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CN112981262A - 一种含Mn高硼耐磨合金及其制备方法 - Google Patents

一种含Mn高硼耐磨合金及其制备方法 Download PDF

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CN112981262A CN202110183438.8A CN202110183438A CN112981262A CN 112981262 A CN112981262 A CN 112981262A CN 202110183438 A CN202110183438 A CN 202110183438A CN 112981262 A CN112981262 A CN 112981262A
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吴润
曾盛松
徐凯
陈金
徐成
谢甜
王凯
龚铁夫
柯德庆
吴腾
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Wuhan University of Science and Technology WHUST
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Abstract

本发明涉及一种含Mn高硼耐磨合金及其制备方法。其技术方案是，所述含Mn高硼耐磨合金的化学组分及其含量是：C为0.4～0.5wt％，B为1.5～2.5wt％，Al为0.7～0.9wt％，Si为0.9～1.5wt％，Nb为0.02～0.06wt％，V为0.04～0.06wt％，Ti为0.25～0.4wt％，Mn为1.8～4.8wt％，S≤0.06wt％，P≤0.06wt％，其余为Fe和不可避免的杂质。制备方法由熔炼工艺和配分热处理工艺组成；所述熔炼工艺主要为各组分的熔炼与变质处理，熔炼后得到含Mn高硼铸件；所述配分热处理工艺由含Mn高硼铸件的奥氏体化、淬火与配分组成。本发明生产成本低，所制备的含Mn高硼耐磨合金中硼化物断网明显，残留奥氏体含量高，具有耐磨性和冲击韧性好的特点。

Description

一种含Mn高硼耐磨合金及其制备方法
技术领域
本发明属于高硼耐磨合金技术领域。具体涉及一种含Mn高硼耐磨合金及其制备方法。
背景技术
伴随着经济的发展，应用于工程、采矿、冶金机械中的耐磨工件面临着愈发严苛的工况以及更高的持久性要求，故而需要制备相关工件的材料除应具有强的耐磨性外，还必须拥有高强韧性，既能耐磨又可以承受较大的冲击载荷。相比于常用耐磨材料，以硼为主要合金元素的铁基耐磨合金具有的贵金属元素含量少，生产工艺简单的优势。合金中硼化物的硬度较高，如FeB(1800～2000HV)和Fe2B(1400～1800HV)，作为耐磨相能够改善材料的耐磨性能。但由于Fe2B中的B-B键沿[002]晶体方向较弱，因此具有较大的脆性。此外，合金凝固组织中硼化物在三维形态上为连续分布的，二维形态通常为鱼骨状和网状，这种形态的硼化物会严重破坏基体的连续性，造成合金韧性的降低，影响了高硼耐磨合金的应用。为提高高硼合金的韧性，国内外学者们进行了大量的研究。
“一种高强度和高冲击韧性高硼合金制造方法”(SUl,447,926)专利技术，其主要化学成分为：C为0.2～0.5％，B为2.1～3.5％，Si为0.15～0.6％，Mn为0.25～0.8％，Sb为0.2～0.8％，该合金硼含量高，组织中有较多的硼化物，对韧性的改善不利；且添加的锑元素含量较多，这将增加高硼合金的生产成本。
“高硼高铬低碳耐磨合金钢及其制备方法”(CN101660097B)专利技术，其化学成分及其质量百分含量为：C为0.10～0.5％，Cr为3～26％，Si为0.5～1.2％，Mn为0.5～1.5％，B为0.3～2.8％，Cu为0.3～2.6％，Ti为0.2～0.6％，Ca为0.02～0.15％，Ce为0.03～0.25％，N为0.02～0.18％，Nb为0.05～0.3％，Al为0.04～0.09％，Mg为0.02～0.15％，K为0.04～0.13％，S＜0.03％，P＜0.04％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。该高硼高铬低碳耐磨合金钢虽具有较高的强韧性与较好的耐磨性，且不含Ni和Mo等贵金属元素，成本低，但在高冲击应力的条件下韧性仍不足。
“一种含硼耐磨合金钢及其制备方法”(CN108220817A)专利技术，含硼耐磨合金钢的化学成分及其质量百分含量为：C为0.6～0.9％，Cr为5～5.8％，B为0.5～1.4％，Ni为0.5～0.8％，Mn为0.6～1.0％，Si为0.6～1.0％，Nb为0.35～0.5％，W为1.0～2.0％，Ti为0.55～0.75％，S≤0.03％，P≤0.03％余量为Fe和不可避免的杂质元素。该含硼耐磨合金钢通过变质处理和机械处理的复合方法制备，细化了晶粒，虽提高了冲击韧度和降低了生产成本。但该合金钢不仅碳含量较高，其韧性不足难以应用于高冲击磨损工况；且该含硼耐磨合金的制备方法注重于硼化物形貌和分布的改善，未提出对基体韧性改善。
发明内容
本发明旨在解决上述问题，目的是提供一种生产成本低、耐磨性和冲击韧性好的含Mn高硼耐磨合金及其制备方法。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：
为叙述简便，所述含Mn高硼耐磨合金简称为耐磨合金。
所述耐磨合金的化学组分及其含量是：C为0.4～0.5wt％；B为1.5～2.5wt％；Al为0.7～0.9wt％；Si为0.9～1.5wt％；Nb为0.02～0.06wt％；V为0.04～0.06wt％；Ti为0.25～0.4wt％；Mn为1.8～4.8wt％；S≤0.06wt％；P≤0.06wt％；其余为Fe和不可避免的杂质。
所述耐磨合金的制备方法由熔炼工艺和配分热处理工艺组成。
所述熔炼工艺如下：
1)将生铁和废钢加热熔炼，熔清后加入造渣剂进行第一次除渣，得到一次除渣合金液；按所述耐磨合金中C、Mn和Nb的含量，向一次除渣合金液中加入锰铁合金、铌铁合金和硅铁合金，再次进行熔炼；熔清后加入脱硫剂脱硫，然后进行第二次除渣，即得二次除渣合金液。
2)用铝丝对二次除渣合金液进行脱氧与定氮，然后按所述耐磨合金中V和Al的含量，向脱氧与定氮后的合金液中加入钒铁合金和钛铁合金，进行熔炼；熔清后再加入硼铁合金，使B含量达到所述耐磨合金的要求，熔炼硼铁合金的时间为3～8分钟，即得高硼合金液。
熔炼工艺1)和2)中的所述熔炼温度为1500～1550℃。
3)向所述高硼合金液中加入占高硼合金液1.0～1.5wt％的硅铁孕育剂和1.0～1.8wt％的钛铁合金变质剂，控制炉温为1520～1550℃，对所述高硼合金液进行孕育处理与初步变质处理，使所述高硼合金液中Si、Ti含量符合所述耐磨合金的要求，即得孕育处理与初步变质处理后的合金液。
4)将孕育处理与初步变质处理后的合金液倒入浇包，采用冲入法进行第二次变质处理，空冷，得到含Mn高硼铸件。
所述第二次变质处理所采用的变质剂为所述孕育处理与初步变质处理后的合金液0.04～0.06wt％的稀土镁合金和0.002～0.004wt％的稀土组成的混合物；所述稀土镁合金和所述稀土混合前分别于200～210℃条件下烘干1～1.5小时，混合后预先置于浇包底部。
所述配分热处理工艺是：先对所述含Mn高硼铸件进行奥氏体化，奥氏体化温度为1000～1100℃，奥氏体化的时间为1.5～3h，促进凝固过程中形成的硼化物的网状结构发生断裂；再于低温盐浴炉中淬火至140～200℃，保温时间为100～200s，促进淬火马氏体和残留奥氏体的形成；然后置于高温盐浴炉中，在温度为350～410℃和保温时间为40～80s的条件下进行碳的配分，促进碳原子充分地从马氏体中扩散至残留奥氏体中，增加残留奥氏体的稳定性。最后水冷至室温，制得含Mn高硼耐磨合金。
对于本发明而言，硬质相的形貌和基体组织是含Mn高硼耐磨合金性能的决定性因素，而化学成分则对这些因素有着极其重要的影响：
C是固溶强化元素，能够提高钢的强度。当合金所受磨损为切削磨损时，碳含量的增加会增强合金的硬度，从而提高耐磨性。此外，在配分热处理工艺中，碳作为稳定奥氏体元素，能够使“C”曲线右移，从而显著降低合金的Ms点，提高残余奥氏体的稳定性。但碳含量过高会导致基体出现粗大的针状马氏体，增加材料的脆性。考虑到耐磨合金整体硬度与韧性，控制碳含量为0.4～0.5wt％。
B与Fe形成FeB或Fe2B等硼化物，这类硼化物具有较高的硬度与良好的热稳定性。硼能够部分溶解于合金的基体中，从而增加合金的淬硬性与淬透性。由于硼元素的含量直接决定合金中硼化物量，含量太少会导致合金耐磨性能变差，若过多会导致硼化物在晶界偏聚，影响合金的冲击韧性。因此，控制硼含量为1.0～3.0wt％。同时，B是廉价合金元素，采用硼取代钼、镍等合金元素可降低耐磨合金的成本。
Nb、V和Ti能够提高耐磨合金淬透性，并在合金液凝固过程中作为异质形核核心，减轻合金枝晶偏析，有利于减弱硼化物的网状分布。本发明含有钛元素，而添加的钛铁变质剂中也含有一定的钛元素，目的就是提高合金液在凝固过程中析出的TiC数量，从而阻止硼化物的网状生长并细化奥氏体枝晶。考虑到过量微合金元素的添加不仅会增加生产成本，而且会导致合金液的流动性变差以及所制合金出现粘着磨损，控制微合金元素的含量Nb为0.02～0.06wt％、V为0.04～0.06wt％和Ti为0.25～0.4wt％。
Al和Si作为铁素体形成元素，能够有效抑制或推迟配分过程中渗碳体的形成，保证碳原子能够充分从马氏体扩散进残留奥氏体中而不以碳化物的形式析出，使残留奥氏体的稳定性得以提高。同时，考虑到硼元素性质较活泼，在冶炼过程中易于和氮、氧发生反应，因此添加一定量的铝进行定氮除氧，从而提高硼元素的收得率。但过量的铝和硅会导致钢的石墨化倾向加大，此外，过量硅则易引起铸件在后续热处理时出现脱碳现象，均会导致韧性变差。因此，控制Al为0.6～0.9wt％、Si为0.9～1.5wt％。
Mn作为一种扩大奥氏体区元素，能够稳定奥氏体，提高耐磨合金的淬透性，降低耐磨合金的Ms点，增加耐磨合金中残留奥氏体含量。本发明为充分发挥锰元素增加耐磨合金中残留奥氏体含量以提升耐磨合金冲击韧性，同时避免过多的锰导致耐磨合金出现回火脆性以及过热敏感性，控制Mn为1.8～4.3wt％。
由于采用上述技术方案，本发明与现有技术相比具有如下积极效果：
本发明制备的含Mn高硼耐磨合金，采用占高硼合金液1.0～2.0wt％的硅铁孕育剂和1.0～3.0wt％的钛铁合金变质剂进行孕育处理与初步变质处理。采用的变质剂为所述孕育处理与初步变质处理后的合金液0.04～0.06wt％的稀土镁合金和0.002～0.004wt％的稀土组成的混合物，以冲入法对合金液进行第二次变质处理，使铸态组织晶粒细化，改善了含Mn高硼铸件的机械性能，提高了耐磨合金的冲击韧性。
稀土具有一定的脱氧脱硫作用，这利于排除合金液中生成的稀土硫化物、稀土氧化物和稀土硫氧化物，稀土元素还会出现在硼化物择优生长的表面，形成吸附薄膜，有助于网状硼化物的开裂与球化。本发明结合配分热处理工艺中的奥氏体化，促进了原先呈网状硼化物的断裂与团球化，使球团状硼化物孤立地、均匀地分布于基体上。配分热处理工艺中在低温盐浴炉中的淬火，促进淬火马氏体和残留奥氏体的形成。本发明通过熔炼工艺中加入一定量的Mn元素以及配分热处理工艺中的配分，增加了含Mn高硼耐磨合金中具有TRIP效应的残留奥氏体，残留奥氏体含量达到了15％以上。硼化物形态的改善与高含量的残留奥氏体使含Mn高硼耐磨合金的冲击韧性达到6.5～7.8J/cm2，较未经配分热处理前提高近200％。在滑动磨损条件下，球团状硼化物与基体的紧密结合使硼化物在磨损过程中不易剥落，基体中的残留奥氏体在形变的作用下诱发马氏体相变，使含Mn高硼耐磨合金的硬度大幅升高而具有良好的耐磨性能。
本发明制备的耐磨合金可采用普通电炉熔炼，采用盐浴炉进行配分热处理，生产工艺简便。制备的耐磨合金具有很好的流动性和铸造成型性，可采用普通砂型铸造、消失模铸造、金属型铸造、失蜡精密铸造和树脂砂型铸造、离心复合铸造等方法成型，铸件不易沾砂，浇冒口易于清理，可以直接铸造成各种形状的产品。
因此，本发明生产成本低，所制备的含Mn高硼耐磨合金具有耐磨性和冲击韧性好的特点
附图说明
图1本发明制备的一种含Mn高硼铸件的金相组织图；
图2为图1所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的金相组织图；
图3为图1所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的组织中残留奥氏体的透射形貌；
图4本发明制备的另一种含Mn高硼铸件的金相组织图；
图5为图4所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的金相组织图；
图6为图4所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的组织中残留奥氏体的透射形貌；
图7为图1所示含Mn高硼铸件的磨损表面形貌；
图8为图1所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的磨损表面形貌；
图9为图4所示含Mn高硼铸件的磨损表面形貌；
图10为图4所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的磨损表面形貌。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步的描述，并非对其保护范围的限制。
一种含Mn高硼耐磨合金及其制备方法。本具体实施方式所述制备方法是：
为叙述简便，所述含Mn高硼耐磨合金简称为耐磨合金。
所述耐磨合金的化学组分及其含量是：C为0.4～0.5wt％；B为1.5～2.5wt％；Al为0.7～0.9wt％；Si为0.9～1.5wt％；Nb为0.02～0.06wt％；V为0.04～0.06wt％；Ti为0.25～0.4wt％；Mn为1.8～4.8wt％；S≤0.06wt％；P≤0.06wt％；其余为Fe和不可避免的杂质。
所述耐磨合金的制备方法由熔炼工艺和配分热处理工艺组成。
所述熔炼工艺如下：
1)将生铁和废钢加热熔炼，熔清后加入造渣剂进行第一次除渣，得到一次除渣合金液；按所述耐磨合金中C、Mn和Nb的含量，向一次除渣合金液中加入锰铁合金、铌铁合金和硅铁合金，再次进行熔炼；熔清后加入脱硫剂脱硫，然后进行第二次除渣，即得二次除渣合金液。
2)用铝丝对二次除渣合金液进行脱氧与定氮，然后按所述耐磨合金中V和Al的含量，向脱氧与定氮后的合金液中加入钒铁合金和钛铁合金，进行熔炼；熔清后再加入硼铁合金，使B含量达到所述耐磨合金的要求，熔炼硼铁合金的时间为3～8分钟，即得高硼合金液。
熔炼工艺1)和2)中的所述熔炼温度为1500～1550℃。
3)向所述高硼合金液中加入占高硼合金液1.0～1.5wt％的硅铁孕育剂和1.0～1.8wt％的钛铁合金变质剂，控制炉温为1520～1550℃，对所述高硼合金液进行孕育处理与初步变质处理，使所述高硼合金液中Si、Ti含量符合所述耐磨合金的要求，即得孕育处理与初步变质处理后的合金液。
4)将孕育处理与初步变质处理后的合金液倒入浇包，采用冲入法进行第二次变质处理，空冷，得到含Mn高硼铸件。
所述第二次变质处理所采用的变质剂为所述孕育处理与初步变质处理后的合金液0.04～0.06wt％的稀土镁合金和0.002～0.004wt％的稀土组成的混合物；所述稀土镁合金和所述稀土混合前分别于200～210℃条件下烘干1～1.5小时，混合后预先置于浇包底部。
所述配分热处理工艺是：先对所述含Mn高硼铸件进行奥氏体化，奥氏体化温度为1000～1100℃，奥氏体化的时间为1.5～3h，以促进凝固过程中形成的硼化物的网状结构发生断裂；再于低温盐浴炉中淬火至140～200℃，保温时间为100～200s，以促进淬火马氏体和残留奥氏体的形成；然后置于高温盐浴炉中，在温度为350～410℃和保温时间为40～80s的条件下进行碳的配分，以促进碳原子充分地从马氏体中扩散至残留奥氏体中，增加残留奥氏体的稳定性。最后水冷至室温，制得含Mn高硼耐磨合金。
实施例1
一种含Mn高硼耐磨合金及其制备方法。本实施例所述制备方法是：
为叙述简便，所述含Mn高硼耐磨合金简称为耐磨合金。
所述耐磨合金的化学组分及其含量是：C为0.4wt％；B为2.5wt％；Al为0.88wt％；Si为1.4wt％；Nb为0.02wt％；V为0.04wt％；Ti为0.26wt％；Mn为1.9wt％；S为0.04wt％；P为0.05wt％；其余为Fe和不可避免的杂质。
所述耐磨合金的制备方法由熔炼工艺和配分热处理工艺组成。
所述熔炼工艺如下：
1)将生铁和废钢加热熔炼，熔清后加入造渣剂进行第一次除渣，得到一次除渣合金液；按所述耐磨合金中C、Mn和Nb的含量，向一次除渣合金液中加入锰铁合金、铌铁合金和硅铁合金，再次进行熔炼；熔清后加入脱硫剂脱硫，然后进行第二次除渣，即得二次除渣合金液。
2)用铝丝对二次除渣合金液进行脱氧与定氮，然后按所述耐磨合金中V和Al的含量，向脱氧与定氮后的合金液中加入钒铁合金和钛铁合金，进行熔炼；熔清后再加入硼铁合金，使B含量达到所述耐磨合金的要求，熔炼硼铁合金的时间为4分钟，即得高硼合金液。
熔炼工艺1)和2)中的所述熔炼温度为1500℃。
3)向所述高硼合金液中加入占高硼合金液1.0wt％的硅铁孕育剂和1.0wt％的钛铁合金变质剂，控制炉温为1520～1550℃，对所述高硼合金液进行孕育处理与初步变质处理，使所述高硼合金液中Si、Ti含量符合所述耐磨合金的要求，即得孕育处理与初步变质处理后的合金液。
4)将孕育处理与初步变质处理后的合金液倒入浇包，采用冲入法进行第二次变质处理，空冷，得到含Mn高硼铸件。
所述第二次变质处理所采用的变质剂为所述孕育处理与初步变质处理后的合金液0.04wt％的稀土镁合金和0.002wt％的稀土组成的混合物；所述稀土镁合金和所述稀土混合前分别于200℃条件下烘干1小时，混合后预先置于浇包底部。
所述配分热处理工艺是：先对所述含Mn高硼铸件进行奥氏体化，奥氏体化温度为1000℃，奥氏体化的时间为1.5h，以促进凝固过程中形成的硼化物的网状结构发生断裂；再于低温盐浴炉中淬火至140℃，保温时间为110s，以促进淬火马氏体和残留奥氏体的形成；然后置于高温盐浴炉中，在温度为360℃和保温时间为40s的条件下进行碳的配分，以促进碳原子充分地从马氏体中扩散至残留奥氏体中，增加残留奥氏体的稳定性最后水冷至室温，制得含Mn高硼耐磨合金。
利用线切割机在距耐磨合金表面1/4处切取尺寸为10mm×10mm×15mm试样，如附图所示：图1为本实施例制备的含Mn高硼铸件的金相组织图；图2为图1所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的金相组织图；图3为图1所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的组织中残留奥氏体的透射形貌。从图1和图2的对比可以看出，所制备的含Mn高硼耐磨合金中硼化物有了明显的断裂与球化；从图3可以看出，含Mn高硼耐磨合金中出现具有TRIP效应的薄膜状残留奥氏体，有利于耐磨合金的冲击韧性与耐磨性能的提高。经检测：室温下图1所示的含Mn高硼铸件以及图2所示的含Mn高硼耐磨合金的洛氏硬度分别为65.62HRC和63.81HRC；残留奥氏体含量分别为9.8％与15.3％；冲击韧性则分别达到2.4J/cm2与6.5J/cm2。
实施例2
一种含Mn高硼耐磨合金及其制备方法。本实施例所述制备方法是：
为叙述简便，所述含Mn高硼耐磨合金简称为耐磨合金。
所述耐磨合金的化学组分及其含量是：C为0.45wt％；B为1.9wt％；Al为0.75wt％；Si为1.2wt％；Nb为0.04wt％；V为0.05wt％；Ti为0.34wt％；Mn为3.8wt％；S为0.05wt％；P为0.05wt％；其余为Fe和不可避免的杂质。
所述耐磨合金的制备方法由熔炼工艺和配分热处理工艺组成。
所述熔炼工艺如下：
1)将生铁和废钢加热熔炼，熔清后加入造渣剂进行第一次除渣，得到一次除渣合金液；按所述耐磨合金中C、Mn和Nb的含量，向一次除渣合金液中加入锰铁合金、铌铁合金和硅铁合金，再次进行熔炼；熔清后加入脱硫剂脱硫，然后进行第二次除渣，即得二次除渣合金液。
2)用铝丝对二次除渣合金液进行脱氧与定氮，然后按所述耐磨合金中V和Al的含量，向脱氧与定氮后的合金液中加入钒铁合金和钛铁合金，进行熔炼；熔清后再加入硼铁合金，使B含量达到所述耐磨合金的要求，熔炼硼铁合金的时间为6分钟，即得高硼合金液。
熔炼工艺1)和2)中的所述熔炼温度为1520℃。
3)向所述高硼合金液中加入占高硼合金液1.2wt％的硅铁孕育剂和1.3wt％的钛铁合金变质剂，控制炉温为1540℃，对所述高硼合金液进行孕育处理与初步变质处理，使所述高硼合金液中Si、Ti含量符合所述耐磨合金的要求，即得孕育处理与初步变质处理后的合金液。
4)将孕育处理与初步变质处理后的合金液倒入浇包，采用冲入法进行第二次变质处理，空冷，得到含Mn高硼铸件。
所述第二次变质处理所采用的变质剂为所述孕育处理与初步变质处理后的合金液0.05wt％的稀土镁合金和0.003wt％的稀土组成的混合物；所述稀土镁合金和所述稀土混合前分别于205℃条件下烘干1.2小时，混合后预先置于浇包底部。
所述配分热处理工艺是：先对所述含Mn高硼铸件进行奥氏体化，奥氏体化温度为1050℃，奥氏体化的时间为2h，以促进凝固过程中形成的硼化物的网状结构发生断裂；再于低温盐浴炉中淬火至160℃，保温时间为150s，以促进淬火马氏体和残留奥氏体的形成；然后置于高温盐浴炉中，在温度为390℃和保温时间为60s的条件下进行碳的配分，以促进碳原子充分地从马氏体中扩散至残留奥氏体中，增加残留奥氏体的稳定性，最后水冷至室温，制得含Mn高硼耐磨合金。
利用线切割机在距耐磨合金表面1/4处切取尺寸为10mm×10mm×15mm试样，如附图所示：图4为本实施例制备的含Mn高硼铸件的金相组织图；图5为图4所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的金相组织图；图6为图4所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的组织中残留奥氏体的透射形貌。从图4和图5的对比可以看出，所制备的含Mn高硼耐磨合金中硼化物有了明显的断裂与球化；从图6可以看出，含Mn高硼耐磨合金中出现具有TRIP效应的薄膜状残留奥氏体，有利于耐磨合金的冲击韧性与耐磨性能的提高。经检测：室温下图4所示的含Mn高硼铸件以及图5所示的含Mn高硼耐磨合金的洛氏硬度分别为62.32HRC和61.24HRC；残留奥氏体含量分别为11.8％与16.4％；冲击韧性则分别达到3.3J/cm2与6.8J/cm2。
实施例3
一种含Mn高硼耐磨合金及其制备方法。本实施例所述制备方法是：
为叙述简便，所述含Mn高硼耐磨合金简称为耐磨合金。
所述耐磨合金的化学组分及其含量是：C为0.5wt％；B为1.6wt％；Al为0.7wt％；Si为1.0wt％；Nb为0.06wt％；V为0.06wt％；Ti为0.38wt％；Mn为4.7wt％；S为0.04wt％；P为0.05wt％；其余为Fe和不可避免的杂质。
所述耐磨合金的制备方法由熔炼工艺和配分热处理工艺组成。
所述熔炼工艺如下：
1)将生铁和废钢加热熔炼，熔清后加入造渣剂进行第一次除渣，得到一次除渣合金液；按所述耐磨合金中C、Mn和Nb的含量，向一次除渣合金液中加入锰铁合金、铌铁合金和硅铁合金，再次进行熔炼；熔清后加入脱硫剂脱硫，然后进行第二次除渣，即得二次除渣合金液。
2)用铝丝对二次除渣合金液进行脱氧与定氮，然后按所述耐磨合金中V和Al的含量，向脱氧与定氮后的合金液中加入钒铁合金和钛铁合金，进行熔炼；熔清后再加入硼铁合金，使B含量达到所述耐磨合金的要求，熔炼硼铁合金的时间为8分钟，即得高硼合金液。
熔炼工艺1)和2)中的所述熔炼温度为1540℃。
3)向所述高硼合金液中加入占高硼合金液1.5wt％的硅铁孕育剂和1.8wt％的钛铁合金变质剂，控制炉温为1550℃，对所述高硼合金液进行孕育处理与初步变质处理，使所述高硼合金液中Si、Ti含量符合所述耐磨合金的要求，即得孕育处理与初步变质处理后的合金液。
4)将孕育处理与初步变质处理后的合金液倒入浇包，采用冲入法进行第二次变质处理，空冷，得到含Mn高硼铸件。
所述第二次变质处理所采用的变质剂为所述孕育处理与初步变质处理后的合金液0.06wt％的稀土镁合金和0.004wt％的稀土组成的混合物；所述稀土镁合金和所述稀土混合前分别于210℃条件下烘干1.5小时，混合后预先置于浇包底部。
所述配分热处理工艺是：先对所述含Mn高硼铸件进行奥氏体化，奥氏体化温度为1100℃，奥氏体化的时间为3h，以促进凝固过程中形成的硼化物的网状结构发生断裂；再于低温盐浴炉中淬火至190℃，保温时间为200s，以促进淬火马氏体和残留奥氏体的形成；然后置于高温盐浴炉中，在温度为410℃和保温时间为75s的条件下进行碳的配分，以促进碳原子充分地从马氏体中扩散至残留奥氏体中，增加残留奥氏体的稳定性，最后水冷至室温，制得含Mn高硼耐磨合金。
本实施例制备的含Mn高硼耐磨合金经检测：室温下含Mn高硼铸件以及含Mn高硼耐磨合金的洛氏硬度分别为61.08HRC和58.89HRC；残留奥氏体含量分别为12.5％与16.9％；冲击韧性则分别达到3.8J/cm2与7.8J/cm2。
本具体实施方式制得的含Mn高硼耐磨合金的磨损实验是：
本具体实施方式的磨损实验在MLD-10型试验机上进行，采取的磨损标准试样为NM500；上试样分别为制得的含Mn高硼铸件和含Mn高硼耐磨合金，加工尺寸为10mm×10mm×30mm。下试样为GCr15钢的圆环对磨试样。磨损实验中，下试样转速为100r/min，上试样磨损4小时，每1小时称重一次，取样后用酒精清洗干净，经热风烘干后在精度为0.1mg的光电天平上测量磨损失重，并与NM500的磨损失重进行比较，得到上试样的相对耐磨性：实例1、实例2和实施例3的含Mn高硼铸件的上试样的相对耐磨性分别为2.05、1.93和1.88；而经配分热处理后，实例1、实例2和实施例3的含Mn高硼耐磨合金的上试样的相对耐磨性分别为2.78、2.69和2.65。
实例1和实例2分别制备的含Mn高硼铸件和含Mn高硼耐磨合金试样的磨损表面形貌如图7～图10所示：图7为图1所示含Mn高硼铸件的磨损表面形貌；图8为图1所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的磨损表面形貌；图9为图4所示含Mn高硼铸件的磨损表面形貌；图10为图4所示含Mn高硼铸件经配分热处理后的磨损表面形貌。从图7和图9可以看出：磨损表明出现不同程度的磨损脱落；而从图8和图10可以看出，经配分热处理后，具有TRIP效应的残留奥氏体含量增多，较高冲击韧性的基体能够含住硼化物从而避免其剥落。
实验结果表明，本发明制得三种含Mn高硼耐磨合金均具有良好的力学性能；相比于铸态，配分热处理后得到的含Mn高硼耐磨合金组织中硼化物的形态均出现明显断网与球化，残留奥氏体含量增多，冲击韧性与耐磨性能也均得到提升。实例3中的含Mn高硼耐磨合金中的Mn含量高于实例2和实施例1，其冲击韧性与耐磨性能的提升更大。
对于本具体实施方式而言，硬质相的形貌和基体组织是含Mn高硼耐磨合金金性能的决定性因素，而化学成分则对这些因素有着极其重要的影响：
C是固溶强化元素，能够提高钢的强度。当合金所受磨损为切削磨损时，碳含量的增加会增强合金的硬度，从而提高耐磨性。此外，在配分热处理工艺中，碳作为稳定奥氏体元素，能够使“C”曲线右移，从而显著降低合金的Ms点，提高残余奥氏体的稳定性。但碳含量过高会导致基体出现粗大的针状马氏体，增加材料的脆性。考虑到耐磨合金整体硬度与韧性，控制碳含量为0.4～0.5wt％。
B与Fe形成FeB或Fe2B等硼化物，这类硼化物具有较高的硬度与良好的热稳定性。硼能够部分溶解于合金的基体中，从而增加合金的淬硬性与淬透性。由于硼元素的含量直接决定合金中硼化物量，含量太少会导致合金耐磨性能变差，若过多会导致硼化物在晶界偏聚，影响合金的韧性。因此，控制硼含量为1.0～3.0wt％。同时，B是廉价合金元素，采用硼取代钼、镍等合金元素可降低耐磨合金的成本。
Nb、V和Ti能够提高耐磨合金淬透性，并在合金液凝固过程中作为异质形核核心，减轻合金枝晶偏析，有利于减弱硼化物的网状分布。本具体实施方式含有钛元素，而添加的钛铁变质剂中也含有一定的钛元素，目的就是提高合金液在凝固过程中析出的TiC数量，从而阻止硼化物的网状生长并细化奥氏体枝晶。考虑到过量微合金元素的添加不仅会增加生产成本，而且会导致合金液的流动性变差以及所制合金出现粘着磨损，控制微合金元素的含量Nb为0.02～0.06wt％、V为0.04～0.06wt％和Ti为0.25～0.4wt％。
Al和Si作为铁素体形成元素，能够有效抑制或推迟配分过程中渗碳体的形成，保证碳原子能够充分从马氏体扩散进残留奥氏体中而不以碳化物的形式析出，使残留奥氏体的稳定性得以提高。同时，考虑到硼元素性质较活泼，在冶炼过程中易于和氮、氧发生反应，因此添加一定量的铝进行定氮除氧，从而提高硼元素的收得率。但过量的铝和硅会导致钢的石墨化倾向加大，此外，过量硅则易引起铸件在后续热处理时出现脱碳现象，均会导致韧性变差。因此，控制Al为0.6～0.9wt％、Si为0.9～1.5wt％。
Mn作为一种扩大奥氏体区元素，能够稳定奥氏体，提高耐磨合金的淬透性，降低耐磨合金的Ms点，增加耐磨合金中残留奥氏体含量。本具体实施方式为充分发挥锰元素增加耐磨合金中残留奥氏体含量以提升耐磨合金韧性，同时避免过多的锰导致耐磨合金出现回火脆性以及过热敏感性，控制Mn为1.8～4.3wt％。
本具体实施方式与现有技术相比具有如下积极效果：
本具体实施方式制备的含Mn高硼耐磨合金，采用占高硼合金液1.0～2.0wt％的硅铁孕育剂和1.0～3.0wt％的钛铁合金变质剂进行孕育处理与初步变质处理。采用的变质剂为所述孕育处理与初步变质处理后的合金液0.04～0.06wt％的稀土镁合金和0.002～0.004wt％的稀土组成的混合物，以冲入法对合金液进行第二次变质处理，使铸态组织晶粒细化，改善了含Mn高硼铸件的机械性能，提高了耐磨合金的冲击韧性。
稀土具有一定的脱氧脱硫作用，这利于排除合金液中生成的稀土硫化物、稀土氧化物和稀土硫氧化物，稀土元素还会出现在硼化物择优生长的表面，形成吸附薄膜，有助于网状硼化物的开裂与球化。本具体实施方式结合配分热处理工艺中的奥氏体化，促进了原先呈网状硼化物的断裂与团球化，使球团状硼化物孤立地、均匀地分布于基体上。配分热处理工艺中在低温盐浴炉中的淬火，促进淬火马氏体和残留奥氏体的形成。本具体实施方式通过熔炼工艺中加入一定量的Mn元素以及配分热处理工艺中的配分，增加了含Mn高硼耐磨合金中具有TRIP效应的残留奥氏体，残留奥氏体含量达到了15％以上。硼化物形态的改善与高含量的残留奥氏体使含Mn高硼耐磨合金的冲击韧性达到6.5～7.8J/cm2，较未经配分热处理前提高近200％。在滑动磨损条件下，球团状硼化物与基体的紧密结合使硼化物在磨损过程中不易剥落，基体中的残留奥氏体在形变的作用下诱发马氏体相变，使含Mn高硼耐磨合金的硬度大幅升高而具有良好的耐磨性能。
本具体实施方式制备的耐磨合金可采用普通电炉熔炼，采用盐浴炉进行配分热处理，生产工艺简便。制备的耐磨合金具有很好的流动性和铸造成型性，可采用普通砂型铸造、消失模铸造、金属型铸造、失蜡精密铸造和树脂砂型铸造、离心复合铸造等方法成型，铸件不易沾砂，浇冒口易于清理，可以直接铸造成各种形状的产品。
因此，本具体实施方式生产成本低，所制备的含Mn高硼耐磨合金具有耐磨性和冲击韧性好的特点。

Claims (2)

1.一种含Mn高硼耐磨合金的制备方法，其特征在于：为叙述方便，所述含Mn高硼耐磨合金简称为耐磨合金；
所述耐磨合金的化学组分及其含量是：C为0.4～0.5wt％，B为1.5～2.5wt％，Al为0.7～0.9wt％，Si为0.9～1.5wt％，Nb为0.02～0.06wt％，V为0.04～0.06wt％，Ti为0.25～0.4wt％，Mn为1.8～4.8wt％，S≤0.06wt％，P≤0.06wt％，其余为Fe和不可避免的杂质；
所述耐磨合金的制备方法由熔炼工艺和配分热处理工艺组成；
所述熔炼工艺如下：
1)将生铁和废钢加热熔炼，熔清后加入造渣剂进行第一次除渣，得到一次除渣合金液；按所述耐磨合金中C、Mn和Nb的含量，向一次除渣合金液中加入锰铁合金、铌铁合金和硅铁合金，再次进行熔炼；熔清后加入脱硫剂脱硫，然后进行第二次除渣，即得二次除渣合金液；
2)用铝丝对二次除渣合金液进行脱氧与定氮，然后按所述耐磨合金中V和Al的含量，向脱氧与定氮后的合金液中加入钒铁合金和钛铁合金，进行熔炼；熔清后再加入硼铁合金，使B含量达到所述耐磨合金的要求，熔炼硼铁合金的时间为3～8分钟，即得高硼合金液；
熔炼工艺1)和2)中的所述熔炼温度为1500～1550℃；
3)向所述高硼合金液中加入占高硼合金液1.0～1.5wt％的硅铁孕育剂和1.0～1.8wt％的钛铁合金变质剂，控制炉温为1520～1550℃，对所述高硼合金液进行孕育处理与初步变质处理，使所述高硼合金液中Si、Ti含量符合所述耐磨合金的要求，即得孕育处理与初步变质处理后的合金液；
4)将孕育处理与初步变质处理后的合金液倒入浇包，采用冲入法进行第二次变质处理，空冷，得到含Mn高硼铸件；
所述第二次变质处理所采用的变质剂为所述孕育处理与初步变质处理后的合金液0.04～0.06wt％的稀土镁合金和0.002～0.004wt％的稀土组成的混合物；所述稀土镁合金和所述稀土混合前分别于200～210℃条件下烘干1～1.5小时，混合后预先置于浇包底部；
所述配分热处理工艺是：先对所述含Mn高硼铸件进行奥氏体化，奥氏体化温度为1000～1100℃，奥氏体化的时间为1.5～3h；再于低温盐浴炉中淬火至140～200℃，保温时间为100～200s；然后置于高温盐浴炉中，在温度为350～410℃和保温时间为40～80s的条件下进行碳的配分，最后水冷至室温，制得含Mn高硼耐磨合金。
2.一种含Mn高硼耐磨合金，其特征在于所述含Mn高硼耐磨合金是根据权利要求1所述含Mn高硼耐磨合金的制备方法所制备的含Mn高硼耐磨合金。
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