一种高耐磨性高强韧性含稀土Cr-Mo合金及其制备方法

一种高耐磨性高强韧性含稀土cr-mo合金及其制备方法
技术领域
1.本发明涉及一种高耐磨性高强韧性含稀土cr-mo合金及其制备方法，属于铁合金制备技术领域。


背景技术：

2.42crmo钢种具有强度高，淬透性好，韧性好，热变形小，低温冲击韧性好，蠕变强度和持久强度高等优点，调质处理后有较高的疲劳极限和抗冲击性能，广泛应用于齿轮、轴承、钻头、模具等行业。由于钢在工作过程中受到复杂的交变载荷及冲击作用，长久工作后会出现疲劳裂纹甚至断裂的问题。
3.表1 42crmo钢种成分
[0004][0005]
合金化处理是指改变合金元素的含量或者添加新的合金元素来改变钢的成分，从而使钢的性能得到优化。稀土元素均被认为是强脱氧、强脱硫剂，净化钢水的效果显著。从目前公开的资料上看，为了增加42crmo钢的性能，人们一般采用的优化轧制工艺、优化热处理制度、引入渗氮工艺等方案来提高42crmo钢的性能。但到目前为止还鲜有从成分优化出发，结合熔铸工艺来提升42crmo钢耐磨性、韧性的相关报道。


技术实现要素：

[0006]
本发明的目的在于提出一种高耐磨性高强韧性含稀土cr-mo合金及其制备方法。本发明通过在高铬含量铁合金中，加入一定比例al、稀土ce元素，辅以特定的控温步骤，有效控制合金凝固组织，本发明的制备工艺简便，合金性能优良，成本较低，具有广阔的应用前景。
[0007]
本发明一种高耐磨性高强韧性含稀土cr-mo合金，所述含稀土cr-mo合金，按质量百分比计，成分组成如下：cr 1.0～1.2％，mo0.18～0.25％，mn 0.7～0.8％，c 0.38～0.45％，si 0.25～0.35％，al 0.18～0.21％，s 0.01～0.03％，稀土元素ce0.011～0.015％，余量为fe和不可避免杂质；且不可避免杂质中含有o，所述含稀土cr-mo合金中，s与o质量比为6.5～7.3。
[0008]
优选的方案，不可避免杂质的总含量小于0.2％。
[0009]
作为优选方案，本发明一种高耐磨性高强韧性含稀土cr-mo合金，所述含稀土cr-mo合金，按质量百分比计，成分组成如下：cr 1.0～1.2％，mo0.18～0.25％，mn 0.7～0.8％，c 0.38～0.4％，si 0.25～0.35％，al 0.18～0.21％，s 0.01～0.03％，稀土元素ce 0.012～0.013％；余量为fe和不可避免杂质；且不可避免杂质中含有o，所述含稀土cr-mo合金中，s与o质量比为6.5～6.8。
[0010]
作为进一步的优选方案，本发明一种高耐磨性高强韧性含稀土cr-mo合金，所述含
稀土cr-mo合金，按质量百分比计，成分组成如下：cr 1.14～1.16％，mo0.185～0.195％，mn 0.75～0.8％，c 0.38～0.4％，si 0.25～0.26％，al 0.19～0.21％，s 0.02～0.03％，稀土元素ce 0.012～0.013％；余量为fe和不可避免杂质；且不可避免杂质中含有o，所述含稀土cr-mo合金中，s与o质量比为6.7～6.8。
[0011]
作为更进一步的优选方案，本发明一种高耐磨性高强韧性含稀土cr-mo合金，所述含稀土cr-mo合金，按质量百分比计，成分组成如下：cr 1.15％，mo 0.19％，mn 0.77％，c 0.39％，si 0.25％，al 0.20％，s 0.025％，稀土元素ce 0.013％；余量为fe和不可避免杂质；且不可避免杂质中含有o，所述含稀土cr-mo合金中，s与o质量比为6.75～6.8。
[0012]
本发明的含稀土cr-mo合金，铬的加入能显著提高材料的淬透性，同时加入合金元素：mo、ce。mo与碳形成细小弥散的mo2c碳化物溶解度较高，而且具有使奥氏体晶粒细化的作用，因而可以用提高钢的强度。另外引入少量稀土元素，引入异质形核相如ce2o3、ce2o2s等细化铁基体。
[0013]
在探索过程中发现，将s与o质量比为6.5～7.3，可以使最终的材料的强韧性最优，因为当s与o质量比控制为6.5～7.3、尤其是s与o质量比为6.5～6.8时，合金材料中的夹杂物可以最大限度的产生尺寸为细小的ce2o3和ce2o2s夹杂物(其尺寸约为4-7微米)，这些夹杂物可以作为异质形核相细化铁基体。如果s与o质量比低时，则会形成大量其他类型和尺寸的夹杂物，例如mns、ce2s3，这些夹杂物不能作为异质形核相，而起到阻碍晶粒生长的作用。如果s与o质量比进一步扩大时，铸造过程中钢水的流动性会降低，并且会阻碍fe3c的分解，韧性降低，尤其是s超标时，fes与fe会形成低熔点合金，冷却时凝固成薄膜状分布在晶粒之间，使钢材具有热脆性，基本上就得到了废品。
[0014]
本发明一种高耐磨性高强韧性含稀土cr-mo合金的制备方法，包括如下步骤：按设计比例配取铁源、铬源、钼源、铝源、锰源、铈源，先将配取的铁源、铬源、钼源、铝源、锰源、混合均匀获得混合料，然后升温至熔炼温度，获得熔体，加入配取的铈源，保温，然后降温，直至熔体完全凝固，即为含稀土cr-mo合金。所述熔炼温度为1500～1540℃、优选为1520℃。
[0015]
优选的方案，所述铁源选自纯铁块、铁合金块中的至少一种，所述铁合金块为铁与si、cu、mn、mg中的至少一种组成的合金块。如高铁铝硅合金、硅铁合金等。
[0016]
优选的方案，所述铬源选自纯铬块、铬铁合金块中的至少一种，所述铬铁合金块为铬与fe、s组成的合金块。
[0017]
优选的方案，所述钼源选钼合金，所述钼合金块为钼与si、mn、fe中的至少一种组成的合金块。
[0018]
优选的方案，所述铝源选自纯铝块、再生铝、铝合金块中的至少一种，所述铝合金块为铝与si、fe、mn、s中的至少一种组成的合金块。如高铁铝硅合金、再生铝块等。
[0019]
优选的方案，所述锰源选自纯锰块、锰合金块中的至少一种，所述锰合金块为锰与si、fe中的至少一种组成的合金块。
[0020]
优选的方案，所述铈源来自纯铈、铁铈合金中的至少一种。
[0021]
优选的方案，升温包括：先以15-25℃/min的升温速度升温至a℃，保温；然后以6-12℃/min的升温速度升温至b℃，接着以4.6-5.9℃/min的升温速度升温至c℃，最后以3-4.5℃/min的升温速度升温至熔炼温度；其中a的取值范围为800-900；b的取值范围为1050-1150；c的取值范围为1300-1400。
[0022]
作为进一步的优选方案，本发明在a℃，保温3-10min。
[0023]
作为进一步的优选方案，加入配取的铈源后，保温15～25min。
[0024]
优选的方案，加入配取的铈源后，保温15～25min后，开始降温，首先以4.5-5.5℃/min降温至d℃，然后以6-8℃/min降温至e℃，降到e℃后随炉冷却或空冷至室温；所述d的取值范围为1350-1420，e的取值范围为700-735。42crmo钢种的熔化温度为1490℃，ac1≈730℃，在ac1温度以上，奥氏体冷却过程中，碳元素和锰元素会在奥氏体晶界处聚集，增加奥氏体的稳定性，并推迟珠光体的转变，在发明中，首先以4.5-5.5℃/min降温至d℃，然后以6-8℃/min降温至e℃；其目的是首先使得形成的奥氏体完全稳定，并减少珠光体的产生。完成这一操作后以很快的冷却速率降低至室温，使得钢铁中的组织全部转变为贝氏体和马氏体，使得钢的耐磨性和强度得到提升，同时残余奥氏体的存在使得钢的韧性也得到提升。
[0025]
本发明所得产品的抗拉强度为1875～2005mpa、屈服强度为1725～1900mpa、延伸率为15～16％、断面收缩率为35～37.5％、冲击韧性值为85～95j
·
cm-2
。
[0026]
经优化后，本发明所得产品的抗拉强度为1950～2005mpa、屈服强度为1820～1900mpa、延伸率为15～16％、断面收缩率为35～37.5％、冲击韧性值为90～95j
·
cm-2
。
[0027]
经进一步优化后，本发明所得产品的抗拉强度为1970～2005mpa、屈服强度为1820～1900mpa、延伸率为15～16％、断面收缩率为36.5～37.5％、冲击韧性值为93～95j
·
cm-2
。
[0028]
原理与优势
[0029]
本发明中所提供的含稀土cr-mo合金的高耐磨性高强韧性在于：1、通过控制s/o比，在所设定组分范围内，将夹杂物可以尺寸控制一个合理的范围内，同时由于组分设计合理，确保了夹杂物的成分为ce2o3和ce2o2s，这些细小的ce2o3和ce2o2s夹杂物能够细化铁基体。4、采用特定的降温制度，最经济化并最大限度的形成细化的铁基体组织，同时奥氏体冷却过程中，碳元素和锰元素会在奥氏体晶界处聚集，增加奥氏体的稳定性，并推迟珠光体的转变，然后以很快的冷却速率降低至室温，使得钢铁中的组织全部转变为贝氏体和马氏体，使得钢的耐磨性和强度得到提升，同时残余奥氏体的存在使得钢的韧性也得到提升。
[0030]
与现有技术相比，本发明的有益效果在于：合理调控含稀土cr-mo合金中元素配比，采用稀土变质处理，结合独特的控温程序，有效实现含稀土cr-mo合金析出相细化，极大提高合金的耐磨性和强韧性。
附图说明
[0031]
图1实施例4所得铸态产品的金相组织图；
[0032]
图2对比例1所得铸态产品的金相组织图；
[0033]
图3对比例2所得铸态产品的金相组织图；
[0034]
图4对比例3所得铸态产品的金相组织图；
[0035]
图5对比例5所得铸态产品的金相组织图。
具体实施方式
[0036]
实施例1：
[0037]
称取一定质量的42crmo调质钢，按成分配比称取铝粒(0.39％c、0.25％si、0.77％mn、0.025％s、1.15％cr、0.19％mo、0.20％al，s/o≈6.6)，置于mgo坩埚中，垂直放于管式
炉。启动管式炉，按照既定程序升温至1520℃，待其完全融化后，向合金熔体中加入0.012％稀土ce，保温20min，按照既定温度降温至750℃，关闭管式炉电源，使合金随炉冷却至室温，取出铸锭。经试验检测基体抗拉强度可达1975mpa，屈服强度为1824mpa，延伸率为16％，断面收缩率为37.5％，冲击韧性值为94.1j
·
cm-2
。
[0038]
既定升温程序为：室温
→
850℃(升温速率18.89℃/min)
→
850℃(保温时间5min)
→
1100℃(升温速率8.33℃/min)
→
1350(升温速率5.56℃/min)
→
1520℃(升温速率4.25℃/min)。
[0039]
既定降温程序为：1520℃
→
1400℃(降温速率4.80℃/min)
→
750℃(降温速率6.50℃/min)
→
关闭程序，随炉冷却至室温。
[0040]
实施例2：
[0041]
称取一定质量的42crmo调质钢，按成分配比称取铝粒(0.39％c、0.25％si、0.77％mn、0.025％s、1.15％cr、0.19％mo、0.18％al，s/o≈7.1)，置于mgo坩埚中，垂直放于管式炉。启动管式炉，按照既定程序升温至1520℃，待其完全融化后，向合金熔体中加入0.011％稀土ce，保温20min，按照既定温度降温至750℃，关闭管式炉电源，使合金随炉冷却至室温，取出铸锭。经试验检测基体抗拉强度可达1957mpa，屈服强度为1826mpa，延伸率为15％，断面收缩率为35.4％，冲击韧性值为91.6j
·
cm-2
。
[0042]
既定升温程序为：室温
→
850℃(升温速率18.89℃/min)
→
850℃(保温时间5min)
→
1100℃(升温速率8.33℃/min)
→
1350(升温速率5.56℃/min)
→
1520℃(升温速率4.25℃/min)。
[0043]
既定降温程序为：1520℃
→
1400℃(降温速率4.80℃/min)
→
750℃(降温速率6.50℃/min)
→
关闭程序，随炉冷却至室温。
[0044]
实施例3：
[0045]
称取一定质量的42crmo调质钢，按成分配比称取铝粒(0.39％c、0.25％si、0.77％mn、0.025％s、1.15％cr、0.19％mo、0.20％al，s/o≈7.1)，置于mgo坩埚中，垂直放于管式炉。启动管式炉，按照既定程序升温至1520℃，待其完全融化后，向合金熔体中加入0.013％稀土ce，保温20min，按照既定温度降温至750℃，关闭管式炉电源，使合金随炉冷却至室温，取出铸锭。经试验检测基体抗拉强度可达1902mpa，屈服强度为1796mpa，延伸率为15％，断面收缩率为36.1％，冲击韧性值为87j
·
cm-2
。
[0046]
既定升温程序为：室温
→
850℃(升温速率18.89℃/min)
→
850℃(保温时间5min)
→
1100℃(升温速率8.33℃/min)
→
1350(升温速率5.56℃/min)
→
1520℃(升温速率4.25℃/min)。
[0047]
既定降温程序为：1520℃
→
1400℃(降温速率6℃/min)
→
750℃(降温速率10℃/min)
→
关闭程序，随炉冷却至室温。
[0048]
实施例4：
[0049]
称取一定质量的42crmo调质钢，按成分配比称取铝粒(0.39％c、0.25％si、0.77％mn、0.025％s、1.15％cr、0.19％mo、0.20％al，s/o≈6.8)，置于mgo坩埚中，垂直放于管式炉。启动管式炉，按照既定程序升温至1520℃，待其完全融化后，向合金熔体中加入0.013％稀土ce，保温20min，按照既定温度降温至750℃，关闭管式炉电源，使合金随炉冷却至室温，取出铸锭。经试验检测基体抗拉强度可达2004mpa，屈服强度为1895mpa，延伸率为16％，断
面收缩率为36.8％，冲击韧性值为95j
·
cm-2
，图1为实施例4金相组织。
[0050]
既定升温程序为：室温
→
850℃(升温速率18.89℃/min)
→
850℃(保温时间5min)
→
1100℃(升温速率8.33℃/min)
→
1350(升温速率5.56℃/min)
→
1520℃(升温速率4.25℃/min)。
[0051]
既定降温程序为：1520℃
→
1400℃(降温速率4.80℃/min)
→
750℃(降温速率6.50℃/min)
→
关闭程序，随炉冷却至室温。
[0052]
实施例5：
[0053]
称取一定质量的42crmo调质钢，按成分配比称取铝粒(0.39％c、0.25％si、0.77％mn、0.025％s、1.15％cr、0.19％mo、0.20％al，s/o≈7.3)，置于mgo坩埚中，垂直放于管式炉。启动管式炉，按照既定程序升温至1520℃，待其完全融化后，向合金熔体中加入0.015％稀土ce，保温20min，按照既定温度降温至750℃，关闭管式炉电源，使合金随炉冷却至室温，取出铸锭。经试验检测基体抗拉强度可达1876mpa，屈服强度为1729mpa，延伸率为15％，断面收缩率为36.8％，冲击韧性值为90j
·
cm-2
。
[0054]
既定升温程序为：室温
→
850℃(升温速率18.89℃/min)
→
850℃(保温时间5min)
→
1100℃(升温速率8.33℃/min)
→
1350(升温速率5.56℃/min)
→
1520℃(升温速率4.25℃/min)。
[0055]
既定降温程序为：1520℃
→
1400℃(降温速率4.80℃/min)
→
750℃(降温速率10℃/min)
→
关闭程序，随炉冷却至室温。
[0056]
实施例6：
[0057]
称取一定质量的42crmo调质钢，按成分配比称取铝粒(0.39％c、0.25％si、0.77％mn、0.025％s、1.15％cr、0.19％mo、0.18％al，s/o≈6.5)，置于mgo坩埚中，垂直放于管式炉。启动管式炉，按照既定程序升温至1520℃，待其完全融化后，向合金熔体中加入0.012％稀土ce，保温20min，按照既定温度降温至750℃，关闭管式炉电源，使合金随炉冷却至室温，取出铸锭。经试验检测基体抗拉强度可达1912mpa，屈服强度为1829mpa，延伸率为15％，断面收缩率为35.8％，冲击韧性值为87j
·
cm-2
。
[0058]
既定升温程序为：室温
→
850℃(升温速率18.89℃/min)
→
850℃(保温时间5min)
→
1100℃(升温速率8.33℃/min)
→
1350(升温速率5.56℃/min)
→
1520℃(升温速率4.25℃/min)。
[0059]
既定降温程序为：1520℃
→
1400℃(降温速率4.80℃/min)
→
750℃(降温速率10℃/min)
→
关闭程序，随炉冷却至室温。
[0060]
实施例7：
[0061]
称取一定质量的42crmo调质钢，按成分配比称取铝粒(0.39％c、0.25％si、0.77％mn、0.025％s、1.15％cr、0.19％mo、0.21％al，s/o≈6.9)，置于mgo坩埚中，垂直放于管式炉。启动管式炉，按照既定程序升温至1520℃，待其完全融化后，向合金熔体中加入0.013％稀土ce，保温20min，按照既定温度降温至750℃，关闭管式炉电源，使合金随炉冷却至室温，取出铸锭。经试验检测基体抗拉强度可达1937mpa，屈服强度为1795mpa，延伸率为15％，断面收缩率为37.1％，冲击韧性值为92j
·
cm-2
。
[0062]
既定升温程序为：室温
→
850℃(升温速率18.89℃/min)
→
850℃(保温时间5min)
→
1100℃(升温速率8.33℃/min)
→
1350(升温速率5.56℃/min)
→
1520℃(升温速率4.25
℃/min)。
[0063]
既定降温程序为：1520℃
→
1400℃(降温速率4.80℃/min)
→
750℃(降温速率10℃/min)
→
关闭程序，随炉冷却至室温。
[0064]
对比例1：
[0065]
其他实验条件与实施例1完全一致，不同之处在于不添加al，也不添加稀土铈元素，硫元素依旧是0.025％，此时s/o比约为1.3。经试验检测基体显微抗抗拉强度可达1570mpa，屈服强度为1423mpa，延伸率为6％，断面收缩率为12％，冲击韧性值为54j
·
cm-2
，图2为对比例1金相组织。
[0066]
对比例2：
[0067]
其他实验条件与实施例1完全一致，不同之处在于不添加al，硫元素依旧是0.025％，此时s/o比约为1.4。经试验检测基体显微抗拉强度可达1684mpa，屈服强度为1523mpa，断面收缩率为21.1％，延伸率为7％，冲击韧性值为68j
·
cm-2
，图3为对比例2金相组织。
[0068]
适量铝元素的作用是降低熔体中的o含量，从对比例1与实施例1的数据对比可以看出，不添加铝元素时，熔体中o的含量较高，s/o比例过低，稀土变质作用对含铁相的细化较弱，生成粗大的含铁相，恶化了合金的拉伸性能，综合性能减弱。
[0069]
对比例3：
[0070]
其他实验条件与实施例1完全一致，不同之处在于没有加入稀土元素。经试验检测基体抗拉强度可达1584mpa，屈服强度为1437mpa，延伸率为6％，断面收缩率为11.2％，冲击韧性值为51j
·
cm-2
，图4为对比例3金相组织。
[0071]
对比例4：
[0072]
其他实验条件与实施例1完全一致，不同之处在于稀土为0.006％ce。经试验检测基体抗拉强度可达1689mpa，屈服强度为1576mpa，延伸率为9％，断面收缩率为24.6％，冲击韧性值为76j
·
cm-2
。由对比例2可以看出，当稀土含量较低时，稀土变质效果较弱，未能完全变质，合金强化效果相应较弱。
[0073]
对比例5：
[0074]
其他实验条件与实施例1完全一致，不同之处在于稀土为0.022％ce。经试验检测基体抗拉强度可达1537mpa，屈服强度为1411mpa，延伸率为7％，断面收缩率为12.6％，冲击韧性值为62j
·
cm-2
。由对比例5可以看出，当稀土含量较高时，稀土相互聚集，与合金元素反应，生成脆性或长条状金属间化合物，一定程度上相应的降低合金性能，图5为对比例5金相组织。
[0075]
对比例6：
[0076]
其他实验条件与实施例1完全一致，不同之处在于将1520℃的高温熔体采用随炉冷却至室温的方式。经试验检测基体抗拉强度可达1488mpa，屈服强度为1346mpa，延伸率为7％，断面收缩率为25.9％，冲击韧性值为62j
·
cm-2
。由对比例5可以看出，当采用随炉冷却至室温的方式时，钢的强度降低，但韧性略有升高，强度降低，综合性能较差。
[0077]
从对比例1-3与实施例4的数据对比中可以看出，铝元素的加入会显著影响合金变质效果，当不添加铝时，熔体中含氧量过高，极易形成大量的大尺寸夹杂物，这些夹杂物会阻碍铁基体的生长与延伸，从而恶化材料的性能。
[0078]
从对比例3-5与实施例4的数据对比中可以看出，稀土添加量会显著影响合金变质效果。当稀土添加量过低或为0时，稀土变质效果不明显不充分；当稀土添加量过高时，合金内出现粗大的稀土化合物，撕裂基体，起到反作用。
[0079]
从对比例6-7与实施例4的数据对比中可以看出，通过改变合金中s/o的值以及夹杂物的改性实现对合金的变质效果的调控。当s/o的值不变时，只加入铝会使得熔体中只产生mns等尺寸较为粗大的对晶粒生长具有消极阻碍作用的夹杂物，当加入少量的稀土铈元素时，mns类夹杂物依旧存在，同时也会出现少量的ce2o2s和cealo3，当加入适量的稀土铈元素时，只存在ce2o2s和ce2o3的高熔点细小夹杂物，这些夹杂物可以稳定存在于熔体中并作为异相形核中心。
[0080]
由上述实施例与对比例说明本方法是可行的，并且具有一定的实用价值与工业应用潜力。以上实施例仅供说明本发明之用，而非对本发明的限制，有关技术领域的技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况之下，还可以做出各种变换和变型，因此所有等同的技术方案也应该属于本发明的范畴，应由各权利要求所限定。