表層或局部梯度強(qiáng)化耐磨錳鋼復(fù)合材料及制備工藝制造技術(shù)

本發(fā)明專利技術(shù)涉及一種表層或局部梯度強(qiáng)化的耐磨錳鋼復(fù)合材料及制備工藝，該材料是基體為韌性較高的奧氏體、強(qiáng)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(fù)合組織結(jié)構(gòu)；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(shè)計(jì)，Ｃ、Ｍｎ重量百分比含量為Ｃ：０．８～１．３％、Ｍｎ：６～１３％；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(qiáng)體＋介穩(wěn)定奧氏體鑄態(tài)組織；對(duì)該表層或局部進(jìn)行液氮深冷處理獲得馬氏體相變梯度強(qiáng)化層。大幅度提高了高錳鋼的綜合機(jī)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。（*該技術(shù)在2024年保護(hù)過期，可自由使用*）

【技術(shù)實(shí)現(xiàn)步驟摘要】

本專利技術(shù)涉及以奧氏體高錳鋼為基體的復(fù)合材料及制備工藝。
技術(shù)介紹
奧氏體高錳鋼自1882年問世至今120多年來，一直是應(yīng)用最廣泛的重要耐磨材料。其特點(diǎn)是韌性好但原始硬度低，只有在經(jīng)受較強(qiáng)沖擊、表層產(chǎn)生加工硬化時(shí)才表現(xiàn)出良好的耐磨性，因而比較適合于在強(qiáng)烈沖擊工況條件下使用；而對(duì)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(yán)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(guān)于高錳鋼加工硬化的原因和耐磨機(jī)理至今尚有爭(zhēng)論，比較符合實(shí)際的解釋是沖擊造成位錯(cuò)—堆垛層錯(cuò)—ε馬氏體—α馬氏體的強(qiáng)化作用或位錯(cuò)、層錯(cuò)、形變馬氏體、形變孿晶和彌散析出微細(xì)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(shí)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(duì)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(diǎn)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、造成位錯(cuò)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(jìn)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(jié)構(gòu)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(fù)合材料(Metal MatrixComposites簡(jiǎn)稱MMCs)把增強(qiáng)組元的高強(qiáng)度、高耐磨性與金屬基體的高延性、高韌性結(jié)合在一起，可提供傳統(tǒng)單一材料所不具備的強(qiáng)、韌結(jié)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(shí)。但現(xiàn)有的復(fù)合材料設(shè)計(jì)都側(cè)重于傳統(tǒng)的外加增強(qiáng)相與基體整體均勻復(fù)合，不僅工藝復(fù)雜、價(jià)格昂貴，而且增強(qiáng)相與基體之間相容性差、結(jié)合不良，增強(qiáng)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(qiáng)鋼、鐵基復(fù)合材料制備工藝大都是通過一個(gè)配制好適當(dāng)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(diǎn)是可獲得大體積分?jǐn)?shù)的TiCp增強(qiáng)相。但同時(shí)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(yán)重，熔體粘度高、流動(dòng)性差、充型極為困難，因此要提高熔化溫度，不僅浪費(fèi)能源而且進(jìn)一步增加Ti的燒損。生成的TiC長(zhǎng)大時(shí)間長(zhǎng)、顆粒粗大，影響強(qiáng)化效果、降低材料性能；只能整體復(fù)合、成本較高，韌性儲(chǔ)備不足，難以在近期實(shí)現(xiàn)工程應(yīng)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(qiáng)相，制成顆粒增強(qiáng)鋼基復(fù)合材料，但效果不佳。增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)較低時(shí)，硬度提高幅度不大，較軟的奧氏體不足以支撐堅(jiān)硬的TiC，耐磨性提高不大；增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)較高時(shí)，硬度有所提高，但韌性損失嚴(yán)重，使用安全性無法保證；且由于增強(qiáng)相的引入，使工藝過程復(fù)雜化，鋼液粘度大增，流動(dòng)性極差，缺陷增多，難以鑄造成型。因此，尋求合理的復(fù)合材料結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，開發(fā)簡(jiǎn)單實(shí)用的制備工藝，已成為復(fù)合材料研究領(lǐng)域的熱點(diǎn)和難點(diǎn)。
技術(shù)實(shí)現(xiàn)思路
本專利技術(shù)目的是提出一種表層或局部梯度強(qiáng)化耐磨錳鋼復(fù)合材料及制備工藝，以其合理的復(fù)合材料結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、簡(jiǎn)單實(shí)用的制備工藝，使其制作的機(jī)械部件既具有高韌性的基體，又具有高硬度、高強(qiáng)度、耐磨損的工作表面，大幅度提高錳鋼的綜合機(jī)械性能。本專利技術(shù)表層或局部梯度強(qiáng)化的耐磨錳鋼復(fù)合材料，其特征是基體為韌性較高的奧氏體、強(qiáng)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(fù)合組織結(jié)構(gòu)。所述的表層或局部強(qiáng)化層及中間過渡層中的碳化鈦是通過原位反應(yīng)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(xué)反應(yīng)原位合成。所述的表層或局部強(qiáng)化層及中間過渡層中的馬氏體是通過短時(shí)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(zhuǎn)變而獲得。碳化鈦強(qiáng)化層的厚度由鑄滲層及擴(kuò)散層厚度控制，馬氏體強(qiáng)化層的厚度則由浸入液氮深度及浸(噴)冷持續(xù)時(shí)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(zhuǎn)變溫度(Ms)控制在10℃～-60℃。制備上述本專利技術(shù)復(fù)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(shè)計(jì)基體材料的成分設(shè)計(jì)應(yīng)兼顧兩個(gè)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(yīng)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(yīng)該是介穩(wěn)定的，這樣才能保證強(qiáng)化層中隨著TiC的原位合成、C含量降低導(dǎo)致馬氏體相變發(fā)生，或凝固后進(jìn)行低于Ms的深冷處理以得到馬氏體強(qiáng)化層。奧氏體穩(wěn)定性的高低一般用馬氏體開始轉(zhuǎn)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(xiàn)推薦的錳鋼中馬氏體轉(zhuǎn)變點(diǎn)計(jì)算公式Ms＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo可知，C、Mn含量對(duì)Ms點(diǎn)影響最大，調(diào)整C、Mn含量即可設(shè)計(jì)出不同Ms點(diǎn)的介穩(wěn)定奧氏體基體成分，本專利技術(shù)中其馬氏體轉(zhuǎn)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。專利技術(shù)者對(duì)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(qiáng)體的表層或局部合成通過原位反應(yīng)鑄滲合成法得到表層或局部TiC增強(qiáng)體+介穩(wěn)定奧氏體鑄態(tài)組織，其途徑有兩種1)原位反應(yīng)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(jié)劑)、硼砂(作熔劑)按一定比例混合制成多孔預(yù)制塊，烘干后放置在鑄型的特定部位，將設(shè)計(jì)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(yīng)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(yù)制塊，也可不加粘結(jié)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(jié)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(yù)熱及足夠高的熔體澆注溫度，一方面形成原位TiC增強(qiáng)體強(qiáng)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(qiáng)化層的獲得表層或局部馬氏體相變梯度強(qiáng)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(yīng)變誘發(fā)獲得。其中途徑3)需對(duì)材料表層或局部施加足夠的沖擊或剪切應(yīng)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(shí)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(duì)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、噴本文檔來自技高網(wǎng)...

【技術(shù)保護(hù)點(diǎn)】
一種表層或局部梯度強(qiáng)化的耐磨錳鋼復(fù)合材料，其特征是基體為韌性較高的奧氏體、強(qiáng)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(fù)合組織結(jié)構(gòu)。

【技術(shù)特征摘要】

【專利技術(shù)屬性】
技術(shù)研發(fā)人員：趙宇光，任露泉，秦慶東，周偉，趙玉謙，姜啟川，
申請(qǐng)(專利權(quán))人：吉林大學(xué)，
類型：發(fā)明
國別省市：82[中國|長(zhǎng)春]