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　　(73)专利权人武汉钜能科技有限责任公司地址430000湖北省武汉市东湖新技术开发区关山大道465号中国光谷创意产业基地曙光广场一期培训楼,二号楼,第三层815-A02

　　(74)专利代理机构石家庄旭昌知识产权代理事务所(特殊普通合伙)13126专利代理师曹芸丽

　　18,(Ti)0.5,‑12,,余量为Fe和杂质。本发明所述的耐磨合金,其第二相呈颗粒状均匀分布,且尺寸细小,具备优异的综合力学性能,尤其是合金中大量氮化物的存在可极大提升抗粘着磨损和磨粒磨损性能。

　　6.根据权利要求1所述的耐磨合金,其特征在于,所述杂质包括O、S和P中至少其一,且O,≤0.03%(S)≤0.3%(P)≤0.05%。

　　7.根据权利要求1所述的耐磨合金,其特征在于,MX氮化物颗粒尺寸≤7μm。

　　8.根据权利要求7所述的耐磨合金,其特征在于,至少80%的MX氮化物颗粒尺寸≤3μm。

　　[0002]耐磨合金是为提高机械设备部件耐磨性而开发出的合金,包括各类工具钢、轴承

　　[0003]对于耐磨合金,就其应用工况而言,对耐磨性能及及其它必要性能如韧性有极高的要求,例如弯折、深拉、金属粉末压制、冷轧轧辊等。

　　[0004]为了提高合金耐磨性能,现有手段主要为促进微观组织中形成大量高硬度碳化物,如MC、M6C、M23C6、M7C3等,这些碳化物的存在能够保护基体,抑制磨损发生。

　　[0005]基于此,粉末冶金合金中碳化物含量可以设计到非常高的水平,尤其是具有相对较高硬度的MC碳化物,如一种公开的商业牌号10V(A11)其V含量达到9.75,,能够促进组织中大量形成MC碳化物,然后负面影响是带来成本的提升也是显而易见的,如何一方面提升合金的耐磨性能,同时提升合金的性价比是需要考虑的问题。

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　　[0006]有鉴于此,本发明旨在提出一种耐磨合金,以使其具有优异的耐磨性能。

　　[0014]进一步的,所述粉末冶金工艺主要步骤包括气雾化制粉、粉末固相渗氮及粉末致密化。。

　　[0018]本发明中,特定的化学成分及配比是实现其耐磨性能的必要条件,各化学组分作

　　[0019]N元素固溶于基体,产生固溶强化作用,同时是氮化物的形成元素,所述氮化物主要为MX型第二相,其中M主要为Ti,X主要为N,大量MX氮化物的存在可极大提升耐磨性能。由于一些合金元素在形成MX氮化物方面的相似性,上述M可部分混有V、Nb等合金元素,X部分可混有C合金元素。在本发明合金中,C作为一种可选元素,和N协同发挥作用,C的合适的含量范围为≤1.5,,同时C+N的含量范围为0.8,‑4.8,,优选范围为0.8,‑3.5,,在此应当注意的是,当C存在时,N含量需要根据比率减量以维持合金体系的平衡。

　　[0020] 由于N元素与Ti具有强烈反应倾向,所以N的合金化主要通过合金粉末固相渗氮方式实现,合金粉末具有很大的表面,固相渗氮速度将远快于传统零部件整体表面固相渗氮方式,如此既能避免对气雾化制粉可能产生的不利影响,同时能够保证N含量调控到合适的范围。固相渗氮的另外一个好处是即使达到高氮含量时,第二相的形成及粗化能够被很好的控制,致密化后合金仍能保持高的韧性。

　　[0021] Ti与N反应形成第二相也即高硬度MX氮化物,其微观硬度超过3000HV,显著高于可能导致磨损的绝大多数硬质颗粒,在磨损性工况条件下能够实现更好保护基体的作用,从而提高耐磨性能。MX氮化物在基体的存在不用担心类似表面涂覆工艺存在涂层脱落风险,基于前述粉末冶金工艺,MX氮化物能够在基体中以细小颗粒状由外而内均匀分分布于整个基体,能够在工件使用过程的全寿命周期内稳定发挥作用。Ti的含量设定需要考虑到和N的反应平衡,对于本发明合金,Ti的合适的含量范围为0.5,‑12,。优选范围为0.5,‑6,。

　　[0022] Si作为一种脱氧剂和基体强化元素来使用,但过高的Si导致基体脆性增加,因此本发明中,Si的合适的含量范围为0.3,‑1 .2,。

　　[0023] Mn作为脱氧剂加入,可以弱化S的有害作用,适当Mn还可增加淬透性,但过高Mn增加脆性风险,因此本发明中,Mn的合适的含量范围为0.2,‑1 .0,。

　　[0024] Cr在本发明中主要用来提高基体淬透性,因此本发明中,Cr的合适的含量范围为

　　[0025] Mo主要用来提高淬透性以及促使热处理后达到所需硬度,因此本发明中,Mo的合适的含量范围为1,‑6,。

　　[0026] W在本发明中作为一种可选元素,可以部分替代Mo,替代系数为Mo(2W)其有利于增加淬透性,本发明中,W的含量范围为≤6,,同时(Mo+0.5W)的合适的含量范围为3,‑

　　[0027] V在本发明中为可选元素,其可参与形成MX第二相,和Ti元素配合使用来提高耐磨性能。在本发明中,V的合适的含量范围为≤10,,同时(V+Ti)的合适的含量范围为3,‑

　　18,。作为一种优选方案,V的合适的含量范围为≤10,,同时(V+Ti)的合适的含量范围为

　　[0028] 除了上述设定的化学组分,本发明的耐磨合金,余量为Fe基体,当然还包括一些不可避免的残余微量元素,包括O、S、P等,为了防止对合金力学性能产生不利影响,要求O的合适的含量范围为≤0.03,,S的合适的含量范围为≤0.3,,P的合适的含量范围为≤

　　[0029] 除此以外,本发明的化学组分中,杂质还可包括Zr、Mg、Al、Co、Cu、Ni、Sn和Pb中的至少一种,且这些杂质的总量不大于1,。

　　[0030] 本发明的耐磨合金,通过选定合适的化学组分及配比,合金中第二相MX氮化物体积分数为4,‑26,,且合金中MX氮化物颗粒尺寸≤7μm,至少80,的MX氮化物颗粒尺寸≤3μ

　　[0032] 本发明所述的耐磨合金,其耐磨性能实现的关键在于选定合适的化学组分及配比,以形成大量MX氮化物,该氮化物微观硬度达到HV3000以上,超过现有绝大多数金属或非金属硬质磨粒硬度,从而达到提升耐磨性能的作用,并具有较高的性价比。

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　　[0033] 此外,本发明所述的耐磨合金,通过采用合适的化学组分及配比,并采用气雾化制粉及固相渗氮方式进行氮化,提高氮含量同时避免氮化物粗化,随后对粉末进行致密化,制备的合金中MX氮化物以细小弥散方式分布于基体,既可提升耐磨性能,同时不会过多损害可加工性能。

　　[0034] 另外,本发明所述耐磨合金适用于各类耐磨工况,包括折弯、深冲、冲压、冲切、粉末压制等,基于其耐磨特性,也适用于各类耐磨部件的制作,如喷油嘴、螺杆、泵体滑片等。在此应当理解的是,以上应用并非是对本发明适用范围的一种限制,而是用以来说明本发明的力学性能特点、除了具备优异的耐磨性能,该钢种同时具备以下性能特征,热处理后具有高的韧性及硬度,力学性能不同取向差异小,热处理变形小,易于被磨削加工。

　　[0035] 构成本发明的一部分的附图用来提供对本发明的进一步理解,本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明,并不构成对本发明的不当限定。在附图中,

　　[0039] 图4为本发明所述的耐磨合金各实施例的相对耐磨性能对比的示意图。

　　[0040] 需要说明的是,在不冲突的情况下,本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。

　　[0042] 本发明涉及一种耐磨合金,为了使其具有优异的综合性能,本发明限定了合适的化学组分及配比,根据本发明中特定的化学成分及配比,本发明优选采用粉末冶金工艺制备锭材,且主要制备流程包括气雾化制粉、固相渗氮和热等静压致密化,采用气雾化制粉及固相渗氮方式进行氮化,可提高氮含量同时避免氮化物粗化。

　　[0043] 在此需要说明的是,本发明所述的气雾化制粉工艺包括如下过程,采用一种惰性气体,如氮气或氩气,出于成本考虑优选氮气,将具有本发明合金成分的熔融态合金液雾化喷射冷却,使合金熔液瞬间凝固成细小的近球形粉末颗粒。

　　[0044] 前述的固相渗氮工艺,是将气雾化制粉的粉末置于具有一定氮势气氛中,同时加热粉末。所述氮势气氛包括但不限于氮气、氨气、氮氢混合气。

　　[0045] 此外,本发明所述的热等静压工艺包括如下过程,将气雾化制粉工艺制备的合金

　　粉末置于一个金属包套,对其抽真空后排出包套内气体后然后焊接密封,将装粉密封后的包套置于热等静压炉,在温度超过1000℃及压力超过100MPa条件下实现包套内粉末完全的致密化,从而成为锭材。

　　[0046] 另外,为了进一步改善力学性能或实现特定形状产品尺寸,当然还可对上述锭材进行进一步的热变形加工。作为一种优选的可行的实施方案,合金经过1065℃‑1180℃奥氏体化后淬火处理,以及520℃‑560℃回火2次,每次回火2小时,合金转变为硬化状态。

　　[0047] 现对照现有商业牌号3V的耐磨合金的化学成分以及本发明的几个具体实施例来进行说明,具体可参照表1中所示。

　　[0050] 其中,实施例1为对比例,其为现有商业牌号3V的耐磨合金的化学成分。

　　[0051] 实施例2至实施例9为本发明的耐磨合金,采用粉末冶金工艺制备,先采用气雾化制粉工艺制取粉末,接着进行固相渗氮处理,然后对粉末进行热等静压致密化,而后制成直径120mm的锭坯,进一步热变形加工后得到直径50mm的棒材。

　　[0054] b.合金熔化后继续升温至1800℃,取样分析成分后调整至合格范围,

　　[0055] c.预热雾化中间包坩埚,合金熔液雾化前中间包温度达到1000℃,

　　[0056] d.合金熔液温度达到要求后开启高压氮气或氩气及排空风机,合金熔液经中间包底部陶瓷漏眼进入雾化系统,启动合金熔液雾化,合金熔液雾化流量控制在20kg/min,

　　[0058] 所述固相渗氮处理为将粉末在氮气气氛中加热到超过1000℃,保温2‑8小时。

　　[0060] a、将气雾化制粉工艺制备的合金粉末置于一个金属包套,对其抽真空后排出包套内气体,然后焊接密封,

　　[0061] b、将装粉密封后的包套置于热等静压炉,在温度1100℃及压力110MPa条件下实现包套内粉末完全致密化,成为热等静压锭材。

　　[0062] 在此需要说明的是,实施例9由于综合合金度过高,在气雾化制粉过程中,雾化过程不稳定,难以批量生产。

　　[0063] 接下来,对表1中实施例1至实施例8的合金从以下几个方面进行对比测试, (1)热处理后微观组织, (2)热处理硬度, (3)耐磨性能。对比结果如下,

　　[0065] 对实施例1至实施例8耐磨合金分析微观组织中富T i型MX析出相,结果如表2所示。

　　[0068] 表2中,实施例1至实施例8的合金经过淬火及回火后,组织均由马氏体、少量残余奥氏体及硬质第二相组成,采用扫描电镜对第二相进行形态分析及类别鉴别及其体积含量的分析,结果如下,

　　[0069] 实施例1的合金具有典型的粉末冶金合金微观组织,微观组织如图1所示,第二相碳化物细小且分布均匀,碳化物体积分数3,‑6,,碳化物平均粒度尺寸1‑3微米。通过能谱分析,实施例1第二相主要为富Cr型M7C3碳化物及富V型MC碳化物。

　　[0070] 实施例2至实施例8的合金均采用粉末冶金工艺制备,实施例4和实施例5的微观组织分别如图2和图3所示,合金中第二相主要为MX氮化物,主要合金成分由Ti及N组成,MX氮化物呈离散分布状态,颗粒细小且分布均匀。通过成分鉴别分析,实施例2至实施例7的合金含有0.8,‑22,体积分数的MX氮化物,MX氮化物的颗粒尺寸≤7μm,且至少80,的MX氮化物的颗粒尺寸≤3μm。

　　[0071] 实施例8的耐磨合金,由于Ti加入量较少,检测到所形成耐磨富Ti型MX颗粒相过少,对耐磨性能改善有限。

　　[0077] 参照GB/T 230. 1‑2018,并采用洛氏硬度计分别测定表3中各实施例的合金热处理后的硬度,结果表明,本发明的耐磨合金以及现有商业牌号的耐磨合金均能达到高的硬度水平。

　　[0079] 采用金属对磨试验测试合金的耐磨性能,摩擦副为45#钢,载荷50kg,转数200r/min。实施例1至实施例8的合金热处理的工艺参数如表3中所示。耐磨性能根据被测试材料失重进行计量,划分为10个耐磨性能等级,其中1为最差耐磨性能,10为最好耐磨性能。

　　[0080] 对比结果如图1中所示,实施例2至实施例7的合金均表现出优秀的耐磨性能,尤其是实施例4的合金,具有最高的Ti合金含量以及匹配设计有相应的N含量以形成较高体积分数的MX氮化物组织,从而表现出最优异的耐磨性能。

　　[0082] 总体来讲,合金是一个复杂系统,各种合金元素会相互发生作用,因此各化学组分会同时参与一种或多种反应并相互影响,以N为例,N具有固溶于基体,产生固溶强化作用,同时参与各类第二相的析出反应,需要综合考虑各种不同反应之间的平衡,设计合适的N合金含量和其它合金含量,才能兼顾各方面性能。

　　[0083] 此外,需要控制第二相存在形态,包括粒度,尺寸,分布等,合适的合金成分以及粉末冶金工艺的配合才能实现。最后还需要考虑的是,需要兼顾工艺实施的难度,过高合金含量设计,生产无法实施,太低则性能改善效果不明显。

　　[0084] 在本说明书的描述中,给出了本发明的实施例,可以理解的是,上述实施例是示例性的,不能理解为对发明的限制,在不相互矛盾的情况下,本领域的普通技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例的特征进行结合、组合、替换和变形。