表层或局部梯度强化耐磨锰钢复合材料及制备工艺.pdf

本发明涉及一种表层或局部梯度强化的耐磨锰钢复合材料及制备工艺，该材料是基体为韧性较高的奥氏体、强化层为硬度较高的碳化钛+马氏体+介稳定奥氏体、中间过渡层为梯度渐变的碳化钛+马氏体+奥氏体的复合组织结构；其制备工艺包括以下步骤：介稳定奥氏体锰钢基体成分设计，C、Mn重量百分比含量为C：0.8～1.3％、Mn：6～13％；用Ti－Fe合金粉末作合成介质放置在铸型的特定部位，将锰钢高温熔体浇入铸型，得到表层或局部TiC增强体+介稳定奥氏体铸态组织；对该表层或局部进行液氮深冷处理获得马氏体相变梯度强化层。大幅度提高了高锰钢的综合机械性能，可广泛适用于冲击磨粒磨损工况条件下服役的各类抗磨部件。

1.  一种表层或局部梯度强化的耐磨锰钢复合材料，其特征是基体为韧性较高的奥氏体、强化层为硬度较高的碳化钛+马氏体+介稳定奥氏体、中间过渡层为梯度渐变的碳化钛+马氏体+奥氏体的复合组织结构。

2.  根据权利要求1所述的表层或局部梯度强化的耐磨锰钢复合材料，其特征在于所述的表层或局部强化层及中间过渡层中的碳化钛是通过原位反应铸渗合成法，由铸渗层中的钛与钢液中的碳经化学反应原位合成。

3.  根据权利要求1或2所述的表层或局部梯度强化的耐磨锰钢复合材料，其特征在于所述的表层或局部强化层及中间过渡层中的马氏体是通过短时表层或局部液氮深冷处理，使介稳定奥氏体发生马氏体转变而获得。

4.  根据权利要求1所述的表层或局部梯度强化的耐磨锰钢复合材料，其特征在于所述的韧性较高的基体奥氏体合金成分中的C、Mn重量百分比含量为C：0.8～1.3％、Mn：6～13％，在铸态或固溶处理状态下呈介稳定奥氏体组织。

5.  一种制备权利要求1所述的复合材料部件的工艺，其特征在于包括以下步骤：
a.介稳定奥氏体锰钢基体成分设计，使奥氏体合金成分中的C、Mn重量百分比含量为C：0.8～1.3％、Mn：6～13％，在铸态或固溶处理状态下呈介稳定奥氏体组织，其马氏体转变温度(Ms)控制在10℃～-60℃；
b.TiC颗粒增强体的表层或局部合成，通过原位反应铸渗合成法得到表层或局部TiC增强体+介稳定奥氏体铸态组织，即用Ti含量为27～60wt.％、粒度为60～200目的Ti-Fe合金粉末作为合成介质放置在铸型的特定部位，将设计成分的奥氏体锰钢高温熔体浇入铸型，浇注温度控制在1580～1620℃。
c.表层或局部马氏体相变梯度强化层的获得，即将合成有TiC颗粒增强体的表层或局部进行液氮深冷处理，深冷处理方法为浸冷或喷冷。

表层或局部梯度强化耐磨锰钢复合材料及制备工艺
技术领域
本发明涉及以奥氏体高锰钢为基体的复合材料及制备工艺。
背景技术
奥氏体高锰钢自1882年问世至今120多年来，一直是应用最广泛的重要耐磨材料。其特点是韧性好但原始硬度低，只有在经受较强冲击、表层产生加工硬化时才表现出良好的耐磨性，因而比较适合于在强烈冲击工况条件下使用；而对其它大多数工况则显得韧性有余而硬度不足，初始磨损严重，尤其在中、低冲击磨粒磨损工况下因不能充分加工硬化而不耐磨。关于高锰钢加工硬化的原因和耐磨机理至今尚有争论，比较符合实际的解释是冲击造成位错—堆垛层错—ε马氏体—α马氏体的强化作用或位错、层错、形变马氏体、形变孪晶和弥散析出微细碳化物等综合作用所致。为了在保持高锰钢较高韧性的同时提高其初始硬度，或提高其在中、低冲击磨损工况下的加工硬化能力，人们做了大量的研究工作，如对高锰钢的Cr、Mo、V、再合金化，弥散硬化热处理及中锰钢、少锰钢的开发等。引入第二相硬质点阻碍位错运动、造成位错增殖可提高锰钢的加工硬化能力，而降低C、Mn含量可降低奥氏体稳定性、促进形变诱发马氏体的产生，从而提高其耐磨性。这些研究虽然取得了一定效果，但都是从常规的单一材料的冶金原理出发，其组织结构变化不大，因而其硬度和耐磨性的提高很有限，而韧性的降低却很明显。金属基复合材料(Metal MatrixComposites简称：MMCs)把增强组元的高强度、高耐磨性与金属基体的高延性、高韧性结合在一起，可提供传统单一材料所不具备的强、韧结合的优良的综合性能，较好地解决硬度和韧性的矛盾，因而采用MMCs来满足各种工况条件的使用要求已成为人们的共识。但现有的复合材料设计都侧重于传统的外加增强相与基体整体均匀复合，不仅工艺复杂、价格昂贵，而且增强相与基体之间相容性差、结合不良，增强组元消耗多，材料韧性损失大，用于“量大面广”的耐磨材料显然是不合适的。而现有的原位TiC_P增强钢、铁基复合材料制备工艺大都是通过一个配制好适当成分的、能析出TiC颗粒的Fe-C-Ti合金熔体的凝固来制备，即Ti是在合金熔炼过程中加入的，其优点是可获得大体积分数的TiC_p增强相。但同时也带来一些难以解决的问题：由于是熔炼过程中加入，Ti的烧损严重，熔体粘度高、流动性差、充型极为困难，因此要提高熔化温度，不仅浪费能源而且进一步增加Ti的烧损。生成的TiC长大时间长、颗粒粗大，影响强化效果、降低材料性能；只能整体复合、成本较高，韧性储备不足，难以在近期实现工程应用。如近年有人在奥氏体锰钢内引入一定量的(Fe.Mn.Cr)₃C或TiC颗粒增强相，制成颗粒增强钢基复合材料，但效果不佳。增强相体积分数较低时，硬度提高幅度不大，较软的奥氏体不足以支撑坚硬的TiC，耐磨性提高不大；增强相体积分数较高时，硬度有所提高，但韧性损失严重，使用安全性无法保证；且由于增强相的引入，使工艺过程复杂化，钢液粘度大增，流动性极差，缺陷增多，难以铸造成型。因此，寻求合理的复合材料结构设计，开发简单实用的制备工艺，已成为复合材料研究领域的热点和难点。
发明内容
本发明目的是提出一种表层或局部梯度强化耐磨锰钢复合材料及制备工艺，以其合理的复合材料结构设计、简单实用的制备工艺，使其制作的机械部件既具有高韧性的基体，又具有高硬度、高强度、耐磨损的工作表面，大幅度提高锰钢的综合机械性能。
本发明表层或局部梯度强化的耐磨锰钢复合材料，其特征是基体为韧性较高的奥氏体、强化层为硬度较高的碳化钛+马氏体+介稳定奥氏体、中间过渡层为梯度渐变的碳化钛+马氏体+奥氏体的复合组织结构。
所述的表层或局部强化层及中间过渡层中的碳化钛是通过原位反应重力或真空铸渗合成法，由铸渗层中的钛与钢液中的碳经化学反应原位合成。
所述的表层或局部强化层及中间过渡层中的马氏体是通过短时表层或局部液氮深冷处理，使介稳定奥氏体发生马氏体转变而获得。碳化钛强化层的厚度由铸渗层及扩散层厚度控制，马氏体强化层的厚度则由浸入液氮深度及浸(喷)冷持续时间控制。
所述的韧性较高的基体奥氏体合金成分中的C、Mn重量百分比含量为C：0.8～1.3％、Mn：6～13％，在铸态或固溶处理状态下呈介稳定奥氏体组织，其马氏体转变温度(Ms)控制在10℃～-60℃。
制备上述本发明复合材料部件的工艺步骤如下：
a.介稳定奥氏体锰钢基体成分设计
基体材料的成分设计应兼顾两个方面，一方面为保证新材料使用的安全可靠性，其基体在室温下应为高韧性的全奥氏体组织；另一方面为保证较好的耐磨性，基体奥氏体又应该是介稳定地，这样才能保证强化层中随着TiC的原位合成、C含量降低导致马氏体相变发生，或凝固后进行低于M_s的深冷处理以得到马氏体强化层。奥氏体稳定性的高低一般用马氏体开始转变温度M_s的高低来衡量，M_s越低奥氏体越稳定。根据文献推荐的锰钢中马氏体转变点计算公式：M_s＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo可知，C、Mn含量对M_s点影响最大，调整C、Mn含量即可设计出不同M_s点的介稳定奥氏体基体成分，本发明中其马氏体转变温度M_s控制在10℃～-60℃之间。获得介稳定奥氏体基体组织有两种途径：1)调整C、Mn含量，铸态下直接得到介稳定奥氏体基体组织；2)铸态下允许少量碳化物(Fe.Mn.)₃C存在，通过固溶处理(水韧处理)得到介稳定奥氏体基体组织。发明者对Fe-C-Mn合金固溶处理组织图的研究表明，在4～28wt.％Mn，0～3wt.％C范围内，随C、Mn含量的增加，Fe-C-Mn合金经1000℃固溶处理后组织依次为M_α+A_残(双相锰钢)，A_介(介稳定奥氏体锰钢)，A(稳定奥氏体锰钢)和A+(FeMn)₃C(带有碳化物的奥氏体锰钢)。
b.TiC颗粒增强体的表层或局部合成
通过原位反应铸渗合成法得到表层或局部TiC增强体+介稳定奥氏体铸态组织，其途径有两种：
1)原位反应重力铸渗合成法
用Ti-Fe合金粉末(含Ti.重量百分比为27～60％，粒度：100～200目)作为合成介质、和酚醛树脂或聚乙烯醇(作粘结剂)、硼砂(作熔剂)按一定比例混合制成多孔预制块，烘干后放置在铸型的特定部位，将设计成分的奥氏体锰钢高温熔体浇入铸型，浇注温度控制在1580～1620℃左右。
2)原位反应真空铸渗合成法
仍选用Ti-Fe合金粉末，粒度为60～200目，既可按上述方法制成预制块，也可不加粘结剂和熔剂呈松散堆积层，利用真空的吸附作用将合金粉末固定在铸型特定的位置上，由于省去了粘结剂和熔剂，再加上真空作用，有利于消除气孔、夹杂等缺陷，渗层厚度明显增加，渗层质量得以提高。
上述方法中要注意粉末的充分预热及足够高的熔体浇注温度，一方面形成原位TiC增强体强化层，另一方面也为局部或表层深冷处理在该层中形成马氏体创造了成分和组织条件。
c.表层或局部马氏体相变梯度强化层的获得
表层或局部马氏体相变梯度强化层的获得途径有三：1)铸态直接获得；2)深冷处理获得；3)应变诱发获得。其中途径3)需对材料表层或局部施加足够的冲击或剪切应力，产生变形，影响使用；途径1)基体中可能混有少量的马氏体或碳化物，削弱基体韧性，降低材料安全性；只有途径2)——短时局部液氮深冷处理法可稳定得到一定数量和厚度的马氏体，且对基体韧性无影响。深冷处理方法为：局部——液氮喷冷，表层——液氮浸冷或喷冷，马氏体数量和层厚度由浸入深度及浸冷、喷冷持续时间控制。
本发明的工艺原理：
首先进行介稳定奥氏体锰钢的合金成分设计，控制、调整C、Mn含量，使基体合金成分落在A_介(介稳定奥氏体)区域内，得到介稳定奥氏体基体铸态组织，其马氏体转变温度M_s控制在10℃～-60℃之间；通过原位反应铸渗合成法在表层或局部得到TiC_p增强体+介稳定奥氏体铸态组织，充型和凝固过程中在耐磨一侧引入一定量含钛合金，使之与基体中的碳作用，一方面生成大量弥散分布的TiC颗粒作为增强相，而另一方面降低该区域基体的含碳量使其马氏体转变温度M_s进一步升高；合金凝固后，借助短时局部液氮深冷处理，使需强化部位的温度降到M_s点以下，产生部分马氏体相变，得到一定数量和厚度的马氏体。TiC_p增强区的厚度由铸渗层及扩散层厚度决定；马氏体的数量和强化层厚度由浸入液氮深度及浸冷、喷冷持续时间控制。由上述原理可得到一侧组织为硬度较高的TiC+M+A_介、另一侧为韧性较高的A、中间过渡层为梯度渐变的TiC+M+A混合组织的新型局部或表层复合材料。应该指出，钛是我国富有资源，与钢中的碳有较强的亲和力，只形成MC型碳化物，而不象Cr、Mo等元素那样形成其它复杂化合物。钢中原位生成的TiC具有高熔点、高硬度、高模量，且颗粒细小、与基体结合牢固、无不良界面反应，故选取TiC作为增强相。
本发明具有以下几方面显著的积极效果：
1)选取通用耐磨材料中韧性最好的奥氏体锰钢作为基体，碳化物中硬度较高的TiC_P作为增强体，并采用原位反应铸渗合成法将其引入材料的局部或表层；由于增强体是从金属基体中原位自生的热力学稳定相，不仅尺寸均匀细小、颗粒表面无污染、与基体润湿性好、界面结合强度高，而且省去了增强体单独合成、处理、和弥散加入等复杂工序，更易与工程化衔接。
2)增强体合成元素Ti的加入不仅与基体中的C反应形成大量的TiC_P增强体，而且消耗基体中的C，显著降低Fe-C-Mn合金基体奥氏体的稳定性，通过短时局部液氮深冷处理可在强化层得到马氏体+奥氏体+TiC_P的较为理想的抗磨组织，加工硬化能力也大大提高；结构上以硬相与韧相结合，组织和性能在部件断面上呈连续过渡的梯度变化；一侧高强度、高硬度、抗磨损，而另一侧高塑性、高韧性、耐冲击，其内部合金成分、显微组织、力学性能等在宏观上近似呈梯度变化，这样既可同时满足高硬度、高韧性的性能要求，又可大量节省贵重合金资源，做到“好钢用在刀刃上”，较好地解决了耐磨材料韧性与硬度的矛盾。
3)把介稳定奥氏体锰钢设计、原位TiC反应铸渗合成表层或局部梯度强化及短时局部液氮深冷处理马氏体相变结合起来，使增强体的原位合成、材料复合强化与部件成形在铸造浇注过程中一次完成，操作简单，经济实用，符合以最少的材料发挥最大效能的原理；TiC合成反应放出的热量又被直接利用来加热熔体，改善流动性，提高其渗透能力，延长铸造渗透时间，消除铸造缺陷；解决了传统方法中增强体合成元素烧损严重、熔体粘度高、流动性差、充型困难、TiC(或VC、NbC)颗粒粗大等难题；以TiC_p和马氏体对高韧性奥氏体基体实施局部或表层双重梯度强化，广泛适用于低、中、高冲击磨粒磨损工况条件下服役的各类抗磨部件。
附图说明
图1是按本发明制备的锤式破碎机锤头局部强化部位的金相组织照片。
具体实施方式
实施例1
制备锤式破碎机局部强化的锤头
锤头的磨损主要发生在端部，故对其端部实施局部强化。其工艺步骤如下：
1)铸渗层预制体的制作：将高碳铬铁(重量百分比60％Cr+6％C+Fe)和钛铁(重量百分比60％Ti+40％Fe)机械破碎，经筛分后取100～200目颗粒，按重量百分比70％钛铁+30％碳铬铁均匀混合，加少量硼砂和酚醛树脂制成厚10mm的预制块，尺寸与锤头端部尺寸相当，放在水玻璃石英砂铸型的型腔端部，该处铸型多扎气孔，加强排气；
2)熔炼浇注：用废钢、锰铁、生铁等配制成含碳重量百分比为0.8％，含锰为13％的炉料，在感应电炉中采用不氧化法熔炼，用纯Al脱氧，在1580～1620℃左右，快速重力浇注，并注意补缩；
3)深冷处理：将清理后的1组20个锤头端部朝下放在一盘状金属容器中注入液氮，浸入深度约25mm，深冷处理持续到液氮挥发完了为止，即下部深冷持续时间长，上部时间短，马氏体相变量呈梯度变化。
组织、性能：端部表层为TiC+M+少量A，过渡层为少量TiC+M+A，锤柄端为A，具体见下表和图1：
部位               组织                      性能(HRC为洛氏硬度，α_k为
                                             无缺口冲击韧性J/cm²)
端部强化层         TiC+少量合金渗碳体        HRC55～41 α_k＝20～70
                   +M+少量A
过渡区             少量TiC+M+A               HRC16～40 α_k＝70～150
其余部位           A                         HRC13～16 α_k≥150
使用效果：破碎物料为沸石矿时，使用寿命是原水韧高锰钢锤头的2.5倍以上。
实施例2
制备反击式破碎机表层强化的板锤
板锤的磨损主要发生在底面，故对其底层实施表层强化。所用原材料与例1相同，铸渗层仍由70％钛铁+30％碳铬铁组成，破碎粒度为60～200目左右，用水玻璃石英砂造型，铸型下面与真空抽气箱相接，下芯后将经120℃烘干的混合粉末均匀松散地铺置在型腔底部，厚度约10mm。仍采用感应电炉不氧化法熔炼。设计成分重量百分比为：1％C，9％Mn，浇注温度为1580～1600℃。采用原位反应真空铸渗合成浇注法，真空度约为0.02～0.05MPa.
铸件清理后，在箱式电炉中经1080℃水韧处理，取两组六块板锤放在盘式金属容器中进行局部短时深冷处理，处理工艺与例1相同，组织性能如下表：
部位                  组织                   性能(HRC为洛氏硬度，α_k为
                                             无缺口冲击韧性J/cm²)
下部强化层            TiC+少量合金渗碳体     HRC56～40，α_k＝22～60
                      +马氏体+奥氏体
中间过渡层            少量TiC+马氏体+奥氏体  HRC17～39，α_k＝60～150
其余部位              奥氏体                 HRC13～18，α_k≥150
使用效果：破碎物料为玄武岩时，使用寿命是原水韧高锰钢板锤的2.5倍以上。