CN103741049A

CN103741049A - 一种基于Laves相强化的铁基耐磨合金及其制备方法

Info

Publication number: CN103741049A
Application number: CN201410025653.5A
Authority: CN
Inventors: 尹付成; 丁忠发; 李洁翡; 赵满秀; 李智
Original assignee: Xiangtan University
Current assignee: Xiangtan University
Priority date: 2014-01-21
Filing date: 2014-01-21
Publication date: 2014-04-23

Abstract

本发明公开了一种以Fe代Co基于Laves相强化的新型铁基耐磨合金的成分及其制备方法，所述合金成分为：14Cr，25-30Mo，10-13Ni，余量Fe，其中Laves相为基体相，体积比超过50%。热处理方法：均匀化退火温度为1150℃，保温时间为9h，炉冷，淬火温度为850℃以下，保温时间为0.5h，淬火介质为水。合金硬度达到HRC59，特别是均匀化退火处理后其硬度没有下降，热稳定性特别好。铸态组织为Laves+α-Fe(Mo，Cr，Ni)，呈现典型的魏氏体组织，此时合金耐蚀性特别好；退火后的组织为Laves+α-Fe(Mo，Cr，Ni)和少量χ相，魏氏体组织特征完全消失，此时合金具有优异的耐磨粒磨损性能。

Description

一种基于Laves相强化的铁基耐磨合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种基于Laves相强化的铁基耐磨合金及其制备方法，特别涉及一种含有铬、钼、镍合金元素的铁铬钼镍铸造耐磨合金及其制备方法，属于耐磨材料制备技术领域。

技术背景

高温合金一直是航空航天发动机、地面燃机以及电力、石化等工业部门中热端部件的主体材料，其工作环境决定这些部件常经受高温磨蚀损伤。高温耐磨合金按其基体类型可分为钴基、镍基和铁基三种。我国现役航空发动机涡轮叶片锯齿冠所用的高温耐磨材料主要有钴基和镍基高温合金，如Stellite6、T-800和BKHA-2M 等，其中T-800合金应用最为广泛。

T-800合金为美国Stellite公司所开发，其显微组织为Co-Cr-Mo基体和大约50%的富Si、Mo Laves相。Laves硬质相弥散分布于较软的钴基体上，保证了合金的硬度和耐磨损性能。高含量的Mo和Cr为Laves相的形成提供了条件，同时也大幅提升了材料的耐腐蚀性能。钴是一种重要的战略储备资源。国外钴资源丰富，储量约为520万吨。与国外相比，中国钴资源紧缺，据统计，目前累计探明钴储量为58.3万吨，每年中国生产的钴约700t，而每年的钴消费却在2000～2300t之间，可见年消费的60%以上需靠进口补充。随着硬质合金、陶瓷，尤其是充电电池工业的迅猛发展，对钴的需求在急剧增加。因此，钴含量非常高的T-800合金并不适合在我国生产制备。那样会使得耐磨合金耗费大量的昂贵的钴，成本高昂。再者，T-800合金的组织及性能稳定性还比较差，仍不能作为一种理想的耐磨损材料。因此，有必要研发一种适合我国资源情况的、原材料成本较低并且组织及性能稳定性优异的耐磨合金。

发明内容

本发明针对现有高温耐磨合金存在的上述不足，结合我国资源缺少钴的现状以及钴是一种重要战略储备资源的背景，采用CALPHAD方法，研发出一种基于Laves相强化的铁基耐磨合金。其化学组成成分及其质量百分数(％)是：20-30Mo、14Cr、10-13Ni，余量为Fe。

本发明所述的基于Laves相强化的铁基耐磨合金的制备方法，其特征在于，采用真空熔炼炉熔炼，其制备工艺步骤是：

①将原材料在真空熔炼炉内熔炼，获得合金铸锭，并反复熔炼5次以上；

②将铸锭在箱式电阻炉中进行真空均匀化退火处理，退火温度为1150℃，保温时间为9h，炉冷；

③将退火态的铸锭进行淬火处理，淬火温度为550-850℃，保温时间为0.5h，淬火介质为水。

本发明所述的高温合金的热处理方法为：退火温度为1150℃，保温时间为9h，炉冷。淬火温度为550-850℃，保温时间为0.5h，淬火介质为水。淬火温度不能超过850℃，否则组织中出现大量χ相，导致性能变差。

本发明耐磨合金的化学成分是这样确定的：

铬：Cr主要用来保证合金的耐蚀性和高温抗氧化性等。

镍：Ni为奥氏体稳定元素，用来扩大奥氏体相区。

钼：钼主要用来生成Laves相(Fe₂Mo型)，以保证合金的耐磨性。

本发明所述的耐磨合金具有硬度高、韧性好等特点，在实际使用中具有优异的耐磨性、组织和性能稳定性。

本发明与现有技术相比具有以下优点：

1)本发明材料的硬度值HRC59，组织及性能稳定性优异，是一种理想的耐磨损材料。

2)本发明材料以Fe代替Co，以廉价的铬、钼为主要合金元素，不含价格昂贵的钴等合金元素，镍元素加入量也较少，因此成本低廉，生产成本比T-800合金降低20％～30％。

3)本发明材料在800℃下具有良好的抗氧化性。

附图说明

图1 典型合金的XRD图谱；

图2 合金的典型铸态组织 (a) No.1；(b) No.4；(c) No.6；(d) No.8；

图3 合金的均匀化退火组织 (a) No.1；(b) No.4；(c) No.6；(d) No.8；

图4 铸态及退火态合金的硬度；

图5 淬火温度对合金硬度的影响；

图6 合金的淬火组织.(a) No.3, 750℃；(b) No.4, 750℃；(c) No.6, 750℃；(d) No.8, 750℃；(e)No.3, 850℃；(f) No.4, 850℃；(g) No.6, 850℃；(h) No.8, 850℃；

图7 合金No.3和No.4的室温摩擦系数 (a)铸态；(b)退火态；

图8 铸态合金磨损表面形貌 (a)No.3；(b)No.4；(c)氧化物EDS；

图9 退火态合金磨损表面形貌， (a, c) No.3；(b, d) No.4。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步详述。

表1列出了本发明所述耐磨合金的9个实施例的化学成分。其中，No.4、No.7和No.8是本发明的实施例，其它为比较例。

所用的原材料是纯度均为99.99% (质量分数)的Fe粒、Mo片、Cr粒以及Ni粒。按照表1中各实施例的化学成分，用精度为0.1mg的光电天平称量原材料，在非自耗钨极磁控真空熔炼炉内反复熔炼5次，获得合金铸锭。用线切割机将其切割成具有规则形状的试样，选取部分铸态试样在箱式电阻炉中进行真空均匀化退火处理。退火温度为1150℃，保温时间为9h，炉冷。然后选取部分退火态试样在不同温度下进行淬火处理。淬火温度分别为550、650、750、850和950℃，保温时间为0.5h，淬火介质为水。

表1 Fe-Mo-Cr-Ni合金的化学成分 (质量分数，%)

	Sample No.	Fe	Mo	Cr	Ni
						比较例	No.1	Bal	20	14	10
比较例	No.2	Bal	20	14	13
						比较例	No.3	Bal	20	14	16
实施例	No.4	Bal	25	14	10
						比较例	No.5	Bal	25	14	13
比较例	No.6	Bal	25	14	16
						实施例	No.7	Bal	30	14	10
实施例	No.8	Bal	30	14	13
						比较例	No.9	Bal	30	14	16

发明人采用D8 Advance X射线衍射仪(XRD)对合金进行物相分析，采用JSM-6360LV扫描电子显微镜(SEM)分析合金的微观组织，并用能谱仪(EDS)测定合金组成相的成分。采用HRC-150数显洛氏硬度计测量合金的硬度，选用美国CETR公司生产的UMT-2型摩擦磨损实验机对合金进行室温球-面线性往复摩擦磨损试验：摩擦偶件为440-C不锈钢球，直径为9.5mm，加载力10N，转速500r/min，试验时间30min。

（1）合金的组织

如图1所示，No.3、No.4和No.8合金的铸态合金中主要存在Laves和α-Fe(Mo,Cr,Ni)两种相，而退火态合金中除了这两种相之外，还存在χ相(Fe₆₃Mo₃₇)，且随着合金中Mo和Ni元素含量的增加，χ相的衍射峰特征越明显。χ相是一种具有拓扑密堆结构的脆性相，其存在会降低合金的蠕变延展性，对合金的韧性及耐蚀性能有不良影响，在合金的最终组织中应尽量避免它的出现。

如图2所示，虽然铸态合金中的物相种类相同，但铸态组织的形貌相差较大。合金No.1的铸态组织完全由针状物交织混合而成(图2a)，与Fe-30Mo合金的铸态组织形貌类似，可以用魏氏体组织对其进行很好的描述，它是由于合金在冷却凝固过程中首先形成了固溶体相α-Fe(Mo,Cr,Ni)，最后沉淀析出Laves相而形成。合金No.1~No.3随着Ni元素含量的增加，组织中魏氏体结构特征逐渐消失。合金No.2的铸态组织中魏氏体结构弥散分布于基体中，合金No.3的铸态组织中则只有零星的针状物。随着Mo元素含量由20%增加到25%，合金铸态组织中交织的针状物衍变呈带状(图2b)或粗大羽毛状(图2c)。这种带状及羽毛状的组织也是魏氏体组织，其形成机理与合金No.1~No.3相同。随着Ni元素含量的增加，合金No.4~No.6表现出了与合金No.1~No.3相同的变化规律：魏氏体组织的数量越来越少，基体的比例越来越多。而当Mo元素含量由25%增加到30%，合金铸态组织则由魏氏体组织演变为粗大枝晶组织，合金No.7~No.9的铸态组织均为α-Fe(Mo,Cr,Ni)固溶体基体上析出大量富Mo的Laves相，其中大部分以粗大的初生Laves相在枝晶干析出，其尺寸约几十微米，另有少量细小的Laves相析出于枝晶间，其尺寸约几微米。随着Ni元素含量增加，合金No.7~No.9铸态组织中Laves相的比例逐渐减少，基体的比例逐渐增大。

如图3所示，合金经均匀化退火处理后，组织变得十分均匀，由Laves+α-Fe(Mo,Cr,Ni)+χ三相组成。合金No.1~No.5的退火组织主要由Laves和α-Fe(Mo,Cr,Ni)两相构成，χ相的数量极少，沿着Laves相边界析出，在2000倍下观察并不明显(图3a，3b)。根据XRD结果，合金退火组织中χ相的数量应随着合金中Mo和Ni元素含量的增加而增加。退火态合金No.6在2000倍下已经可以观察到χ相沿着Laves相边界析出的现象(图3c)。当Mo元素含量增加到30%，χ相的析出现象更加显著，在2000倍下可以明显观察到χ相沿着Laves相边界析出的现象(图3d)。但由于χ相是有害相，因此合金中Mo和Ni元素的含量不能过高，Mo元素的含量应低于30%。

合金元素Mo和Ni除了影响χ相的析出量之外，还分别通过控制合金中Laves相和α-Fe(Mo,Cr,Ni)相的比例而对合金的均匀化退火组织形态产生影响：高的Mo含量会增加合金中Laves相的比例，α-Fe(Mo,Cr,Ni)相数量相对减少，变得细小弥散；而高的Ni元素含量会增加合金中α-Fe(Mo,Cr,Ni)相的比例，使之倾向于聚集长大。

（2）合金的热稳定性

硬度常用来作为衡量材料耐磨性的一个重要指标，一般而言，材料的耐磨性跟其硬度值成正比。如图4所示，9个实施例的铸态合金的硬度范围为54~HRC59，合金的成分对铸态合金的硬度的影响不大。均匀化退火后合金的硬度普遍低于铸态的硬度，且Mo和Ni的含量显著影响硬度。当Mo含量一定时，随着Ni含量的增加韧性相α-Fe(Mo,Cr,Ni)的比例增大，导致合金韧性增加，硬度下降；当Ni元素含量一定时，随着Mo含量的增加硬质Laves相的比例增大，故合金硬度上升。从图4中可以看出，合金No.4经均匀化退火处理后，硬度值(HRC59)几乎没有变化，说明它具有良好的热稳定性。

如图5所示，淬火温度对各实施例合金硬度的影响曲线大致呈相同趋势。

如图6所示，合金在750℃和850℃淬火后的组织。同一合金经淬火处理后，相比均匀化退火组织而言α-Fe(Mo,Cr,Ni)相倾向于聚集，Laves相变得弥散，χ相析出量随温度升高而增加，部分合金在850℃以上Laves相甚至完全转变为χ相，如合金No.6、No.8和No.9等。淬火合金硬度主要受χ相析出量及Laves相离散程度共同作用的影响而在小范围内波动。对比发现，合金No.4的淬火组织相比其均匀化退火组织而言变化最小，说明它的组织最稳定，且在各温度下始终保持着最高的硬度，红硬性优异。

通过上述研究，发明人发现合金No.4表现了最高的硬度和最优的组织。

（3）合金的耐磨损性能

为了探讨合金的磨损机制，选取合金No.3和No.4进行对比试验。

如图7所示，铸态合金No.3和No.4的摩擦系数分别大致为0.4和0.6，退火态合金No.3和No.4的摩擦系数均稳定在0.6左右。

如图8所示，铸态合金No.3磨损表面粗糙，大量灰黑色物覆盖于磨损表面堆积呈“岛屿”状(图8a)；铸态合金No.4磨损表面平整，呈现均匀分布的灰黑色膜特征(图8b)；EDS分析表明灰黑色物主要是Fe的氧化物(图8c)。

如图9所示，退火态合金No.3磨损表面呈现明显的剥落坑、犁沟及划痕特征(图9a)；退火态合金No.4磨损表面氧化膜分布均匀，呈现轻微的显微剥落及划痕特征(图9b)。图9(c)、(d)分别为退火态合金No.3、No.4磨痕边缘的二次电子形貌，退火态合金No.3在磨损过程中表面塌陷(图9c)，而退火态合金No.4表面能有效抵御钢球的压入(9d)。

由此可见，铸态合金No.3和No.4表现出了典型的粘着磨损特征，退火态合金则表现为典型的磨粒磨损。由于摩擦速度快，磨擦表面温度很高，因此合金磨损过程中还伴有氧化磨损。氧化物是由韧性相α-Fe(Mo,Cr,Ni)被摩擦表面的高温氧化所生成(图9d)，因此氧化物的数量与α-Fe(Mo,Cr,Ni)相的比例成正比。铸态合金No.3和No.4硬度值相同，但根据XRD图谱，合金No.3中α-Fe(Mo,Cr,Ni)相的衍射峰明显要强，因此形成的氧化物数量较多。氧化物在摩擦过程中能起到一定的润滑作用，故铸态合金No.3的摩擦系数相对较小，但二者磨损体积相差不大。退火态合金No.3和No.4受Laves相与α-Fe(Mo,Cr,Ni)相的比例影响，硬度值相差较大，退火态合金No.3(HRC 41)在摩擦过程亚表层Laves相经碾压发生变形，导致磨损表面塌陷，加剧了内层材料的磨损，而退火态合金No.4硬度高，亚表层Laves相联结牢固，能够有效抵御磨球压入，对内层材料起到很好的保护作用，并能在一定程度上防止咬合的出现。

应当理解的是，对本领域普通技术人员来说，可以根据上述说明加以改进或变换，而所有这些改进和变换都应属于本发明所附权利要求的保护范围。

Claims

1.一种基于Laves相强化的铁基耐磨合金，其特征在于，化学组成成分及其质量百分数是：14Cr，25-30Mo，10-13Ni，余量Fe，其中Laves相为基体相，体积比超过50%。

2.如权利要求1所述的一种基于Laves相强化的铁基耐磨合金，其特征在于，其合金成分为：FeMo25Cr14Ni10。

3.如权利要求1所述的一种基于Laves相强化的铁基耐磨合金，其特征在于，其合金成分为：FeMo30Cr14Ni10。

4.如权利要求1所述的一种基于Laves相强化的铁基耐磨合金，其特征在于，其合金成分为：FeMo30Cr14Ni13。

5.按照权利要求1所述的基于Laves相强化的铁基耐磨合金的制备方法，其特征在于，采用真空熔炼炉熔炼，其制备工艺步骤是：

6.如权利要求5所述的方法，其特征在于，所述真空熔炼炉为非自耗钨极磁控真空熔炼炉。

7.按照权利要求1所述的基于Laves相强化的铁基耐磨合金的热处理方法，其特征在于，退火温度为1150℃，保温时间为9h，炉冷，淬火温度为550-850℃，保温时间为0.5h，淬火介质为水。