+TiCP的較為理想的抗磨組織，加工硬化能力也大大提高；結構上以硬相與韌相結合，組織和性能在部件斷面上呈連續(xù)過渡的梯度變化；一側高強度、高硬度、抗磨損，而另一側高塑性、高韌性、耐沖擊，其內(nèi)部合金成分、顯微組織、力學性能等在宏觀上近似呈梯度變化，這樣既可同時滿足高硬度、高韌性的性能要求，又可大量節(jié)省貴重合金資源，做到“好鋼用在刀刃上”，較好地解決了耐磨材料韌性與硬度的矛盾。
3)把介穩(wěn)定奧氏體錳鋼設計、原位TiC反應鑄滲合成表層或局部梯度強化及短時局部液氮深冷處理馬氏體相變結合起來，使增強體的原位合成、材料復合強化與部件成形在鑄造澆注過程中一次完成，操作簡單，經(jīng)濟實用，符合以最少的材料發(fā)揮最大效能的原理；TiC合成反應放出的熱量又被直接利用來加熱熔體，改善流動性，提高其滲透能力，延長鑄造滲透時間，消除鑄造缺陷；解決了傳統(tǒng)方法中增強體合成元素燒損嚴重、熔體粘度高、流動性差、充型困難、TiC(或VC、NbC)顆粒粗大等難題；以TiCp和馬氏體對高韌性奧氏體基體實施局部或表層雙重梯度強化，廣泛適用于低、中、高沖擊磨粒磨損工況條件下服役的各類抗磨部件。


圖1是按本發(fā)明制備的錘式破碎機錘頭局部強化部位的金相組織照片。
具體實施例方式
實施例1制備錘式破碎機局部強化的錘頭錘頭的磨損主要發(fā)生在端部，故對其端部實施局部強化。其工藝步驟如下1)鑄滲層預制體的制作將高碳鉻鐵(重量百分比60％Cr+6％C+Fe)和鈦鐵(重量百分比60％Ti+40％Fe)機械破碎，經(jīng)篩分后取100～200目顆粒，按重量百分比70％鈦鐵+30％碳鉻鐵均勻混合，加少量硼砂和酚醛樹脂制成厚10mm的預制塊，尺寸與錘頭端部尺寸相當，放在水玻璃石英砂鑄型的型腔端部，該處鑄型多扎氣孔，加強排氣；2)熔煉澆注用廢鋼、錳鐵、生鐵等配制成含碳重量百分比為0.8％，含錳為13％的爐料，在感應電爐中采用不氧化法熔煉，用純Al脫氧，在1580～1620℃左右，快速重力澆注，并注意補縮；
3)深冷處理將清理后的1組20個錘頭端部朝下放在一盤狀金屬容器中注入液氮，浸入深度約25mm，深冷處理持續(xù)到液氮揮發(fā)完了為止，即下部深冷持續(xù)時間長，上部時間短，馬氏體相變量呈梯度變化。
組織、性能端部表層為TiC+M+少量A，過渡層為少量TiC+M+A，錘柄端為A，具體見下表和圖1部位 組織 性能(HRC為洛氏硬度，αk為無缺口沖擊韌性J/cm2)端部強化層 TiC+少量合金滲碳體HRC55～41 αk＝20～70+M+少量A過渡區(qū) 少量TiC+M+A HRC16～40 αk＝70～150其余部位 A HRC13～16 αk≥150使用效果破碎物料為沸石礦時，使用壽命是原水韌高錳鋼錘頭的2.5倍以上。
實施例2制備反擊式破碎機表層強化的板錘板錘的磨損主要發(fā)生在底面，故對其底層實施表層強化。所用原材料與例1相同，鑄滲層仍由70％鈦鐵+30％碳鉻鐵組成，破碎粒度為60～200目左右，用水玻璃石英砂造型，鑄型下面與真空抽氣箱相接，下芯后將經(jīng)120℃烘干的混合粉末均勻松散地鋪置在型腔底部，厚度約10mm。仍采用感應電爐不氧化法熔煉。設計成分重量百分比為1％C，9％Mn，澆注溫度為1580～1600℃。采用原位反應真空鑄滲合成澆注法，真空度約為0.02～0.05MPa.
鑄件清理后，在箱式電爐中經(jīng)1080℃水韌處理，取兩組六塊板錘放在盤式金屬容器中進行局部短時深冷處理，處理工藝與例1相同，組織性能如下表部位 組織 性能(HRC為洛氏硬度，αk為無缺口沖擊韌性J/cm2)下部強化層TiC+少量合金滲碳體 HRC56～40，αk＝22～60+馬氏體+奧氏體中間過渡層少量TiC+馬氏體+奧氏體 HRC17～39，αk＝60～150其余部位 奧氏體 HRC13～18，αk≥150使用效果破碎物料為玄武巖時，使用壽命是原水韌高錳鋼板錘的2.5倍以上。
權利要求
1.一種表層或局部梯度強化的耐磨錳鋼復合材料，其特征是基體為韌性較高的奧氏體、強化層為硬度較高的碳化鈦+馬氏體+介穩(wěn)定奧氏體、中間過渡層為梯度漸變的碳化鈦+馬氏體+奧氏體的復合組織結構。
2.根據(jù)權利要求1所述的表層或局部梯度強化的耐磨錳鋼復合材料，其特征在于所述的表層或局部強化層及中間過渡層中的碳化鈦是通過原位反應鑄滲合成法，由鑄滲層中的鈦與鋼液中的碳經(jīng)化學反應原位合成。
3.根據(jù)權利要求1或2所述的表層或局部梯度強化的耐磨錳鋼復合材料，其特征在于所述的表層或局部強化層及中間過渡層中的馬氏體是通過短時表層或局部液氮深冷處理，使介穩(wěn)定奧氏體發(fā)生馬氏體轉變而獲得。
4.根據(jù)權利要求1所述的表層或局部梯度強化的耐磨錳鋼復合材料，其特征在于所述的韌性較高的基體奧氏體合金成分中的C、Mn重量百分比含量為C0.8～1.3％、Mn6～13％，在鑄態(tài)或固溶處理狀態(tài)下呈介穩(wěn)定奧氏體組織。
5.一種制備權利要求1所述的復合材料部件的工藝，其特征在于包括以下步驟a.介穩(wěn)定奧氏體錳鋼基體成分設計，使奧氏體合金成分中的C、Mn重量百分比含量為C0.8～1.3％、Mn6～13％，在鑄態(tài)或固溶處理狀態(tài)下呈介穩(wěn)定奧氏體組織，其馬氏體轉變溫度(Ms)控制在10℃～-60℃；b.TiC顆粒增強體的表層或局部合成，通過原位反應鑄滲合成法得到表層或局部TiC增強體+介穩(wěn)定奧氏體鑄態(tài)組織，即用Ti含量為27～60wt.％、粒度為60～200目的Ti-Fe合金粉末作為合成介質(zhì)放置在鑄型的特定部位，將設計成分的奧氏體錳鋼高溫熔體澆入鑄型，澆注溫度控制在1580～1620℃。c.表層或局部馬氏體相變梯度強化層的獲得，即將合成有TiC顆粒增強體的表層或局部進行液氮深冷處理，深冷處理方法為浸冷或噴冷。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種表層或局部梯度強化的耐磨錳鋼復合材料及制備工藝，該材料是基體為韌性較高的奧氏體、強化層為硬度較高的碳化鈦+馬氏體+介穩(wěn)定奧氏體、中間過渡層為梯度漸變的碳化鈦+馬氏體+奧氏體的復合組織結構；其制備工藝包括以下步驟介穩(wěn)定奧氏體錳鋼基體成分設計，C、Mn重量百分比含量為C0.8～1.3％、Mn6～13％；用Ti－Fe合金粉末作合成介質(zhì)放置在鑄型的特定部位，將錳鋼高溫熔體澆入鑄型，得到表層或局部TiC增強體+介穩(wěn)定奧氏體鑄態(tài)組織；對該表層或局部進行液氮深冷處理獲得馬氏體相變梯度強化層。大幅度提高了高錳鋼的綜合機械性能，可廣泛適用于沖擊磨粒磨損工況條件下服役的各類抗磨部件。
文檔編號C23C12/00GK1616706SQ20041001107
公開日2005年5月18日 申請日期2004年9月3日 優(yōu)先權日2004年9月3日
發(fā)明者趙宇光, 任露泉, 秦慶東, 周偉, 趙玉謙, 姜啟川 申請人:吉林大學