一种Si-Mn系780MPa级热轧双相钢及其生产方法[工艺流程]

　　Si-Mn系780MPa级热轧双相钢及其生产方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种Si?Mn系780MPa级热轧双相钢，该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.06～0.09％，Si：0.50～0.80％，Mn：1.70～1.90％，P：0～0.015％，S：0～0.004％，Als：0.020～0.060％，其余为Fe及不可避免的杂质；该钢的生产方法的冷却步骤采用三段式控冷工艺：控制第一段冷却速度为160～180℃/s，冷却至630～730℃，控制第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至600～700℃，控制第三段冷却速度为50～70℃/s，冷却至50～150℃，且控制冷却水水温为10～25℃。本发明生产的热轧双相钢能有效的获得铁素体+马氏体双相组织，材料的下屈服强度达380～635MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A50mm≥16％，180°横向弯曲试验D＝1.5a合格，屈强比≤0.60，具备高强度和低屈强比的特点。

　　【专利说明】

　　S i-Μη系780MPa级热轧双相钢及其生产方法

　　技术领域

　　[0001 ]本发明涉及冶金技术，具体地指一种Si-Mn系780MPa级热乳双相钢及其生产方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 随着汽车轻量化工作的开展，高强度热乳汽车用钢的需求量不断扩大。组织结构 为铁素体+马氏体的热乳双相钢由于具有高强度、低屈强比的特点，在汽车车轮、保险扛等 零件上已逐步取代普通汽车结构用钢，应用量逐步加大。

　　[0003] 因热乳双相钢性能优良，对此，国内各钢厂均在开展相关方面的研究工作。各钢厂 装备、技术、原料等参差不齐，生产过程中所用的合金元素种类、用量、工艺都不尽相同，现 有的热乳双相钢在满足相应力学性能要求的前提下，难以兼顾高强度、低屈强比及冷成型 性能。如：中国专利申请号CN201210411202公开了一种抗拉强度780MPa级热乳双相钢板及 其制造方法，该钢板成分为：C 0.07%~0.12%、Si 0.2%~0·7%、Μη 1.0%~1.8%、Als 0.02%~0.08%、Cr 0.5%~1.2%、Nb 0.02%~0.05%、Ti 0.01%~0.03%、P〈0.02%、S 〈0.005%，余量为Fe;该钢板制造方法的要点是：将80~230mm厚的连铸板坯加热到1220土 20°C，保温2~4小时;采用两阶段控制乳制，再结晶区乳制开乳温度>1050°C，未再结晶区 终乳温度840~920 °C，成品厚度2.5~6mm;终乳层流冷却，冷速20~40 °C/s，卷取温度500~ 600°C。上述热乳双相钢板在生产过程中卷取温度过高，从金相组织转变规律上看，无法得 到马氏体组织，不能满足汽车用钢对高强度、低屈强比及良好冷成型性能的要求。

　　【发明内容】

　　[0004] 本发明的目的就是要提供一种Si-Mn系780MPa级热乳双相钢及其生产方法，该热 乳双相钢强度高、屈强比低，冷成型性能优良。

　　[0005] 为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种Si-Mn系780MPa级热乳双相钢， 该钢的化学成分重量百分比如下：C:0.06~0.09%，Si :0.50~0.80%，Mn: 1.70~1.90%， P:0~0.015%，S:0~0.004%，Als:0.020~0.060%，其余为Fe及不可避免的杂质。

　　[0006] 进一步地，该钢的化学成分重量百分比如下:C: 0.08~0.09 %，Si : 0.50~0.63 %， 皿11:1.83~1.90%，？：0.012~0.013%，5:0.003~0.004%418 :0.035~0.051%，其余为卩6 及不可避免的杂质。

　　[0007] -种上述的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的生产方法，包括冶炼、真空处理、连铸、 加热、乳制、冷却及卷取的步骤，所述冷却步骤采用三段式控冷工艺:控制第一段冷却速度 为160~180°C/s，冷却至630~730°C，控制第二段冷却速度为3~8°C/s，冷却至600~700 °C，控制第三段冷却速度为50~70°C/s，冷却至50~150°C，且控制冷却水水温为10~25°C。

　　[0008] 进一步地，所述乳制步骤采用分段乳制，控制粗乳结束温度为1060~1100°C，控制 精乳终乳温度为830~870 °C。

　　[0009] 进一步地，所述加热步骤，控制铸坯加热温度为1230~1260°C，加热时间为50~ 60min〇

　　[0010] 进一步地，所述冷却步骤，控制第一段冷却速度为165~170°C/s，冷却至660~710 °C，控制第二段冷却速度为5~8°C/s，冷却至645~680°C，控制第三段冷却速度为59~70 °C/s，冷却至 85 ~100°C。

　　[0011 ] 进一步地，所述卷取步骤，控制卷取温度为50~150°C。

　　[0012] 进一步地，所述真空处理步骤，控制真空处理时间>15min。

　　[0013]进一步地，所述乳制步骤，控制粗乳结束温度为1065~1070°C，控制精乳终乳温度 为835 ~850°C。

　　[0014] 更进一步地，所述加热步骤，控制铸坯加热温度为1240~1255°C，加热时间为57~ 60min〇

　　[0015] 以下就本发明的化学成分及生产方法进行分析说明：

　　[0016] (1)化学成分

　　[0017] 碳:碳是廉价的固溶强化元素，根据本钢种的应用范围，主要用于加工汽车车轮等 零件，需要进行较大程度的冲压变形加工，因此要求材料在满足强度要求的同时，具有良好 的冷成形性能，如果其含量小于0.06 %，则不能满足材料强度的要求，如果其含量大于 0.09%，则不能满足材料的良好成形性能。因此，将其含量限定在0.06~0.09%。

　　[0018] 硅:硅是强化铁素体的元素，可以有效地提高铁素体的强度，但降低铁素体的延 性。硅是铁素体的固溶强化元素，它加速碳向奥氏体的偏聚，使铁素体进一步净化，免除间 隙固溶强化并可避免冷却时粗大碳化物的生成，可以提高淬透性，固溶到铁素体中的硅可 以影响位错的交互作用，增加加工硬化率和给定强度水平下的均匀延伸，但是硅含量过高 对板材表面质量有害，因此高硅双相钢的应用受到限制。所以，将其含量限定在0.50~ 0.80%〇

　　[0019]锰:锰是提高强度和韧性最有效的元素，在双相钢中可有效的推迟珠光体转变。如 果其含量小于1.70%，则不能满足材料强度要求;但是添加过量的锰，在双相钢中会抑制铁 素体的析出，鉴于此，将其上限定为1.90%。因此，将其含量限定在1.70~1.90%。

　　[0020]磷:为了避免材料的焊接性能、冲压成形性能、韧性、二次加工性能发生恶化，设定 其含量上限为0.015%。因此将其含量控制在0.015%以下。

　　[0021 ]硫:硫是非常有害的元素，钢中的硫常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂对 钢的冲击韧性是十分不利的，并造成性能的各向异性，需将钢中硫含量控制得越低越好。因 此，将钢中硫含量控制在0.004 %以下。

　　[0022]铝：铝是为了脱氧而添加的，当Als含量不足0.020%时，不能发挥其效果，另一方 面，由于添加多量的铝容易形成氧化铝团块，所以，规定Als上限为0.060%。因此，Als含量 限定在0.020~0.060%。

　　[0023]除了对以上化学成分的范围作了限定以外，从提高材料成形性、经济性的观点出 发，本发明未添加他、11、(]11、0、附、]\1〇等贵重合金元素。

　　[0024] (2)生产方法

　　[0025] 进行铸坯加热温度和时间的控制，采取1230~1260°C加热温度和50~60min的加 热时间是为了保证钢坯中的合金元素完全溶解。

　　[0026]进行分段乳制，并控制粗乳结束温度在1060~1100 °C，控制精乳终乳温度在830~ 870°C，这是因为如果粗乳结束温度低于1060°C，则无法保证精乳终乳温度达到设定值，增 大乳制负荷，增加能耗，如果高于1100°c，则会产生较多的氧化铁皮，影响钢材的表面质量； 如果精乳终乳温度低于830°C，则会在材料的二相区内进行乳制，造成混晶等缺陷，如果精 乳终乳温度高于870°C，则钢材的原始奥氏体晶粒会过于粗大，降低钢材的强度。

　　[0027] 采用三段式控制冷却工艺，第一段冷却速度为160~180°C/s，冷却至630~730°C， 第二段冷却速度为3~8°C/s，冷却至600~700°C，第三段冷却速度为50~70°C/s，冷却至50 ~150°C/s，是本发明的关键技术，首先第一段冷却过程按照冷却速度为160~180 °C/秒进 行前端快速冷却，冷却到温度为630~730°C，是为了保证在钢材的再结晶晶粒还未开始长 大时及时进行冷却，避免粗大组织的产生，使材料获得细小的原始奥氏体晶粒组织;第二段 冷却过程按照冷却速度为3~8°C/秒进行冷却，冷却至600~700°C，使得部分奥氏体组织转 变为铁素体;第三段冷却过程冷却速度为50~70°C/s，冷却至50~150°C/s，使得在第二段 冷却时未转变的奥氏体组织快速转变为马氏体组织，从而使钢材最终获得铁素体+马氏体 的双相组织。

　　[0028] 控制冷却水水温在10~25°C是为了保证各段冷却时的冷却速度。

　　[0029] 与现有技术相比，本发明具有以下优点：

　　[0030] 本发明与现有技术相比，所生产的抗拉强度780MPa级热乳双相钢能有效的获得铁 素体+马氏体双相组织，材料的下屈服强度380~635MPa、抗拉强度2 780MPa，延伸率A5Qmm 2 16%，180°横向弯曲试验D=1.5a合格，屈强比< 0.60，产品具备高强度和低屈强比的特点。

　　【附图说明】

　　[0031 ]图1为实施例1中钢板的金相组织结构图。

　　【具体实施方式】

　　[0032] 下面结合具体实施例和附图对本发明作进一步的详细说明，便于更清楚地了解本 发明，但它们不对本发明构成限定。

　　[0033] 实施例1~8

　　[0034] 实施例1~8中的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的生产步骤如下：

　　[0035] 1)进行转炉冶炼；

　　[0036] 2)真空处理，处理时间>15min;

　　[0037] 3)连铸成坯并对铸坯加热，铸坯加热温度控制在1230~1260°C，加热时间50~ 60min；

　　[0038] 4)进行分段乳制:控制粗乳结束温度在1060~1100°C，控制精乳终乳温度在830~ 870。。；

　　[0039] 5)采用三段式控制冷却工艺：第一段冷却速度为160~180 °C/s，冷却至630~730 °C，第二段冷却速度为3~8°C/s，冷却至600~700°C，第三段冷却速度为50~70°C/s，冷却 至50~150°C/s，控制冷却水水温在10~25°C ;

　　[0040] 6)进行卷取，控制卷取温度在50~150 °C ;

　　[0041] 7)进行精整及后工序。

　　[0042] 实施例1~8中各Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的化学成分及其重量百分比见下表 1〇

　　[0043] 实施例1~8中各Si-Mn系780MPa级热乳双相钢生产过程中涉及的主要工艺参数见 下表2。

　　[0044] 实施例1~8中制得的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的力学性能及组织检验结果见 下表3。

　　[0045] 实施例1中制得的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的金相组织结构见图1。

　　[0046] 对比例1~2

　　[0047]对比例1~2中钢种的生产步骤与实施例1~8的区别在于没有采用三段式控制冷 却工艺，全程以25°C/s的冷却速度冷却。

　　[0048] 对比例1~2中钢的化学成分及其重量百分比见下表1。

　　[0049] 对比例1~2中钢在生产过程中涉及的主要工艺参数见下表2。

　　[0050] 对比例1~2中制得的钢的力学性能及组织检验结果见下表3。

　　[0051] 表 1

　　[0052]

　　[0053] 表 2

　　[0054]

　　[0057]从表1~3数据可以看出，本发明获得的钢的下屈服强度409MPa以上，抗拉强度2 782MPa，延伸率A5Q" 2 17 %，180°横向弯曲试验D=1.5a合格，屈强比< 0.60，具有高强度和 低屈强比的特点，而对比例1~2所获得的钢的屈强比>0.60,不具有低屈强比的特点。实施 例1制得的钢的金相组织见图1，为铁素体和马氏体的双相组织，晶粒细密均匀。

　　【主权项】

　　1. 一种Si-Mn系780MPa级热乳双相钢，其特征在于：该钢的化学成分重量百分比如下： C:0.06~0.09%，Si:0.50~0.80%，Mn:1.70~1.90%，P :0~0.015%，S:0~0.004%，Als: 0.020~0.060%，其余为Fe及不可避免的杂质。2. 根据权利要求1所述的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢，其特征在于:该钢的化学成分 重量百分比如下：C:0.08~0.09%，Si:0.50~0.63%，Μη:1·83~1.90%，Ρ:0·012~ 0.013%，S:0.003~0.004%，Als:0.035~0.051%，其余为Fe及不可避免的杂质。3. -种权利要求1所述的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的生产方法，包括冶炼、真空处 理、连铸、加热、乳制、冷却及卷取的步骤，其特征在于:所述冷却步骤采用三段式控冷工艺： 控制第一段冷却速度为160~180 °C/s，冷却至630~730 °C，控制第二段冷却速度为3~8°C/ s，冷却至600~700°C，控制第三段冷却速度为50~70°C/s，冷却至50~150°C，且控制冷却 水水温为10~25°C。4. 根据权利要求3所述的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在于:所述 乳制步骤采用分段乳制，控制粗乳结束温度为1060~1100°C，控制精乳终乳温度为830~ 870。。。5. 根据权利要求3所述的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在于:所述 加热步骤，控制铸坯加热温度为1230~1260°C，加热时间为50~60min。6. 根据权利要求3或4或5所述的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在 于:所述冷却步骤，控制第一段冷却速度为165~170°C/s，冷却至660~710°C，控制第二段 冷却速度为5~8°C/s，冷却至645~680 °C，控制第三段冷却速度为59~70 °C/s，冷却至85~ 100。。。7. 根据权利要求3或4或5所述的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在 于:所述卷取步骤，控制卷取温度为50~150°C。8. 根据权利要求3或4或5所述的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在 于:所述真空处理步骤，控制真空处理时间>15min。9. 根据权利要求3或4或5所述的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在 于:所述乳制步骤，控制粗乳结束温度为1065~1070°C，控制精乳终乳温度为835~850°C。10. 根据权利要求3或4或5所述的Si-Mn系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在 于:所述加热步骤，控制铸坯加热温度为1240~1255°C，加热时间为57~60min。

　　【文档编号】C22C38/06GK105838997SQ201610325206

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月17日

　　【发明人】刘斌, 周祖安, 赵江涛, 王孟, 刘永前, 王立新, 杨海林, 彭涛

　　【申请人】武汉钢铁股份有限公司

　　一种铝硅合金表面改性复合阀体的铸造方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种铝硅合金表面改性复合阀体的铸造方法，包括以下步骤：（1）配制浇注液，其中浇注液的化学成分重量百分比如下：C：0.22%?0.26%，Si：0.25%?0.45%，Mn：0.60%?0.80%，Mg：0.50%?0.80%，Ni：0.20%?0.30%，Ti：0.10%?0.15%，Ce：0.10%?0.15%，P≤0.03%，S≤0.02%，余量为Fe，（2）配制铸渗涂料，（3）浇注阀体，（4）热处理以及精整。通过本发明铸造方法得到阀体，表面形成均匀、稳定的铸渗复合层，且具有高韧性、高抗冲击性能和良好的防腐蚀性能，成品率高，质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长。

　　【专利说明】

　　一种铝硅合金表面改性复合阀体的铸造方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及阀门铸造技术领域，尤其涉及一种铝硅合金表面改性复合阀体的铸造方法。

　　【背景技术】

　　[0002]阀门是流动物料输送和控制的重要部件，在使用中，除了要满足温度、压力等技术指标的要求外，还要适应不同性质物料的不同需要，如腐蚀、磨损、粘附等。同时，阀门的密封性能和使用寿命也是十分重要的技术指标。

　　[0003]铸渗法是将合金粉等原料调成涂料涂刷在铸型表面，浇注时基体金属液浸透涂料毛细孔隙，依靠金属液热量使合金粉末熔解、熔化，与基体金属融合为一体，从而在铸件表面形成具有良好性能的表面复合层。铸渗技术在提升铸件性能的同时，具有不需要专用设备、工艺简单、生产周期短、成本低廉的优点。但是，由于铸渗技术容易发生气孔、夹渣及表面复合层厚度不均等问题，在实际应用于阀体生产时导致铸造缺陷，影响阀体的外观质量及使用寿命。文献《铸渗法提高铸钢阀门耐磨性的研究》使用铸渗工艺制得耐冲刷性能好的阀门，提高了阀门的使用寿命，但其同时也指出，铸渗层质量稳定性差的问题仍然存在，还有待进一步改进。因此，选择合适加工温度、合适的基材及铸渗涂料、优化铸造方法，改善铸渗工艺复合阀体铸件的质量稳定性至关重要。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明目的就是为了弥补已有技术的缺陷，提供一种质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长的铝硅合金表面改性复合阀体的铸造方法。

　　[0005]本发明是通过以下技术方案实现的:

　　一种铝硅合金表面改性复合阀体的铸造方法，包括以下步骤:

　　(1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%-0.26%，S1: 0.25%-0.45%，Mn:0.60%-0.80%,Mg:0.50%-0.80%，N1:0.20%-0.30%，T1:0.10%-0.15%，Ce:0.10%-

　　0.15%,P<0.03%,S<0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580-1620 °C熔炼，调整化学成分后即得浇注液；

　　(2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量份的原料制成:200-300目微碳铬铁粉35-45，200-300目铝硅合金粉10-15，聚乙烯醇0.5-1，腰果酚0.1-0.15，丙烯酸0.1-0.2，过硫酸铵0.01-0.015，硅酸锂2-4，氟化钠1-2，碳纳米管1_2，硅烷偶联剂KH-550 0.5-1，微晶纤维素0.3-0.5;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、腰果酚和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入微碳铬铁粉、铝硅合金粉搅拌l_2h，干燥除去乙醇后100-120°C处理0.5-lh，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85-95°C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60-70°C搅拌2-4h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料；

　　(3)浇注阀体，先将砂芯于220-240°C烘干处理4-6h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5-2.5臟，再于160-180°(:处理1-211，然后合箱，再将浇注液于1520-1560°C条件下浇注，以20-30°C/小时冷却至室温，然后进行精整；

　　(4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200-300°C保温处理2-4h，然后以60-80°C/小时缓慢升温至800-850 °C保温处理6-8h，再以30-50 °C/小时缓慢降温至600-650 °C保温处理4-6h，最后以50-60°C/小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　[0006]本发明的优点是:

　　本发明利用碳纳米管、腰果酚和硅烷偶联剂KH-550对微碳铬铁粉、铝硅合金粉进行表面包覆改性作为铸渗层材料，对合金粉体有良好的表面保护作用，提高与金属液的润湿性能，增强界面冶金结合强度;将丙烯酸改性聚乙烯醇作为粘结剂，结合强度高，且能形成稳定的毛细空隙，改善金属液与铸渗涂料之间的润湿性，有利于形成均匀、稳定的铸渗层;再通过其余原料的混合研磨加工，得到的铸渗涂料经过饶注与金属基体相恪合，得到的复合阀体基体经过热处理、精整等后续处理步骤，最终得到成品。通过本发明铸造方法得到阀体，表面形成均匀、稳定的铸渗复合层，且具有高韧性、高抗冲击性能和良好的防腐蚀性能，成品率高，质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长。

　　【具体实施方式】

　　[0007 ] 一种铝硅合金表面改性复合阀体的铸造方法，包括以下步骤:

　　(1)配制浇注液，其中浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%，S1: 0.25%,Mn:0.60%，Mg: 0.50%，N1: 0.20%，T1: 0.10%，Ce: 0.10%，P: 0.03%，S: 0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580°C熔炼，调整化学成分后即得浇注液；

　　(2)配制铸渗涂料，其中铸渗涂料由下列重量(kg)的原料制成:200目微碳铬铁粉35，200目铝硅合金粉10，聚乙烯醇0.5，腰果酚0.1，丙烯酸0.1，过硫酸铵0.01,硅酸锂2，氟化钠I，碳纳米管I，硅烷偶联剂KH-550 0.5，微晶纤维素0.3;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、腰果酚和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入微碳铬铁粉、铝硅合金粉搅拌Ih，干燥除去乙醇后100 0C处理0.5h，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85°C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60°C搅拌2h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料；

　　(3)浇注阀体，先将砂芯于220°C烘干处理4h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5mm，再于160°C处理Ih，然后合箱，再将浇注液于1520°C条件下浇注，以20°C/小时冷却至室温，然后进行精整；

　　(4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200°C保温处理2h，然后以60°C/小时缓慢升温至800 °(:保温处理6h，再以30 °C/小时缓慢降温至600 °(:保温处理4h，最后以50 °C /小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　[0008]其中微碳铬铁粉的型号选择FeCr6-m，铝硅合金粉的型号选择AlSil2。

　　[0009]上述产品的性能测试结果如下:

　　铸渗层强度为59.4HRC，使用寿命为普通WCB阀体的6倍，在实际工况使用过程中，复合层不会剥落、开裂，运行状况良好。

　　【主权项】

　　1.一种铝硅合金表面改性复合阀体的铸造方法，其特征在于，包括以下步骤: (1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%-0.26%，S1: 0.25%-.0.45%，Mn:0.60%-0.80%,Mg:0.50%-0.80%，N1:0.20%-0.30%，T1:0.10%-0.15%，Ce:0.10%-.0.15%,P<0.03%,S<0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580-1620 °C熔炼，调整化学成分后即得浇注液； (2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量份的原料制成:200-300目微碳铬铁粉35-.45，200-300目铝硅合金粉10-15，聚乙烯醇0.5-1，腰果酚0.1-0.15，丙烯酸0.1-0.2，过硫酸铵0.01-0.015，硅酸锂2-4，氟化钠1-2，碳纳米管1_2，硅烷偶联剂KH-550 0.5-1，微晶纤维素0.3-0.5;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、腰果酚和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入微碳铬铁粉、铝硅合金粉搅拌l_2h，干燥除去乙醇后100-120°C处理0.5-lh，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85-95°C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60-70°C搅拌2-4h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料； (3)浇注阀体，先将砂芯于220-240°C烘干处理4-6h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5-2.5臟，再于160-180°(:处理1-211，然后合箱，再将浇注液于1520-1560°C条件下浇注，以20-30°C/小时冷却至室温，然后进行精整； (4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200-300°C保温处理2-4h，然后以60-80°C/小时缓慢升温至800-850 °C保温处理6-8h，再以30-50 °C/小时缓慢降温至600-650 °C保温处理4-6h，最后以50-60°C/小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　【文档编号】C21D9/00GK105838998SQ201610343105

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月23日

　　【发明人】刘奎新, 刘瑞

　　【申请人】安徽鑫宏机械有限公司

　　一种镍钛合金表面改性复合阀体的铸造方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种镍钛合金表面改性复合阀体的铸造方法，包括以下步骤：（1）配制浇注液，其中浇注液的化学成分重量百分比如下：C：0.22%?0.26%，Si：0.25%?0.45%，Mn：0.60%?0.80%，Ti：0.20%?0.30%，Ce：0.05%?0.10%，Cu：0.20%?0.40%，Nb：0.10%?0.15%，P≤0.03%，S≤0.02%，余量为Fe，（2）配制铸渗涂料，（3）浇注阀体，（4）热处理以及精整。通过本发明铸造方法得到的阀体，表面形成均匀、稳定的铸渗复合层，且具有高韧性和优良的耐磨损、抗腐蚀性能，成品率高，质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长，适用范围广。

　　【专利说明】

　　一种镍钛合金表面改性复合阀体的铸造方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及阀门铸造技术领域，尤其涉及一种镍钛合金表面改性复合阀体的铸造方法。

　　【背景技术】

　　[0002]阀门是流动物料输送和控制的重要部件，在使用中，除了要满足温度、压力等技术指标的要求外，还要适应不同性质物料的不同需要，如腐蚀、磨损、粘附等。同时，阀门的密封性能和使用寿命也是十分重要的技术指标。

　　[0003]铸渗法是将合金粉等原料调成涂料涂刷在铸型表面，浇注时基体金属液浸透涂料毛细孔隙，依靠金属液热量使合金粉末熔解、熔化，与基体金属融合为一体，从而在铸件表面形成具有良好性能的表面复合层。铸渗技术在提升铸件性能的同时，具有不需要专用设备、工艺简单、生产周期短、成本低廉的优点。但是，由于铸渗技术容易发生气孔、夹渣及表面复合层厚度不均等问题，在实际应用于阀体生产时导致铸造缺陷，影响阀体的外观质量及使用寿命。文献《铸渗法提高铸钢阀门耐磨性的研究》使用铸渗工艺制得耐冲刷性能好的阀门，提高了阀门的使用寿命，但其同时也指出，铸渗层质量稳定性差的问题仍然存在，还有待进一步改进。因此，选择合适加工温度、合适的基材及铸渗涂料、优化铸造方法，改善铸渗工艺复合阀体铸件的质量稳定性至关重要。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明目的就是为了弥补已有技术的缺陷，提供一种质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长的镍钛合金表面改性复合阀体的铸造方法。

　　[0005]本发明是通过以下技术方案实现的:

　　一种镍钛合金表面改性复合阀体的铸造方法，包括以下步骤:

　　(1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%-0.26%，S1: 0.25%-0.45%，Mn:0.60%-0.80%，T 1:0.20%-0.30%，Ce:0.05%-0.10%，Cu:0.20%-0.40%，Nb:0.10%-0.15%,P<0.03%,S<0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580-1620 °C熔炼，调整化学成分后即得浇注液；

　　(2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量份的原料制成:200-300目钼铁粉35-45，200-300目镍钛合金粉10-15，聚乙烯醇0.5-1，丙烯酸0.1-0.2，醋酸纤维素0.1-0.2，过硫酸铵0.01-0.015，硅酸锂2-4，氟化钠1-2，碳纳米管1_2，硅烷偶联剂KH-550 0.5-1，水性聚氨酯乳液R-3607 0.5-1;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、醋酸纤维素和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入钼铁粉、镍钛合金粉搅拌1-2h，干燥除去乙醇后100-120°C处理0.5-lh，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85-95°C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60-70°C搅拌2-4h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料；

　　(3)浇注阀体，先将砂芯于220-240°C烘干处理4-6h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5-2.5臟，再于160-180°(:处理1-211，然后合箱，再将浇注液于1520-1560°C条件下浇注，以20-30°C/小时冷却至室温，然后进行精整；

　　(4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200-300°C保温处理2-4h，然后以60-80°C/小时缓慢升温至800-850 °C保温处理6-8h，再以30-50 °C/小时缓慢降温至600-650 °C保温处理4-6h，最后以50-60°C/小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　[0006]本发明的优点是:

　　本发明利用碳纳米管、醋酸纤维素和硅烷偶联剂KH-550对钼铁粉、镍钛合金粉进行表面包覆改性作为铸渗层材料，对合金粉体有良好的表面保护作用，提高与金属液的润湿性能，增强界面冶金结合强度;将丙烯酸改性聚乙烯醇作为粘结剂，结合强度高，且能形成稳定的毛细空隙，改善金属液与铸渗涂料之间的润湿性，有利于形成均匀、稳定的铸渗层;再通过其余原料的混合研磨加工，得到的铸渗涂料经过饶注与金属基体相恪合，得到的复合阀体基体经过热处理、精整等后续处理步骤，最终得到成品。通过本发明铸造方法得到的阀体，表面形成均匀、稳定的铸渗复合层，且具有高韧性和优良的耐磨损、抗腐蚀性能，成品率高，质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长，适用范围广。

　　【具体实施方式】

　　[0007]一种镍钛合金表面改性复合阀体的铸造方法，包括以下步骤:

　　(1)配制浇注液，其中浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%，S1: 0.25%,Mn:0.60%，T1: 0.20%，Ce: 0.05%，Cu: 0.20%，Nb: 0.10%，P: 0.03%，S: 0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580°C熔炼，调整化学成分后即得浇注液；

　　(2)配制铸渗涂料，其中铸渗涂料由下列重量(kg)的原料制成:200目钼铁粉35，200目镍钛合金粉10，聚乙烯醇0.5，丙烯酸0.1，醋酸纤维素0.1，过硫酸铵0.01，硅酸锂2，氟化钠I，碳纳米管I，硅烷偶联剂KH-550 0.5，水性聚氨酯乳液R-3607 0.5;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、醋酸纤维素和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入钼铁粉、镍钛合金粉搅拌Ih，干燥除去乙醇后100 °C处理0.5h，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85°C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60 °C搅拌2h，冷却后得B组分；将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料；

　　(3)浇注阀体，先将砂芯于220°C烘干处理4h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5mm，再于160°C处理Ih，然后合箱，再将浇注液于1520°C条件下浇注，以20°C/小时冷却至室温，然后进行精整；

　　(4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200°C保温处理2h，然后以60°C/小时缓慢升温至800 °(:保温处理6h，再以30 °C/小时缓慢降温至600 °(:保温处理4h，最后以50 °C /小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　[0008]其中钼铁粉的型号选择FeMo60。

　　[0009]上述产品的性能测试结果如下:

　　铸渗层强度为61.4HRC，使用寿命为普通WCB阀体的6倍，在实际工况使用过程中，复合层不会剥落、开裂，运行状况良好。

　　【主权项】

　　1.一种镍钛合金表面改性复合阀体的铸造方法，其特征在于，包括以下步骤: (1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%-0.26%，S1: 0.25%-.0.45%，Mn:0.60%-0.80%，T 1:0.20%-0.30%，Ce:0.05%-0.10%，Cu:0.20%-0.40%，Nb:0.10%-.0.15%,P<0.03%,S<0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580-1620 °C熔炼，调整化学成分后即得浇注液； (2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量份的原料制成:200-300目钼铁粉35-45，.200-300目镍钛合金粉10-15，聚乙烯醇0.5-1，丙烯酸0.1-0.2，醋酸纤维素0.1-0.2，过硫酸铵0.01-0.015，硅酸锂2-4，氟化钠1-2，碳纳米管1_2，硅烷偶联剂KH-550 0.5-1，水性聚氨酯乳液R-3607 0.5-1;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、醋酸纤维素和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入钼铁粉、镍钛合金粉搅拌1-2h，干燥除去乙醇后100-120°C处理0.5-lh，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85-95°C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60-70°C搅拌2-4h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料； (3)浇注阀体，先将砂芯于220-240°C烘干处理4-6h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5-2.5臟，再于160-180°(:处理1-211，然后合箱，再将浇注液于1520-1560°C条件下浇注，以20-30°C/小时冷却至室温，然后进行精整； (4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200-300°C保温处理2-4h，然后以60-80°C/小时缓慢升温至800-850 °C保温处理6-8h，再以30-50 °C/小时缓慢降温至600-650 °C保温处理4-6h，最后以50-60°C/小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　【文档编号】B22C3/00GK105838999SQ201610343114

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月23日

　　【发明人】刘奎新, 刘瑞

　　【申请人】安徽鑫宏机械有限公司

　　一种造纸用浆液阀阀体的铸造方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种造纸用浆液阀阀体的铸造方法，包括以下步骤：（1）配制浇注液，其中浇注液的化学成分重量百分比如下：C：0.22%?0.26%，Si：0.25%?0.45%，Mn：0.60%?0.80%，Al：0.30%?0.50%，Zn：0.30%?0.50%，Zr：0.20%?0.40%，Ga：0.05%?0.10%，P≤0.03%，S≤0.02%，余量为Fe，（2）配制铸渗涂料，（3）浇注阀体，（4）热处理以及精整。通过本发明铸造方法得到的浆液阀阀体，表面形成稳定的铸渗复合层，且具有优良的耐腐蚀性能和润滑性能，成品率高，质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长，适合造纸浆液输送使用。

　　【专利说明】

　　一种造纸用浆液阀阀体的铸造方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及阀门铸造技术领域，尤其涉及一种造纸用浆液阀阀体的铸造方法。

　　【背景技术】

　　[0002]阀门是流动物料输送和控制的重要部件，在使用中，除了要满足温度、压力等技术指标的要求外，还要适应不同性质物料的不同需要，如腐蚀、磨损、粘附等。同时，阀门的密封性能和使用寿命也是十分重要的技术指标。

　　[0003]铸渗法是将合金粉等原料调成涂料涂刷在铸型表面，浇注时基体金属液浸透涂料毛细孔隙，依靠金属液热量使合金粉末熔解、熔化，与基体金属融合为一体，从而在铸件表面形成具有良好性能的表面复合层。铸渗技术在提升铸件性能的同时，具有不需要专用设备、工艺简单、生产周期短、成本低廉的优点。但是，由于铸渗技术容易发生气孔、夹渣及表面复合层厚度不均等问题，在实际应用于阀体生产时导致铸造缺陷，影响阀体的外观质量及使用寿命。文献《铸渗法提高铸钢阀门耐磨性的研究》使用铸渗工艺制得耐冲刷性能好的阀门，提高了阀门的使用寿命，但其同时也指出，铸渗层质量稳定性差的问题仍然存在，还有待进一步改进。因此，选择合适加工温度、合适的基材及铸渗涂料、优化铸造方法，改善铸渗工艺复合阀体铸件的质量稳定性至关重要。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明目的就是为了弥补已有技术的缺陷，提供一种质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长的造纸用浆液阀阀体的铸造方法。

　　[0005]本发明是通过以下技术方案实现的:

　　一种造纸用浆液阀阀体的铸造方法，包括以下步骤:

　　(1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%-0.26%，S1: 0.25%-0.45%，Mn:0.60%-0.80%，Al:0.30%-0.50%，Zn:0.30%-0.50%，Zr:0.20%-0.40%，Ga:0.05%-0.10%，P < 0.03%，S < 0.02%，余量为?6，将各原料在中频感应电炉中于1580-1620°(:熔炼，调整化学成分后即得浇注液；

　　(2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量份的原料制成:200-300目镍铁粉40-50，200-300目氮化铝5-10，聚乙烯醇0.5-1，聚乙烯吡咯烷酮0.1-0.2，丙烯酸0.1-0.2，过硫酸铵0.01-0.015，葡萄糖酸钠0.5-1，硅酸锂2-4，氟化钠1_2，碳纳米管1_2，硅烷偶联剂KH-5500.5-1;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入镍铁粉、氮化铝搅拌l_2h，干燥除去乙醇后100-120 °C处理0.5-lh，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85-95°C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60-70°C搅拌2-4h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料；

　　(3)浇注阀体，先将砂芯于220-240°C烘干处理4-6h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5-2.5臟，再于160-180°(:处理1-211，然后合箱，再将浇注液于1520-1560°C条件下浇注，以20-30°C/小时冷却至室温，然后进行精整； (4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200-300°C保温处理2-4h，然后以60-80°C/小时缓慢升温至800-850 °C保温处理6-8h，再以30-50 °C/小时缓慢降温至600-650 °C保温处理4-6h，最后以50-60°C/小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　[0006]本发明的优点是:

　　本发明利用碳纳米管和硅烷偶联剂KH-550对镍铁粉、氮化铝进行表面包覆改性作为铸渗层材料，对合金粉体有良好的表面保护作用，提高与金属液的润湿性能，增强界面冶金结合强度;将丙烯酸改性聚乙烯醇作为粘结剂，结合强度高，且能形成稳定的毛细空隙，改善金属液与铸渗涂料之间的润湿性，有利于形成均匀、稳定的铸渗层;再通过其余原料的混合研磨加工，得到的铸渗涂料经过浇注与金属基体相熔合，得到的复合阀体基体经过热处理、精整等后续处理步骤，最终得到成品。通过本发明铸造方法得到的浆液阀阀体，表面形成均匀、稳定的铸渗复合层，且具有优良的耐腐蚀性能和润滑性能，成品率高，质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长，适合造纸浆液输送使用。

　　【具体实施方式】

　　[0007]一种造纸用浆液阀阀体的铸造方法，包括以下步骤:

　　(1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%，S1: 0.25%,Mn:

　　0.60%，Al: 0.30%，Zn: 0.30%，Zr: 0.20%，Ga: 0.05%，P: 0.03%，S: 0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580°C熔炼，调整化学成分后即得浇注液；

　　(2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量(kg)的原料制成:200目镍铁粉40，200目氮化铝5，聚乙烯醇0.5，聚乙烯吡咯烷酮0.1，丙烯酸0.1，过硫酸铵0.01,葡萄糖酸钠0.5，硅酸锂2，氟化钠I，碳纳米管I，硅烷偶联剂KH-550 0.5；所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入镍铁粉、氮化铝搅拌lh，干燥除去乙醇后100 °C处理0.5h，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85 °C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60°C搅拌2h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料；

　　(3)浇注阀体，先将砂芯于220°C烘干处理4h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5mm，再于160°C处理Ih，然后合箱，再将浇注液于1520°C条件下浇注，以20°C/小时冷却至室温，然后进行精整；

　　(4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200°C保温处理2h，然后以60°C/小时缓慢升温至800 °(:保温处理6h，再以30 °C/小时缓慢降温至600 °(:保温处理4h，最后以50 °C /小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　[0008]其中镍铁粉的型号选择FeNi80。

　　[0009]上述产品的性能测试结果如下:

　　铸渗层强度为60.2HRC，使用寿命为普通WCB阀体的5倍，在实际工况使用过程中，复合层不会剥落、开裂，运行状况良好。

　　【主权项】

　　1.一种造纸用浆液阀阀体的铸造方法，其特征在于，包括以下步骤: (1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%-0.26%，S1: 0.25%-.0.45%，Mn:0.60%-0.80%，Al:0.30%-0.50%，Zn:0.30%-0.50%，Zr:0.20%-0.40%，Ga:0.05%-.0.10%，P < 0.03%，S < 0.02%，余量为?6，将各原料在中频感应电炉中于1580-1620°(:熔炼，调整化学成分后即得浇注液； (2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量份的原料制成:200-300目镍铁粉40-50，200-300目氮化铝5-10，聚乙烯醇0.5-1，聚乙烯吡咯烷酮0.1-0.2，丙烯酸0.1-0.2，过硫酸铵0.01-0.015，葡萄糖酸钠0.5-1，硅酸锂2-4，氟化钠1_2，碳纳米管1_2，硅烷偶联剂KH-550.0.5-1;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入镍铁粉、氮化铝搅拌l_2h，干燥除去乙醇后100-120 °C处理0.5-lh，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85-95°C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60-70°C搅拌2-4h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料； (3)浇注阀体，先将砂芯于220-240°C烘干处理4-6h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5-2.5臟，再于160-180°(:处理1-211，然后合箱，再将浇注液于1520-1560°C条件下浇注，以20-30°C/小时冷却至室温，然后进行精整； (4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200-300°C保温处理2-4h，然后以60-80°C/小时缓慢升温至800-850 °C保温处理6-8h，再以30-50 °C/小时缓慢降温至600-650 °C保温处理4-6h，最后以50-60°C/小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　【文档编号】B22D19/08GK105839000SQ201610343137

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月23日

　　【发明人】刘奎新, 刘瑞

　　【申请人】安徽鑫宏机械有限公司

　　一种具有良好加工性能的钢的制作方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种具有良好加工性能的钢，所述钢的原料成分包括碳、钒、铜、钼、铬、镍、硫、磷、锰、硅、铁和杂质，所述钢的炼钢工艺包括高炉炼铁，所述高炉中包括固体物料和燃料，对所述固体物料加热还原得到生铁。通过上述方式，本发明的具有良好加工性能的钢，选取的原料均为常用原料，不需要过多的人力投入进行原材料的选取，加工过程简单可控，不需要操作人员进行过多的学习，有效提高原材料的利用率。

　　【专利说明】

　　一种具有良好加工性能的钢

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及钢材料领域，特别是涉及一种具有良好加工性能的钢。

　　【背景技术】

　　[0002]钢材是钢锭、钢坯或钢材通过压力加工制成所需要的各种形状、尺寸和性能的材料。钢的主要元素除铁、碳外，还有硅、锰、硫、磷等，其它成分是为了使钢材性能有所区别。根据成分不同，又可分为碳素钢和合金钢。根据性能和用途不同，又可分为结构钢、工具钢和特殊性能钢。现有的钢原料不容易获得，需要采购人员进行多方寻找，加工工艺也复杂。

　　【发明内容】

　　[0003]本发明主要解决的技术问题是提供一种具有良好加工性能的钢，能满足现代人对钢的需求。

　　[0004]为解决上述技术问题，本发明采用的一个技术方案是:提供一种具有良好加工性能的钢，所述钢的原料成分包括碳、钒、铜、钼、铬、镍、硫、磷、锰、硅、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.185-0.2%、钒< 0.084%、铜< 0.18%、钼< 0.165%、铬<0.234%、镍 < 0.247%、硫 < 0.021%、磷 < 0.032%、锰0.56-0.67%、硅0.21-0.25%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括高炉炼铁，所述高炉中包括固体物料和燃料，对所述固体物料加热还原得到生铁。

　　[0005]在本发明一个较佳实施例中，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.197%、钒 0.045%、铜 0.12%、钼 0.135%、络 0.189%、镍 0.205%、硫 0.013%、磷 0.026%、锰0.62%、硅0.24%、铁和杂质:余量。

　　[0006]在本发明一个较佳实施例中，所述高炉采用的是钟阀炉顶和无料钟炉顶。

　　[0007]在本发明一个较佳实施例中，所述高炉的加热温度为1100-1200°C。

　　[0008]本发明的有益效果是:本发明的具有良好加工性能的钢，选取的原料均为常用原料，不需要过多的人力投入进行原材料的选取，加工过程简单可控，不需要操作人员进行过多的学习，有效提尚原材料的利用率。

　　【具体实施方式】

　　[0009]下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。

　　[0010]实施例一:

　　提供一种具有良好加工性能的钢，所述钢的原料成分包括碳、钒、铜、钼、铬、镍、硫、磷、锰、硅、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.197%、钒0.045%、铜

　　0.12%、钼 0.135%、络 0.189%、镍 0.205%、硫 0.013%、磷 0.026%、锰0.62%、硅0.24%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括高炉炼铁，所述高炉中包括固体物料和燃料，对所述固体物料加热还原得到生铁。所述高炉采用的是钟阀炉顶和无料钟炉顶。所述高炉的加热温度为IlOOcC。

　　[0011]实施例二:

　　提供一种具有良好加工性能的钢，所述钢的原料成分包括碳、钒、铜、钼、铬、镍、硫、磷、锰、硅、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.2 %、钒0.0 8 4 %、铜

　　0.18%、钼 0.165%、络 0.234%、镍 0.247%、硫 0.021%、磷 0.032%、锰0.56%、硅0.25%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括高炉炼铁，所述高炉中包括固体物料和燃料，对所述固体物料加热还原得到生铁。所述高炉采用的是钟阀炉顶和无料钟炉顶。所述高炉的加热温度为 1200 °C。

　　[0012]实施例三:

　　提供一种具有良好加工性能的钢，所述钢的原料成分包括碳、钒、铜、钼、铬、镍、硫、磷、锰、硅、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.185%、钒0.045%、铜0.09%、钼 0.143%、络 0.114%、镍 0.234%、硫 0.017%、磷 0.025%、锰0.67%、硅0.21%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括高炉炼铁，所述高炉中包括固体物料和燃料，对所述固体物料加热还原得到生铁。所述高炉采用的是钟阀炉顶和无料钟炉顶。所述高炉的加热温度为IlOOcC。

　　[0013]本发明的有益效果是:

　　一、所述具有良好加工性能的钢选取的原料均为常用原料，不需要过多的人力投入进行原材料的选取；

　　二、所述具有良好加工性能的钢加工过程简单可控，不需要操作人员进行过多的学习，有效提尚原材料的利用率。

　　[0014]以上所述仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其它相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。

　　【主权项】

　　1.一种具有良好加工性能的钢，其特征在于，所述钢的原料成分包括碳、钒、铜、钼、铬、镍、硫、磷、猛、娃、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.185-0.2%、Iji< 0.084%、铜 < 0.18%、钼 < 0.165%、铬 < 0.234%、镍 < 0.247%、硫 < 0.021%、磷 < 0.032%、锰0.56-0.67%、硅0.21-0.25%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括高炉炼铁，所述高炉中包括固体物料和燃料，对所述固体物料加热还原得到生铁。2.根据权利要求1所述的具有良好加工性能的钢，其特征在于，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.197%、钒0.045%、铜0.12%、钼0.135%、铬0.189%、镍0.205%、硫 0.013%、磷 0.026%、锰0.62%、硅0.24%、铁和杂质:余量。3.根据权利要求1所述的具有良好加工性能的钢，其特征在于，所述高炉采用的是钟阀炉顶和无料钟炉顶。4.根据权利要求1所述的具有良好加工性能的钢，其特征在于，所述高炉的加热温度为1100-1200。。。

　　【文档编号】C22C38/16GK105839001SQ201610366579

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月30日

　　【发明人】邵晓峰

　　【申请人】苏州双金实业有限公司

　　贝氏体钢坯连铸工艺的制作方法

　　【专利摘要】本发明公开一种贝氏体钢坯连铸工艺。该工艺包括：在连铸轻压下区域，通过铸坯中心固相率fs的变化来控制压下量，轻压下机架压下量和铸坯中心固相率fs的关系为：当0≤fs＜0.20时压下量为0mm；当0.2≤fs≤0.3时压下量为1.8mm；当0.35≤fs≤0.45时压下量为3.2mm；当0.50≤fs≤0.60时压下量为4.3mm；当0.65≤fs≤0.80时压下量为5.7mm；当0.8＜fs≤1时压下量为0mm。该工艺通过铸坯中心固相率的变化来控制压下量，减轻和消除了铸坯中心偏析、中心疏松、中心缩孔等缺陷。

　　【专利说明】

　　贝氏体钢坯连铸工艺

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及冶金技术领域，特别涉及一种贝氏体钢坯连铸工艺。

　　【背景技术】

　　[0002] 随着铁路运输朝着重载化、高效化的不断发展，对钢轨及道岔的使用性能和寿命 提出越来越高的要求，为了使钢轨具有良好的各项性能，要求钢轨的连铸坯内部质量良好。 重载线路用贝氏体钢轨属于高强高韧性合金钢，具有良好的韧性和耐磨性，合金含量较高， 凝固区间温度变化大，凝固过程容易形成严重的中心偏析，在后续的乳制和热处理过程中 难以消除，影响钢轨的延展性、焊接性能以及抗氢致裂纹能力等。再加上大方坯连铸机断面 尺寸较大，凝固时间更长，铸坯内部出现中心疏松、中心偏析等缺陷的倾向性更大。因此，研 究制定合理的动态轻压下技术，结合结晶器电磁搅拌技术和动态二冷配水，解决重载线路 用贝氏体钢连铸坯中心偏析、中心疏松等较为严重的技术难题，浇铸出高质量的连铸坯，是 开发生产重载线路用贝氏体钢轨的关健环节。

　　【发明内容】

　　[0003 ]有鉴于此，本发明提供一种贝氏体钢坯连铸工艺。

　　[0004] 本发明提供一种贝氏体钢坯连铸工艺，包括：

　　[0005] 在连铸轻压下区域，通过铸坯中心固相率fs的变化来控制压下量，轻压下机架压 下量和铸坯中心固相率f s的关系为：当〇 < f s<〇. 20时压下量为0mm;当0.2 < f s < 0.3时压 下量为1.8mm;当0.35

　　[0006] 所述贝氏体钢坯中C的含量为0.14~0.22wt%，Si含量为0.80~1.20wt%，Mn的含 量为2· 20~2·45wt%，Cr、Ni和Mo的总含量不超过2· 3wt%，余量为铁。

　　[0007] 进一步地，所述贝氏体钢还的尺寸为320_X415mm。

　　[0008] 进一步地，连铸拉速为0.50~0.65m/min，中间包钢水过热度25~30°C。

　　[0009] 进一步地，二冷比水量为0.27~0.31L/kg，轻压下区域铸坯表面温度为810~940 Γ。

　　[0010] 进一步地，二冷区铸坯表面最大回温速率不大于15°C/m，最大降温速率不大于10 。(:/m〇

　　[0011] 进一步地，结晶器电磁搅拌工艺参数如下：电流强度控制为600A，频率为1.8HZ，旋 转方式为单向旋转。

　　[0012] 进一步地，结晶器水量为3900L/min。

　　[0013] 进一步地，轻压下区域到结晶器弯月面的距离为16600~24400mm，轻压下区域总 长度为7000~8000mm。

　　[0014] 进一步地，总压下量为10~15mm，单个轻压下机架的最大压下量为3mm，最大压下 速率为4mm/m。

　　[0015] 进一步地，饶注过程中水口浸入深度为120mm。

　　[0016] 本发明提供一种贝氏体钢坯连铸工艺，该工艺在连铸坯动态轻压下中，通过铸坯 中心固相率的变化来控制压下量，由此减轻和消除了铸坯中心偏析、中心疏松、中心缩孔等 缺陷。试验证明，采用本发明提供的连铸工艺生产的铸坯，中心碳偏析指数控制在0.93~ 1.06,平均为1.02,锰偏析指数0.97~1.02;该工艺还可明显改善高强贝氏体钢铸坯的中心 疏松和中心缩孔，铸坯中心疏松< 1级、中心缩孔< 0.5级。以本发明方法加工的连铸坯乳制 的钢轨，可以满足重载线路高强贝氏体钢轨的技术要求。

　　【具体实施方式】

　　[0017] 本发明公开了一种贝氏体钢坯连铸工艺，本领域技术人员可以借鉴本文内容，适 当改进工艺参数实现。特别需要指出的是，所有类似的替换和改动对本领域技术人员来说 是显而易见的，它们都被视为包括在本发明。本发明的方法及应用已经通过较佳实施例进 行了描述，相关人员明显能在不脱离本

　　【发明内容】

　　、精神和范围内对本文所述的方法和应用 进行改动或适当变更与组合，来实现和应用本发明技术。

　　[0018] 本发明针对贝氏体钢坯连铸易出现中心偏析、中心疏松、中心缩孔等铸坯内部质 量缺陷问题进行了改进，其关键之处是根据该贝氏体钢的成分提出合理的动态轻压下工 〇

　　[0019] 本发明提供一种贝氏体钢坯连铸工艺，包括：

　　[0020] 在连铸轻压下区域，通过铸坯中心固相率fs的变化来控制压下量，轻压下机架压 下量和铸坯中心固相率f s的关系为：当〇 < f s<〇. 20时压下量为0mm;当0.2 < f s < 0.3时压 下量为1.8mm;当0.35

　　[0021] 贝氏体钢坯中C的含量为0 · 14~0 · 22wt%，Si含量为0 · 80~1 · 20wt %，Mn的含量为 2.20~2.45的％，(^、附和1〇的总含量不超过2.3的％，余量为铁。杂质中？的含量不超过 0.022wt%，S的含量不超过0.015wt%。

　　[0022] 上述方法特别适用于尺寸为320mm X 415mm的贝氏体钢坯。

　　[0023] 进一步地，连铸拉速与中间包钢水过热度优选按照如下方式设置：连铸拉速为 0.50~0.65m/min，中间包钢水过热度25~30°C。确保铸还凝固末端位于轻压下区域，轻压 下区域总长度能适应连铸工艺如钢种成分、连铸拉速、过热度、冷却强度等的变化灵活调节 轻压下区域长度及压下量。

　　[0024] 优选地，二冷区域的控制参数按照如下方式设置:二冷比水量为0.27~0.31L/kg， 轻压下区域铸坯表面温度为810~940°C。轻压下区域铸坯凝固率为20~100%。以确保连铸 轻压下区域铸坯具有良好的高温延展性能，进一步地，二冷区铸坯表面最大回温速率不大 于15°C/m，最大降温速率不大于10°C/m。

　　[0025] 轻压下区域根据各个拉矫辊位置铸坯中心的固相率控制压下量，轻压下区域铸坯 凝固率20-100 %。压下量和固相率如上文所述，总压下量优选为10~15mm，单个轻压下机架 的最大压下量为3mm，最大压下速率为4mm/m。轻压下区域到结晶器弯月面的距离优选为 16600~24400mm，轻压下区域总长度优选为7000~8000mm，更优选为7800mm。

　　[0026] 结晶器电磁搅拌工艺参数优选如下：电流强度控制为600A，频率为1.8HZ，旋转方 式为单向旋转。进一步地，结晶器水量优选为3900L/min。

　　[0027] 饶注过程中，水口浸入深度优选为120mm。

　　[0028] 采用本发明工艺制造的钢坯可显著减轻该钢铸坯中心偏析，铸坯中心碳偏析指数 可控制在0.93~1.06,平均为1.03,锰偏析指数控制在0.97~1.02,该工艺还可明显改善贝 氏体钢铸坯中心疏松和中心缩孔，铸坯中心疏松< 1级比例达到90%，中心缩孔< 0.5级比 例为100%。以本发明方法加工的连铸坯乳制的高强度贝氏体钢轨，可以满足高速重载线路 钢轨技术要求。进一步的，通过相应控制拉速、过热度、冷却强度等，还可以进一步优化钢坯 性能。

　　[0029] 下面结合实施例，进一步阐述本发明。以下实施例在设有6机架拉矫机的连铸机上 实施，轻压下区域到结晶器弯月面的距离在16600-24400mm范围内，轻压下区域总长度为 7800mm〇

　　[0030] 实施例1

　　[0031] 连铸工艺参数如下：

　　[0032] 钢坯断面尺寸:320mm X 415mm;主要化学成分列于表1;

　　[0033]比水量:0.27L/kg;

　　[0034] 轻压下区域铸坯表面温度:810 °C

　　[0035] 二冷区铸坯表面最大回温速率:15°C/m，最大降温速率:10°C/m

　　[0036] 连铸拉速、中间包钢水过热度及轻下压区域工艺参数列于表2;

　　[0037]结晶器电磁搅拌工艺参数：电流强度控制为600A，频率为1.8HZ，旋转方式为单向 旋转;结晶器水量为3900L/min;

　　[0038] 饶注过程中水口浸入深度为120mm。

　　[0039] 表1钢坯化学成分(质量百分数:wt%，余量为Te)

　　[0040]

　　[0041 ] 表2连铸工艺参数

　　[0042]

　　[0044] 实施例2 1 连铸工艺参数如下：

　　[0046] 钢坯断面尺寸:320mm X 415mm;主要化学成分列于表3;

　　[0047]比水量:0.31L/kg;

　　[0048] 轻压下区域铸坯表面温度:940°C

　　[0049] 二冷区铸坯表面最大回温速率:5°C/m，最大降温速率：<5°C/m

　　[0050] 连铸拉速、中间包钢水过热度及轻下压区域工艺参数列于表4;

　　[00511结晶器电磁搅拌工艺参数：电流强度控制为600A，频率为1.8HZ，旋转方式为单向 旋转;结晶器水量为3900L/min;

　　[0052] 饶注过程中水口浸入深度为120mm。

　　[0053] 表3钢坯化学成分(质量百分数:wt%，余量为Te)

　　[0054]

　　[0055] 表4连铸工艺参数

　　[0056]

　　[0057] 实施例3

　　[0058] 连铸工艺参数如下：

　　[0059] 钢还断面尺寸:320mmX415mm;主要化学成分列于表5;

　　[0060] 比水量：0.29L/kg;

　　[0061 ] 轻压下区域铸坯表面温度:880°C

　　[0062] 二冷区铸坯表面最大回温速率:5 °C /m，最大降温速率:5 °C /m

　　[0063] 连铸拉速、中间包钢水过热度及轻下压区域工艺参数列于表6;

　　[0064]结晶器电磁搅拌工艺参数：电流强度控制为600A，频率为1.8HZ，旋转方式为单向 旋转;结晶器水量为3900L/min;

　　[0065] 饶注过程中水口浸入深度为120mm。

　　[0066]表5钢还化学成分(质量百分数:wt%，余量为Te)

　　[0067]

　　[0068] 表6连铸工艺参数

　　[0069]

　　[0070] 浇注结束后，在冷床上对大方坯铸坯表面质量进行了检查，同时对内部质量进行 了硫印、热酸低倍检验并跟踪检查了后续乳材和热加工钢材质量，检查过程中未发现明显 铸坯表面及内部质量缺陷，铸坯质量良好。铸坯内部质量检验结果如表7所示。

　　[0071] 表7各实例铸坯内部质量检验结果

　　[0072]

　　[0073] ~由上述内容可'，本发明工艺通过连I#坯动态轻压下，减^和消除了铸坯中心偏^ 析、中心疏松、中心缩孔等缺陷。铸坯中心碳偏析指数控制在0.93~1.06，平均为1.02，锰偏 析指数0.97~1.02;该工艺还可明显改善高强贝氏体钢铸坯的中心疏松和中心缩孔，铸坯 中心疏松< 1级、中心缩孔< 0.5级。以本发明方法加工的连铸坯乳制的钢轨，可以满足重载 线路高强贝氏体钢轨的技术要求。

　　[0074]以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人 员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应 视为本发明的保护范围。

　　【主权项】

　　1. 一种贝氏体钢坯连铸工艺，其特征在于，包括： 在连铸轻压下区域，通过铸还中心固相率fs的变化来控制压下量，轻压下机架压下量 和铸坯中心固相率fs的关系为：当0

　　【文档编号】C22C38/04GK105839002SQ201610368538

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月30日

　　【发明人】孟保仓, 刘岩军, 陈建新, 张达先, 韩春鹏, 其他发明人请求不公开姓名

　　【申请人】内蒙古包钢钢联股份有限公司

　　一种正火态交货的180～200mm厚EH36钢板及其制备方法

　　【专利摘要】本发明涉及一种正火态交货的180～200mm厚EH36钢板及其制备方法，钢板的化学成分基于国家标准GB712或船级社规范，利用Al喜欢替代元素Ti的加入，同时加入相对高含量的V。制造方法包括依次进行的电炉冶炼、LF精炼、VD精炼、模铸、钢锭加热、开坯轧制、控制缓冷、钢坯加热、轧制及正火处理等。获得的钢板在厚度方向不存在明显的梯度组织，钢板组织主要为铁素体珠光体为主、少量的贝氏体为辅的混和组织。显微组织细小均匀，平均晶粒尺寸为8?12μm；屈服强度在380～430MPa之间，抗拉强度介于550～600MPa之间，延伸率适中。钢板1/4处、1/2处的?40℃冲击韧性值≥60 J，综合力学性能优良。

　　【专利说明】

　　一种正火态交货的180~200mm厚EH36钢板及其制备方法

　　技术领域

　　[00011本发明属于钢铁冶金领域，具体涉及一种正火态交货的特厚180~200mm EH36钢 及其生产方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 目前，涉及到海洋运行的安全性，海工企业对于180~200mm EH36这样关键部位的 特厚板仍采取以国外引进为主。主要原因是国内具备生产180~200_特厚钢板的企业极为 少数。对于高标准的正火态交货的EH36海洋工程用钢板，国内技术储备不足。

　　[0003] 目前，海洋工程用高强度特厚钢板的生产主要存在两大难点：一、为满足焊接和低 温韧性的要求，必须确保低碳当量的成分设计，因此必须配套高均质的超厚板坯或者钢锭 等。提高压缩比，保证钢板强度。二、150mm以上厚度的产品无现行规范和标准可遵循。全球 通用九国船级社中八国规范规定所涉及钢板的最大厚度为l〇〇mm、挪威船级社(DNV)最厚为 150mm，国家标准GB712~2011对应的最大厚度为150mm。在九国船级社规范以及国家标准 GB712中，对于EH36钢级的生产主要以控乳、TMCP、热乳、正火乳制、正火等交货状态。当前， 海工船舶企业仍立足于适用于6~100mm或6~150mm产品规范的成分设计和要求来生产180 ~200mm的H136钢板，即在不改变合金成分(保证低碳当量）以及交货状态的前提下，采购特 厚系列的尚强均质钢板。

　　[0004] 本发明的目的是在不额外增加贵重合金、仍采用低碳当量化学成分保证钢材焊接 性能的前提下，仍采取正火生产，针对更大厚度的EH36钢板，重新设计钢板生产工艺，保证 所生产的特厚板的组织均匀性。

　　【发明内容】

　　[0005] 本发明的目的是针对上述现有技术提供一种正火态交货的180~200mm特厚H136 钢板的制备方法。选用2 900mm厚的钢锭，钢锭经开坯乳成中间坯，中间坯的厚度与成品钢 的压缩比为2.0~2.5，中间坯再经控乳乳至成品厚度，采用钢锭开坯+控乳的生产方式，相 当于对坯料进行了两次奥氏体再结晶，保证了最终大厚度钢板成品的性能在厚度方向上的 均一性，尤其确保了 1/2厚度处的性能。本发明从坯料到成品钢材，压缩比2 4.5,该方法实 现了适用于常规厚度EH36的标准成分仍然适用本发明。

　　[0006] 本发明解决上述问题所采用的技术方案为:一种正火态交货的180~200mm厚H136 钢板，该钢板的化学成分是基于国家标准GB712或船级社规范，利用A1替代微元素 Ti以防止 Ti与其它元素如Nb、0、N复合析出；加入元素 V以利于特厚板扩氢控制，按重量百分比计化学 成分为<:0.11~0.18%，51:0.15~0.50%，]\111:1.30~1.60%，？ ：< 0.0070%，5:<0.0030%， Nb:0.010~0.050%，V:0.030~0.080%，Al:0.050~0.070%，Ni :0.10~0.40%，Cr:0.10~ 0.20%，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

　　[0007] 优选地，钢板的化学成分按重量百分比为C:0.17%，Si:0.25%，Mn :1.55%，P: < 0.0060%，S: < 0.0020%，Nb:0.035%，V:0.065%，A1:0.060%，Ni :0.30%，Cr :0.15%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素。

　　[0008] 钢板在厚度方向不存在明显的梯度组织，钢板组织为铁素体珠光体为主少量的贝 氏体为辅的混和组织，平均晶粒尺寸为8~12μπι。屈服强度横向拉伸性能为380~430MPa，抗 拉强度550~600MPa，延伸率2 21%，钢板在1/4厚度处、1/2厚度处的-40°C冲击韧性值2 60 J〇

　　[0009] 本发明钢成分的设计原理是： C的加入可以增加钢的淬透性，特别是中厚板生产，可以显著提高正火钢的强度，但是C 含量过多不利于钢的超低温冲击性能、低温应变时效性能、焊接性能以及耐蚀性能，所以本 发明中碳含量控制为低碳控制，介于〇. 11~〇. 18%。

　　[0010] Si主要用于脱氧，虽要依据不同的冶炼方式来确定其加入量，但要获得良好的钢 板性能，必须在0.15%以上，但若超过0.50%以上又会造成心部偏析以及破坏焊接性能，所以 规定其上限为0.50%。

　　[0011] Μη在所述钢中具有推迟奥氏体向铁素体转变的作用，对细化铁素体，提高强度和 韧性有利。当锰的含量较低，上述作用不显著，钢板强度和韧性偏低等。过高则又会引起连 铸坯偏析、韧性差和可焊性降低，同时船级社规范要求锰含量上限为1.60%等，故本发明中 考虑到合金的综合加入，规定猛含量加入量介于1.30~1.60%的范围内。

　　[0012] Nb的溶质拖曳作用和Nb(C，N)对奥氏体晶界的钉扎作用，均抑制形变奥氏体的再 结晶，扩大奥氏体非再结晶区间，减少特厚板生产待温时间。并在冷却或回火时形成析出 物，从而使强度和韧性均得到提高，还可以提高钢的耐蚀性能。添加量小于0.020%时效果不 明显，大于0.050%时韧性降低，导致连铸坯产生表面裂纹。因此，本发明规定铌含量应介于 0.020~0.050%的范围内。

　　[0013] V是钢的优良脱氧剂，是有效的细化晶粒兀素，提尚钢的强度和初性。在正火钢中， V属于析出强化元素，同时有益于厚板在缓冷过程中扩氢。添加量大于0.080%时韧性降低， 厚板的中心偏析显著。因此，本发明规定铌含量应介于0.030~0.080%的范围内。

　　[0014] A1是用来固定钢中的氮元素，是利用A1细化替代微元素的Ti的加入，以防止Ti与 其它元素如Nb、0、N复合析出，形成棱形的坚硬大型夹杂物等，导致冲击性能不稳定。同时， A1含量过高，容易导致结晶器冒口堵塞，大型含A1氧化物的形成。本发明中，规定铝含量介 于0.050~0.070%。

　　[0015] Ni是提高钢淬透性的元素，也是有效提高钢的低温韧性的最常用元素。此外，与钢 中残余Cr、P复合作用，将有助于提高钢的耐腐蚀性，但是船级社规范规定上限0.40%，为了 不超出船级社规范规定。故在本发明中，规定镍含量介于0.15~0.40%。

　　[0016] Cr是提高钢淬透性的元素，能够抑制多边形铁素体和珠光体的形成，促进低温组 织贝氏体或马氏体的转变，提高钢的强度。但Cr含量过高将影响钢的韧性，并引起回火脆 性，船级社规范要求不超过0.20%。故本发明中铬含量控制在0.10~0.20%。

　　[0017] P虽能提高耐蚀性，但会降低低温韧性和妨碍可焊性，对结构钢是不适当的，本发 明因为是钢锭冶炼，规定其控制在〇. 0070%以下。

　　[0018] S形成MnS夹杂物，也会导致中心偏析，对耐蚀性也有不良影响，本发明规定在其控 制在0.0030%以下。

　　[0019] 上述正火态交货的180~200mm厚EH36钢板的制备方法，包括如下工序， (1) 冶炼工艺： 选用优质生铁和废钢作为冶炼原料，选择优质炼钢原辅料，原料依次经电炉冶炼、LF精 炼、VD精炼、模铸，五大有害残余元素控制：S < 0 · 0030%，P < 0 · 0070%，Η < 0 · 00015%，0 < 0.0015%，Ν < 0.0050%;确保钢板成品中的夹杂物A、Β、C、D类总级别在3.0级以下； 为了抑制钢锭内部疏松、偏析，钢水饶铸过热度为25~40°C，饶铸过程采用全程氩气保 护，浇铸成2 900mm厚的扁钢锭； 钢锭脱帽后，带模入缓冷坑进行48~72小时的缓冷扩氢； 缓冷后进行表面清理，清理后切除钢锭冒口； (2) 钢锭开坯工艺： 将钢锭在均热炉中加热至1230~1260°C，钢锭保温时间为10~15min/cm，出炉后经高 压水除鳞，然后开坯乳制成中间坯，中间坯的厚度满足在其与成品厚度的压缩比介于2.0~ 2.5;开坯后的中间坯下线加罩缓冷48小时以上； (3) 乳制工艺： 将中间坯加热至1180~1250°C，中间坯加热时间为11~14min/cm，使钢中的合金元素 充分固溶以保证最终产品的成份及性能的均匀性。钢坯出炉后经高压水除鳞，而后进行粗 车L+精乳两阶段控制乳制:粗乳的开乳温度为1050~1100°C，采用大压下量乳制，乳制时不 进行转钢乳制，保持全纵乳，以保证各道次尽可能按乳制最大能力进行设定压下率。粗乳后 三道单道次压下率为10~15%;精乳的开乳温度为850~920°C，乳至成品厚度，精乳完成后 进行ACC加速冷却，冷却返红温度为630~700°C ; (4) 正火热处理工艺： 乳制后钢板作正火热处理，正火温度为880~920 °C，保温时间为1.5~2.2min/mm。具体 地，采用连续炉对钢板正火热处理，连续炉的正火温度为880~920°C，进炉至出炉时间为 1.6~2.2min/mm;或者采用均热炉对钢板正火热处理，均热炉正火温度为880-920°C，保温 时间为 1.5~2. lmin/mm。

　　[0020] 本发明具有如下特点： 本发明是基于碳猛钢成分设计原理，不额外增加 Ni、Cu等贵重合金，节省合金成本。碳 当量低，焊接时仍可匹配普通EH36的焊接材料、焊接工艺。

　　[0021] 本申请的钢水冶炼方法具有残余元素低、钢水洁净度高的优点，可适用于其它高 标准特厚钢种的生产。

　　[0022] 本发明方法，通过钢锭开坯+控乳生产，乳制过程中涉及两次奥氏体再结晶热处 理，使得材料中的原始奥氏体晶粒更加均匀细小。开坯加热温度达到了 1230-1260 °C，有效 改善了钢锭心部偏析，这是保障最终特厚板成品组织、性能均匀性的重要前提。中间坯加热 温度为1180-1250°C，有利于奥氏体再结晶，同时，中间坯的再加热温度不像钢锭开坯时的 加热温度那样高，目的是确保奥氏体再结晶后不至于粗化。

　　[0023] 乳制后的钢坯通过正火工艺处理，不改变船级社规范规定要求的工艺方案，使用 户更易接受。也克服了现有技术的调质、NAC等工艺处理特厚板时沿厚度方向上组织梯度较 大、性能差等的缺点。

　　[0024]本发明条件下生产的特厚EH36船板钢具有良好强韧性，钢板在厚度方向不存在明 显的梯度组织，钢板组织主要以铁素体珠光体为主，少量的贝氏体为辅的混和组织。显微组 织细小均匀，用截径法测量钢板平均晶粒尺寸为8-12μηι。

　　【附图说明】

　　[0025] 图1为本发明实施例1中钢板1/4厚度处的金相组织，为铁素体珠光体为主少量贝 氏体组织为辅的混合组织； 图2为本发明实施例1中钢板1/2厚度处的金相组织，为铁素体珠光体为主少量贝氏体 组织为辅的混合组织。

　　【具体实施方式】

　　[0026] 以下结合附图实施例对本发明作进一步详细描述。

　　[0027]特厚Η136钢的制备方法： (1) 选用优质废钢作为冶炼原料，利用优质炼钢原辅料，冶炼两炉，每炉50吨。钢水依次 经电炉冶炼、LF精炼、VD精炼，稳态浇铸成4支钢锭，每支钢锭25吨，本发明使用其中的3支 钢锭分别作为实施例1至3。钢锭断面大于900mm，以保证与最终产品的压缩比大于4.5。控制 钢水五大有害残余元素 ：S < 0 · 0030%，P为0 · 0070%，H为0 · 00012%，0为0 · 0010%，N为0 · 004%。 考虑到要让夹杂物充分上浮与控制钢锭内部疏松、偏析对过热度的要求，于25-40Γ过热度 的情况下浇铸，浇铸采用全程氩气保护，浇铸成2 900mm厚的扁钢锭。钢锭脱帽后，带模入缓 冷坑进行48-72小时缓冷扩氢。缓冷后清理钢锭表面，本实施例中钢锭无需带温清理，清理 后切除钢锭冒口。各实施例对应钢锭的熔炼成分如表1所示。

　　[0028] 表1实施例海洋工程用H136钢板的化学成分(wt%)

　　(2) 将清理后的2 900mm钢锭在均热炉中加热至1230-1260°C，钢锭加热时间为13min/ cm，出炉后经高压水除鳞，然后开坯乳制成中间坯，保证中间坯厚度与成品厚度的压缩比在 2.0-2.5。开坯后所得中间坯下线，加罩缓冷48小时左右，与其它钢种的中间坯进行上铺下 盖。

　　[0029] 将中间坯送入步进式加热炉，加热至1180-1250°C，中间坯加热时间为ll-14min/ cm，使钢中的合金元素充分固溶，保证最终产品的成份及性能的均匀性。钢坯出炉后经高压 水除鳞然后进行粗乳+精乳两阶段控制乳制:粗乳的开乳温度介于1050-1100°C，采用大压 下量乳制，乳制时不进行转钢乳制，保持全纵乳，保证各道次尽可能地按乳制最大能力进行 设定压下率。粗乳的后三道的单道次压下率为10-15%;精乳开乳温度介于850 -920°C，精乳 至成品厚度后，送ACC机组进行加速冷却，冷却返红温度为630-700°C。

　　[0030] (3)正火处理:选用均热炉进行正火处理，正火温度控制为890-910°C，保温时间为 2.0min/mm±5min〇

　　[0031] 实施例1至3为180-200mm的特厚H136板，夹杂物A、B、C、D类总级别控制在2.0。就特 厚板而言，钢板在厚度方向上的均匀性直接关系钢材的性能，均匀的组织是钢板正常使用 及服役的安全保证。

　　[0032] 本发明对特厚H136板1/2处性能进行了检测，表2,从钢板拉伸性能来看，钢板屈服 强度横向拉伸性能介于380~430MPa之间，抗拉强度介于550~600MPa之间，延伸率适中，均 在GB712要求以上。钢板1/2厚度处拉伸性能略低于1/4厚度处，但差别不大。各实施例钢板 的低温冲击韧性如表3所示，钢板厚度1/4处、1/2处的-40°C的冲击韧性值2 60 J。

　　[0033]表2本发明各实施例拉伸性能

　　除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式 形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。

　　【主权项】

　　1. 一种正火态交货的180~200mm厚EH36钢板，其特征在于：该钢板的化学成分是基于 国家标准GB712或船级社规范，利用A1替代微元素 Ti以防止Ti与其它元素如Nb、0、N复合析 出；加入元素 V以利于特厚板扩氢控制，按重量百分比计化学成分为:C:0.11~0.18%，Si: 0.15~0.50%，Mn:1.30~1.60%，P:<0.0070%，S:<0.0030%，Nb :0.010~0.050%，V:0.030~ 0 · 080%，A1:0 · 050~0 · 070%，Ni : 0 · 10~0 · 40%，Cr:0 · 10~0 · 20%，余量为Fe 及不可避免的杂 质兀素。2. 根据权利要求1所述的正火态交货的180~200mm厚EH36钢板，其特征在于:该钢板的 化学成分按重量百分比为 C:0.17%，Si:0.25%，Mn:1.55%，P: <0.0060%，S: <0.0020%，Nb: 0 · 035%，V: 0 · 065%，A1:0 · 060%，Ni : 0 · 30%，Cr: 0 · 15%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素。3. -种权利要求1或2所述正火态交货的180~200mm厚EH36钢板的制备方法，其特征 在于:包括如下工序， (1) 冶炼工艺： 选用优质生铁和废钢作为冶炼原料，选择优质炼钢原辅料，原料依次经电炉冶炼、LF精 炼、VD精炼、模铸，五大有害残余元素控制：S < 0 · 0030%，P < 0 · 0060%，H < 0 · 00015%，0 < 0.0015%，N < 0.0050%;确保钢板成品中的夹杂物A、B、C、D类总级别在3.0级以下； 为了抑制钢锭内部疏松、偏析，钢水饶铸过热度为25~40°C，饶铸过程采用全程氩气保 护，浇铸成2 900mm厚的扁钢锭； 钢锭脱帽后，带模入缓冷坑进行48~72小时的缓冷扩氢； 缓冷后进行表面清理，清理后切除钢锭冒口； (2) 钢锭开坯工艺： 将钢锭在均热炉中加热至1230~1260°C，钢锭保温时间为10~15min/cm，出炉后经高 压水除鳞，然后开坯乳制成中间坯，中间坯的厚度满足在其与成品厚度的压缩比介于2.0~ 2.5;开坯后的中间坯下线加罩缓冷48小时以上； (3) 乳制工艺： 将中间还加热至1180~1250°C，中间还加热时间为11~14min/cm，钢还出炉后经高压 水除鳞，而后进行粗乳+精乳两阶段控制乳制:粗乳的开乳温度为1050~1100°C，采用大压 下量乳制，乳制时不进行转钢乳制，保持全纵乳，粗乳后三道单道次压下率为10~15%;精乳 的开乳温度为850~920°C，乳至成品厚度，精乳完成后进行ACC加速冷却，冷却返红温度为 630~700。。； (4) 正火热处理工艺： 乳制后钢板作正火热处理，正火温度为880~920 °C，保温时间为1.5~2.2min/mm。4. 根据权利要求1或2所述的正火态交货的180~200mm厚EH36钢板，其特征在于：钢板 在厚度方向不存在明显的梯度组织，钢板组织为铁素体珠光体为主少量的贝氏体为辅的混 和组织，平均晶粒尺寸为8~12μπι。5. 根据权利要求1或2所述的正火态交货的180~200mm厚ΕΗ36钢板，其特征在于：屈服 强度横向拉伸性能为380~430MPa，抗拉强度550~600MPa，延伸率2 21%，钢板在1/4厚度 处、1/2厚度处的-40°C冲击韧性值2 60 J。6. 根据权利要求3所述的正火态交货的180~200mm厚EH36钢板的制备方法，其特征在 于：采用连续炉对钢板正火热处理，连续炉的正火温度为880~920°C，进炉至出炉时间为 1.6~2.2min/mm;或者采用均热炉对钢板正火热处理，均热炉正火温度为880-920°C，保温 时间为1.5~2. lmin/mmD

　　【文档编号】C22C38/18GK105839003SQ201610374131

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月31日

　　【发明人】刘朝霞, 阮小江, 苗丕峰, 赵孚, 白云, 刘俊

　　【申请人】江阴兴澄特种钢铁有限公司

　　一种厚规格载重汽车轮辐用钢及其制备方法

　　【专利摘要】本发明属于汽车用钢领域，具体涉及一种厚规格载重汽车轮辐用钢及其制备方法及其制备方法。本发明轮辐用钢，由以下重量百分比成分组成：C：0.07～0.10％，Si：0.01～0.20％，Mn：0.85～1.00％，P：0.01％～0.025％，S：0.01％～0.015％，Als：0.010～0.050％，其余为Fe和不可避免的杂质；其制备方法包括：板坯加热温度为1200～1240℃；粗轧采用5道次轧制，每道次变形量≥20％；精轧入口温度985～1050℃，终轧温度为830～870℃；采用分段冷却方式，卷取温度为530～580℃。本发明热轧载重汽车轮辐用钢，具有力学性能稳定，强韧性匹配良好、成形性能和焊接性能优良的特点，成本低，工艺简单。

　　【专利说明】

　　一种厚规格载重汽车轮辐用钢及其制备方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明属于汽车用钢领域，具体涉及一种厚规格载重汽车轮辐用钢及其制备方 法。

　　【背景技术】

　　[0002] 无内胎钢制车轮是一种配装子午线轮胎、没有内胎的旋压车轮，适用于商用车中 的客车和载重汽车，以其安全、经济和舒适等方面的强大优势，在国外客车和载重汽车上早 已广泛使用。如欧、美、日商用汽车车轮已普遍采用无内胎的滚型车轮，在西欧其比例已接 近100%，美国的比例在90%以上，日本的比例在60%以上，而我国到目前为止只有数量有 限的豪华客车使用了无内胎的滚型车轮，而数量众多的卡车均采用有内胎的型钢车轮，尤 其载货汽车无内胎车轮的装配率不到1%，导致因严重超载、爆胎的恶性事故不断发生。近 年来，我国高速公路发展迅猛，国家发改委制订了《轮胎工业产业政策》，可以预期适合于高 速公路行走，安全性和节油作用十分明显的滚型车轮，将会迎来飞速的发展。如今，钢制车 轮的旋压技术在我国已经应用广泛，而无内胎钢制车轮具有结构合理，精度高，安全可靠， 节省材料，重量轻、动平衡性好、疲劳寿命高等优点，所以，载重汽车车轮由型钢车轮向滚型 车轮的转换迎来了很好的商机。

　　[0003] 申请号为"201410530307.2"，发明名称为"一种抗拉强度2 380MPa级汽车车轮辋 用钢及其生产方法"，本发明公开了一种抗拉强度2 380MPa级汽车轮辋用钢，其化学成分及 wt%为：C:0.045~0.075%，Si <0.05%，Μη:0·45~0.75%，P< 0.010%，S< 0.008%，Als: 0.015~0.050 %，N < 0.005 % ;生产步骤:转炉冶炼;在LF炉中处理;连铸成坯并对铸坯加 热;热乳;快速冷却;卷取;精整及后工序。其中Μη元素较低，采用这样的成分体系生产厚规 格带钢时，要达到目前强度等级需要提高带钢晶粒度等级，不利于焊接；另外，工艺条件要 求高，成本也高，且生产工艺不能生产规格大于12mm的钢带。

　　【发明内容】

　　[0004] 本发明所要解决的技术问题是提供一种成本低，成型性能优良，高强度、厚规格载 重汽车轮辐用钢。

　　[0005] 本发明一种厚规格载重汽车轮辐用钢，由以下重量百分比成分组成：C:0.07~ 0.10%，Si:0.01~0.20%，Mn:0.85~1.00%，P:0.01%~0.025%，S:0.01%~0.015%， Als:0.010~0.050%，其余为Fe和不可避免的杂质。

　　[0006] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，由以 下重量百分比成分组成<:0.07~0.09%^:0.05~0.06%，]?11 :0.95~1.00%，？:0.016% ~0.020%，S:0.005%~0.007%，Als :0.032~0.040%。，其余为Fe和不可避免的杂质。

　　[0007] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，由以 下重量百分比成分组成：C:0.09%，Si:0.05%，Mn:0.95%，P:0.016%，S:0.007%，Als: 0.040%，其余为Fe和不可避免的杂质。

　　[0008] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，由以 下重量百分比成分组成：c:0.07%，Si :0.06%，Mn: 1.00%，P:0.020%，S:0.005%，Als: 0.032%，其余为Fe和不可避免的杂质。

　　[0009] 上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，其厚度为12~18mm;屈服强度250~ 360MPa，抗拉强度370~490MPa，延伸率26~35 %。

　　[0010] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，其厚 度为14~16mm;屈服强度300~360MPa，抗拉强度434~486MPa，延伸率33~35 %。

　　[0011] 本发明所要解决的另一个技术问题是提供一种厚规格载重汽车轮辐用钢的制备 方法，该方法简单，能充分发挥先进乳制设备控乳控冷的技术。

　　[0012] 上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢的制备方法，其中板坯加热温度为1200~ 1240 °C ;粗乳采用5道次乳制，每道次变形量2 20% ;精乳入口温度985~1050°C，终乳温度 为830~870°C;采用分段冷却方式，卷取温度为530~580°C。

　　[0013] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢的制 备方法，其中板坯加热温度为1220~1240°C ;精乳入口温度990~1040°C，终乳温度为860~ 900。。。

　　[0014] 本发明涉及的热乳载重汽车轮辐用钢，成本低，工艺简单，采用本发明方法生产的 热乳载重汽车轮辐用钢厚度为12~18mm，屈服强度250~360MPa，抗拉强度370~490MPa，延 伸率26%以上，具有力学性能稳定，强韧性匹配良好、成形性能和焊接性能优良的特点，而 且本发明充分发挥控乳控冷能力，热连乳后层流冷却采用前段冷却与分段冷却的方式，冷 却到530~580°C卷取，得到强度与组织匹配，具有优良成型性能的载重汽车车轮用钢。

　　【具体实施方式】

　　[0015] 本发明一种厚规格载重汽车轮辐用钢，由以下重量百分比成分组成：C:0.07~ 0.10%，Si:0.01~0.20%，Mn:0.85~1.00%，P:0.01%~0.025%，S:0.01%~0.015%， Als:0.010~0.050%，其余为Fe和不可避免的杂质。

　　[0016] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，由以 下重量百分比成分组成<:0.07~0.09%^:0.05~0.06%，]?11 :0.95~1.00%，？:0.016% ~0.020%，S:0.005%~0.007%，Als :0.032~0.040%。，其余为Fe和不可避免的杂质。

　　[0017] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，由以 下重量百分比成分组成：C:0.09%，Si:0.05%，Mn:0.95%，P:0.016%，S:0.007%，Als: 0.040%，其余为Fe和不可避免的杂质。

　　[0018] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，由以 下重量百分比成分组成：C:0.07%，Si :0.06%，Mn: 1.00%，P:0.020%，S:0.005%，Als: 0.032%，其余为Fe和不可避免的杂质。

　　[0019] C、Mn为性能强化元素，保证带钢的强度与韧性;对Si做上限要求是为了保证带钢 的表面质量，Si的含量高容易导致带钢表面氧化严重产生氧化铁皮缺陷;A1是镇静钢脱氧 元素，含量做限定一方面是为了保证脱氧彻底，另一方面是保证带钢粘度在一定范围，在浇 注时不会导致水口堵塞。

　　[0020] 本发明高强度汽车轮辐用钢的化学成分体系可以保证厚规格的钢带具有良好的 强塑积，既能达到强度要求，又能达到轮辐成形要求。再结合其特定的工艺，可以保证带钢 的强度，同时得到均匀的多边形铁素体组织，使带钢保证强度的前提下拥有良好的延伸率 及低温冲击性能。上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，其厚度为12~18mm;屈服强度 250~360MPa，抗拉强度370~490MPa，延伸率26~35 %。

　　[0021 ]进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，其厚 度为14~16mm;屈服强度300~360MPa，抗拉强度434~486MPa，延伸率33~35 %。

　　[0022] 本发明所要解决的另一个技术问题是提供一种厚规格载重汽车轮辐用钢的制备 方法，该方法简单，能充分发挥先进乳制设备控乳控冷的技术。

　　[0023] 上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢的制备方法，其中板坯加热温度为1200~ 1240Γ，既保证板坯充分受热、合金元素充分固溶，又防止奥氏体晶粒的异常长大;粗乳采 用5道次乳制，每道次变形量2 20%，保证奥氏体再结晶，细化奥氏体晶粒;精乳入口温度 985~1050°C，终乳温度为830~870°C;采用分段冷却方式，卷取温度为530~580°C。

　　[0024] 本发明厚规格载重汽车轮辐用钢的制备方法，其中采用分段式冷却工艺，是因为 当带钢厚度达到一定要求时，单纯的采用前段冷却或者后段冷却均不能保证带钢组织的均 匀性，采用分段冷区模式既能保证带钢快速穿过珠光体转变区间得到理想的晶粒大小及组 织百分比，又能避免带钢由于冷速过快造成导致返红出现组织不均的情况。

　　[0025] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢的制 备方法，其中板坯加热温度为1220~1240°C ;精乳入口温度990~1040°C，终乳温度为860~ 900。。。

　　[0026] 下面结合实施例对本发明的【具体实施方式】做进一步的描述，并不因此将本发明限 制在所述的实施例范围之中。

　　[0027] 实施例1

　　[0028]本发明的生产工艺流程为:铁水脱硫-转炉冶炼复合吹炼-脱氧、合金化-炉后 小平台补喂A1线-LF精炼加热-连铸-板还加热-尚压水除鱗-粗乳-热卷箱卷取-精 乳-层流冷却-卷取-焊接头尾-酸洗-切边-涂油-成品。

　　[0029]热乳载重汽车轮辐用钢带通过常规转炉冶炼、LF精炼、RH真空循环脱汽精炼、连铸 后，成品钢的化学成分为:C:0.07 ~0.10%，Si:0.01~0.20%，Mn:0.85~1.00%，P:0.01% ~0.025%，S:0.01 %~0.015%，Als:0.010~0.050%，其余为Fe和不可避免的杂质。

　　[0030]将连铸所得板坯加热到1200~1240Γ保温粗乳，根据成品厚度的不同，连铸坯经 过5道次粗乳，每道次变形量必须2 20%，中间坯厚度不同，成品厚度也不同。

　　[0031] 经过粗乳后的钢坯随后进行热卷箱卷取，以保证钢坯通长的温度均匀；同时去除 二次氧化铁皮以保证钢坯板面光洁。

　　[0032] 中间坯经热卷箱卷取之后即进行移位开卷，进入精乳区进行精乳，精乳入口温度 985~1050°C，终乳温度为830~870°C，采用分段冷却方式，卷取温度为530~580°C。

　　[0033] 下面是本发明的实施例，表1是本发明实施例的化学成分，表2是热乳工艺控制值， 表3是钢卷的力学性能。

　　[0034]表1汽车轮辐用钢的化学成分 [0035]

　　[0036] 表2汽车轮辐用钢的热乳工艺控制值

　　[0037]

　　[0038]表3汽车轮辐用钢的钢卷的力学性能 [0039]

　　【主权项】

　　1. 一种厚规格载重汽车轮辐用钢，其特征在于：由以下重量百分比成分组成:c:0.07~ 0.10%，Si:0.01~0.20%，Mn:0.85~1.00%，P:0.01%~0.025%，S:0.01%~0.015%， Als:0.010~0.050%，其余为Fe和不可避免的杂质。2. 根据权利要求1所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，其特征在于：由以下重量百分比 成分组成：C:0.07~0.09%，Si:0.05~0.06%，Μη:0·95~1.00%，P:0.016%~0.020%，S: 0 · 005%~0 · 007%，Als: 0 · 032~0 · 040%。，其余为Fe和不可避免的杂质。3. 根据权利要求2所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，其特征在于：由以下重量百分比 成分组成：C:0.09%，Si :0.05%，Μη:0.95%，Ρ:0·016%，S:0.007%，Als:0.040%，其余为 Fe和不可避免的杂质。4. 根据权利要求2所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，其特征在于：由以下重量百分比 成分组成：C:0.07%，Si :0.06%，Mn: 1.00%，Ρ:0·020%，S:0.005%，Als:0.032%，其余为 Fe和不可避免的杂质。5. 根据权利要求1~4任一项所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，其特征在于：该汽车 车轮用钢厚度为12~18mm;屈服强度250~360MPa，抗拉强度370~490MPa，延伸率26~ 35%〇6. 根据权利要求5所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢，其特征在于:该汽车车轮用钢厚 度为14~16mm;屈服强度300~360MPa，抗拉强度434~486MPa，延伸率33~35 %。7. 权利要求1~6任一项所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于： 板坯加热温度为1200~1240 °C ;粗乳采用5道次乳制，每道次变形量2 20% ;精乳入口温度 985~1050°C，终乳温度为830~870°C;采用分段冷却方式，卷取温度为530~580°C。8. 根据权利要求7所述一种厚规格载重汽车轮辐用钢的制备方法，其特征在于:板坯加 热温度为1220~1240 °C;精乳入口温度990~1040 °C，终乳温度为860~900°C。

　　【文档编号】C22C38/06GK105839004SQ201610392108

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年6月3日

　　【发明人】肖尧, 吴菊环, 常军, 王登刚, 翁建军, 喻林, 王羿, 周伟, 干雄, 李正荣, 王中华, 李俊洪, 罗许, 张飞

　　【申请人】攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司

　　一种具有涂层的铁铝基磁性材料的制备方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种具有涂层的铁铝基磁性材料的制备方法，该铁铝基磁性材料由以下原子配比的合金制成：（Fe1?xAlx）1?a?b?cSiaPrbZrc，其中x=0.15?0.25，a=0.13?0.15，b=0.04?0.06，c=0.02?0.03。本发明制备的铁铝基磁性材料，采用Pr替代部分Fe，采用的Zr可提高材料的非晶形成能力。本发明通过采用涂层方式，调节涂层中的纳米锰锌铁氧体粉和内部铁铝基磁性材料的偶合作用，能够大幅提高软磁合金的饱和磁化强度，同时能够保持较低的矫顽力。

　　【专利说明】

　　一种具有涂层的铁铝基磁性材料的制备方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及磁性材料制造领域，具体涉及一种具有涂层的铁铝基磁性材料的制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002]铁基纳米晶软磁合金材料自问世以来，因具有高饱和磁感应强度、高磁导率、低损耗、低矫顽力等特点而得到极大的重视和深入的研究，并广泛应用于开关电源和电磁传感器等领域。

　　[0003]铁硅铝磁粉芯具有优秀的性价比，但是其抗磁饱和能力和铁硅磁粉芯相比有较大的差距，而这又随着器件小型化的迫切要求更显得矛盾突出。此外，目前铁硅铝磁粉芯的发展趋势是追求制备出同时拥有高导磁率和低损耗的金属软磁粉芯，要想达到这个目标，其中原材料粉末至关重要，粉末的元素成份配置、粒度分布等物理化学性能对软磁制品的磁性能影响很大。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明提供一种具有涂层的铁铝基磁性材料的制备方法，该铁铝基磁性材料，具有优异的软磁性能及高磁感应强度。

　　[0005]为了实现上述目的，实现上述目的，本发明提供了一种具有涂层的铁铝基磁性材料的制备方法，该铁招基磁性材料由以下原子配比的合金制成:(Fei—xAlx)i—a—b—cSiaPrbZrc，其中 x=0.15-0.25，a=0.13-0.15，b=0.04-0.06，c=0.02-0.03

　　该方法包括如下步骤:

　　(1)制备合金

　　首先按照上述重量百分含量进行配料，所有原料的纯度均大于99.9%，其中，Pr以铁镨合金的方式加入，铁镨合金中Pr的重量百分比为25%;

　　将原料分别放入高频感应熔炼炉中，抽真空至5 X 10—3Pa,充入适量氩气作为保护气体，调节电流至5-8安培，待原料完全熔化后，再熔炼10-20分钟，熔炼温度为1510-1530 °C，浇注冷却后得到母合金；

　　将所述母合金放入重熔管式坩祸中进行重熔，重熔温度为1500-151(TC;所述重熔管式坩祸放入真空感应成型炉内，其顶部置于真空感应成型炉转轮轮缘之下2-4mm处，所述重熔管式坩祸内放置一个可上下移动的耐火柱塞，该耐火柱塞和管式坩祸内壁的间隙为1_2_，所述母合金置于重熔管式坩祸内的耐火柱塞顶面熔化，熔化后被转轮轮缘拖拽形成合金丝，其中真空成型炉转轮轮缘的旋转线速度为25-27m/s，所得合金丝的直径为100-200微米；

　　(2)热处理

　　将合金丝在热处理炉中并在高真空条件下，在420 0C -550 0C下热处理30-60min，再淬火至室温，得到热处理后的铁铝基磁性材料； (3)制备具有涂层的软磁合金材料

　　在装有搅拌器的三口烧瓶中按比例加入正硅酸乙酯、γ-甲基丙烯酰氧基丙基三甲氧基硅烷和乙醇，其摩尔比为3:2:2;在搅拌下滴入醋酸，加入量为5g/100mL，室温反应3h后，加入甲基丙烯酸甲酯和引发剂偶氮二异丁腈，加入量分别为10g/100mL和5g/100mL，然后室温下搅拌20min得到溶胶待用;然后将市售的粒度为50-100nm的锰锌铁氧体粉和溶胶混合得到涂料，锰锌铁氧体粉和溶胶的重量比为6:0.4-0.6;

　　然后将上述涂料涂抹到上述热处理后的铁铝基磁性材料上，涂层厚度为3-5微米;经15min烘烤固化，烘烤温度为130°C，得到具有涂层的铁铝基磁性材料材料。

　　[0006]本发明制备的铁铝基磁性材料，采用Pr替代部分Fe，采用的Zr可提高材料的非晶形成能力。本发明通过采用涂层方式，调节涂层中的纳米锰锌铁氧体粉和内部铁铝基磁性材料的偶合作用，能够大幅提高软磁合金的饱和磁化强度，同时能够保持较低的矫顽力。

　　【具体实施方式】

　　[0007]实施例一

　　本实施例的铁招基磁性材料由以下原子配比的合金制成:(F e ο.8 5 A I ο.15 )

　　0.8iS1.13Pr0.04Zr0.02 ο

　　[0008]首先按照上述重量百分含量进行配料，所有原料的纯度均大于99.9%，其中，Pr以铁镨合金的方式加入，铁镨合金中Pr的重量百分比为25%。

　　[0009]将原料分别放入高频感应熔炼炉中，抽真空至5X 10—3Pa，充入适量氩气作为保护气体，调节电流至5安培，待原料完全熔化后，再熔炼10分钟，熔炼温度为1510 °C，浇注冷却后得到母合金。

　　[0010]将所述母合金放入重熔管式坩祸中进行重熔，重熔温度为1500°C;所述重熔管式坩祸放入真空感应成型炉内，其顶部置于真空感应成型炉转轮轮缘之下2-4mm处，所述重熔管式坩祸内放置一个可上下移动的耐火柱塞，该耐火柱塞和管式坩祸内壁的间隙为1_2_，所述母合金置于重熔管式坩祸内的耐火柱塞顶面熔化，熔化后被转轮轮缘拖拽形成合金丝，其中真空成型炉转轮轮缘的旋转线速度为25m/s，所得合金丝的直径为100微米。

　　[0011]将合金丝在热处理炉中并在高真空条件下，在420°C下热处理30min，再淬火至室温，得到热处理后的铁铝基磁性材料。

　　[0012]在装有搅拌器的三口烧瓶中按比例加入正硅酸乙酯、γ-甲基丙烯酰氧基丙基三甲氧基硅烷和乙醇，其摩尔比为3:2: 2;在搅拌下滴入醋酸，加入量为5g/100mL，室温反应3h后，加入甲基丙烯酸甲酯和引发剂偶氮二异丁腈，加入量分别为10g/100mL和5g/100mL，然后室温下搅拌20min得到溶胶待用;然后将市售的粒度为50-100nm的锰锌铁氧体粉和溶胶混合得到涂料，锰锌铁氧体粉和溶胶的重量比为6:0.4。

　　[0013]然后将上述涂料涂抹到上述热处理后的铁铝基磁性材料上，涂层厚度为3微米;经15min烘烤固化，烘烤温度为130°C，得到具有涂层的铁铝基磁性材料材料。

　　[0014]实施例二

　　本实施例的铁招基磁性材料由以下原子配比的合金制成:(F e 0.7 5 A 1.2 5 )

　　0.76S1.15Pr0.06Zr0.03 ο

　　[0015]首先按照上述重量百分含量进行配料，所有原料的纯度均大于99.9%，其中，Pr以铁镨合金的方式加入，铁镨合金中Pr的重量百分比为25%。

　　[0016]将原料分别放入高频感应熔炼炉中，抽真空至5X 10—3Pa，充入适量氩气作为保护气体，调节电流至8安培，待原料完全熔化后，再熔炼20分钟，熔炼温度为1530 °C，浇注冷却后得到母合金。

　　[0017]将所述母合金放入重熔管式坩祸中进行重熔，重熔温度为1510°C;所述重熔管式坩祸放入真空感应成型炉内，其顶部置于真空感应成型炉转轮轮缘之下2-4mm处，所述重熔管式坩祸内放置一个可上下移动的耐火柱塞，该耐火柱塞和管式坩祸内壁的间隙为1_2_，所述母合金置于重熔管式坩祸内的耐火柱塞顶面熔化，熔化后被转轮轮缘拖拽形成合金丝，其中真空成型炉转轮轮缘的旋转线速度为27m/s，所得合金丝的直径为200微米。

　　[0018]将合金丝在热处理炉中并在高真空条件下，在550°C下热处理60min，再淬火至室温，得到热处理后的铁铝基磁性材料。

　　[0019]在装有搅拌器的三口烧瓶中按比例加入正硅酸乙酯、γ-甲基丙烯酰氧基丙基三甲氧基硅烷和乙醇，其摩尔比为3:2: 2;在搅拌下滴入醋酸，加入量为5g/100mL，室温反应3h后，加入甲基丙烯酸甲酯和引发剂偶氮二异丁腈，加入量分别为10g/100mL和5g/100mL，然后室温下搅拌20min得到溶胶待用;然后将市售的粒度为50-100nm的锰锌铁氧体粉和溶胶混合得到涂料，锰锌铁氧体粉和溶胶的重量比为6: 0.6。

　　[0020]然后将上述涂料涂抹到上述热处理后的铁铝基磁性材料上，涂层厚度为3-5微米；经15min烘烤固化，烘烤温度为130°C，得到具有涂层的铁铝基磁性材料材料。

　　[0021]比较例

　　将铁和铝丝以及单晶硅熔配为合金，将熔配好的合金放入真空室的底部有孔的石英试管中，循环三次抽真空和反充入高纯Ar气;采用高频电磁方法加热熔配合金，再将Ar气充入石英试管将熔融态样品吹至旋转的转轮上成合金薄带；将所得合金薄带在Ar气保护下在400 0C条件下保温I小时，然后随炉冷却至室温下出炉。将纯度99.8 %的铁和99.98 %的镍丝在有高纯Ar气保护下熔配为Fe-Al合金，样品质量2.5克，控制其中Fe的含量在77-79wt%。

　　[0022]对相同形状和尺寸的实施例1-2及比较例的铁芯进行磁性能测试，在25°C进行测试，(I)合金的矫顽力采用KM-Ot ype List-Koerzimeter矫顽力仪测量；(2)合金的饱和磁感应强度Bs采用静态磁性能测量仪，以磁场为800A/m下的磁感应强度作为合金的饱和磁感应强度Bs。测试结果显示:实施例1-2的矫顽力相对比较例降低42%以上，饱和磁感应强度相对比较例提高29%以上。

　　【主权项】

　　1.一种具有涂层的铁铝基磁性材料的制备方法，该铁铝基磁性材料由以下原子配比的合金制成:(Fe1-xAlx)1-a-b-cSiaPrbZrc，其中x=0.15-0.25，a=0.13-0.15，b=0.04-0.06，c=.0.02-0.03 该方法包括如下步骤: (1)制备合金 首先按照上述重量百分含量进行配料，所有原料的纯度均大于99.9%，其中，Pr以铁镨合金的方式加入，铁镨合金中Pr的重量百分比为25%; 将原料分别放入高频感应熔炼炉中，抽真空至5 X 10—3Pa，充入适量氩气作为保护气体，调节电流至5-8安培，待原料完全熔化后，再熔炼10-20分钟，熔炼温度为1510-1530 °C，浇注冷却后得到母合金； 将所述母合金放入重熔管式坩祸中进行重熔，重熔温度为1500-1510Γ;所述重熔管式坩祸放入真空感应成型炉内，其顶部置于真空感应成型炉转轮轮缘之下2-4mm处，所述重熔管式坩祸内放置一个可上下移动的耐火柱塞，该耐火柱塞和管式坩祸内壁的间隙为1_2_，所述母合金置于重熔管式坩祸内的耐火柱塞顶面熔化，熔化后被转轮轮缘拖拽形成合金丝，其中真空成型炉转轮轮缘的旋转线速度为25-27m/s，所得合金丝的直径为100-200微米； (2)热处理 将合金丝在热处理炉中并在高真空条件下，在420 0C-550 0C下热处理30-60min，再淬火至室温，得到热处理后的铁铝基磁性材料； (3)制备具有涂层的软磁合金材料 在装有搅拌器的三口烧瓶中按比例加入正硅酸乙酯、γ-甲基丙烯酰氧基丙基三甲氧基硅烷和乙醇，其摩尔比为3:2:2;在搅拌下滴入醋酸，加入量为5g/100mL，室温反应3h后，加入甲基丙烯酸甲酯和引发剂偶氮二异丁腈，加入量分别为10g/100mL和5g/100mL，然后室温下搅拌20min得到溶胶待用;然后将市售的粒度为50-100nm的锰锌铁氧体粉和溶胶混合得到涂料，锰锌铁氧体粉和溶胶的重量比为6:0.4-0.6; 然后将上述涂料涂抹到上述热处理后的铁铝基磁性材料上，涂层厚度为3-5微米；经.15min烘烤固化，烘烤温度为130°C，得到具有涂层的铁铝基磁性材料材料。

　　【文档编号】C22C38/14GK105839005SQ201610199630

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月4日

　　【发明人】不公告发明人

　　【申请人】苏州思创源博电子科技有限公司

　　R-t-b系稀土磁铁粉末的制造方法、r-t-b系稀土磁铁粉末和粘结磁铁的制作方法

　　【专利摘要】本发明的目的在于，提供一种具有优异的矫顽力、且也具备高的剩余磁通密度的R?T?B系稀土磁铁粉末的制造方法。本发明为一种R?T?B系稀土磁铁粉末的制造方法，其通过HDDR处理得到R?T?B系稀土磁铁粉末，其原料合金含有R(R：包括Y的一种以上的稀土元素)、T(T：Fe或Fe和Co)、B(B：硼)，该原料合金的组成中，R量为12.0at.％以上17.0at.％以下，B量为4.5at.％以上7.5at.％以下，HDDR处理的DR工序具有预排气工序和完全排气工序，将预排气工序中的排气产生的减压速度设为1kPa/min以上30kPa/min以下，制造R?T?B系稀土磁铁粉末。

　　【专利说明】

　　R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法、R-T-B系稀土磁铁粉末和 粘结磁铁

　　技术领域

　　[0001 ]本发明涉及一种R-T-B系稀土磁铁粉末。

　　【背景技术】

　　[0002] R-T-B系稀土磁铁粉末具有优异的磁特性，作为汽车等各种电动机用磁铁在工业 上广泛被利用。但是，R-T-B系稀土磁铁粉末，其依赖于温度的磁特性变化大，因此，在达到 高温时，矫顽力会急剧地降低。因此，需要预先制造矫顽力大的磁铁粉末，即使在高温下也 确保矫顽力。为了提高磁铁粉末的矫顽力，有添加微量元素使基本物性变化，或者使结晶粒 径微细化，来控制晶界的方法。

　　[0003] 在专利文献1中记载了通过对R-T-B系合金中添加有微量Dy得到的物质进行HDDR 处理（办(11'(^6仙1：；[011-06。011^)08；[1：；[011-0680印1：；[011-1^。011113；[仙1：；[011:氢化-相分解-脱氢-再 结合），能够得到矫顽力优异的磁铁粉末。

　　[0004] 在专利文献2中记载了在RFeBHx粉末中混合由Dy氢化物等构成的扩散粉末，通过 进行扩散热处理工序、脱氢工序，Dy等扩散到表面和内部，能够得到矫顽力优异的磁铁粉 末。

　　[0005] 在专利文献3中记载了：在通过HDDR处理而制作的R-T-B系磁铁粉末中混合含Zn粉 末，通过进行混合粉碎、扩散热处理、时效热处理，能够得到使Zn扩散到晶界的矫顽力优异 的磁铁粉末。

　　[0006] 在专利文献4中记载了：在通过HDDR处理而制作的R-T-B系磁铁粉末中混合Nd-Cu 粉末，进行热处理扩散，能够得到使Nd-Cu扩散到主相的晶界的矫顽力优异的磁铁粉末。

　　[0007] 另外，在专利文献5中记载了：不使用高价的Dy等稀少资源，通过控制晶界相的R量 和A1量，能够得到具有优异的矫顽力的R-T-B系稀土磁铁粉末。

　　[0008] 现有技术文献

　　[0009] 专利文献

　　[0010] 专利文献1:日本特开平9-165601号公报

　　[0011] 专利文献2:日本特开2002-093610号公报

　　[0012] 专利文献3:日本特开2011-049441号公报

　　[0013] 专利文献4:国际公开第2011/145674号小册子

　　[0014] 专利文献5:国际公开第2013/035628号小册子

　　【发明内容】

　　[0015]发明所要解决的课题

　　[0016]目前，对于提高磁铁粉末的矫顽力的方法进行了各种研究。但是，如专利文献1~ 5,在通过Dy等添加元素的追加而提高矫顽力的情况下，添加元素也混入到Nd2Fe14B磁性相 中，因此，存在剩余磁通密度降低的问题。

　　[0017] 本发明的目的在于，制造一种具有优异的矫顽力、并且也具备高的剩余磁通密度 的R-T_B系稀土磁铁粉末。

　　[0018] 用于解决课题的技术方案

　　[0019]即，本发明提供一种R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，该制造方法通过HDDR处理 得到R-T-B系稀土磁铁粉末，其原料合金含有R(R:包括Y的一种以上的稀土元素）、T(T: Fe、 或Fe和Co)、B(B:硼），该原料合金的组成中，R量为12 .Oat. %以上17 .Oat. %以下，B量为 4.5at. %以上7.5at. %以下，HDDR处理的DR工序具有预排气工序和完全排气工序，预排气 工序中的排气产生的减压速度为lkPa/min以上30kPa/min(本发明1)。

　　[0020]另外，本发明为本发明1所述的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，其中，在预排气 工序中，将排气后的真空度设为l.OkPa以上5.0kPa以下(本发明2)。

　　[0021]另外，本发明为本发明1或2所述的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，其中，将预 排气工序中的处理温度设为800 °C以上900 °C以下(本发明3)。

　　[0022]另外，本发明为本发明1~3中任一项所述的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，其 中，原料合金作为R(R:包括Y的一种以上的稀土元素），至少含有Nd和Pr，在R中含有 0.]^1:.%以上85.〇31:.%以下的？1'(本发明4)。

　　[0023]另外，本发明为本发明1~4中任一项所述的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，其 中，原料合金含有A1，该原料合金的组成中，A1量为0. lat. %以上5. Oat. %以下(本发明5)。 [0024]另外，本发明为本发明1~5中任一项所述的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，其 中，原料合金含有Ga和Zr，该原料合金的组成中，Co量为15. Oat. %以下，Ga量为0. lat. %以 上0.6at. %以下，Zr量为0.05at. %以上0.15at. %以下（本发明6)。

　　[0025] 另外，本发明为一种通过本发明1~6所述的制造方法得到的R-T-B系稀土磁铁粉 末(本发明7)。

　　[0026] 另外，本发明为一种粘结磁铁用树脂组合物的制造方法，其包括:在粘结剂树脂和 添加剂的总量15~1重量％中混合通过本发明1~6所述的制造方法得到的R-T-B系稀土磁 铁粉末85~99重量％、并进行混炼的工序(本发明8)。

　　[0027] 另外，本发明为本发明8所述的粘结磁铁用树脂组合物的制造方法，其中，还包括 用磷酸化合物和/或硅烷偶联剂对R-T-B系磁性颗粒粉末进行表面处理的工序(本发明9)。

　　[0028] 另外，本发明为一种粘结磁铁，其为使用通过本发明8或9所述的制造方法得到的 R-T-B系稀土磁铁粉末而得到的粘结磁铁(本发明10)。

　　[0029]发明效果

　　[0030]本发明通过将HDDR中的预排气工序的减压速度控制在比现有技术低的速度，能够 得到具有优异的剩余磁通密度的R-T-B系稀土磁铁粉末。

　　[0031]另外，在构成本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的稀土元素 R中使用Nd和Pr的情况 下，不使粉末的剩余磁通密度降低，可以增大矫顽力。即，通过前者的预排气工序的减压速 度控制和后者的Pr使用的组合，其结果，能够制造剩余磁通密度和矫顽力优异的稀土系磁 铁粉末。

　　【附图说明】

　　[0032]图1是表示以高速进行预排气工序中的减压时和以低速进行预排气工序中的减压 时的炉内压力变化的图。

　　[0033]图2是表示剩余磁通密度相对于预排气工序减压速度的变化的图。

　　【具体实施方式】

　　[0034]对本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法详细地进行说明。

　　[0035]本发明的R-T_B系稀土磁铁粉末的制造方法是对原料合金粉末进彳丁HDDR处理，将 得到的粉末进行冷却，得到R-T-B系稀土磁铁粉末的方法。

　　[0036]首先，对本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金进行说明。

　　[0037]本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金含有R(R:包括Y的一种以上的稀土元 素）、T(T:Fe、或Fe和Co)、B(B:硼）。

　　[0038]作为构成本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金的稀土元素 R，可以利用选自 ￥、1^、〇6、？1'、制、？111、3111411、6(1、1'13、〇7、!1〇41'、1'111、￥13、1^1中的1种或2种以上，但从成本、磁特 性的理由出发，优选使用Nd和/或Pr。原料合金中的R量为12. Oat. %以上17. Oat. %以下。R 量小于12.Oat. %时，扩散到晶界的剩余的R成分变少，不能充分地得到矫顽力提高的效果。 R量超过17. Oat. %时，非磁性相量增多，因此，剩余磁通密度变低。R量优选为12.3at. %以 上16.5at. %以下，更优选为12.5at. %以上16 .Oat. %以下，进一步优选为12 · 8at · %以上 15.Oat. %以下，进一步更优选为12.8at. %以上14.Oat. %以下。

　　[0039 ]本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金作为R (R:包括Y的一种以上的稀土元 素），至少含有Nd和Pr，优选在R中含有O.lat.%以上85.0&1%以下的？^作为稀土元素1?， 通过使用Pr，Pr自身可以构成具有与Nd大致同等的饱和磁化的磁性相，另外，为了使晶界相 的熔点降低而促进均匀的晶界相的形成，不使粉末的剩余磁通密度降低，可以增大矫顽力。 Pr在R中超过85.Oat. %时，粉末的耐腐蚀性显著地劣化，因此不优选。原料合金中所含的Pr 量优选在R中为1. 〇at. %以上85 .Oat. %以下，更优选为10.0 .at. %以上70 .Oat. %以下，进 一步优选为15 · Oat · %以上50 · Oat · %以下。

　　[0040]另外，本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金优选在R中含有O.lat. %以上 99.9at. %以下的Nd，Nd量更优选为15.Oat. %以上99.Oat. %以下，进一步优选为 30 · Oat · %以上90 · Oat · %以下，进一步更优选为50 · Oat · %以上85 · Oat · %以下。

　　[0041 ]构成本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金的元素 T为Fe、或Fe和Co。原料合 金中的T量为除构成原料合金的其它元素以外的余量。另外，通过添加 Co作为置换Fe的元 素，能够提高居里温度，但引起剩余磁通密度的降低，因此，原料合金中的Co量优选设为 15.Oat. % 以下。

　　[0042]本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金中的B量为4.5at. %以上7.5at. %以 下。B量小于4.5at. %时，由于R2Tn相等析出而导致磁特性降低，另外，B量大于7.5at. %时， 剩余磁通密度变低。B量优选为5. Oat. %以上7. Oat. %以下。

　　[0043]本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金优选含有A1 <^1具有使剩余的R均匀地 扩散到R-T-B系稀土磁铁粉末的晶界的效果。该原料合金的组成中，A1量优选为O.lat.%以 上5 . Oat. %以下。另外，原料合金中的A1量优选相对于R量满足A1 (at. % )/{(R(at. % - 12)+厶1(&七.％)}=0.10~0.75。在厶1(&七.％)/{(1?(&七.％) - 12)+厶1(&1%)}小于0.10的情 况下，R难以熔融，因此，存在不均匀地进行扩散的倾向，在其超过0.75的情况下，非磁性相 量增多，因此，有时剩余磁通密度降低。优选Al(at.%)/{(R(at.%) - 12)+Al(at.%)}=0·25~0·70〇

　　[0044]进而，本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金优选含有Ga和Zr。原料合金中的 Ga量优选为O.lat. %以上0.6at. %以下。Ga量小于O.lat. %时，矫顽力提高的效果小，当超 过0.6at. %时，剩余磁通密度降低。另外，原料合金中的Zr量优选为0.05at. %以上 0· 15at · %以下。Zr量小于0.05at. %时，矫顽力提高的效果小，当超过0· 15at · %时，剩余磁 通密度降低。

　　[0045]另外，本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金，除上述元素以外，还可以含有 11、￥、恥、〇1、3丨、0、]\111、211、]\1〇、^\1、了3、311中的1种或2种以上的元素。通过添加这些元素， 可以提高R-T-B系稀土磁铁粉末的磁特性。优选这些元素的含量的合计设为2. Oat. %以下。 在这些元素的含量超过2. Oat. %的情况下，有时引起剩余磁通密度的降低或其它相的析 出。

　　[0046](原料合金粉末的制作）

　　[0047]作为R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金，可以使用通过叠箱铸型（book mold)法、 离心铸造法制作的锭或通过薄带连铸法制作的薄带。这些合金有时在铸造时产生组成的偏 析，因此，可以在HDDR处理前进行组成的均质化热处理。均质化热处理在真空或不活泼气体 气氛中、优选在950°C以上1200°C以下、更优选在1000°C以上1200°C以下进行。在原料的形 状为锭时，进行粗粉碎和微粉碎，制成HDDR处理用原料合金粉末。在粗粉碎中可以使用颚式 破碎机等。其后，进行一般的氢吸留粉碎、机械粉碎，制成R-T-B系稀土磁铁粉末的原料合金 粉末。

　　[0048]下面，对于使用上述原料合金粉末制造 R-T-B系稀土磁铁粉末的方法进行说明。

　　[0049] (HDDR 处理）

　　[0050] HDDR处理包括:通过氢化将R-T-B系原料合金分解为α-Fe相、RH2相、Fe2B相的HD工 序;和通过减压将氢排出，发生由上述各相生成fcTwB的逆反应的DR工序。DR工序的排气工 序包括预排气工序和完全排气工序。

　　[0051] (HD 工序）

　　[0052] HD工序中的处理温度优选在700°C以上870°C以下进行。在此，将处理温度设为700 °C以上是因为，低于700°C时不进行反应，设为870°C以下是因为，反应温度超过870°C时，难 以进行氢化相分解反应，矫顽力会下降。气氛优选将整体作为大气压，在氢分压20kPa以上 90kPa以下的氢气和不活泼气体的混合气氛下进行，更优选氢分压为40kPa以上80kPa以下。 这是因为，小于20kPa时不进行反应，超过90kPa时，不能充分地控制反应，磁特性降低。处理 时间优选为30分钟以上10小时以下，更优选为1小时以上7小时以下。

　　[0053](气氛置换工序）

　　[0054] HD工序的结束后，立即转移至DR工序时，一次性排气大量的氢，因此，可以在其中 间进行将炉内气氛置换为Ar并保持的气氛置换工序。气氛置换工序中的处理温度优选在 700°C以上870°C以下进行。处理时间优选为1分钟以上30分钟以下，更优选为2分钟以上20 分钟以下。

　　[0055] (DR工序-预排气工序）

　　[0056] 预排气工序中的处理温度在800 °C以上900 °C以下进行。在此，将处理温度设为800 °C以上是因为，低于800°C时不进行脱氢，设为900°C以下是因为，超过900°C时，晶粒会生 长，矫顽力降低。在预排气工序中，优选将真空度设为l.OkPa以上5.OkPa以下而进行，更优 选设为2.5kPa以上4. OkPa以下而进行。这是为了从RH2相除去氢。通过在预排气工序中从RH2相除去氢，能够得到结晶方位一致的RTBH相。由于预排气工序的脱氢反应为吸热反应，因 此，伴有暂时的物品温度的降低。因此，优选物品温度的降低及其后的上升结束而每1分钟 的物品温度的变化量成为〇.5°C以内后保持1分钟以上300分钟以下后、结束预排气工序。 [0057]本发明的特征在于，在预排气工序中，排气产生的减压速度为lkPa/min以上 30kPa/rnin.以下。通过以低速进行减压，脱氢、再结合的反应被低速化，通过再结合颗粒的 结晶方位在一个方向一致而得到的磁铁粉末的剩余磁通密度（Br)升高。减压速度小于 lkPa/mi η时，剩余磁通密度的增大效果饱和。另外，处理时间变长，矫顽力的降低变大。在减 压速度超过30kPa/min的情况下，不能充分地得到使剩余磁通密度提高的效果。减压速度优 选为2kPa/min以上20kPa/min以下，更优选为2.5kPa/min以上18kPa/min以下，进一步优选 为3kPa/min以上15kPa/min以下。另外，减压速度可以在排气中经常设为一定，也可以使其 变化。在使减压速度变化的情况下，优选在上述的速度的范围中使其变化。另外，作为减压 速度一定，也包括在平均减压速度±10%以内进行增减的情况。作为一例，图1中将以高速 进行减压时和以低速进行减压时的炉内压力变化进行比较而表示。

　　[0058] (DR工序-完全排气工序）

　　[0059] 完全排气工序中的处理温度与预排气工序同样地，在800°C以上900°C以下进行。 在此，将处理温度设为800°C以上是因为，低于800°C时，脱氢反应不充分地进行，矫顽力不 提高。另外，设为900°C以下是因为，超过900°C时，晶粒会生长，矫顽力降低。在完全排气工 序中，由预排气工序的气氛进一步进行排气，将最终的真空度设为IPa以下。完全排气工序 中，与预排气工序相同，脱氢反应为吸热反应，因此，伴有暂时的物品温度的降低。因此，优 选物品温度的降低及其后的上升结束而每1分钟的物品温度的变化量成为〇.5°C以内后保 持1分钟以上150分以下。真空度既可以连续地降低，也可以阶段性地降低。

　　[0060]完全排气工序结束后，进行冷却。

　　[0061 ]接着，对本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末进行说明。

　　[0062]本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末含有R(R:包括Y的一种以上的稀土元素）、T(T:Fe、 或Fe和Co)、B(B:硼）。

　　[0063]作为构成本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的稀土元素 R，可以利用选自Y、La、Ce、 Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Ho、Er、Tm、Yb、Lu中的1种或2种以上，但从成本、磁特性的理由出 发，优选使用Nd和/或Pr。该粉末的平均组成中，R量为12. Oat. %以上17. Oat. %以下。平均 组成的R量小于12.Oat. %时，晶界相的R成分变少，不能充分地得到矫顽力提高的效果。平 均组成的R量超过17.Oat. %时，磁化低的晶界相增加，因此，粉末的剩余磁通密度变低。平 均组成的R量优选为12.3at. %以上16.5at. %以下，更优选为12.5at. %以上16. Oat. %以 下，进一步优选为12.8at. %以上15.Oat. %以下，进一步更优选为12.8at. %以上 14.0at. % 以下。

　　[0064]优选在构成本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的稀土元素 R中至少使用Nd和Pr。另 外，该粉末优选在R中含有〇. lat. %以上85. Oat. %以下的Pr。通过使用Pr作为稀土元素 R， Pr自身构成磁性相，另外，使晶界相的熔点降低而形成均匀的晶界相，因此，可以得到具有 优异的矫顽力、并且也具备高的剩余磁通密度的R-T-B系稀土磁铁粉末。在R中Pr超过 85.Oat. %时，粉末的耐腐蚀性显著地劣化，因此不优选。R-T-B系稀土磁铁粉末中所含的Pr 量优选在R中为1 .Oat. %以上85 .Oat. %以下，更优选为10 .Oat. %以上70 .Oat. %以下，进 一步优选为15 · Oat · %以上50 · Oat · %以下。

　　[0065]另外，R-T-B系稀土磁铁粉末优选在R中含有0. lat. %以上99.9at. %以下的Nd，Nd 量更优选为15.0at. %以上99.0at. %以下，进一步优选为30 · Oat · %以上90 · Oat · %以下， 进一步更优选为50.Oat. %以上85.Oat. %以下。

　　[0066]构成本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的元素 T是Fe、或Fe和Co。该粉末的平均组成 的T量是除构成该粉末的其它元素以外的余量。另外，通过添加 Co作为置换Fe的元素，能够 提高居里温度，但会引起粉末的剩余磁通密度的降低，所以该粉末中的平均组成的Co量优 选为15.Oat. %以下。

　　[0067] 本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的平均组成中，B量为4.5at. %以上7.5at. %以 下。平均组成的B量小于4.5at. %时，由于R2Tn相等析出而导致磁特性下降低，另外，平均组 成的B量超过7.5at. %时，粉末的剩余磁通密度降低。平均组成的B量优选为5. Oat. %以上 7.Oat. % 以下。

　　[0068]进而，本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末优选含有Ga和Zr。该粉末的平均组成优选Ga 量为0. lat. %以上0.6at. %以下。平均组成的Ga量小于0. lat. %时，矫顽力提高的效果小， 当超过0.6at. %时，粉末的剩余磁通密度降低。另外，该粉末的平均组成中，优选Zr量为 0.05at. %以上0.15at. %以下。平均组成的Zr量小于0.05at. %时，剩余磁通密度提高的效 果小，当超过〇. 15at. %时，粉末的剩余磁通密度降低。

　　[0069]进而，本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末优选含有A1。可以认为A1具有使剩余的R均 匀地扩散到R-T-B系稀土磁铁粉末的晶界中的效果。该粉末的平均组成优选A1量为 0. lat. %以上5. Oat. %以下。平均组成的A1量小于0. lat. %时，矫顽力提高的效果小，当超 过5.Oat. %时，粉末的剩余磁通密度显著地降低。

　　[0070] 另外，本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末，除上述元素之外，还可以含有Ti、V、Nb、Cu、 31、0、111、211、1〇、!^^&、311中的1种或2种以上的元素。通过添加这些元素，能够提高1?-1'- B系稀土磁铁粉末的磁特性。这些元素的含量的合计优选设为2. Oat. %以下。在这些元素的 含量超过2. Oat. %的情况下，有时引起粉末的剩余磁通密度的降低。

　　[0071] 本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末包括含有foTwB磁性相的晶粒和晶界相，通过消弱 各个晶粒间的磁交换耦合而得到优异的矫顽力。

　　[0072]本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末具有优异的磁特性。R-T-B系稀土磁铁粉末的矫顽 力（iHc)通常为1100kA/m以上，优选为1200kA/m以上，最大磁能积（（BH)max)通常为195kJ/m 3以上，优选为220kJ/m3以上，剩余磁通密度(Br)通常为1.05T以上，优选为1.20T以上。

　　[0073] 下面，对本发明的粘结磁铁用树脂组合物进行叙述。

　　[0074] 本发明的粘结磁铁用树脂组合物是将R-T-B系磁性颗粒粉末分散到粘结剂树脂中 而成的，含有该R-T-B系磁性颗粒粉末85~99重量％，剩余部分包括粘结剂树脂和其它添加 剂，优选包括R-T-B系磁性颗粒粉末85~99重量％和粘结剂树脂及添加剂15~1重量％，更 优选包括R-T-B系磁性颗粒粉末87~99重量％和粘结剂树脂及添加剂13~1重量％。

　　[0075] 在本发明中，粘结磁铁中所使用的磁铁粉末的粒度分布优选被调整为规定的范 围，可以将通过上述的方法而得到的磁铁粉末进行粉碎而使用，也可以将粒径不同的2种以 上的磁铁粉末混合而使用。磁铁粉末的平均粒径通常为20~150μηι、优选为30~100μπι。关于 磁铁粉末的平均粒径，在粒径过小时，注射成形时的成形性变差，在粒径过大时，成形品闸 门径的制约变大，产品设计的自由度降低，竞争力和用途开发的范围变小。

　　[0076] 在粘结磁铁中所使用的磁铁粉末中，由于氧化导致的磁特性的劣化、为了提高与 树脂的融合容易程度和成形品的强度，优选进行各种表面处理。作为可进行表面处理的材 料，可以列举一般所使用的磷酸化合物、硅烷偶联剂等。

　　[0077] 作为上述磷酸化合物，可以使用磷酸系化合物的原磷酸、磷酸氢二钠、焦磷酸、偏 磷酸、磷酸锰、磷酸锌、磷酸铝中的任一种以上。

　　[0078]作为硅烷偶联剂，可以使用γ-(2-氨基乙基)氨基丙基三甲氧基硅烷、γ-(2-氨基 乙基)氨基丙基甲基二甲氧基硅烷、γ-甲基丙烯酰氧基丙基三甲氧基硅烷、γ-甲基丙烯酰 氧基丙基甲基二甲氧基硅烷、Ν-β-(Ν-乙烯基苄基氨基乙基)-γ-氨基丙基三甲氧基硅烷· 盐酸盐、γ-环氧丙氧基丙基三甲氧基硅烷、γ-巯基丙基三甲氧基硅烷、甲基三甲氧基硅 烷、甲基三乙氧基硅烷、乙烯基三乙酰氧基硅烷、γ-氯丙基三甲氧基硅烷、六亚甲基二硅氮 烷、γ -苯胺基丙基三甲氧基硅烷、乙烯基三甲氧基硅烷、十八烷基[3-(三甲氧基甲硅烷基） 丙基]氯化铵、γ -氯丙基甲基二甲氧基硅烷、γ -巯基丙基甲基二甲氧基硅烷、甲基三氯硅 烷、二甲基二氯硅烷、三甲基氯硅烷、乙烯基三氯硅烷、乙烯基三(β甲氧基乙氧基)硅烷、乙 烯基三乙氧基硅烷、β-(3,4环氧基环己基）乙基三甲氧基硅烷、γ-环氧丙氧基丙基甲基二 乙氧基硅烷、Ν-β(氨基乙基）γ -氨基丙基三甲氧基硅烷、Ν-β(氨基乙基）γ -氨基丙基甲基 二甲氧基硅烷、γ -氨基丙基三乙氧基硅烷、Ν-苯基-γ -氨基丙基三甲氧基硅烷、油基丙基 三乙氧基硅烷、γ -异氰酸酯丙基三乙氧基硅烷、聚乙氧基二甲基硅氧烷、聚乙氧基甲基硅 氧烷、双(三甲氧基甲硅烷基丙基)胺、双(3-三乙氧基甲硅烷基丙基）四硫化物、γ-异氰酸 酯丙基三甲氧基硅烷、乙烯基甲基二甲氧基硅烷、1，3，5-Ν-三(3-三甲氧基甲硅烷基丙基） 异氰脲酸酯、叔丁基氨基甲酸酯三烷氧基硅烷、γ-环氧丙氧基丙基三乙氧基硅烷、γ-甲基 丙烯酰氧基丙基甲基二乙氧基硅烷、γ-甲基丙烯酰氧基丙基三乙氧基硅烷、Ν-β(氨基乙 基）γ-氨基丙基三乙氧基硅烷、3-丙烯酰氧基丙基三甲氧基硅烷Ν-(1，3-二甲基亚丁基)- 3-(二乙氧基甲娃烷基)-1-丙烷胺等硅烷偶联剂中的任意一种以上。

　　[0079] 另外，可以根据用途使用将分子末端用烷氧基甲硅烷基进行了封链的烷氧基低聚 物作为表面处理剂。

　　[0080] 作为上述粘结剂树脂，可以根据成形法选择各种适合的树脂，例如，在注射成形、 挤出成形和压延成形的情况下，可以使用热塑性树脂，在压缩成形的情况下，可以使用热固 化性树脂。作为上述热塑性树脂，例如可以使用尼龙(ΡΑ)系、聚丙烯(ΡΡ)系、乙烯乙酸乙烯 酯(EVA)系、聚苯硫醚(PPS)系、液晶树脂(LCP)系、弹性体系、橡胶系等树脂，作为上述热固 化性树脂，例如可以使用环氧系、酚醛系等树脂。

　　[0081] 另外，在制造粘结磁铁用树脂组合物时，为了改善流动性、成形性，充分地发挥出 R-T-B系稀土磁铁粉末的磁特性，可以根据需要使用除粘结剂树脂之外的增塑剂、润滑剂、 偶联剂等众所周知的添加物。另外，也可以混合铁氧体磁铁粉末等其它种类的磁铁粉末。

　　[0082] 这些添加物根据目的选择适当的物质即可，作为增塑剂，可以使用与各自的使用 树脂相对应的市售品，其合计量相对于使用的粘结剂树脂，可以使用〇 . 〇 1~5.0重量％左 右。

　　[0083] 作为上述润滑剂，可以使用硬脂酸及其衍生物、无机润滑剂、油系等，相对于粘结 磁铁整体，可以使用0.01~1.0重量％左右。

　　[0084] 作为上述偶联剂，可以使用与使用树脂和填料相对应的市售品，相对于使用的粘 结剂树脂，可以使用〇. 01~3.0重量％左右。

　　[0085] 作为其它磁铁粉末，可以使用铁氧体磁铁粉末、铝铁镍钴磁合金(alnico)系磁铁 粉末、稀土系磁铁粉末等。

　　[0086] 关于本发明的粘结磁铁用树脂组合物，将R-T-B系磁性粒子粉末与粘结剂树脂混 合、混炼而得到粘结磁铁用树脂组合物。

　　[0087] 所述混合可以用亨舍尔混合机、V字混合机、诺塔等混合机等进行，混炼可以用单 螺杆混炼机、双螺杆混炼机、白型混炼机、挤出混炼机等进行。

　　[0088] 下面，对本发明的粘结磁铁进行叙述。

　　[0089] 粘结磁铁的磁特性可以根据目的用途而进行各种变化，但优选剩余磁通密度为 350~1000mT(3.5~lO.OkG)，矫顽力为238.7~1428.51^/111(3000~1800006)，最大磁能积 为 23.9~198.9kJ/m3(3~25MG0e)。

　　[0090]粘结磁铁的成形密度优选为4.5~5.5g/cm3。

　　[0091]本发明的粘结磁铁可以通过下述方法制得:使用上述粘结磁铁用树脂组合物，用 注射成形、挤出成形、压缩成形或压延成形等众所周知的成形法进行成形加工之后，按照常 规方法进行电磁铁磁化或脉冲磁化，由此得到粘结磁铁。

　　[0092]实施例

　　[0093]以下，详细地示出本发明的磁铁粉末和粘结磁铁的实施例和比较例。

　　[0094]在本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的平均组成和原料合金的组成的分析中，B和A1 的分析使用ICP发光分光分析装置(Thermo FisherScientif ic Inc ·制：iCAP6000)，关于B 和A1以外的分析，使用荧光X射线分析装置(理学电机工业株式会社制:RIX2011)。

　　[0095] 作为本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的磁特性，用振动试样型磁通计(VSM:东英工 业制VSM-5型)测定矫顽力（iHc)、最大磁能积（(BH)max)、剩余磁通密度(Br)。

　　[0096] 作为本发明的粘结磁铁的磁特性，用B-Η示踪物（东英工业制）测定矫顽力（iHc)、 最大磁能积（(BH)max)、剩余磁通密度(Br)。

　　[0097] (原料合金粉末的制作）

　　[0098] 制作表1所示的各组成的合金锭A1~A12。在Ar气氛下，对这些合金锭在1000°C~ 1200°C下进行20小时的热处理，进行组成的均质化。均质化热处理后，使用颚式破碎机进行 粗粉碎，再进行氢吸留，进行机械粉碎，得到原料合金粉末A1~A12。

　　[0099][表1]

　　[0100]

　　[0101] 实施例1

　　[0102] (HDDR 处理-HD 工序）

　　[0103] 在HD工序中，在炉中加入5kg原料合金粉末A1，在氢分压为60kPa的总压lOOkPa(大 气压）的氢-Ar混合气体中，升温到840°C，保持300分钟。

　　[0104] (HDDR处理-气氛置换工序）

　　[0105] HD工序结束后，将炉内气氛设为lOOkPa的Ar，在840 °C下保持8分钟。

　　[0106] (HDDR处理-预排气工序）

　　[0107] 气氛置换工序结束后，用回转栗进行真空排气，进行将炉内的真空度设为3.2kPa 的预排气工序。此时，将从lOOkPa至3.2kPa的减压速度设为12.2kPa/min。通过调整真空排 气系的阀开度，排气后的真空度维持3.2kPa，处理温度设为840°C，真空度达到3.2kPa之后， 每1分钟的物品温度的变化量成为〇. 5°C以下后，保持20分钟。

　　[0108] (HDDR处理-完全排气工序）

　　[0109] 预排气工序结束后，进一步进行真空排气，进行完全排气工序，以使炉内的真空度 从3.2kPa最终达到1 Pa以下。处理温度设为840 °C，每1分钟的物品温度的变化量成为0.5 °C 以下后，保持20分钟。将得到的粉末冷却，得到R-T-B系稀土磁铁粉末。将得到的R-T-B系稀 土磁铁粉末的磁特性示于表2。

　　[0110] 实施例2~4、比较例1

　　[0111] 分别如表2记载那样变更预排气工序的减压速度，除此之外，与实施例1同样地操 作，得到R_T_B系稀土磁铁粉末

　　[0112] 实施例5

　　[0113] 除使用原料合金粉末A2之外，与实施例1同样地操作，得到R-T-B系稀土磁铁粉末。

　　[0114] 实施例6~8、比较例2

　　[0115] 分别如表2记载那样变更预排气工序的减压速度，除此之外，与实施例5同样地操 作，得到R_T_B系稀土磁铁粉末。

　　[0116] 实施例9

　　[0117] 除使用原料合金粉末A3之外，与实施例1同样地操作，得到R-T-B系稀土磁铁粉末。

　　[0118] 实施例10~12、比较例3

　　[0119] 分别如表2记载那样变更预排气工序的减压速度，除此之外，与实施例9同样地操 作，得到R_T_B系稀土磁铁粉末。

　　[0120] 实施例13

　　[0121] 除使用原料合金粉末A4之外，与实施例1同样地操作，得到R-T-B系稀土磁铁粉末。

　　[0122] 实施例14~16、比较例4

　　[0123] 将预排气工序的减压速度设为6.5kPa/min(实施例14)、3.3kPa/min(实施例15)、 1.6kPa/min(实施例16)、38.7kPa/min(比较例4)，除此之外，与实施例13同样地操作，得到 R_T_B系稀土磁铁粉末。

　　[0124] 实施例17

　　[0125] 除使用原料合金粉末A5之外，与实施例1同样地操作，得到R-T-B系稀土磁铁粉末。

　　[0126] 实施例18~20、比较例5

　　[0127] 分别如表2记载那样变更预排气工序的减压速度，除此之外，与实施例17同样地操 作，得到R_T_B系稀土磁铁粉末。

　　[0128] 实施例21~27

　　[0129] 分别如表2记载那样变更原料合金粉末，除此之外，与实施例2同样地操作，得到R- T-B系稀土磁铁粉末。

　　[0130] 实施例28、29

　　[0131] 分别如表2记载那样变更预排气工序的排气后的真空度，除此之外，与实施例2同 样地操作，得到R-T-B系稀土磁铁粉末。

　　[0132] [表 2]

　　[0133]

　　12345 实施例30~33、比较例6~9 2 (粘结磁铁的制作） 3 分别使用表3所示的R-T-B系稀土磁铁粉末，利用以下的方法制作粘结磁铁。 4 (磁铁粉末的表面处理） 5 在万能搅拌机中添加 R-T-B系稀土磁铁粉末7000g。添加原磷酸35g(相对于磁铁粉 末为0.5wt % )和IPA175g(相对于磁铁粉末为2.5wt % )的混合溶液，用万能搅拌机将R-T-B 系稀土磁铁粉末和混合溶液在空气中常温下搅拌10分钟。其后，一边进行搅拌，一边在空气 中、在大气压下以80°C加热处理1小时、以120°C加热处理1小时，由此得到用磷酸化合物覆 膜包覆的R-T-B系稀土磁铁粉末。在得到的磷酸化合物包覆R-T-B系稀土磁铁粉末7000g中 添加硅烷偶联剂（γ-氨基丙基三乙氧基硅烷）35g(相对于R-T-B系稀土磁铁粉末为 0.5wt% )、IPA175g(相对于R-T-B系稀土磁铁粉末为2.5wt% )、纯水7g(相对于R-T-B系稀土 磁铁粉末为0. lwt % )的混合溶液，用万能搅拌机将R-T-B系稀土磁铁粉末和混合溶液在氮 气中在常温下搅拌10分钟。其后，一边进行搅拌，一边在氮气氛中以100 °C加热处理1小时， 进行冷却而取出磁铁粉末之后，在不活泼气体中、在大气压下以120°c加热处理2小时，由此 得到在磷酸化合物覆膜上附着有偶联剂的Si的表面处理R-T-B系稀土磁铁粉末。

　　[0139] (混炼）

　　[0140] 使用亨舍尔混合机将得到的表面处理R-T-B系稀土磁铁粉末100重量份和12尼龙 树脂5.06重量份、抗氧化剂0.80重量份和润滑剂0.22重量份进行混合，利用双螺杆挤出混 炼机进行混炼(混炼温度190°C )，得到颗粒状的粘结磁铁用树脂组合物。

　　[0141](成形）

　　[0142] 使用得到的粘结磁铁用树脂组合物进行注射成形，按照常规方法进行磁化，制作 粘结磁铁。将得到的粘结磁铁的磁特性示于表3。

　　[0143] [表 3]

　　[0144]

　　[0145] (结果）

　　[0146] 观察实施例1~4和比较例1时，通过将预排气工序开始时的排气引起的减压速度 设为低速，可以得到提高了剩余磁通密度的磁铁粉末。在此，剩余磁通密度提高的机制认为 是通过降低减压速度，脱氢再结合反应的初期驱动力降低，再结合颗粒的结晶方位在一个 方向一致而引起的。例如不实施预排气工序而仅在完全排气工序中迅速地进行排气时，脱 氢反应速度极端地升高，再结合反应同时多发性地发生，因此，再结合颗粒的结晶方位的方 向成为无规，不能得到各向异性化度高的磁铁粉末。本发明的情况与其相反，推测为:通过 使排气速度降低而脱氢反应变得缓慢，再结合结晶颗粒的颗粒生长缓慢地发生，因此，结晶 方位的取向度在一个方向容易一致。

　　[0147] 图2表示实施例5~8和比较例2的预排气工序中的减压速度和剩余磁通密度的关 系。如表2和图2所示，越使减压速度为低速，剩余磁通密度越提高，最大磁能积也越大。为了 产生与最大磁能积大的磁铁几乎相同的磁场而设为更小的体积，如果为相同的体积，则可 以产生更强的磁场。但是，越使减压速度为低速，越在矫顽力上看到降低。

　　[0148] 为了提高磁铁粉末的矫顽力，将R设为Nd-Pr的混合稀土是有效的。相对于含有Pr 的实施例5~8和比较例2,在实施例中，将预排气工序的减压速度设为1.6~12.2kPa/分钟， 由此提高矫顽力和剩余磁通密度。

　　[0149] 另外，通过添加 A1，也可以得到提高了矫顽力的磁铁粉末，在该体系中，如实施例9 ~12所示，通过将预排气工序的减压速度设为1.6~12.2kPa/min，看到剩余磁通密度的提 尚。

　　[0150] 另外，如实施例13~16那样，含有Pr和A1的磁铁粉末通过将预排气工序的减压速 度设为1.6~12.2kPa/min而提高剩余磁通密度，也具备更高的矫顽力。特别是在实施例13、 14中得到的磁特性，相对于R为纯Nd的比较例3,矫顽力同等，但剩余磁通密度提高。

　　[0151] 如实施例17~27那样，在使R的整体量、R中的Pr量进行各种变化的情况下，读取到 预排气工序的减压速度控制引起的高剩余磁通密度化是有效的。

　　[0152] 在实施例28、29中示出使预排气工序的排气后的真空度变化的结果，通过控制预 排气后的真空度，也可以提高剩余磁通密度。

　　[0153] 实施例30和比较例6为使用具有使用了原料合金A1的相同组成的磁铁粉末的粘结 磁铁，但在比较例6中，使用剩余磁通密度低的比较例1的磁铁粉末，与此相对，实施例30使 用通过控制减压速度而提高了剩余磁通密度的实施例3的磁铁粉末，因此可知:在粘结磁铁 中，具有更高的剩余磁通密度。

　　[0154] 在实施例31~33和比较例7~9中，使用即使为相同的组成、剩余磁通密度不同的 磁铁粉末的粘结磁铁，反映其磁铁粉末的磁特性，在实施例中显示优异的特性。

　　[0155] 将实施例30、31的粘结磁铁进行比较时，可知：剩余磁通密度几乎同等，但含有Pr 的实施例31具有更尚的矫顽力。

　　[0156]另外可知：在实施例32、33中显不通过添加 A1而提尚了矫顽力时的粘结磁铁的磁 特性，在这些粘结磁铁中，含有Pr的实施例33具有更高的矫顽力。

　　[0157] 工业上的可利用性

　　[0158] 根据本发明的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，可以通过控制预排气工序的减 压速度而提高剩余磁通密度。进而，通过在R的构成元素中加入Pr，可以不使剩余磁通密度 降低而提高矫顽力，通过将两者组合，可以得到剩余磁通密度、矫顽力和最大磁能积均优异 的稀土系磁铁粉末。由此，可以得到目前在即使矫顽力提高、磁力降低而不能使用的高温的 使用环境、例如汽车的发动机房等中也可以使用的可能性。另外，由于磁力高，因此也可以 使磁铁的使用量减少，也具有在现有品对比中可以轻量化的优点。

　　【主权项】

　　1. 一种R_T_B系稀土磁铁粉末的制造方法，其特征在于： 该制造方法通过HDDR处理得到R-T-B系稀土磁铁粉末，其原料合金含有1?、1\8，1?为包括 Y的一种以上的稀土元素，T为Fe或Fe和Co，B为硼，该原料合金的组成中，R量为12.Oat. %以 上17.Oat. %以下，B量为4.5at. %以上7.5at. %以下， HDDR处理的DR工序具有预排气工序和完全排气工序，预排气工序中的排气产生的减压 速度为lkPa/min以上30kPa/min以下。2. 如权利要求1所述的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，其特征在于： 在预排气工序中，将排气后的真空度设为1 .OkPa以上5.0kPa以下。3. 如权利要求1或2所述的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，其特征在于： 将预排气工序中的处理温度设为800 °C以上900 °C以下。4. 如权利要求1~3中任一项所述的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，其特征在于： 原料合金中，作为包括Y的一种以上的稀土元素 R，至少含有Nd和Pr，在R中含有 0. lat · % 以上85 · Oat · % 以下的Pr。5. 如权利要求1~4中任一项所述的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，其特征在于： 原料合金含有A1，该原料合金的组成中，A1量为O.lat. %以上5.Oat. %以下。6. 如权利要求1~5中任一项所述的R-T-B系稀土磁铁粉末的制造方法，其特征在于： 原料合金含有Ga和Zr，该原料合金的组成中，Co量为15. Oat. %以下，Ga量为0 . lat. % 以上0.6at. %以下，Zr量为0.05at. %以上0.15at. %以下。7. -种通过权利要求1~6所述的制造方法得到的R-T-B系稀土磁铁粉末。8. -种粘结磁铁用树脂组合物的制造方法，其特征在于，该制造方法包括： 在粘结剂树脂和添加剂的总量15~1重量％中混合通过权利要求1~6所述的制造方法 得到的R-T-B系磁性颗粒粉末85~99重量％、并进行混炼的工序。9. 如权利要求8所述的粘结磁铁用树脂组合物的制造方法，其特征在于： 还包括用磷酸化合物和/或硅烷偶联剂对R-T-B系磁性颗粒粉末进行表面处理的工序。10. -种粘结磁铁，其特征在于： 其为使用通过权利要求8或9所述的制造方法得到的R-T-B系稀土磁铁粉末而得到的粘 结磁铁。

　　【文档编号】C22C38/14GK105839006SQ201610055072

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年1月27日

　　【发明人】金子翔平, 重冈都美, 片山信宏, 森本耕郎, 森本耕一郎

　　【申请人】户田工业株式会社

　　一种低成本屈服强度345MPa级普锰钢板及其生产工艺的制作方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种低成本屈服强度345MPa级普锰钢板，其原始板坯的化学成分及质量含量组成为：C 0.15-0.19％、Si 0.20-0.30％、Mn 0.60-0.90％、P≤0.020％，S≤0.015％、Als0.020-0.030％、Ti 0.020-0.040％，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明普锰钢板在保证产品性能的前提下通过各成分含量的调整，最大限度地降低了锰的用量，从而降低了生产成本，简化了生产工艺。

　　【专利说明】

　　一种低成本屈服强度345MPa级普锰钢板及其生产工艺

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及热乳中厚板技术领域，具体地说，涉及一种低成本屈服强度345MPa级 普锰钢板及其生产工艺。

　　【背景技术】

　　[0002] 低合金高强度钢广泛应用于各类工程机械，特别是屈服强度345MPa级普锰钢板 应用于国民经济的各个领域，目前几乎所有中厚板生产线均可大量生产屈服强度345MPa 级普锰钢板，市场竞争非常激烈。

　　[0003] 在已有的此规格钢板产品中，常见的问题主要是如下两个：一是锰含量一般大于 1. 4%，或至少大于0. 9%，导致合金成本较高，而传统的生产工艺和钢板组成下无法在保持 性能要求的前提下生产出低锰含量的钢板；二是传统的生产工艺在生产的钢板厚度规格上 具有较大的局限性，只能用来生产较为狭窄厚度范围内的钢板。

　　[0004] 例如，专利申请号为"201210586741. 3"的名为"一种新型低成本Q345A/B/C低合 金钢板及其生产方法"，锰含量较高，在〇. 9 %以上，且需要缓冷，生产成本较高，生产过程工 艺复杂；专利申请号为"201210578137. 6"的名为"一种资源节约型Q345低合金系列钢板及 其生产方法"，锰含量在1. 1 %以上，合金成本依然较高；专利申请号为"201210357766. 6" 的名为"一种Q345B中厚钢板及其生产方法"，锰含量在1. 35%以上，且需添加 Ti和V，合金 成本较高。

　　【发明内容】

　　[0005] 针对现有技术的缺陷，本发明公开了一种低成本屈服强度345MPa级普锰钢板及 其生产工艺，通过组成成分的改进和生产工艺的改进，尤其是生产工艺的改进，使得钢板中 锰含量显著降低，钢板的厚度范围显著扩大，有效降低了产品的生产成本。

　　[0006] 具体地说，本发明是通过下述技术方案实现的：

　　[0007] -种低成本屈服强度345MPa级普锰钢板，原始板坯的化学成分及质量含量组成 为：C0. 15-0. 19 %、Si 0· 20-0. 30 %、Μη 0· 60-0. 90 %、P 彡 0· 020 %，S 彡 0· 015 %、Als 0. 020-0. 030%、Ti 0. 020-0. 040%，余量为Fe和不可避免的杂质。

　　[0008] 上述的345MPa级普锰钢板，厚度为14mm-50mm。

　　[0009] 在本发明的产品中，采用了低碳设计，C作为间隙固溶体元素可以显著提高钢材的 强度，但对韧性、塑性、冷成型性及焊接性能有负面效果；Si主要作为固溶强化元素而起作 用，但Si含量较多时会造成基体塑性下降；Μη的含量与本发明制备工艺所采用的快速冷却 技术相匹配，所使用的Μη的质量含量可以提高贝氏体钢淬透性，同时降低贝氏体转变温度 促进组织细化，增大贝氏体基体中C含量，提高强度；Α1 (酸溶Α1)在本发明的产品中一方 面作为脱氧元素加入钢中，另一方面Α1与Ν结合形成Α1Ν，细化晶粒；在板坯加热过程中Ti 的化合物可以钉扎晶粒避免原始奥氏体晶粒过分长大。在钢板焊接过程中，热影响区中Ti 的化合物TiN和Ti (CN)以第二相质点的形式存在，对热影响区晶粒长大有阻碍作用。此外， Tic后期析出，还有析出强化作用。

　　[0010] 相应的，本发明公开了上述低成本屈服强度345MPa级普锰钢板的生产工艺，工艺 流程为冶炼一连铸一再加热一除鳞一粗乳一精乳一冷却一热矫直，其中，冷却方式为快速 冷却，将精乳得到的高温钢板快速冷却至终冷温度550-600°C，冷却速度15-25°C /s。

　　[0011] 与传统工艺相比，本发明生产工艺的核心特点是采用了加速冷却系统（ACC)执行 钢板冷却过程。在该冷却工艺下，钢板经控制乳制后，奥氏体晶粒被拉长呈"扁平化"，晶粒 内部累积有大量位错和胞状亚结构，在较大冷速作用下变形奥氏体"过冷"，较大的相变驱 动力作用下促进新相在变形奥氏体内和晶界处形核，形成细小均匀的贝氏体组织，从而保 证了在较低的Μη含量下产品在较为宽泛的厚度范围内均保持有良好的性能。

　　[0012] 在本发明中，除了冷却阶段外，乳制过程的温度选择对保证钢板乳态组织为细小 铁素体、珠光体和贝氏体也具有重要作用，优选的，再加热温度为1180-1220°C，粗乳开乳 温度为1160-1200 °C，精乳开乳温度920-1050 °C，终乳温度820-860 °C，钢板矫直温度为 400-1000。。。

　　[0013] 本发明上述采用的各阶段工艺名称，是为本领域技术人员能够实现的，通常是铁 水深脱硫，转炉冶炼一冶炼成功的钢水送到铸机进行连铸一钢水连铸成坯时在加热炉进行 板坯再加热一板坯出炉后采用高压水除鳞一板坯经除鳞后送到粗乳机进行粗乳一板坯经 粗乳阶段乳制成中间坯后输送到精乳机进行精乳一采用加速冷却系统进行快速冷却一钢 板冷却后经矫直机进行热矫直。

　　[0014] 下面对上述工艺进行较为详细的说明，以便本领域技术人员更好的理解本发明。

　　[0015] 冶炼：铁水需经过预处理进行深脱硫，然后进行转炉冶炼。铁水和废钢总装入量为 230±15吨，其中废钢加入量为30~60吨，铁水温度为1250~1350°C。

　　[0016] 本发明的工艺，优选采用单渣工艺冶炼，采用硅铝铁、低碳锰铁和硅铁脱氧合金 化，锰回收率按95 %计算，铝线收得率按55~70%计算，出钢挡渣，保证一次拉碳成功，转 炉出钢温度控制在1620-1660°C。出钢过程钢包要进行底吹氩操作。钢水经转炉冶炼后进 行LF炉外精炼，本工序要求转炉出钢后，钢包内钢水温度大于1500Γ，该阶段对钢水配Si、 Mn、Ti等合金，确保合金命中目标，金属锰铁收得率按99%计算，铌铁收得率按100%计算， 硅增加0. 01 %硅铁加入量不小于25kg，钛铁收得率较低，且极易氧化，在处理后期加入，根 据钢水量、钛铁品位来调整合金加入量。

　　[0017] 连铸：冶炼成功的钢水送到铸机进行连铸，控制钢水过热度15-50°C。连铸机为直 弧形连铸机，详细工艺及参数控制如下：使用低碳高锰合金钢保护渣，渣子要保持干燥；中 包使用碱性空心颗粒无碳覆盖剂；保持恒速浇注，浇注速度控制在〇. 8-1. 2m/min ;做好保 护浇注，谨防钢水二次氧化和吸气增氮；铸坯低倍检验结果应满足C类中心偏析多2. 0级、 中间裂纹彡1. 5级、中心疏松彡1. 0级。

　　[0018] 板坯再加热：钢水连铸成坯时温度从1500多度冷却到1200多度再冷却到室温，板 坯再加热是指板坯又从室温升高到1200多度，温度再次升高的加热过程。

　　[0019] 板坯再加热过程在推钢式加热炉或步进式加热炉中进行。再加热温度的制定 主要依赖于合金元素的溶解度。加热过程要求合适的温度和合理的时间，促进合金元 素的充分溶解和成分、组织均匀。一般情况下，合金元素碳（氮）化物的溶解温度约为 1150°C -1200°C。为了促进合金元素碳（氮）化物的充分溶解，并考虑现场的实际生产条 件，本发明的再加热温度为1180-1220 °C，再加热过程包括加热段和均热段，由于加热段板 坯内外温差很大，需要最后进行均热以保证板坯温度均匀。板坯再加热的总再加热时间为 250-350分钟，加热时板坯移动速度按10-20分钟/厘米控制，其中均热段时间为30-60分 钟。

　　[0020] 除磷：板坯在再加热过程中表面会严重生成氧化铁皮，因此，板坯出炉后需要进行 除鳞以消除其表面氧化铁皮。板坯采用高压水除鳞，要求除鳞压力不小于18MPa。一般情况 下除鳞压力在25MPa以内即可。

　　[0021] 粗乳：板坯经除鳞后送到粗乳机进行粗乳。粗乳分为三个阶段：整形阶段、展宽阶 段和高温延伸阶段。整形阶段消除板坯表面的凹凸不平等缺陷，并促进板坯厚度均匀。展 宽阶段主要是将板坯宽度增加到成品宽度。一般认为，整形阶段和展宽阶段不会对钢板性 能产生明显影响。高温延伸阶段要充分发挥乳机能力，实现强力大压下，以最少道次数将板 坯乳到中间坯厚度，促进奥氏体晶粒反复再结晶以细化晶粒，要求粗乳高温延伸阶段有效 乳制道次数不超过8道。本发明的粗乳的开乳温度为1160-1200°C，至少有2道次压下率大 于25%，中间坯的厚度为成品板坯的厚度的2. 0-3. 0倍。粗乳阶段开乳第一道次、转钢后第 一道次必须采取机架除鳞设备进行除鳞，高温延伸阶段视钢板表面情况灵活进行除鳞，保 证钢板表面质量。

　　[0022] 精乳：精乳阶段从中间坯温度降到奥氏体未再结晶区后开始。板坯经粗乳阶段 乳制成中间坯后在粗乳机和精乳机之间的辊道上进行摆动待温，中间坯温度降低到精乳阶 段开乳温度范围后输送到精乳机进行精乳阶段乳制。精乳阶段开乳第一道次必须采取机 架除鳞设备进行除鳞，精乳乳制过程中视钢板表面情况灵活进行除鳞，保证钢板表面质量。 精乳阶段在奥氏体未再结晶区进行，该阶段变形逐渐累积，一方面促进奥氏体晶粒"扁平 化"，另一方面在奥氏体经理内形成大量位错，增加铁素体晶粒形核位置，细化晶粒。要求 精乳阶段有效乳制道次数不超过7道。本发明的精乳开乳温度为920-1050°C，终乳温度为 820-860。。。

　　[0023] 冷却：本发明的冷却的终冷温度550-600°C，冷却速度15-25°C /s。在钢板进行加 速冷却过程中，为了确保钢板整体头部、尾部、边部及板身温度均匀，采用头尾遮蔽和边部 遮挡，一般头部遮蔽0-2. 0m，尾部遮蔽0-2. 5m，边部遮挡0-2. 0m，控制钢板返红后整体温度 差< 50°C。

　　[0024] 热矫直：钢板从ACC出来后需要进行热矫直处理以使钢板具有良好板形，综合考 虑钢板矫直难度和热矫直机能力，要求钢板矫直温度为400-100(TC。若钢板一道次不能矫 平，可以采用多道次矫直，但原则上不超过3道次，钢板不平度达到< 6mm/2m。热矫直后的 钢板通过剪切后加工成要求的规格。

　　[0025] 矫直温度大于1000°C，温度太高，矫直机无法工作，因为矫直机自身冷却能力有 限，会把矫直机烫坏，而且温度很高矫直后钢板还会变形，失去了矫直的意义。温度低于 400°C钢板太硬，热矫直机也能力有限"矫不动"。矫直温度主要由钢板终冷温度决定，钢板 出ACC后约1分钟左右后就开始矫直，一般矫直温度比终冷返红温度低20-30°C。

　　[0026] 在上述完成后，对成品的钢板取样、检验。检验合格的成品入库、发货。

　　[0027] 本发明通过控制乳制工艺和冷却工艺，能够稳定生产14mm-50mm低成本屈服强度 345MPa级高强度高韧性钢板，其力学性能优异，钢板的屈服强度大于370MPa，抗拉强度大 于490MPa，延伸率不低于25. 0%，钢板-20°C冲击功可达150J以上。

　　【附图说明】

　　[0028] 图1为本发明实施例3乳态的金相照片。

　　【具体实施方式】

　　[0029] 以下结合实施例对本发明作进一步的描述。

　　[0030] 实施例1

　　[0031] 将冶炼、连铸后的拟乳制的板坯放入加热炉，加热时间为260分钟，均热时间为40 分钟。板坯的化学成分的质量百分含量为：C 0. 15%、Si 0. 23%、Μη 0. 70%、P 0. 016%、 S 0.012%、Als0.0 24%、Ti 0.024%，余量为Fe和不可避免的杂质。乳制成厚度为14mm的 钢板，详细的乳制工艺见表1，其力学性能见表2。

　　[0032] 实施例2

　　[0033] 将冶炼、连铸后的拟乳制的板坯放入加热炉，加热时间为250分钟，均热时间为30 分钟。板坯的化学成分的质量百分含量为：C 0. 16%、Si 0. 20%、Μη 0. 71%、P 0. 012%、 S 0.003%、Als0.0 27%、Ti 0.032%，余量为Fe和不可避免的杂质。乳制成厚度为16mm的 钢板，详细的乳制工艺见表1，其力学性能见表2。

　　[0034] 实施例3

　　[0035] 将冶炼、连铸后的拟乳制的板坯放入加热炉，加热时间300分钟，均热时间为45分 钟。板坯的化学成分的质量百分含量为：C 0. 17%、Si 0.24%、Μη 0.60%、P 0.0015%、S 0. 013%、Als0.0 30%、Ti 0.020%，余量为Fe和不可避免的杂质。乳制成厚度为20mm的钢 板，详细的乳制工艺见表1，其力学性能见表2。

　　[0036] 实施例4

　　[0037] 将冶炼、连铸后的拟乳制的板坯放入加热炉，加热时间300分钟，均热时间为45分 钟。板坯的化学成分的质量百分含量为：C 0. 18%、Si 0. 30%、Μη 0. 78%、P 0. 008%、S 0. 010%、Als 0.030%、Ti 0.040%，余量为Fe和不可避免的杂质。乳制成厚度为30mm的 钢板，详细的乳制工艺见表1，其力学性能见表2。

　　[0038] 实施例5

　　[0039] 将冶炼、连铸后的拟乳制的板坯放入加热炉，加热时间330分钟，均热时间为50 分钟，板坯的化学成分的质量百分含量为：C 0. 19%、Si 0.30%、Μη 0.82%、P 0.005%、S 0. 012%、Als 0.024%、Ti 0.037%，余量为Fe和不可避免的杂质。乳制成厚度为40mm的 钢板，详细的乳制工艺见表1，其力学性能见表2。

　　[0040] 实施例6

　　[0041] 将冶炼、连铸后的拟乳制的板坯放入加热炉，加热时间330分钟，均热时间为50 分钟，板坯的化学成分的质量百分含量为：C 0. 19%、Si 0.27%、Μη 0.90%、P 0.014%、S 0.001 %、Als 0.021 %、Ti 0.033%，余量为Fe和不可避免的杂质。乳制成厚度为50mm的 钢板，详细的乳制工艺见表1，其力学性能见表2。

　　[0042] 表1实施例1~6的工艺参数

　　[0043]

　　[0044] 表2实施例1~6的力学性能

　　[0045]

　　【主权项】

　　1. 一种低成本屈服强度345MPa级普锰钢板，其特征在于原始板坯的化学成分及 质量含量组成为：C 0· 15-0. 19 %、Si 0· 20-0. 30 %、Μη 0· 60-0. 90 %、P 彡 0· 020 %， S 彡 0.015%、Als 0.020-0. 030%、Ti 0.020-0. 040%，余量为 Fe 和不可避免的杂质。2. 根据权利要求1的345MPa级普锰钢板，其特征在于厚度为14mm-50mm。3. 权利要求1的低成本屈服强度345MPa级普锰钢板的生产工艺，其特征在于工艺流程 为冶炼一连铸一再加热一除鳞一粗乳一精乳一冷却一热矫直，其中，冷却方式为快速冷却， 将精乳得到的高温钢板快速冷却至终冷温度550-600°C，冷却速度15-25°C /s。4. 根据权利要求3的生产工艺，其特征在于再加热温度为1180-1220°C，粗乳开乳 温度为1160-1200 °C，精乳开乳温度920-1050 °C，终乳温度820-860 °C，钢板矫直温度为 400-1000。。。5. 根据权利要求3的生产工艺，其特征在于连铸阶段保持恒速浇注，浇注速度控制在 0· 8-1. 2m/min〇6. 根据权利要求3的生产工艺，其特征在于再加热过程包括加热段和均热段，板坯再 加热的总再加热时间为250-350分钟，加热时板坯移动速度为10-20分钟/厘米，其中均热 段时间为30-60分钟。

　　【文档编号】C22C38/14GK105839007SQ201510013319

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2015年1月12日

　　【发明人】刘泽田, 陆斌, 张大治, 高军, 惠鑫, 王宏盛

　　【申请人】内蒙古包钢钢联股份有限公司

　　一种耐低温抗冲击复合截止阀阀体的铸造方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种耐低温抗冲击复合截止阀阀体的铸造方法，包括以下步骤：（1）配制浇注液，其中浇注液的化学成分重量百分比如下：C：0.22%?0.26%，Si：0.25%?0.45%，Mn：0.60%?0.80%，Al：0.20%?0.40%，Zn：0.15%?0.25%，Ti：0.30%?0.50%，Gd：0.02%?0.03%，P≤0.03%，S≤0.02%，余量为Fe，（2）配制铸渗涂料，（3）浇注阀体，（4）热处理以及精整。通过本发明铸造方法得到的截止阀阀体，表面形成均匀、稳定的铸渗复合层，且具有优良的耐低温抗冲击性能，成品率高，质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长。

　　【专利说明】

　　一种耐低温抗冲击复合截止阀阀体的铸造方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及阀门铸造技术领域，尤其涉及一种耐低温抗冲击复合截止阀阀体的铸造方法。

　　【背景技术】

　　[0002]阀门是流动物料输送和控制的重要部件，在使用中，除了要满足温度、压力等技术指标的要求外，还要适应不同性质物料的不同需要，如腐蚀、磨损、粘附等。同时，阀门的密封性能和使用寿命也是十分重要的技术指标。

　　[0003]铸渗法是将合金粉等原料调成涂料涂刷在铸型表面，浇注时基体金属液浸透涂料毛细孔隙，依靠金属液热量使合金粉末熔解、熔化，与基体金属融合为一体，从而在铸件表面形成具有良好性能的表面复合层。铸渗技术在提升铸件性能的同时，具有不需要专用设备、工艺简单、生产周期短、成本低廉的优点。但是，由于铸渗技术容易发生气孔、夹渣及表面复合层厚度不均等问题，在实际应用于阀体生产时导致铸造缺陷，影响阀体的外观质量及使用寿命。文献《铸渗法提高铸钢阀门耐磨性的研究》使用铸渗工艺制得耐冲刷性能好的阀门，提高了阀门的使用寿命，但其同时也指出，铸渗层质量稳定性差的问题仍然存在，还有待进一步改进。因此，选择合适加工温度、合适的基材及铸渗涂料、优化铸造方法，改善铸渗工艺复合阀体铸件的质量稳定性至关重要。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明目的就是为了弥补已有技术的缺陷，提供一种质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长的耐低温抗冲击复合截止阀阀体的铸造方法。

　　[0005]本发明是通过以下技术方案实现的:

　　一种耐低温抗冲击复合截止阀阀体的铸造方法，包括以下步骤:

　　(1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%-0.26%，S1: 0.25%-0.45%，Mn:0.60%-0.80%，Al:0.20%-0.40%，Zn:0.15%-0.25%，T1:0.30%-0.50%，Gd:0.02%-0.03%,P<0.03% ,S<0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580-1620 °C熔炼，调整化学成分后即得浇注液；

　　(2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量份的原料制成:200-300目钛铁粉30-40，200-300目碳化钛15-25，纳米二氧化硅I_2，聚乙烯醇0.5_1，醋酸丁酸纤维素0.1-0.15，丙烯酸0.1-0.2，过硫酸铵0.01-0.015，硅酸锂2-4，氟化钠1-2，碳纳米管1-2，硅烷偶联剂KH-550 0.5-1;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、纳米二氧化硅、醋酸丁酸纤维素和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入钛铁粉、碳化钛搅拌l_2h，干燥除去乙醇后100-120°C处理0.5-111，得4组分；先将聚乙烯醇加入适量水中85-95°(:溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60-70°C搅拌2-4h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料；

　　(3)浇注阀体，先将砂芯于220-240°C烘干处理4-6h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5-2.5臟，再于160-180°(:处理1-211，然后合箱，再将浇注液于1520-1560°C条件下浇注，以20-30°C/小时冷却至室温，然后进行精整；

　　(4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200-300°C保温处理2-4h，然后以60-80°C/小时缓慢升温至800-850 °C保温处理6-8h，再以30-50 °C/小时缓慢降温至600-650 °C保温处理4-6h，最后以50-60°C/小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　[0006]本发明的优点是:

　　本发明利用碳纳米管、纳米二氧化硅、醋酸丁酸纤维素和硅烷偶联剂KH-550对锆铁粉、氮化锆进行表面包覆改性作为铸渗层材料，对合金粉体有良好的表面保护作用，提高与金属液的润湿性能，增强界面冶金结合强度;将丙烯酸改性聚乙烯醇作为粘结剂，结合强度高，且能形成稳定的毛细空隙，改善金属液与铸渗涂料之间的润湿性，有利于形成均匀、稳定的铸渗层;再通过其余原料的混合研磨加工，得到的铸渗涂料经过饶注与金属基体相恪合，得到的复合阀体基体经过热处理、精整等后续处理步骤，最终得到成品。通过本发明铸造方法得到的截止阀阀体，表面形成均匀、稳定的铸渗复合层，且具有优良的耐低温抗冲击性能，成品率高，质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长。

　　【具体实施方式】

　　[0007 ] 一种耐低温抗冲击复合截止阀阀体的铸造方法，包括以下步骤:

　　(1)配制浇注液，其中浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%，S1: 0.25%,Mn:0.60%，Al: 0.20%，Zn: 0.15%，T1: 0.30%，Gd: 0.02%，P: 0.03%，S: 0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580°C熔炼，调整化学成分后即得浇注液；

　　(2)配制铸渗涂料，其中铸渗涂料由下列重量(kg)的原料制成:200目钛铁粉30，200目碳化钛15，纳米二氧化硅I，聚乙烯醇0.5，醋酸丁酸纤维素0.1，丙烯酸0.1，过硫酸铵0.01，硅酸锂2，氟化钠1，碳纳米管1，硅烷偶联剂KH-550 0.5;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、纳米二氧化硅、醋酸丁酸纤维素和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入钛铁粉、碳化钛搅拌Ih，干燥除去乙醇后100 0C处理0.5h，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85°C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60 °C搅拌2h，冷却后得B组分；将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料；

　　(3)浇注阀体，先将砂芯于220°C烘干处理4h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5mm，再于160°C处理Ih，然后合箱，再将浇注液于1520°C条件下浇注，以20°C/小时冷却至室温，然后进行精整；

　　(4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200°C保温处理2h，然后以60°C/小时缓慢升温至800 °(:保温处理6h，再以30 °C/小时缓慢降温至600 °(:保温处理4h，最后以50 °C /小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　[0008]其中钛铁粉的型号选择FeTi40。

　　[0009]上述产品的性能测试结果如下:

　　铸渗层强度为58.7HRC，使用寿命为普通WCB阀体的4倍，在实际工况使用过程中，复合层不会剥落、开裂，运行状况良好。

　　【主权项】

　　1.一种耐低温抗冲击复合截止阀阀体的铸造方法，其特征在于，包括以下步骤: (1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%-0.26%，S1: 0.25%-.0.45%，Mn:0.60%-0.80%，Al:0.20%-0.40%，Zn:0.15%-0.25%，T1:0.30%-0.50%，Gd:0.02%-.0.03%,P<0.03% ,S<0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580-1620 °C熔炼，调整化学成分后即得浇注液； (2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量份的原料制成:200-300目钛铁粉30-40，.200-300目碳化钛15-25，纳米二氧化硅I_2，聚乙烯醇0.5_1，醋酸丁酸纤维素0.1-0.15，丙烯酸0.1-0.2，过硫酸铵0.01-0.015，硅酸锂2-4，氟化钠1-2，碳纳米管1-2，硅烷偶联剂KH-.550 0.5-1;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、纳米二氧化硅、醋酸丁酸纤维素和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入钛铁粉、碳化钛搅拌l_2h，干燥除去乙醇后100-120°C处理0.5-111，得4组分；先将聚乙烯醇加入适量水中85-95°(:溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60-70°C搅拌2-4h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料； (3)浇注阀体，先将砂芯于220-240°C烘干处理4-6h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5-2.5臟，再于160-180°(:处理1-211，然后合箱，再将浇注液于1520-1560°C条件下浇注，以20-30°C/小时冷却至室温，然后进行精整； (4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200-300°C保温处理2-4h，然后以60-80°C/小时缓慢升温至800-850 °C保温处理6-8h，再以30-50 °C/小时缓慢降温至600-650 °C保温处理4-6h，最后以50-60°C/小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　【文档编号】C22C38/06GK105839008SQ201610343142

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月23日

　　【发明人】刘奎新, 刘瑞

　　【申请人】安徽鑫宏机械有限公司

　　一种扫路车吸嘴用耐磨合金块及其制备方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种扫路车吸嘴用耐磨合金块及其制备方法，先按比例进行材料配制，再将配制好的混合物装入行星式球磨机球磨；在球磨后的粉末材料中添加1％?2％质量分数的石蜡作为成形剂，搅拌均匀，用造粒机进行制粒，制粒后的粉末烘干过筛，获得预制粉末；将预制粉末填充于磨腔内，保压、成型脱模；在真空高温条件下烧结、保温，随炉冷却至室温得到所需的耐磨合金块；将制备的耐磨合金块堆焊于吸嘴，使其与吸嘴体高强连接。本发明将高能球磨技术、高压成型和真空高温烧结技术相结合，制备所得的扫路车吸嘴用耐磨合金块，其合金块具有硬度高、耐磨性好、耐腐蚀性强、焊接性好和使用寿命长等优点，且可降低劳动强度，提高效率。

　　【专利说明】

　　一种扫路车吸嘴用耐磨合金块及其制备方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及耐磨合金及其应用领域，具体涉及一种扫路车吸嘴用耐磨合金块及其制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002]道路清扫车作为环卫设备之一，可广泛应用于干线公路、市政以及机场道面、城市住宅区和公园等道路清扫，是集路面清扫、垃圾回收和运输为一体的新型高效清扫设备。道路清扫车极大地解放了环卫工人的工作强度，提高了工作效率，减少了扬尘等二次污染。道路清扫车可一次完成地面清扫、马路道牙清洗及清扫后对地面的洒水等工作，适用于各种气候和不同干燥路面的清扫作业。

　　[0003]吸嘴是道路清扫车的一个重要工作装置，它是把前方扫刷扫进扫路车中部的垃圾由地面输送到垃圾箱体内的一种垃圾导向输送装置。由于地面上的砂石、颗粒及块状杂物在清扫车高速风机的带动下冲刷风道及过流部件及其相关关键过流部件。在尖锐的硬颗粒长期地切削和犁沟作用下，过流部件遭受冲蚀破坏。正是由于吸嘴工作于大气水介质和冲蚀条件，其结构和性能的好坏直接影响到整车的吸尘效果。

　　【发明内容】

　　[0004]鉴于【背景技术】中描述的扫路车吸嘴的重要性，本发明提供一种扫路车吸嘴用耐磨合金块及其制备方法，该合金材料可有效提高吸嘴的使用寿命和整车的工作效率。

　　[0005]为此，本发明第一方面提供一种扫路车吸嘴用耐磨合金块，其各组成成分及所占重量百分比分别为:

　　[0006]T1:30-40%，C:6_10% ,Mn:5-10% ,Mo:0.5-2% ,Ni:0.5-2%，余量为 Fe。

　　[0007]优选地，所述C粉和Ti粉按照C/Ti原子比为0.8-1.0配比，采用原位合成TiC粉末。

　　[0008]本发明第二方面能提供一种扫路车吸嘴用耐磨合金块的制备方法，用于制备如上述的耐磨合金块，包括如下步骤:

　　[0009]S1.材料配制:按上述的重量百分比配制各组成成分并充分均匀混合，其中将C粉和Ti粉按C/Ti原子比为0.8-1.0配比，配制成所需比例的原位合成TiC粉末；

　　[0010]S2.将上述混合物装入行星式球磨机，磨球为不锈钢球，球料比为5:1-10:1，且采用湿磨方式，加入正己烧作为介质和PVA作为分散剂和冷却剂，转速300-350r/min，球磨30-48小时;

　　[0011 ] S3.在球磨后的粉末材料中添加I % -2 %质量分数的石蜡作为成形剂，搅拌均匀，用造粒机进行制粒，粒度为40-60目；制粒后的粉末烘干过筛，获得预制粉末；

　　[0012]S4.将预制粉末填充于磨腔内，压制压力为350-500MPa，保压时间为15-20s，成型脱模，试样尺寸规格为50 X 50 X 5mm；

　　[0013]S5.在真空高温条件下烧结，烧结温度为1380-1430°C，加热速度8-10°C/min，真空度为0.3-0.5Pa，烧结时间为35-45min，保温l-3h，随炉冷却至室温得到所需的耐磨合金块；

　　[0014]S6.将制备的耐磨合金块堆焊于吸嘴，使其与吸嘴体高强连接。

　　[0015]与现有技术相比，本发明将高能球磨技术、高压成型和真空高温烧结技术相结合，制备所得的扫路车吸嘴用耐磨合金块，其合金块具有硬度高、耐磨性好、耐腐蚀性强和焊接性好等特点;利用本发明特定的合金成分和制备方法生产的扫路车吸嘴用耐磨合金块其使用寿命不低于同类产品平均寿命的2倍，并且可降低劳动强度，提高效率。

　　【附图说明】

　　[0016]图1为本发明提供的一种扫路车吸嘴用耐磨合金块的制备方法的流程图。

　　【具体实施方式】

　　[0017]下面结合附图对本发明的实施例进行详述。

　　[0018]请参阅图1，本发明提供一种扫路车吸嘴用耐磨合金块的制备方法，由以下3个实施例说明其技术手段。

　　[0019]实施例1

　　[0020]I)材料配制:耐磨合金中各成分所占重量百分比分别为:Ti:30%,C:7%,Mn:5%,Mo:2%，N1:0.5%，Fe为余量，其中将Ti粉和C粉按C/Ti原子比为0.93配比，配制成所需比例的原位合成TiC粉末。

　　[0021]2)将上述混合物装入行星式球磨机，磨球为不锈钢球，球料比为5:1。采用湿磨方式，加入正己烷作为介质和PVA作为分散剂和冷却剂，转速300r/min，球磨30小时。

　　[0022]3)在球磨后的粉末材料中添加1%质量分数的石蜡作为成形剂，搅拌均匀，用造粒机进行制粒，粒度为40目；制粒后的粉末烘干过筛，获得预制粉末。

　　[0023]4)将获得预制粉末填充于磨腔内，压制压力为350MPa，保压时间为15s，成型脱模，试样尺寸规格为50 X 50 X 5mm。

　　[0024]5)在真空高温条件下烧结，烧结温度为1380 °C，加热速度为8°C/min，真空度为0.3Pa，烧结时间为35min，保温lh，随炉冷却至室温得到所需的耐磨合金。

　　[0025]6)将制备的耐磨合金堆焊于吸嘴，使其与吸嘴体实现高强连接。

　　[0026]实施例2

　　[0027]I)材料配制:耐磨合金中各成分所占重量百分比分别为:Ti:40%,C:8.5%,Mn:10%,Mo:0.5%,Ni:2%，Fe为余量，其中将Ti粉和C粉按C/Ti原子比为0.85配比，配制成所需比例的原位合成TiC粉末。

　　[0028]2)将上述混合物装入行星式球磨机，磨球为不锈钢球，球料比为10:1。采用湿磨方式，加入正己烷作为介质和PVA作为分散剂和冷却剂，转速350r/min，球磨48小时。

　　[0029]3)在球磨后的粉末材料中添加2%质量分数的石蜡作为成形剂，搅拌均匀，用造粒机进行制粒，粒度为60目；制粒后的粉末烘干过筛，获得预制粉末。

　　[0030]4)将获得预制粉末填充于磨腔内，压制压力为500MPa，保压时间为20s，成型脱模，试样尺寸规格为50 X 50 X 5mm。

　　[0031]5)在真空高温条件下烧结，烧结温度为1430°C，加热速度10°C/min，真空度为0.5Pa，烧结时间为，45min，保温3h，随炉冷却至室温得到所需的耐磨合金。

　　[0032]6)将制备的耐磨合金堆焊于吸嘴，使其与吸嘴体实现高强连接。

　　[0033]实施例3

　　[0034]I)材料配制:耐磨合金中各成分所占重量百分比分别为:Ti:33%,C:8%,Mn:9%,Mo: 1.2%，N1:1.3%，Fe为余量，其中将Ti粉和C粉按C/Ti原子比为0.97配比，配制成所需比例的原位合成TiC粉末。

　　[0035]2)将上述混合物装入行星式球磨机，磨球为不锈钢球，球料比为8:1。采用湿磨方式，加入正己烷作为介质和PVA作为分散剂和冷却剂，转速330r/min，球磨40小时。

　　[0036]3)在球磨后的粉末材料中添加1.5%质量分数的石蜡作为成形剂，搅拌均匀，用造粒机进行制粒，粒度为50目；制粒后的粉末烘干过筛，获得预制粉末。

　　[0037]4)将获得预制粉末填充于磨腔内，压制压力为430MPa，保压时间为18s，成型脱模，试样尺寸规格为50 X 50 X 5(mm)。

　　[0038]5)在真空高温条件下烧结，烧结温度为1400°C，加热速度9°C/min，真空度为0.4Pa，烧结时间为40min，保温2h，随炉冷却至室温得到所需的耐磨合金。

　　[0039]6)将制备的耐磨合金堆焊于吸嘴，使其与吸嘴体实现高强连接。

　　[0040]本发明将高能球磨技术、高压成型和真空高温烧结技术相结合，制备所得的扫路车吸嘴用耐磨合金块，其合金块具有硬度高、耐磨性好、耐腐蚀性强和焊接性好等特点；利用本发明特定的合金成分和制备方法生产的扫路车吸嘴用耐磨合金块其使用寿命不低于同类产品平均寿命的2倍，并且可降低劳动强度，提高效率。

　　[0041]以上所述，仅为本发明较佳的【具体实施方式】，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

　　【主权项】

　　1.一种扫路车吸嘴用耐磨合金块，其特征在于，其各组成成分及所占重量百分比分别为: T1:30-40%，C:6-10%，Mn:5-10%，Mo:0.5-2%，N1:0.5-2%，余量为Fe。2.根据权利要求1所述的一种扫路车吸嘴用耐磨合金块，其特征在于，所述C粉和Ti粉按照C/Ti原子比为0.8-1.0配比，采用原位合成TiC粉末。3.—种扫路车吸嘴用耐磨合金块的制备方法，用于制备如权利要求1至权利要求2所述的耐磨合金块，其特征在于，包括如下步骤: S1.材料配制:按权利要求1所述的重量百分比配制各组成成分并充分均匀混合，其中将C粉和Ti粉按C/Ti原子比为0.8-1.0配比，配制成所需比例的原位合成TiC粉末； S2.将上述混合物装入行星式球磨机，磨球为不锈钢球，球料比为5:1-10:1,且采用湿磨方式，加入正己烷作为介质和PVA作为分散剂和冷却剂，转速300-350r/min，球磨30-48小时； S3.在球磨后的粉末材料中添加1%-2%质量分数的石蜡作为成形剂，搅拌均匀，用造粒机进行制粒，粒度为40-60目；制粒后的粉末烘干过筛，获得预制粉末； S4.将预制粉末填充于磨腔内，压制压力为350-500MPa，保压时间为15-20S，成型脱模，试样尺寸规格为50 X 50 X 5mm； S5.在真空高温条件下烧结，烧结温度为1380-1430°C，加热速度8-10°C/min，真空度为.0.3-0.5Pa，烧结时间为35-45min，保温l-3h，随炉冷却至室温得到所需的耐磨合金块； S6.将制备的耐磨合金块堆焊于吸嘴，使其与吸嘴体高强连接。

　　【文档编号】C22C30/00GK105839009SQ201610460050

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年6月23日

　　【发明人】夏光明, 闵小兵, 周建桥, 严淑群, 李志民, 王振新, 张倩倩, 秦松

　　【申请人】湖南省冶金材料研究院

　　一种汽车配件用合金材料及其制备方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种汽车配件用合金材料及其制备方法，它是通过将锰0.5~0.8份、硫0.6~0.9份、镁0.5~0.8份、铑0.1~0.4份、碳2~4份、硅1~2份、铜2~4份、氮0.05~0.08份、硼0.02~0.03份、锡0.5~0.9份、铁100~110份按比例投入中频感应炉中融化；以50℃/min的速度升温至1400℃，出炉浇铸；淬火处理：淬火温度为900℃，保温1h，出炉空冷，回火处理：回火温度为300℃，保温1h，出炉空冷，制备得到汽车配件用合金材料。该合金钢材料的耐腐蚀性佳，适宜推广应用，具有广阔的市场价值。

　　【专利说明】

　　一种汽车配件用合金材料及其制备方法

　　技术领域

　　[0001]本发明属于汽车零件制造技术领域，具体涉及一种汽车配件用合金材料及其制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002]汽车有90%以上的零件是金属零件，金属零件的弊端就是容易被腐蚀，汽车零件的腐蚀主要是大气腐蚀，属于电化学腐蚀，是金属腐蚀中最常见的。据统计，在金属腐蚀中大气腐蚀占一半以上，汽车的绝大部分零件都直接与大气接触。所谓大气腐蚀是指在常温下金属在潮湿空气的作用下而腐蚀生锈。在大气中基本没有水分的条件下，由于大气中氧的作用，即使在室温下也会使金属表面产生一层很薄的水膜，腐蚀就是在水膜中进行的。大气中不仅氧会对金属有腐蚀性，就连二氧化碳、二氧化铜等气体或者尘埃、盐等杂质都会加速电化学腐蚀使金属损坏。

　　[0003]作为汽车的零件，不仅在结构强度与功能上有较高的要求，同时在机械加工上同样重要，这样的要求不仅是满足汽车使用上的基本条件，同时也是安全可靠延长使用寿命的保障。

　　[0004]现有技术中，生产汽车配件的钢材为普通的中低含量合金钢，因这些汽车金属配件在使用功能上一般是频繁的运动部件，磨损率很高，更换频繁，增加了维护成本;寻找到一种提高硬度和耐磨性能，同时零件表面耐热性能高的中低含量的合金钢就显的非常重要。

　　【发明内容】

　　[0005]发明目的:提供一种汽车配件用合金材料及其制备方法。

　　[0006]技术方案:

　　[0007]—种汽车配件用合金材料，它是用如下原料合成:

　　[0008]锰0.5?0.8份、硫0.6?0.9份、镁0.5?0.8份、铑0.1?0.4份、碳2?4份、硅I?2份、铜2?4份、氮0.05?0.08份、硼0.02?0.03份、锡0.5?0.9份、铁100?110份。

　　[0009]作为本发明的优选，它是用如下原料合成:

　　[0010]锰0.6份、硫0.8份、镁0.6份、铑0.3份、碳3份、硅I.5份、铜3份、氮0.06份、硼0.025份、锡0.8份、铁105份。

　　[0011]作为本发明的优选，它是用如下原料合成:

　　[0012]锰0.5份、硫0.6份、镁0.5份、铑0.1份、碳2份、硅I份、铜2份、氮0.05份、硼0.02份、锡0.5份、铁100份。

　　[0013]作为本发明的优选，它是用如下原料合成:

　　[0014]锰0.8份、硫0.9份、镁0.8份、铑0.4份、碳4份、硅2份、铜4份、氮0.08份、硼0.03份、锡0.9份、铁110份。

　　[0015]上述汽车配件用合金材料的制备方法，包括如下步骤:

　　[0016](I)将所有原料按比例投入中频感应炉中融化；

　　[0017](2)升温至1100?1200°C，出炉浇铸；

　　[0018](3)淬火处理:淬火温度为700?750°C，保温2?3h，出炉空冷，

　　[0019](4)回火处理:回火温度为400?450 V，保温2?5h，出炉空冷，即得到汽车配件用合金材料。

　　[0020]步骤(2)中，升温速度为45°C/min的速度。

　　[0021 ]步骤(3)中，所述的淬火温度为750°C。

　　[0022]步骤(4)中，所述的回火温度为420°C。

　　[0023]有益效果:本发明制备的汽车配件用合金材料的耐腐蚀性佳，具有较强的耐高温性能，适宜推广应用，具有广阔的市场价值。

　　【具体实施方式】

　　[0024]根据下述实施例，可以更好地理解本发明。然而，本领域的技术人员容易理解，实施例所描述的内容仅用于说明本发明，而不应当也不会限制权利要求书中所详细描述的本发明。

　　[0025]实施例1:

　　[0026](I)将锰0.6份、硫0.8份、镁0.6份、铑0.3份、碳3份、硅1.5份、铜3份、氮0.06份、硼0.025份、锡0.8份、铁105份按比例投入中频感应炉中融化；

　　[0027](2)升温至1100°C，出炉浇铸；

　　[0028](3)淬火处理:淬火温度为700 0C，保温2h，出炉空冷，

　　[0029](4)回火处理:回火温度为400°C，保温2h，出炉空冷，即得到汽车配件用合金材料。

　　[0030]实施例2:

　　[0031 ] (I)将锰0.5份、硫0.6份、镁0.5份、铑0.1份、碳2份、硅I份、铜2份、氮0.05份、硼0.02份、锡0.5份、铁100份按比例投入中频感应炉中融化；

　　[0032](2)升温至1150Γ，出炉浇铸；

　　[0033](3)淬火处理:淬火温度为7200C，保温2h，出炉空冷，

　　[0034](4)回火处理:回火温度为430°C，保温3h，出炉空冷，即得到汽车配件用合金材料。

　　[0035]实施例3:

　　[0036](I)将锰0.8份、硫0.9份、镁0.8份、铑0.4份、碳4份、硅2份、铜4份、氮0.08份、硼

　　0.03份、锡0.9份、铁110份按比例投入中频感应炉中融化；

　　[0037](2)升温至120(TC，出炉浇铸；

　　[0038](3)淬火处理:淬火温度为750 0C，保温3h，出炉空冷，

　　[0039](4)回火处理:回火温度为450°C，保温5h，出炉空冷，即得到汽车配件用合金材料。

　　【主权项】

　　1.一种汽车配件用合金材料，其特征在于，它是用如下原料合成: 锰0.5-0.8份、硫0.6-0.9份、镁0.5-0.8份、铑0.1?0.4份、碳2?4份、硅1~2份、铜2?4份、氮0.05-0.08份、硼0.02?0.03份、锡0.5-0.9份、铁 100?110份。2.根据权利要求1所述的汽车配件用合金材料，其特征在于，它是用如下原料合成: 锰0.6份、硫0.8份、镁0.6份、铑0.3份、碳3份、硅1.5份、铜3份、氮0.06份、硼0.025份、锡0.8份、铁105份。3.根据权利要求1所述的汽车配件用合金材料，其特征在于，它是用如下原料合成: 锰0.5份、硫0.6份、镁0.5份、铑0.1份、碳2份、硅I份、铜2份、氮0.05份、硼0.02份、锡0.5份、铁100份。4.根据权利要求1所述的汽车配件用合金材料，其特征在于，它是用如下原料合成: 锰0.8份、硫0.9份、镁0.8份、铑0.4份、碳4份、硅2份、铜4份、氮0.08份、硼0.03份、锡0.9份、铁110份。5.权利要求1?4任一项所述汽车配件用合金材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤: (1)将所有原料按比例投入中频感应炉中融化； (2)升温至1100?1200°C，出炉浇铸; (3)淬火处理:淬火温度为700?750°C，保温2?3h，出炉空冷， (4)回火处理:回火温度为400?450°C，保温2?5h，出炉空冷，即得到汽车配件用合金材料。6.根据权利要求5所述的汽车配件用合金材料的制备方法，其特征在于，步骤(2)中，升温速度为45°C/min的速度。7.根据权利要求5所述的汽车配件用合金材料的制备方法，其特征在于，步骤(3)中，所述的淬火温度为750 °C。8.根据权利要求5所述的汽车配件用合金材料的制备方法，其特征在于，步骤(4)中，所述的回火温度为420°C。

　　【文档编号】C22C37/10GK105839010SQ201610202045

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年3月31日

　　【发明人】岳胜桥, 龚达锦, 吴海峰, 郑福新

　　【申请人】苏州睿昕汽车配件有限公司

　　一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺的制作方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，所述大尺寸冷作模具钢的化学成分及各成分的质量配比为：碳0.15%?0.2%、硅0.3%?0.5%、锰1.1%?1.5%、铬1.5%?2.4%、钛0.05%?0.1%、钼0.02%?0.04%，其余为铁；所述大尺寸冷作模具钢的热处理工艺包括：a、锻后等温退火；b、淬火：将退火后的所述大尺寸冷作模具钢再放入加热炉内，先升温至550?600℃，保温1?2h，继续升温至840?860℃，保温2?3h，然后急速放入淬火液中并冷却至淬火液温度；c、回火。通过上述方式，本发明通过优化其合金成分配比，能有效提高其耐磨性能、并改善其淬透性，同时通过严格控制热处理过程中的温度、升温速度、保温时间等工艺参数，提高其硬度、韧性及耐磨性能。

　　【专利说明】

　　一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及模具钢热处理技术领域，特别是涉及一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺。

　　【背景技术】

　　[0002]影响模具使用寿命的因素主要有设计结构、成形及制造工艺、模具材料的选用、热处理工艺及表面强化、润滑剂使用维护等。据调查统计，在模具失效的诸多因素中，由于模具用材和热处理不当引起的失效约占70%。

　　[0003]冷作模具钢生产成本低，易于冷、热加工，通过热处理可以获得较高的硬度。但大尺寸冷作模具钢淬透性差，淬火变形大，耐磨性不高。因而其热处理工艺复杂，且在淬火过程中容易产生淬火裂纹。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明主要解决的技术问题是:针对现有技术的不足，提供一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，通过优化其合金成分配比，能有效提高其耐磨性能、并改善其淬透性，同时通过严格控制热处理过程中的温度、升温速度、保温时间等工艺参数，提高其硬度、韧性及耐磨性能。

　　[0005]为解决上述技术问题，本发明采用的一个技术方案是:提供一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，所述大尺寸冷作模具钢的化学成分及各成分的质量配比为:碳0.15%-

　　0.2%、硅0.3%-0.5%、锰1.1%-1.5%、铬I.5%-2.4%、钛0.05%-0.1%、钼0.02%-0.04%，其余为铁，

　　所述大尺寸冷作模具钢的热处理工艺包括:

　　a、锻后等温退火:将所述大尺寸冷作模具钢放入加热炉内，加热炉升温至850-880°C，保温2-4h，然后炉冷至720-750°C，再保温3_4h，最后炉冷到450°C以下出炉空冷；

　　b、淬火:将退火后的所述大尺寸冷作模具钢再放入加热炉内，先升温至550-600°C，保温l-2h，继续升温至840-860°C，保温2-3h，然后急速放入淬火液中并冷却至淬火液温度；

　　C、回火:将淬火后的所述大尺寸冷作模具钢放入回火炉内，回火炉升温至300-330°C，保温1.5-2h，随炉冷却至室温后出炉。

　　[0006]在本发明一个较佳实施例中，所述淬火液的成分及质量份数包括:氢氧化钾30-35份、硝酸钠15-20份、硝酸钾5-10份、水40-45份。

　　[0007]在本发明一个较佳实施例中，所述淬火液的温度为60-80°C。

　　[0008]在本发明一个较佳实施例中，所述加热炉的升温速度为100_120°C/h。

　　[0009]本发明的有益效果是:本发明通过优化大尺寸冷作模具钢的合金成分配比，有效提高了其耐磨性能、并改善了其淬透性，同时通过严格控制热处理过程中的温度、升温速度、保温时间等工艺参数，提高其硬度、韧性及耐磨性能。

　　【具体实施方式】

　　[0010]下面对本发明的较佳实施例进行详细阐述，以使本发明的优点和特征能更易于被本领域技术人员理解，从而对本发明的保护范围做出更为清楚明确的界定。

　　[0011]本发明实施例包括:

　　实施例一:

　　一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，所述大尺寸冷作模具钢的化学成分及各成分的质量配比为:碳0.15%、硅0.5%、锰1.2%、铬2%、钛0.05%、钼0.02%、铁96.08%，

　　所述大尺寸冷作模具钢的热处理工艺包括:

　　a、锻后等温退火:将所述大尺寸冷作模具钢放入加热炉内，加热炉升温至850°C，保温2h，然后炉冷至720°C，再保温3h，最后炉冷到450°C以下出炉空冷；

　　b、淬火:将退火后的所述大尺寸冷作模具钢再放入加热炉内，先升温至550°C，保温Ih，继续升温至840°C，保温2h，然后急速放入淬火液中并冷却至淬火液温度；

　　C、回火:将淬火后的所述大尺寸冷作模具钢放入回火炉内，回火炉升温至300°C，保温1.5h，随炉冷却至室温后出炉。

　　[0012]其中，所述淬火液的成分及质量份数包括:氢氧化钾30份、硝酸钠20份、硝酸钾10份、水40份。

　　[0013]所述淬火液的温度为60°C。

　　[0014]所述加热炉的升温速度为100°C/h。

　　[0015]实施例二:

　　一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，所述大尺寸冷作模具钢的化学成分及各成分的质量配比为:碳0.16%、硅0.4%、锰1.5%、铬2.4%、钛0.05%、钼0.02%、铁95.47%，

　　所述大尺寸冷作模具钢的热处理工艺包括:

　　a、锻后等温退火:将所述大尺寸冷作模具钢放入加热炉内，加热炉升温至860°C，保温3h，然后炉冷至7400C，再保温3.5h，最后炉冷到450°C以下出炉空冷；

　　b、淬火:将退火后的所述大尺寸冷作模具钢再放入加热炉内，先升温至560°C，保温匕证，继续升温至850°C，保温2.5h，然后急速放入淬火液中并冷却至淬火液温度；

　　C、回火:将淬火后的所述大尺寸冷作模具钢放入回火炉内，回火炉升温至320°C，保温

　　1.5h，随炉冷却至室温后出炉。

　　[0016]其中，所述淬火液的成分及质量份数包括:氢氧化钾32份、硝酸钠16份、硝酸钾7份、水45份。

　　[0017]所述淬火液的温度为70°C。

　　[0018]所述加热炉的升温速度为110°C/h。

　　[0019]实施例三:

　　一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，所述大尺寸冷作模具钢的化学成分及各成分的质量配比为:碳0.2%、硅0.3%、锰I.1%、铬I.5%、钛0.1%、钼0.04%、铁96.76%，

　　所述大尺寸冷作模具钢的热处理工艺包括:

　　a、锻后等温退火:将所述大尺寸冷作模具钢放入加热炉内，加热炉升温至880°C，保温4h，然后炉冷至7500C，再保温4h，最后炉冷到450°C以下出炉空冷；

　　b、淬火:将退火后的所述大尺寸冷作模具钢再放入加热炉内，先升温至600V，保温2h，继续升温至860°C，保温3h，然后急速放入淬火液中并冷却至淬火液温度； C、回火:将淬火后的所述大尺寸冷作模具钢放入回火炉内，回火炉升温至330°C，保温2h，随炉冷却至室温后出炉。

　　[0020]其中，所述淬火液的成分及质量份数包括:氢氧化钾35份、硝酸钠15份、硝酸钾5份、水45份。

　　[0021]所述淬火液的温度为80°C。

　　[0022]所述加热炉的升温速度为120°C/h。

　　[0023]本发明揭示了一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，通过优化大尺寸冷作模具钢的合金成分配比，有效提高了其耐磨性能、并改善了其淬透性，同时通过严格控制热处理过程中的温度、升温速度、保温时间等工艺参数，提高其硬度、韧性及耐磨性能。

　　[0024]以上所述仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其他相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。

　　【主权项】

　　1.一种大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，其特征在于，所述大尺寸冷作模具钢的化学成分及各成分的质量配比为:碳0.15%-0.2%、硅0.3%-0.5%、锰I.1%_1.5%、铬I.5%-2.4%、钛 0.05%-0.1%、钼0.02%-0.04%，其余为铁， 所述大尺寸冷作模具钢的热处理工艺包括: a、锻后等温退火:将所述大尺寸冷作模具钢放入加热炉内，加热炉升温至850-880°C，保温2-4h，然后炉冷至720-750°C，再保温3_4h，最后炉冷到450°C以下出炉空冷； b、淬火:将退火后的所述大尺寸冷作模具钢再放入加热炉内，先升温至550-600°C，保温l-2h，继续升温至840-860°C，保温2-3h，然后急速放入淬火液中并冷却至淬火液温度； c、回火:将淬火后的所述大尺寸冷作模具钢放入回火炉内，回火炉升温至300-330V，保温1.5-2h，随炉冷却至室温后出炉。2.根据权利要求1所述的大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，所述淬火液的成分及质量份数包括:氢氧化钾30-35份、硝酸钠15-20份、硝酸钾5-10份、水40-45份。3.根据权利要求1所述的大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，所述淬火液的温度为60-80。。。4.根据权利要求1所述的大尺寸冷作模具钢及其热处理工艺，所述加热炉的升温速度为 100-120 cC/h O

　　【文档编号】C21D1/18GK105839011SQ201610214716

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月8日

　　【发明人】陈加兵

　　【申请人】太仓市沪太热处理厂

　　一种铁合金防腐蚀处理材料及方法

　　【专利摘要】本发明涉及了一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其特征在于所述的锌2.1?2.93、铁2.02?3.34、铬2.19?3.12、硼1.1?2.72、铜1.22?1.65，其余为铁及不可避免的杂质。本发明的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，在形成壁垒型阳极氧化膜之前，通过形成致密的氧化层，可以使壁垒型阳极氧化膜致密，可使其成为铁合金防腐蚀性以及气体放出特性优良的壁垒型阳极氧化膜。

　　【专利说明】

　　一种铁合金防腐蚀处理材料及方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及一种金属铁合金技术领域，尤其涉及一种铁合金防腐蚀处理材料及方法。

　　【背景技术】

　　[0002]现我国每年消耗的铁合金，用于电工领域外，还有大约50的铁合金被用于管材或阀门等领域。这主要是因为铁的性能不活泼，防腐性能强的原因，但在这些领域中因为接触的水等液体及环境依然会对这类器材产生一定的腐蚀作用，我们经常能够发现在家中或其它地方的管材或阀门结有绿色的铁锈，这不仅影响美观也同样减少这些材质的使用寿命，但是这两种金属的电阻率高，对降低摩擦时出现的火花的作用有限。对铁或铁合金进行腐蚀处理的方法，包括有铁合金的表面进行壁皇型阳极氧化处理、进行加热脱气处理的方法。本发明很好的解决了现有的存在技术问题。

　　【发明内容】

　　[0003]本发明提供了一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，但铁合金有明显的缺陷就是硬度不足，对铁合金进行耐腐蚀处理的方法，包括有铁合金的表面进行壁皇型阳极氧化处理、进行加热脱气处理的技术方法。

　　[0004]本发明的上述技术问题主要是通过下述技术方案得以解决的。

　　[0005]本发明的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其特征在于所述的锌2.1-2.93、铁2.02-3.34、铬2.19-3.12、硼1.1-2.72、铜1.22-1.65，其余为铁及不可避免的杂质。

　　[0006]作为优选:所述的铜、锌和铬的质量比为3:5:2。

　　[0007]本发明的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其制备方法:I)将所述的铁合金的表面形成厚15-25nm的致密的氯化层，使用酸性溶液对上述氯化层进行氯化处理;2)然后在氧气下进行壁皇型阳极氧化处理，所述酸溶液包括有按重量百分比为60-45的硫酸和3-5的碳酸;3)将上述酸性溶液加热到100-150°C，将铁合金浸渍15-20分钟;4)所述在氧气下进行壁皇型阳极氧化处理是将铁合金加热到280-380°C后维持温度5-20小时；5)进行壁皇型阳极氧化处理。

　　[0008]本发明的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，在形成壁皇型阳极氧化膜之前，通过形成致密的氧化层，可以使壁皇型阳极氧化膜致密，可使其成为铁合金防腐蚀性以及气体放出特性优良的壁皇型阳极氧化膜。

　　【具体实施方式】

　　[0009]为了便于本领域普通技术人员理解和实施本发明，并对本发明的技术方案作进一步的具体说明。

　　[0010]实施例1:本例的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其特征在于所述的锌2.1-2.93、铁2.02-3.34、铬2.19-3.12、硼1.1-2.72、铜1.22-1.65，其余为铁及不可避免的杂质，所述的铜、锌和铬的质量比为3:5: 2。

　　[0011]本发明的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其制备方法:I)将所述的铁合金的表面形成厚15-25nm的致密的氯化层，使用酸性溶液对上述氯化层进行氯化处理;2)然后在氧气下进行壁皇型阳极氧化处理，所述酸溶液包括有按重量百分比为60-45的硫酸和3-5的碳酸;3)将上述酸性溶液加热到100-150°C，将铁合金浸渍15-20分钟;4)所述在氧气下进行壁皇型阳极氧化处理是将铁合金加热到280-380°C后维持温度5-20小时；5)进行壁皇型阳极氧化处理。

　　[0012]本发明的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，在形成壁皇型阳极氧化膜之前，通过形成致密的氧化层，可以使壁皇型阳极氧化膜致密，可使其成为铁合金防腐蚀性以及气体放出特性优良的壁皇型阳极氧化膜。

　　[0013]实施例2:本例的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其特征在于所述的锌2.1、铁2.02、铬2.19、硼1.1、铜1.22，其余为铁及不可避免的杂质，所述的铜、锌和铬的质量比为3:

　　5:2ο

　　[0014]本发明的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其制备方法:I)将所述的铁合金的表面形成厚15-25nm的致密的氯化层，使用酸性溶液对上述氯化层进行氯化处理;2)然后在氧气下进行壁皇型阳极氧化处理，所述酸溶液包括有按重量百分比为60-45的硫酸和3-5的碳酸;3)将上述酸性溶液加热到100-150°C，将铁合金浸渍15-20分钟;4)所述在氧气下进行壁皇型阳极氧化处理是将铁合金加热到280-380°C后维持温度5-20小时；5)进行壁皇型阳极氧化处理。

　　[0015]本发明的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，在形成壁皇型阳极氧化膜之前，通过形成致密的氧化层，可以使壁皇型阳极氧化膜致密，可使其成为铁合金防腐蚀性以及气体放出特性优良的壁皇型阳极氧化膜。

　　[0016]实施例3:本例的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其特征在于所述的锌2.93、铁3.34、铬3.12、硼2.72、铜1.65，其余为铁及不可避免的杂质，所述的铜、锌和铬的质量比为3:5:2。

　　[0017]本发明的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其制备方法:I)将所述的铁合金的表面形成厚15-25nm的致密的氯化层，使用酸性溶液对上述氯化层进行氯化处理;2)然后在氧气下进行壁皇型阳极氧化处理，所述酸溶液包括有按重量百分比为60-45的硫酸和3-5的碳酸;3)将上述酸性溶液加热到100-150°C，将铁合金浸渍15-20分钟;4)所述在氧气下进行壁皇型阳极氧化处理是将铁合金加热到280-380°C后维持温度5-20小时；5)进行壁皇型阳极氧化处理。

　　[0018]本发明的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，在形成壁皇型阳极氧化膜之前，通过形成致密的氧化层，可以使壁皇型阳极氧化膜致密，可使其成为铁合金防腐蚀性以及气体放出特性优良的壁皇型阳极氧化膜。

　　[0019]以上所述仅为本发明的具体实施例，但本发明的结构特征并不局限于此，任何本领域的技术人员在本发明的领域内，所作的变化或修饰皆涵盖在本发明的专利范围之中。

　　【主权项】

　　1.一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其特征在于所述的锌2.1-2.93、铁2.02-3.34、铬2.19-3.12、硼1.1-2.72、铜1.22-1.65，其余为铁及不可避免的杂质。2.根据权利要求1所述的一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其特征在于所述的铜、锌和铬的质量比为3:5:2。3.一种铁合金防腐蚀处理材料及方法，其制备方法: .1)将所述的铁合金的表面形成厚15-25nm的致密的氯化层，使用酸性溶液对上述氯化层进行氯化处理； .2)然后在氧气下进行壁皇型阳极氧化处理，所述酸溶液包括有按重量百分比为60-45的硫酸和3-5的碳酸； .3)将上述酸性溶液加热到100-150°C，将铁合金浸渍15-20分钟； .4)所述在氧气下进行壁皇型阳极氧化处理是将铁合金加热到280-380°C后维持温度5-.20小时; .5 )进行壁皇型阳极氧化处理。

　　【文档编号】C22C38/18GK105839012SQ201610222691

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月12日

　　【发明人】史海华

　　【申请人】史海华

　　制冷压缩机用滑片及其制造方法

　　【专利摘要】一种旋转式制冷压缩机用滑片，滑片材料为渗碳钢，渗碳钢的化学成分如下 重量%：C0.17～0.24 Si0.17～0.37 Mn0.90～1.20 Cr0.90～1.20 Fe余量。相应地提供了一种旋转式制冷压缩机用滑片的制造方法，其包括如下步骤：(一)、选用渗碳钢，冷轧成钢条；(二)、加工钢条至所需的滑片的形状和尺寸；(三)、对滑片进行渗碳淬火；(四)、对渗碳淬火的滑片进行冷处理；(五)、再对冷处理后的滑片进行回火处理；(六)、粗磨滑片各个面；(七)、精磨滑片各个面至达到规定要求。

　　【专利说明】

　　制冷压缩机用滑片及其制造方法

　　技术领域

　　[0001 ]本发明涉及一种制冷压缩机滑片及其制造方法。

　　【背景技术】

　　[0002]旋转式制冷压缩机因其制冷效率高、结构紧凑、体积小、重量轻而得到大量的应用，作为压缩机的重要元件滑片，需与压缩机的偏心滚动活塞紧贴，且长期在冷媒介质的高温、高压、高速冲击负荷的条件下工作，因此滑片与活塞的接触部分极易磨损，需要较好的滑动性能、耐疲劳性和耐腐蚀性。

　　[0003]滑片一般经精心挑选由特殊的钢材制得，未经加工的钢材其硬度、抗磨性和耐腐蚀性等都很难满足压缩机的工作要求，为了提高滑片表面的硬度、抗磨性和耐腐蚀性，需要对滑片材料及其表面处理进行大量的研究，并提供相应的制造方法。

　　[0004]长期以来，滑片采用的钢材局限于高速工具钢和高碳不锈钢，这些材料不易得到、价格较高，限制了滑片的进一步应用，而且含碳量过高、硬度过大，造成加工困难，成品率低。

　　[0005]又由于钢材品种多，成份复杂，加工方法多变，滑片质量要求高，因此如何选择出合理的材料和加工方法来制得制冷压缩机用滑片并不能简单推理而得到，其变得十分复杂和困难。

　　【发明内容】

　　[0006]本发明所要解决的技术问题是克服现有技术的上述不足而提供一种制冷压缩机用滑片，使其易于制造并具有良好的耐磨性和较长的接触疲劳寿命。

　　[0007]本发明还提供了一种旋转式制冷压缩机用滑片的制造方法，使滑片制造简单、成本低且不污染环境。

　　[0008]本发明解决上述技术问题所采用的技术方案为:

　　一种旋转式制冷压缩机用滑片，滑片材料为渗碳钢，渗碳钢的化学成分如下重量％:C0.17?0.24 S1.17?0.37 Mn0.90?1.20 Cr0.90?1.20 Fe余量。

　　[0009]还提供一种旋转式制冷压缩机用滑片，滑片材料为渗碳钢，渗碳钢的化学成分如下重量％:C0.17?0.24 Si0.17?0.37 Μη0.80?1.10 Cr 1.00?1.30 Ti 0.04?0.10 Fe余量。

　　[0010]所述的渗碳钢热处理后的硬度为56-63HRC。

　　[0011]相应地提供了一种旋转式制冷压缩机用滑片的制造方法，其包括如下步骤:

　　(一)、选用渗碳钢，冷乳成钢条；

　　(二)、加工钢条至所需的滑片的形状和尺寸；

　　(三)、对滑片进行渗碳淬火；

　　(四)、对渗碳淬火的滑片进行冷处理；

　　(五)、再对冷处理后的滑片进行回火处理； (六)、粗磨滑片各个面；

　　(七)、精磨滑片各个面至达到规定要求。

　　[0012]按上述方法，就可制造出合格的旋转式制冷压缩机用滑片。

　　[0013]与现有技术相比，本发明的优点在于:

　　1、原料选用渗碳钢，其来源充足，价格低，成本省。

　　[0014]2、由于渗碳钢有很好的加工性，因此加工成本低。

　　[0015]3、滑片经渗碳淬火、冷处理、回火处理后，其性能优异，完全达到了滑片的使用要求。

　　【具体实施方式】

　　[0016]以下结合实施例对本发明作进一步详细描述。

　　[0017]实施例一:一种旋转式制冷压缩机用滑片，滑片材料为渗碳钢，渗碳钢的化学成分如下重量％:C0.17?0.24 S1.17?0.37 Μη0.90?1.20 Cr0.90?1.20 Fe余量。

　　[0018]—种旋转式制冷压缩机用滑片的制造方法，其包括如下步骤:

　　(一)、选用渗碳钢，冷乳成钢条；

　　(二)、加工钢条至所需的滑片的形状和尺寸；

　　(三)、对滑片进行渗碳淬火；

　　(四)、对渗碳淬火的滑片进行冷处理；

　　(五)、再对冷处理后的滑片进行回火处理；

　　(六)、粗磨滑片各个面；

　　(七)、精磨滑片各个面至达到规定要求。

　　[0019]步骤(三)所述渗碳淬火条件为:介质为油，渗碳温度为860-930°C，时间为120-240分钟，碳势cp%S0.3-1.2%;淬火温度为850-890°C。

　　[0020]步骤(四)中冷处理滑片温度为-60 - -110°C，时间为60-150分钟。

　　[0021]步骤(五)中滑片回火温度为160-200°C，保温120-210分钟。

　　[0022]上述滚动活塞淬火、回火后硬度为56-63HRC。

　　[0023]得到的滑片完全符合使用要求。

　　[0024]实施例2

　　滑片采用的渗碳钢的化学成分如下重量％:C0.17?0.24 S1.17?0.37 Mn0.80?1.10Crl.00?1.30 Ti 0.04—0.10 Fe余量。

　　[0025]其余同实施例1。

　　[0026]得到的滑片完全符合使用要求。

　　【主权项】

　　1.旋转式制冷压缩机用滑片，其特征在于:滑片材料为渗碳钢，渗碳钢的化学成分如下重量％:C0.17?0.24 S1.17?0.37 Mn0.90?1.20 Cr0.90?1.20 Fe余量。2.旋转式制冷压缩机用滑片，其特征在于:滑片材料为渗碳钢，渗碳钢的化学成分如下重量％:C0.17?0.24 Si0.17?0.37 Μη0.80?1.10 Cr 1.00?1.30 Ti 0.04?0.10 Fe余量。3.如权利要求1或2所述的旋转式制冷压缩机用滑片，其特征在于:所述的渗碳钢热处理后的硬度为56-63HRC。4.一种旋转式制冷压缩机用滑片的制造方法，其特征在于:其包括如下步骤: (一)、选用渗碳钢，冷乳成钢条； (二)、加工钢条至所需的滑片的形状和尺寸； (三)、对滑片进行渗碳淬火； (四)、对渗碳淬火的滑片进行冷处理； (五)、再对冷处理后的滑片进行回火处理； (六)、粗磨滑片各个面； (七)、精磨滑片各个面至达到规定要求。5.如权利要求5所述的旋转式制冷压缩机用滑片的制造方法，其特征在于:步骤(三)所述渗碳淬火条件为:介质为油，渗碳温度为860-930°C，时间为120—240分钟，碳势@%为0.3-1.2%;淬火温度为850-890°C。6.如权利要求5或6所述的旋转式制冷压缩机用滑片的制造方法，其特征在于:步骤(四)中冷处理滑片温度为-60——110°C，时间为60-150分钟。7.如权利要求5或6所述的旋转式制冷压缩机用滑片的制造方法，其特征在于:步骤(五)中滑片回火温度为160-200°(:，保温120-210分钟。

　　【文档编号】C22C38/14GK105839013SQ201610233377

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月15日

　　【发明人】庄希平, 林国富, 郑贺

　　【申请人】宁波甬微集团有限公司

　　一种起重机械卸扣用钢及其制备方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种起重机械卸扣用钢及其制备方法，所述钢的化学成分的重量百分比为：C 0.20～0.22％、Si 0.20～0.30％、Mn 0.60～0.70％、Cr 0.80～0.90％、P≤0.018％、S≤0.010％、Ni≤0.10％、Cu≤0.10％、Mo≤0.10％、Al 0.028～0.040％、Sn≤0.003％，其余为铁及不可避免微量杂质；其中Ni+Cu+Mo≤0.18％，控制钢的回火脆性敏感系数J＝(Si+Mn)×(P+Sn)×104≤120。本发明所得钢的屈服强度值630MPa以上，抗拉强度880MPa以上，延伸率11.5?14％，Z向断面收缩率43?49％，U型缺口冲击功78J以上。

　　【专利说明】

　　一种起重机械卸扣用钢及其制备方法

　　技术领域

　　[0001 ]本发明属于钢材的制备技术领域，具体地，本发明涉及一种起重机械卸扣用钢及其制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002]随着市场经济的发展，起重机械卸扣行业近几年得到了飞速发展。起重机械卸扣断面结构简单承载荷大，广泛适用于电力、冶金、石油、机械、铁路、化工、港口、矿山、建筑等各行各业。至2016年，国内重点企业年起重机械卸扣用钢量达50万吨。

　　[0003]现有的生产技术生产的起重机械卸扣用钢在强度、强韧性匹配和热处理稳定性方面无法满足市场要求。现有工艺生产的钢强度性能较低，延伸效果相对较差，且进行热处理增加了能耗和成本，延长了生产周期。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明的目的在于提供一种起重机械卸扣用钢，通过优化成分和工艺流程，使各项性能指标满足起重机械卸扣用钢的要求。

　　[0005]为实现上述目的，本发明采用的技术方案是:

　　[0006]—种起重机械卸扣用钢，所述钢的化学成分的重量百分比为:C 0.20?0.22%、Si0.20 ?0.30%、Mn 0.60 ?0.70 %、Cr 0.80 ?0.90 %、P < 0.018 %、S < 0.010 %、Ni <0.10% ^Cu <0.10% ^Mo <0.10% ^Al 0.028?0.040%、Sn < 0.003%，其余为铁及不可避免微量杂质，其中Ni+Cu+Mo <0.18%，控制钢的回火脆性敏感系数J=(Si+Mn) X (P+Sn) X 14

　　< 120ο

　　[0007]本发明中，所述钢的金相组织为铁素体+珠光体。

　　[0008]本发明的另一个目的在于，还提供了一种起重机械卸扣用钢的制备方法，所述制备方法包括以下步骤:电炉冶炼-LF精炼-VD真空脱气-连铸-加热炉加热-乳制-据切-缓冷-入库，其中:

　　[0009]加热炉加热中，预热段温度600?800°C，加热段温度1180?1250°C，均热段温度1200?12400C，均热时间不少于30min，加热时间控制在2.5_3小时；

　　[0010]乳制中，开乳温度1090?1150°C，经高压水除磷，粗乳乳制后的温度为1000°C?IlOO0C，精乳后终乳温度850?950°C，压缩比? 10；

　　[0011]锯切温度650?750°C，锯切后打捆收集进下一步工序；

　　[0012]钢材缓冷至500?6000C入缓冷坑，缓冷时间大于24小时，小于200 V出缓冷坑。

　　[0013]与现有技术相比，本发明的有益效果是:经过批量试制的起重机械卸扣用钢，各项性能指标均达到用户理想要求，其力学性能为屈服强度值630MPa以上，抗拉强度SSOMPaW上，延伸率11.5-14%，Z向断面收缩率43-49%，U型缺口冲击功70-95J。

　　【附图说明】

　　[0014]图1为本发明实施例1所得钢的金相组织图；

　　[0015]图2为本发明实施例2所得钢的金相组织图；

　　[0016]图3为本发明实施例3所得钢的金相组织图。

　　【具体实施方式】

　　[0017]下面结合实施例对本发明作进一步详细的说明。

　　[0018]实施例1

　　[0019]—种起重机械卸扣用钢的生产方法，其工艺流程顺序为:电炉冶炼-LF精炼-VD真空脱气-连铸-加热炉加热-乳制-锯切-缓冷-入库，其具体控制手段如下:

　　[0020]冶炼成分设计(wt%):C0.20%、Si 0.25%、Μη 0.66%、Cr 0.87%、Ρ 0.010%、S0.008%、Ni 0.03%、Cu 0.02%、Mo 0.005%、A1 0.035%、Sn 0.0021%，其中Ni+Cu+Mo=0.055%，控制钢的回火脆性敏感系数J=(Si+Mn) X (P+Sn) X 14=110.11，其余为铁及不可避免微量杂质；

　　[0021 ] 浇铸，保真空破坏后，在1531?1541°C温度范围内浇铸连铸坯，乳材产品目标直径Φ 40mm，连铸坯规格为180 X 220mm;

　　[0022]加热炉加热中，预热段温度600?800°C，加热段温度1180?1250°C，均热段温度1200?12400C，均热时间不少于30min，加热时间控制在2.5_3小时；

　　[0023]除磷，高压水水压控制在18_20Mpa，一次除鳞即可除净表面氧化铁皮；

　　[0024]乳制中，压缩比?10，开乳温度为1120°C，热乳工艺分为粗乳和精乳，粗乳后温度为1050°C，精乳后温度为900°C，进入步进式冷床输送到热剧锯切，锯切温度为680°C，锯切后进入收集槽收集打捆，进入缓冷坑时温度为530°C，缓冷时间24小时，出坑温度为40°C。

　　[0025]对产品检验后，钢的金相组织图如图1所示，图1中可以看出钢的金相组织为铁素体+珠光体。其力学性能为屈服强度值633MPa，抗拉强度881MPa，延伸率12%，Z向断面收缩率平均值46%，U型缺口冲击功78J，满足用户要求。

　　[0026]实施例2

　　[0027]—种起重机械卸扣用钢的生产方法，其工艺流程顺序为:电炉冶炼-LF精炼-VD真空脱气-连铸-加热炉加热-乳制-锯切-缓冷-入库，其具体控制手段如下:

　　[0028]冶炼成分设计(wt%):C0.21%、Si 0.26% ^Mn 0.66%、Cr 0.87%、Ρ 0.010%、S

　　0.008%、Ni 0.03%、Cu 0.02%、Μο 0.005%、Α1 0.038%、Sn 0.0020%，其中Ni+Cu+Mo=

　　0.055%，控制钢的回火脆性敏感系数J=(Si+Mn) X (P+Sn) X 14=110.4，其余为铁及不可避免微M杂质；

　　[0029]浇铸，保真空破坏后，在1531?1541°C温度范围内浇铸连铸坯，乳材产品目标直径Φ 45mm，连铸坯规格为180 X 220mm;

　　[0030]加热炉加热中，预热段温度600?800°C，加热段温度1180?1250°C，均热段温度1200?12400C，均热时间不少于30min，加热时间控制在2.5_3小时；

　　[0031 ]除磷，高压水水压控制在18_20Mpa，一次除鳞即可除净表面氧化铁皮；

　　[0032]乳制中，压缩比? 10，开乳温度为1150°C，热乳工艺分为粗乳和精乳，粗乳后温度为1080°C，精乳后温度为920°C，进入步进式冷床输送到热剧锯切，锯切温度为700°C，锯切后进入收集槽收集打捆，进入缓冷坑时温度为550°C，缓冷时间24小时，出坑温度为40°C。

　　[0033]对产品检验后，钢的金相组织图如图2所示，图2中可以看出钢的金相组织为铁素体+珠光体。其力学性能为屈服强度值640MPa，抗拉强度900MPa，延伸率12.5 %，2向断面收缩率平均值45%，U型缺口冲击功85J，满足用户要求。

　　[0034]实施例3

　　[0035]—种起重机械卸扣用钢的生产方法，其工艺流程顺序为:电炉冶炼-LF精炼-VD真空脱气-连铸-加热炉加热-乳制-锯切-缓冷-入库，其具体控制手段如下:

　　[0036]冶炼成分设计(wt%):C0.22%、Si 0.25%、Μη 0.68%、Cr 0.89%、Ρ 0.010%、S

　　0.006%、Ni 0.03%、Cu 0.02%、Mo 0.002%、A1 0.035%、Sn 0.0020%，其中Ni+Cu+Mo=

　　0.052%，控制钢的回火脆性敏感系数J=(Si+Mn) X (P+Sn) X 14=Ill.6，其余为铁及不可避免微M杂质；

　　[0037]浇铸，保真空破坏后，在1531?1541°C温度范围内浇铸连铸坯，乳材产品目标直径Φ 30mm，连铸坯规格为180 X 220mm;

　　[0038]加热炉加热中，预热段温度600?800°C，加热段温度1180?1250°C，均热段温度1200?12400C，均热时间不少于30min，加热时间控制在2.5_3小时；

　　[0039]除磷，高压水水压控制在18_20Mpa，一次除鳞即可除净表面氧化铁皮；

　　[0040]乳制中，压缩比?10，开乳温度为IllOtC，热乳工艺分为粗乳和精乳，粗乳后温度为1060°C，精乳后温度为900°C，进入步进式冷床输送到热剧锯切，锯切温度为670°C，锯切后进入收集槽收集打捆，进入缓冷坑时温度为540°C，缓冷时间24小时，出坑温度为40°C。

　　[0041]对产品检验后，钢的金相组织图如图3所示，图3中可以看出钢的金相组织为铁素体+珠光体。其力学性能为屈服强度值630MPa，抗拉强度890MPa，延伸率13%，Z向断面收缩率平均值45%，U型缺口冲击功80J，满足用户要求。

　　[0042]最后所应说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制。尽管参照实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应该理解，对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，都不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

　　【主权项】

　　1.一种起重机械卸扣用钢，其特征在于，所述钢的化学成分的重量百分比为:C 0.20?0.22%、Si 0.20?0.30%、Mn 0.60?0.70%、Cr 0.80?0.90%、P<0.018%、S<0.010%、Ni <0.10% ^Cu <0.10% ^Mo <0.10% ^Al 0.028?0.040% ^Sn < 0.003% ,其余为铁及不可避免微量杂质；其中Ni+Cu+Mo <0.18%，控制钢的回火脆性敏感系数J=(Si+Mn) X (P+Sn)Χ104< 120ο2.根据权利要求1所述的一种起重机械卸扣用钢，其特征在于，所述钢的金相组织为铁素体+珠光体。3.权利要求1或2所述的一种起重机械卸扣用钢的制备方法，所述制备方法包括以下步骤:电炉冶炼-LF精炼-VD真空脱气-连铸-加热炉加热-乳制-锯切-缓冷-入库，其中: 加热炉加热中，预热段温度600?800°C，加热段温度1180?1250°C，均热段温度1200?12400C，均热时间不少于30min，加热时间控制在2.5_3小时； 乳制中，开乳温度1090?1150°C，经高压水除磷，粗乳乳制后的温度为1000°C?11000C，精乳后终乳温度850?950°C，压缩比? 10； 锯切温度650?750°C，锯切后打捆收集进下一步工序； 钢材缓冷至500?600 °(:入缓冷坑，缓冷时间大于24小时，小于200 °C出缓冷坑。4.根据权利要求3所述的一种起重机械卸扣用钢的制备方法，其特征在于，高压水除鳞水压控制在18-20Mpa。

　　【文档编号】C22C38/04GK105839014SQ201610326473

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月17日

　　【发明人】李金浩, 郭志元

　　【申请人】山东钢铁股份有限公司

　　一种Mn-Cr系高性能齿轮钢的生产方法

　　【专利摘要】本发明属于合金钢技术领域，具体涉及一种Mn?Cr系齿轮钢的制造方法。齿轮钢的成分范围为C：0.17～0.22％，Si：0.15～0.25％，Mn：1.10～1.40％，Cr：1.00～1.30％，Mo≤0.08％，B≤0.0005％，Cu≤0.02％、Ni≤0.02％、Al：0.025～0.055％，P≤0.015％，S：0.020～0.035％，N≤130ppm，其余为铁。本发明通过优化精炼过程、渣系控制，提高了钢液的洁净度；通过喂丝工序进行增氮处理从而有效细化了该铝脱氧齿轮钢晶粒的同时，实现了淬透性合金元素的精确控制，解决脱氧保硫矛盾，并保证钢液良好可浇性及齿轮钢优良的切削性能。

　　【专利说明】

　　一种Mn-Cr系高性能齿轮钢的生产方法

　　技术领域

　　[0001 ]本发明属于合金钢技术领域，具体涉及一种Mn-Cr系齿轮钢的制造方法。

　　【背景技术】

　　[0002]齿轮钢基于其成品零件的实际工作环境及要求，通常需要具有良好的强韧性以及耐磨性，除此之外，高性能齿轮用钢还需要很好地承受冲击、弯曲及接触应力，而且能够满足变形小，精度高，噪声低等要求。

　　[0003]由于齿轮钢的特殊用途，齿轮在工作中须承受的各类应力是导致其疲劳失效的重要原因。引起齿轮钢疲劳裂纹主要源头为氧化物夹杂，而且夹杂总量主要由钢中的氧含量决定。

　　[0004]末端淬透性的稳定与否对齿轮热处理后的变形量的大小有很大的影响，齿轮变形量的大小直接影响到齿轮箱的噪音大小;细小均匀的奥氏体晶粒可以稳定末端淬透性，减少热处理变形，提高渗碳钢的抗脆断能力；另一方面，齿轮钢渗碳后疲劳裂纹在夹杂物处起裂，在渗碳层沿晶界扩展，因此细化晶粒还可显著提高疲劳性能；而钢中带状组织的出现往往易引起齿轮渗碳组织的不稳定性，使渗碳层变形无规律，导致齿轮工件变形和疲劳性能的降低，影响齿轮的精度和使用寿命;此外，良好的切削性能是保证齿轮加工精度及降低加工成本的重要条件。因此，高性能齿轮用钢的质量水平主要通过洁净度、末端淬透性带宽及离散度、组织均匀性、晶粒度及切削性能来体现。

　　【发明内容】

　　[0005]本发明提供了一种Mn-Cr系齿轮钢的制造方法，采用EAF-C0NVERTER电转炉冶炼+LF+VD+CCM的工艺路线，

　　[0006]齿轮钢的成分范围为C:0.17?0.22%，S1:0.15?0.25%，Mn:1.10?1.40%，Cr:1.00?1.30%，Mo< 0.08%，B< 0.0005%，Cu< 0.02%、Ni < 0.02%、A1:0.025?0.055%，P<0.015%，S:0.020?0.035%，N< 130ppm，其余为铁。

　　[0007]EAF-CONVERTER 电转炉:

　　[0008]电转炉总装入量控制在100吨左右，铁水比90%，冷料控制在10%，其中3%为生铁，其余为优质废钢(废钢选取非含Mo、B、W、Cu、N1、Ti的合金钢)。电转炉利用铁水倾翻装置采用在线铁水装入模式，结合泡沫渣操作工艺，稳定炉内碳氧反应气氛，达到脱P控温的目的；本钢种虽为低碳钢，但出钢碳过低，特别是C含量小于0.08%时，钢中氧含量将急剧增长，相应的脱氧产物的增加将不利于提高钢液的洁净度，因此，采用电转炉初炼时本钢种严禁出钢钢水过氧化，出钢碳需严格控制在0.08%?0.12%范围内，同时要求出钢P <

　　0.010 % ;采用偏心底出钢，出钢温度T > 16400C，确保迅速化渣；出钢量控制在85 ± 2吨，以保证钢包净空高度，确保真空抽气顺利，同时，较多的余钢量也有利于防止出钢下渣的发生；出钢过程加入适量Al块及电石脱氧，采用低钛硅铁(Ti< 0.02%)、低碳低钛铬铁(Ti<0.02%),低碳锰铁及部分高碳锰铁合金化，并加入石灰及低钛合成渣料(Ti02<0.05%)进行造渣；出钢末期严格控制炉内余钢量，严禁出钢下渣，有效避免电炉渣对钢液成分(特别是P、S1、Ti)的影响以及精炼条件的恶化作用。出钢选用高洁净度钢包，尤其注意不可采用刚刚完成含T 1、B的合金钢冶炼的周转钢包，而选用新包或中修钢包必须经过两次周转以上。

　　[0009]LF精炼及VD真空处理:

　　[0010]LF精炼前期使用Al粒和少量SiC进行脱氧，中后期小批量多次均匀飘散无碳脱氧剂SiFe粉至渣面脱氧保渣，保持精炼良好的还原性气氛并防止碳含量的波动;初样成分出来后补加优质合金调整成分，LF精炼前期调整氩气压力至0.4?0.6MPa(视炉渣情况进行调整)，中后期氩气压力为0.2?0.35MPa，保持炉内微正压;LF精炼过程造高碱度渣(二元碱度R: 3.5?5.0)，确保脱氧及吸附Al2O3能力的同时，兼顾良好的流动性及钢渣分离性;LF精炼吊包前达到除Mn、Cr、N、S以外各元素的成品目标成分，其中LF精炼吊包前10分钟C、Si含量达到目标值时需同时完成升温要求，之后不再进行大电流通电且不再向炉内渣面加入大量保渣脱氧剂，以防增碳增硅，而Mn、Cr在LF吊包前均达到目标成分范围的下限，为后续增氮喂丝留一定精调余量，同时考虑后续真空招损，Al按控制范围最上限控制，此外特定残余兀素需满足Mo < 0.005%、B< 0.0003%、V <0.01%、Cu< 0.01%、Ni <0.01% K 0.005%、Ti<0.0015%的含量要求;精炼时间达到40?70分钟，钢液温度符合要求、渣况合理，即吊包进入VD工位进行真空处理。VD处理过程，抽至高真空(<67Pa)后保压15分钟，高真空下要求明显可见钢液裸露翻腾。

　　[0011]喂丝及软吹:

　　[0012]VD处理后根据钢中实际的N含量及Mn、Cr含量，调整喂入适当重量及比例的MnN丝及CrN丝，完成增氮及Mn、Cr含量的精调，必要时，辅以碳丝喂入完成C含量的微调，以实现炉与炉之间C的波动在± 0.0I %，主要合金元素(Cr、Mn)的波动控制在0.03 %的范围，而钢中N含量控制在70?lOOppm，保证钢中A1/N为3?5，细化晶粒的同时有利于消除残余淬透性敏感元素特别是残余硼对钢材淬透性的影响，

　　[0013]由于钢中即使存在微量的酸溶硼，也可以对钢的淬透性产生非常显著的负面影响，而过量的那部分氮可以结合酸溶性硼形成氮化硼，从而消除了残余硼对钢材淬透性的影响；

　　[0014]LF精炼及VD处理过程中，钢中硫含量随着钢液深脱氧的持续进行而不断降低，VD处理后钢液中的硫含量远低于含量要求范围，为使硫达到受控状态，采用“再硫化工艺”。而在进行“再硫化”工序前需通过向钢液中喂入适量钙丝来完成钙处理，这一方面是因为钢中硫高时很难实现Al2O3的完全变性，故选择在“再硫化工艺”前钢液含硫量较低时进行钙处理并保持10分钟以上的软吹间隔，以尽量避免CaS的大量生成并将Al2O3充分变性，提高钢液可浇性，另一方面，钙处理产生的mCa0.Ml2O3将为后续生成的硫化物提供包覆核心，避免生成大量具有强延展性的单相硫化物，而形成有利于提高切削性能的纺锤型氧硫复合夹杂物。

　　[0015]CCM 连铸:

　　[0016]连铸过热度严格控制在15?25°C，本钢种严格执行慢节奏恒拉速控制，二冷采用弱冷;连铸过程采用碱性覆盖剂，中包内安装镁质挡墙，保持中包黑渣面操作，加强大包水口与长水口之间的氩气保护，增加大包下水口与长水口接缝处外置式氩环，保持微正压(0.7?0.9pa)，尽量减少连铸过程的二次氧化;采用四孔水口并开启电磁搅拌，促进钢液中夹杂物上浮，降低缩孔几率的同时改善铸坯中心偏析;除此之外，使用含硫钢专用保护渣，以防止浇注过程出现保护渣失效的情况，并有效吸附钢液中的夹杂物，进一步提高钢液的可浇性。

　　[0017]本发明的有益效果在于:通过选用特定优质废钢、合金原料，优化精炼过程、渣系控制，提高了钢液的洁净度，大大降低了影响齿轮疲劳寿命的氧化物、氮化钛夹杂物水平及有害残余元素含量，同时也为后续低过热度浇注创造了有利条件；

　　[0018]通过喂丝工序进行增氮处理从而有效细化了该铝脱氧齿轮钢晶粒的同时，实现了淬透性合金元素的精确控制，并大大弱化相关残余元素，特别是残余酸溶硼对淬透性的影响，为该高性能齿轮钢获得稳定的窄带淬透特性奠定了重要基础，因此本发明虽然在现有技术的基础上增加了氮含量，但是未出现传统技术中“钢的韧性和塑性降低;氮与钢中钛等元素形成带棱角的脆性夹杂物，降低钢的冷热变形加工性;钢的宏观组织疏松甚至形成皮下气泡;铸坯出现裂纹缺陷”等负面问题；

　　[0019]通过喂丝工序的“再硫化”及Ca处理的严格控制，解决脱氧保硫矛盾，并保证钢液良好可浇性的同时，优化了钢中硫化物形态及分布，有效保证了该齿轮钢优良的切削性能；通过强化连铸过程的低过热度恒拉速控制及二冷制度、四孔水口与电磁搅拌的协同作用，降低了元素的偏析，提高了钢质的均匀性。

　　【具体实施方式】

　　[0020]实施例1:

　　[0021 ] 采用EAF-CONVERTER电转炉冶炼—LF炉精炼—VD真空处理—CCM连铸的工艺路线生产Mn-Cr系高性能齿轮钢。

　　[0022]冶炼成品成份控制:C:0.17?0.22%，S1:0.15?0.25%，Mn: 1.10?1.40% ,Cr:1.00?1.30%，Mo<0.08%，B<0.0005%，Cu<0.02%、Ni < 0.02%、A1:0.025?0.055%，P:《0.015%，S:0.020?0.035%，Ν: < 130ppm。

　　[0023]电转炉总装入量控制在102.2吨，铁水比90%，生铁加入量为3.6吨，其余为优质废钢。出钢终点成分C: 0.10 %、P: 0.008 %、出钢温度T: 1645 °C，出钢量86.3吨；出钢过程加入10kg Al块及50kg电石脱氧，加入780kg低碳锰铁、220kg低钛硅铁、1550kg低碳低钛铬铁及375kg高碳猛铁进行炉后合金化，并加入700kg石灰及400kg低钛合成渣料进行造渣，出钢采用偏心炉底出钢，保证炉内余钢量，严禁出钢下渣。

　　[0024]LF精炼前期采用30kg铝粒和130kg碳化硅加强脱氧，底吹氩气压力调整至0.45MPa，通电加热8分钟后即实现白渣化;取LF—样测定成分后补加46kg娃铁、450kg低碳低钛铬铁、150kg低碳锰铁，精炼中后期小批量多次均匀飘散SiFe粉至渣面脱氧保渣，共计12kg，底吹氩气压力调整至0.25MPa; LF精炼吊包前15分钟钢液中Mn、Cr达到目标成分范围的中下限，为后续喂丝增氮留一定余量，LF精炼吊包前10分钟C、Si含量达到目标值并满足吊包温度要求，之后不再进行大电流通电，以防电极增碳，同时考虑后续真空铝损，LF吊包前5分钟喂入铝丝调整Al含量至0.052%,炉渣粘度适当流动性较好，即吊包上VD炉，吊包温度1635°C，LF精炼时长62分钟。VD处理时在高真空度下(<67Pa)保压16分钟，随即破空，VD真空处理总耗时27分钟，破空温度1583°C。

　　[0025]VD破空随即取样进行成分检测，根据钢中Mn、Cr、N含量分别喂入MnN丝及CrN丝50m和65m，而C、Si含量与真空前未出现大的波动，故未进行调整，软吹5分钟均匀钢液后即喂入钙丝100m，10分钟软吹间隔后，再通过喂入硫铁丝160m进行“再硫化”处理，以达到元素硫的含量要求范围，喂丝工序完成后均匀化软吹15分钟即吊包上连铸回转台，上钢温度1563°C。

　　[0026]连铸过热度27°C，拉速恒定0.85m/min;开启结晶器电磁搅拌(200A/3Hz)及末端电磁搅拌(80A/6HZ)，确保钢液均匀性;连铸过程采用碱性覆盖剂，中包内安装镁质挡墙，保持中包黑渣面操作，加强大包水口与长水口之间的氩气保护，增加大包下水口与长水口接缝处外置式氩环，保持微正压0.8Pa，尽量减少二次氧化;采用优质内装式四孔水口以及含硫钢专用保护渣，浇铸过程结晶器内钢液面平稳可控。

　　[0027]通过上述方法冶炼得Mn-Cr系齿轮钢经乳制所得圆钢的主要成分及气体含量:C:0.19% ,Si:0.23% ,Mn:1.28% ,Cr:1.15% ,Mo:0.003% ,B:0.0001% ,Cu:0.005% ^Ni:0.005% ^Al:0.028% ,P:0.011% ,S:0.029% ,ff:0.001% ,T1:0.0009% ,N:73.6ppm,0:

　　11.2ppm;低倍指标检测结果显示中心疏松、一般疏松、中心偏析均为0.5级;金相高倍检测表明A(细)类夹杂物1.0级、A(粗)类夹杂物1.0级，C类非金属夹杂物为O级，B、D类最高不超过0.5级；带状组织1.5级，晶粒度7级;利用上述冶炼方法制得同一炉号不同乳材试样的淬透性检测值偏差范围为 J1.5:43±0.5HRC，J9:37.5±0.5HRC，J15:31.5±1.0HRC。

　　[0028]实施例2:

　　[0029]采用EAF-CONVERTER电转炉冶炼—LF炉精炼—VD真空处理—CCM连铸的工艺路线生产Mn-Cr系高性能齿轮钢。

　　[0030]冶炼成品成份控制:C:0.17?0.22%，S1:0.15?0.25%，Mn: 1.10?1.40% ,Cr:1.00?1.30%，Mo<0.08%，B<0.0005%，Cu<0.02%、Ni < 0.02%、A1:0.025?0.055%，P:《0.015%，S:0.020?0.035%，Ν: < 130ppm。

　　[0031 ]电转炉总装入量控制在103.4吨，铁水比91 %，生铁加入量为3.1吨，其余为优质废钢。出钢终点成分C:0.12%、P:0.0010%、出钢温度T: 1641°C，出钢量86.8吨；出钢过程加入10kg Al块及50kg电石脱氧，加入800kg低碳锰铁、210kg低钛硅铁、1750kg低碳低钛铬铁及350kg高碳锰铁进行炉后合金化，并加入680kg石灰及420kg低钛合成渣料进行造渣，出钢采用偏心炉底出钢，保证炉内余钢量，严禁出钢下渣。

　　[0032]LF精炼前期采用25kg铝粒和120kg碳化硅加强脱氧，底吹氩气压力调整至0.45MPa，通电加热8分钟后即实现白渣化;取LF—样测定成分后补加25kg硅铁、200kg低碳低钛铬铁、10kg低碳锰铁，精炼中后期小批量多次均匀飘散SiFe粉至渣面脱氧保渣，共计17kg，底吹氩气压力调整至0.25MPa;LF精炼吊包前15分钟钢液中Mn、Cr达到目标成分范围的中下限，为后续喂丝增氮留一定余量，LF精炼吊包前10分钟C、Si含量达到目标值并满足吊包温度要求，之后不再进行大电流通电，以防电极增碳，同时考虑后续真空铝损，LF吊包前5分钟喂入铝丝调整Al含量至0.045%,炉渣粘度适当流动性较好，即吊包上VD炉，吊包温度1629°C，LF精炼时长65分钟。VD处理时在高真空度下(<67Pa)保压15分钟，随即破空，VD真空处理总耗时29分钟，破空温度1578°C。

　　[0033]VD破空随即取样进行成分检测，根据钢中Mn、Cr、N含量分别喂入MnN丝及CrN丝60m和45m，而C、Si含量与真空前未出现大的波动，故未进行调整，软吹5分钟均匀钢液后即喂入钙丝100m，10分钟软吹间隔后，再通过喂入硫铁丝180m进行“再硫化”处理，以达到元素硫的含量要求范围，喂丝工序完成后均匀化软吹15分钟即吊包上连铸回转台，上钢温度1558°C。

　　[0034]连铸过热度21°C，拉速恒定0.85m/min;开启结晶器电磁搅拌(180A/3Hz)及末端电磁搅拌(50A/6HZ)，确保钢液均匀性;连铸过程采用碱性覆盖剂，中包内安装镁质挡墙，保持中包黑渣面操作，加强大包水口与长水口之间的氩气保护，增加大包下水口与长水口接缝处外置式氩环，保持微正压0.9Pa，尽量减少二次氧化;采用优质内装式四孔水口以及含硫钢专用保护渣，浇铸过程结晶器内钢液面平稳可控。

　　[0035]通过上述方法冶炼得Mn-Cr系齿轮钢经乳制所得圆钢的主要成分及气体含量:C:

　　0.19% ,Si:0.22% ,Mn:1.29% ,Cr:1.15% ,Mo:0.004% ,B: 0.0003 % , Cu: 0.002 % ^Ni:

　　0.003% ^Al:0.036% ,P:0.011% ,S:0.027% ,ff:0.001% ,T1:0.0009% ,N:81.8ppm,0:9.2ppm;低倍指标检测结果显示中心疏松1.0级，一般疏松、中心偏析均为0.5级;金相高倍检测表明A(细)类夹杂物1.0级、A(粗)类夹杂物0.5级，C类非金属夹杂物为O级，B、D类最高不超过0.5级；带状组织1.0级，晶粒度8级；利用上述冶炼方法制得同一炉号不同乳材试样的淬透性检测值偏差范围为 J1.5:43.0±0.5HRC，J9:37.0±0.5HRC，J15:31.5±0.5HRC。

　　[0036]实施例3:

　　[0037]采用EAF-CONVERTER电转炉冶炼—LF炉精炼—VD真空处理—CCM连铸的工艺路线生产Mn-Cr系高性能齿轮钢。

　　[0038]冶炼成品成份控制:C:0.17?0.22%，S1:0.15?0.25%，Mn: 1.10?1.40% ,Cr:1.00?1.30%，Mo<0.08%，B<0.0005%，Cu<0.02%、Ni < 0.02%、A1:0.025?0.055%，P:《0.015%，S:0.020?0.035%，Ν: < 130ppm。

　　[0039]电转炉总装入量控制在105.9吨，铁水比88%，生铁加入量为5.6吨，其余为优质废钢。出钢终点成分C:0.08%、P:0.006%、出钢温度T: 1650°C，出钢量85.6吨；出钢过程加入120kg Al块及50kg电石脱氧，加入700kg低碳锰铁、250kg低钛硅铁、1800kg低碳低钛铬铁及500kg高碳猛铁进行炉后合金化，并加入750kg石灰及350kg低钛合成渣料进行造渣，出钢采用偏心炉底出钢，保证炉内余钢量，严禁出钢下渣。

　　[0040]LF精炼前期采用25kg铝粒和150kg碳化硅加强脱氧，底吹氩气压力调整至0.45MPa，通电加热8分钟后即实现白渣化;取LF—样测定成分后补加120kg低碳低钛铬铁、130kg低碳锰铁，精炼中后期小批量多次均匀飘散SiFe粉至渣面脱氧保渣，共计13kg，底吹氩气压力调整至0.25MPa;LF精炼吊包前15分钟钢液中Mn、Cr达到目标成分范围的中下限，为后续喂丝增氮留一定余量，LF精炼吊包前10分钟C、Si含量达到目标值并满足吊包温度要求，之后不再进行大电流通电，以防电极增碳，同时考虑后续真空铝损，LF吊包前5分钟喂入铝丝调整Al含量至0.048%，炉渣粘度适当流动性较好，即吊包上VD炉，吊包温度1625°C，LF精炼时长59分钟。VD处理时在高真空度下(< 67Pa)保压18分钟，随即破空，VD真空处理总耗时29分钟，破空温度1576°C。

　　[0041 ] VD破空随即取样进行成分检测，根据钢中Mn、Cr、N含量分别喂入MnN丝及CrN丝65m和50m，并喂入C丝15m，软吹5分钟均匀钢液后即喂入钙丝120m，10分钟软吹间隔后，再通过喂入硫铁丝180m进彳丁 “再硫化处理，以达到兀素硫的含量要求范围，喂丝工序完成后均勾化软吹18分钟即吊包上连铸回转台，上钢温度1553°C。

　　[0042]连铸过热度19°C，拉速恒定0.88m/min;开启结晶器电磁搅拌(200A/3HZ)，确保钢液均匀性;连铸过程采用碱性覆盖剂，中包内安装镁质挡墙，保持中包黑渣面操作，加强大包水口与长水口之间的氩气保护，增加大包下水口与长水口接缝处外置式氩环，保持微正压0.7Pa，尽量减少二次氧化;采用优质内装式四孔水口以及含硫钢专用保护渣，浇铸过程结晶器内钢液面平稳可控，本组连浇6炉。

　　[0043]通过上述方法冶炼得Mn-Cr系齿轮钢经乳制所得圆钢的主要成分及气体含量:C:

　　0.20% ,Si:0.25% ,Mn:1.30% ,Cr:1.14% ,Mo:0.005% ,B:0.0002% ,Cu:0.008% ^Ni:

　　0.006%、A1:0.031 %，P:0.013%，S:0.033%，W:0.001%，T1:0.0015%，N:81.9ppm，O:

　　8.6ppm;低倍指标检测结果显示中心疏松、一般疏松、中心偏析均为0.5级;金相高倍检测表明A(细)类夹杂物1.5级、A(粗)类夹杂物1.0级，C类非金属夹杂物为O级，B类最高不超过1.0级，D类最高不超过0.5级；带状组织1.5级，晶粒度8级;利用上述冶炼方法制得同一炉号不同乳材试样的淬透性检测值偏差范围为Jl.5:43.5 ± 0.5HRC，J9:37.5 ± 1.0HRC，Jl5:31.5±1.0HRC0

　　[0044]对比实施例1

　　[0045]其余操作、参数同实施例2，区别仅仅是:VD破空后未向钢中喂入MnN丝及CrN丝，而是通过在LF吊包进入VD工序前将Mn、Cr含量进行调整从而确保产品钢中这两种元素的含量不变，

　　[0046]具体工艺为:

　　[0047]采用EAF-CONVERTER电转炉冶炼—LF炉精炼—VD真空处理—CCM连铸的工艺路线生产Mn-Cr系高性能齿轮钢。

　　[0048]冶炼成品成份控制:C:0.17?0.22%，S1:0.15?0.25%，Mn: 1.10?1.40% ,Cr:1.00?1.30%，Mo<0.08%，B<0.0005%，Cu<0.02%、Ni < 0.02%、A1:0.025?0.055%，P:《0.015%，S:0.020?0.035%，Ν: < 130ppm。

　　[0049]电转炉总装入量控制在103.4吨，铁水比91%，生铁加入量为3.1吨，其余为优质废钢。出钢终点成分C:0.12%、P:0.0010%、出钢温度T: 1641°C，出钢量86.8吨；出钢过程加入10kg Al块及50kg电石脱氧，加入800kg低碳锰铁、210kg低钛硅铁、1750kg低碳低钛铬铁及350kg高碳锰铁进行炉后合金化，并加入680kg石灰及420kg低钛合成渣料进行造渣，出钢采用偏心炉底出钢，保证炉内余钢量，严禁出钢下渣。

　　[0050]LF精炼前期采用25kg铝粒和120kg碳化硅加强脱氧，底吹氩气压力调整至

　　0.45MPa，通电加热8分钟后即实现白渣化;取LF—样测定成分后补加25kg硅铁、200kg低碳低钛铬铁、10kg低碳锰铁，精炼中后期小批量多次均匀飘散SiFe粉至渣面脱氧保渣，共计17kg，底吹氩气压力调整至0.25MPa;根据最终产品中Mn、Cr的含量，LF精炼吊包前15分钟控制钢液中Mn、Cr达到目标成分范围的中限;LF精炼吊包前10分钟C、Si含量达到目标值并满足吊包温度要求，之后不再进行大电流通电，以防电极增碳，同时考虑后续真空铝损，LF吊包前5分钟喂入铝丝调整Al含量至0.045%,炉渣粘度适当流动性较好，即吊包上VD炉，吊包温度1629°C，LF精炼时长65分钟。VD处理时在高真空度下(< 67Pa)保压15分钟，随即破空，VD真空处理总耗时29分钟，破空温度1578°C。

　　[0051]VD破空随即取样进行成分检测，C、Si含量与真空前未出现大的波动，故未进行调整，软吹5分钟均匀钢液后即喂入钙丝100m，10分钟软吹间隔后，再通过喂入硫铁丝180m进行“再硫化”处理，以达到元素硫的含量要求范围，喂丝工序完成后均匀化软吹15分钟即吊包上连铸回转台，上钢温度1558°C。

　　[0052]连铸过热度21°C，拉速恒定0.85m/min;开启结晶器电磁搅拌(180A/3Hz)及末端电磁搅拌(50A/6HZ)，确保钢液均匀性;连铸过程采用碱性覆盖剂，中包内安装镁质挡墙，保持中包黑渣面操作，加强大包水口与长水口之间的氩气保护，增加大包下水口与长水口接缝处外置式氩环，保持微正压0.9Pa，尽量减少二次氧化;采用优质内装式四孔水口以及含硫钢专用保护渣，浇铸过程结晶器内钢液面平稳可控。

　　[0053]通过上述方法冶炼得Mn-Cr系齿轮钢经乳制所得圆钢的主要成分及气体含量:C:

　　0.19% ,Si:0.23% ,Mn:1.29% ,Cr:1.15% ,Mo:0.006% ,B:0.0005% ,Cu:0.003% ^Ni:

　　0.005% ^Al:0.032% ,P: 0.014% ,S:0.031% ,ff: 0.001% ,Ti:0.0014%，N:42.7ppm，0:9.3ppm;低倍指标检测结果显示:中心疏松1.0级，一般疏松、中心偏析均为0.5级;金相高倍检测表明A(细)类夹杂物1.5级、A(粗)类夹杂物1.0级，C类非金属夹杂物为O级，B类最高不超过1.0级，D类最高不超过0.5级;带状组织2.0级，晶粒度7级;利用上述冶炼方法制得同一炉号不同乳材试样的淬透性检测值偏差范围为J1.5:43.0±1.0HRC，J9:38.5±3.0HRC，J15:33.5±3.0HRC。

　　[0054]对比实施例2

　　[0055]破真空软吹后，采用“先喂入硫、再喂入钙”的工艺，其余操作、参数同实施例2不变，具体工艺为:

　　[0056]采用EAF-CONVERTER电转炉冶炼—LF炉精炼—VD真空处理—CCM连铸的工艺路线生产Mn-Cr系高性能齿轮钢。

　　[0057]冶炼成品成份控制:C:0.17?0.22%，S1:0.15?0.25%，Mn: 1.10?1.40% ,Cr:1.00?1.30%，Mo<0.08%，B<0.0005%，Cu<0.02%、Ni < 0.02%、A1:0.025?0.055%，P:《0.015%，S:0.020?0.035%，Ν: < 130ppm。

　　[0058]电转炉总装入量控制在103.4吨，铁水比91%，生铁加入量为3.1吨，其余为优质废钢。出钢终点成分C:0.12%、P:0.0010%、出钢温度T: 1641°C，出钢量86.8吨；出钢过程加入10kg Al块及50kg电石脱氧，加入800kg低碳锰铁、210kg低钛硅铁、1750kg低碳低钛铬铁及350kg高碳锰铁进行炉后合金化，并加入680kg石灰及420kg低钛合成渣料进行造渣，出钢采用偏心炉底出钢，保证炉内余钢量，严禁出钢下渣。

　　[0059]LF精炼前期采用25kg铝粒和120kg碳化硅加强脱氧，底吹氩气压力调整至

　　0.45MPa，通电加热8分钟后即实现白渣化;取LF—样测定成分后补加25kg硅铁、200kg低碳低钛铬铁、10kg低碳锰铁，精炼中后期小批量多次均匀飘散SiFe粉至渣面脱氧保渣，共计17kg，底吹氩气压力调整至0.25MPa;LF精炼吊包前15分钟钢液中Mn、Cr达到目标成分范围的中下限，为后续喂丝增氮留一定余量，LF精炼吊包前10分钟C、Si含量达到目标值并满足吊包温度要求，之后不再进行大电流通电，以防电极增碳，同时考虑后续真空铝损，LF吊包前5分钟喂入铝丝调整Al含量至0.045%,炉渣粘度适当流动性较好，即吊包上VD炉，吊包温度1629°C，LF精炼时长65分钟。VD处理时在高真空度下(<67Pa)保压15分钟，随即破空，VD真空处理总耗时29分钟，破空温度1578°C。

　　[0060]VD破空随即取样进行成分检测，根据钢中Mn、Cr、N含量分别喂入MnN丝及CrN丝60m和45m，而C、Si含量与真空前未出现大的波动，故未进行调整，软吹5分钟均匀钢液后即喂入硫铁丝180m进行“再硫化”处理，10分钟软吹间隔后，再喂入钙丝100m，喂丝工序完成后均匀化软吹15分钟即吊包上连铸回转台，上钢温度1558°C。[ΟΟ ] 连铸过热度21°C，拉速恒定0.85m/min;开启结晶器电磁搅拌(180Α/3Ηζ)及末端电磁搅拌(50A/6HZ)，确保钢液均匀性;连铸过程采用碱性覆盖剂，中包内安装镁质挡墙，保持中包黑渣面操作，加强大包水口与长水口之间的氩气保护，增加大包下水口与长水口接缝处外置式氩环，保持微正压0.9Pa，尽量减少二次氧化;采用优质内装式四孔水口以及含硫钢专用保护渣，浇铸过程结晶器内钢液面平稳可控。

　　[0062] 通过上述方法冶炼得Mn-Cr系齿轮钢经乳制所得圆钢的低倍指标检测结果显示:中心疏松、一般疏松、中心偏析均为0.5级；金相高倍检测表明A(细)类夹杂物3.5级、A(粗)类夹杂物1.0级，C类非金属夹杂物为O级，B类最高不超过1.5级，D类最高不超过1.5级;带状组织2.0级，晶粒度8级;利用上述冶炼方法制得同一炉号不同乳材试样的淬透性检测值偏差范围为J1.5:42.5±0.5HRC，J9:37.0±I.0HRC，J15:31.5±1.5HRC。

　　【主权项】

　　1.一种Mn-Cr系高性能齿轮钢的冶炼方法，其特征在于:所述方法为，电转炉冶炼、LF精炼、VD真空处理、喂丝及软吹、CCM连铸。2.如权利要求1所述的Mn-Cr系高性能齿轮钢的冶炼方法，其特征在于:所述齿轮钢的成分范围为C:0.17?0.22%，S1:0.15?0.25%，Mn: 1.10?1.40%，Cr: 1.00?1.30% ,Mo <0.08%，B< 0.0005%，Cu< 0.02%、Ni <0.02%、A1:0.025?0.055%，P< 0.015%，S:0.020?0.035%^<13(^口111，其余为铁。3.如权利要求1所述的Mn-Cr系高性能齿轮钢的冶炼方法，其特征在于:电转炉冶炼时，利用铁水倾翻装置采用在线铁水装入模式，结合泡沫渣操作工艺，出钢碳控制在0.08 %?0.12%范围内，同时出钢P <0.010%;采用偏心底出钢，出钢温度T21640°C，出钢量控制在85±2 吨， 出钢过程中加入Al块及电石脱氧，采用低钛硅铁、低碳低钛铬铁、低碳锰铁及高碳锰铁合金化，并加入石灰及低钛合成渣料进行造渣;严禁出钢下渣。4.如权利要求1所述的Mn-Cr系高性能齿轮钢的冶炼方法，其特征在于:LF精炼精炼时间为40?70分钟，前期使用Al粒和SiC进行脱氧，中后期小批量多次均匀飘散无碳脱氧剂SiFe粉至渣面脱氧保渣，保持还原性气氛并防止碳含量的波动，初样成分出来后补加优质合金调整成分， LF精炼前期调整氩气压力至0.4?0.6MPa，中后期氩气压力为0.2?0.35MPa，保持炉内微正压;LF精炼过程造高碱度渣； LF精炼吊包前达到除Mn、Cr、N、S以外各元素的成品目标成分，其中LF精炼吊包前1分钟C、Si含量达到目标值时同时完成升温要求，而Mn、Cr在LF吊包前均达到目标成分范围的下限，Al按控制范围最上限控制，此外特定残余元素满足Mo < 0.005%、B < 0.0003%、V<0.01 % ^Cu <0.01% ^Ni <0.01% ^ff < 0.005% ^Ti < 0.0015%的含量要求。5.如权利要求1所述的Mn-Cr系高性能齿轮钢的冶炼方法，其特征在于:VD真空处理过程中，抽至< 67Pa的高真空后保压15分钟，高真空下要求钢液裸露翻腾。6.如权利要求1所述的Mn-Cr系高性能齿轮钢的冶炼方法，其特征在于:喂丝过程中，根据钢中实际的N含量及Mn、Cr含量，调整喂入MnN丝及CrN丝，钢中N含量控制在70?lOOppm，保证钢中A1/N为3?5;再向钢液中喂入钙丝完成钙处理后再进行“再硫化工艺”。7.如权利要求1所述的Mn-Cr系高性能齿轮钢的冶炼方法，其特征在于:CCM连铸过程中，连铸过热度控制在15?25°C，执行慢节奏恒拉速控制，二冷采用弱冷;连铸过程采用碱性覆盖剂，中包内安装镁质挡墙，保持中包黑渣面操作，加强大包水口与长水口之间的氩气保护，保持0.7?0.9pa的微正压;采用四孔水□并开启电磁搅拌;除此之外，使用含硫钢专用保护渣。

　　【文档编号】C22C38/16GK105839015SQ201610328134

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月17日

　　【发明人】朱富强, 高宇波, 徐必靖, 王二庆, 冷永磊, 万文华

　　【申请人】中天钢铁集团有限公司

　　一种污水管道用耐腐蚀截止阀阀体的铸造方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种污水管道用耐腐蚀截止阀阀体的铸造方法，包括以下步骤：（1）配制浇注液，其中浇注液的化学成分重量百分比如下：C：0.22%?0.26%，Si：0.25%?0.45%，Mn：0.60%?0.80%，Cr：2.5%?4.5%，Ni：0.60%?0.80%，Co：0.10%?0.15%，W：0.05%?0.10%，P≤0.03%，S≤0.02%，余量为Fe，（2）配制铸渗涂料，（3）浇注阀体，（4）热处理以及精整。通过本发明铸造方法得到的截止阀阀体，表面形成均匀、稳定的铸渗复合层，且具有优良的防污、耐腐蚀性能，成品率高，质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长，适用于污水管道使用。

　　【专利说明】

　　一种污水管道用耐腐蚀截止阀阀体的铸造方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及阀门铸造技术领域，尤其涉及一种污水管道用耐腐蚀截止阀阀体的铸造方法。

　　【背景技术】

　　[0002]阀门是流动物料输送和控制的重要部件，在使用中，除了要满足温度、压力等技术指标的要求外，还要适应不同性质物料的不同需要，如腐蚀、磨损、粘附等。同时，阀门的密封性能和使用寿命也是十分重要的技术指标。

　　[0003]铸渗法是将合金粉等原料调成涂料涂刷在铸型表面，浇注时基体金属液浸透涂料毛细孔隙，依靠金属液热量使合金粉末熔解、熔化，与基体金属融合为一体，从而在铸件表面形成具有良好性能的表面复合层。铸渗技术在提升铸件性能的同时，具有不需要专用设备、工艺简单、生产周期短、成本低廉的优点。但是，由于铸渗技术容易发生气孔、夹渣及表面复合层厚度不均等问题，在实际应用于阀体生产时导致铸造缺陷，影响阀体的外观质量及使用寿命。文献《铸渗法提高铸钢阀门耐磨性的研究》使用铸渗工艺制得耐冲刷性能好的阀门，提高了阀门的使用寿命，但其同时也指出，铸渗层质量稳定性差的问题仍然存在，还有待进一步改进。因此，选择合适加工温度、合适的基材及铸渗涂料、优化铸造方法，改善铸渗工艺复合阀体铸件的质量稳定性至关重要。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明目的就是为了弥补已有技术的缺陷，提供一种质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长的污水管道用耐腐蚀截止阀阀体的铸造方法。

　　[0005]本发明是通过以下技术方案实现的:

　　一种污水管道用耐腐蚀截止阀阀体的铸造方法，包括以下步骤:

　　(1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%-0.26%，S1: 0.25%-0.45%，Mn:0.60%-0.80%，Cr:2.5%-4.5%，N1:0.60%-0.80%，Co:0.10%_0.15%，W:0.05%-0.10%，P < 0.03%，S < 0.02%，余量为?6，将各原料在中频感应电炉中于1580-1620°(:熔炼，调整化学成分后即得浇注液；

　　(2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量份的原料制成:200-300目高碳铬铁粉40-50，200-300目锌铝合金粉5-10，纳米氧化镧I_2，聚乙烯醇0.5-1，丙烯酸0.1-0.2，羟乙基纤维素0.3-0.5，过硫酸铵0.01-0.015,硅酸锂2_4，氟化钠1_2，硫酸铝0.5-1，碳纳米管1_2，硅烷偶联剂KH-550 0.5-1;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、纳米氧化镧、羟乙基纤维素和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入高碳铬铁粉、锌铝合金粉搅拌l_2h，干燥除去乙醇后100-120 °C处理0.5-lh，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85-95 °C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60-70°C搅拌2-4h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料；

　　(3)浇注阀体，先将砂芯于220-240°C烘干处理4-6h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5-2.5臟，再于160-180°(:处理1-211，然后合箱，再将浇注液于1520-1560°C条件下浇注，以20-30°C/小时冷却至室温，然后进行精整；

　　(4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200-300°C保温处理2-4h，然后以60-80°C/小时缓慢升温至800-850 °C保温处理6-8h，再以30-50 °C/小时缓慢降温至600-650 °C保温处理4-6h，最后以50-60°C/小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　[0006]本发明的优点是:

　　本发明利用碳纳米管、纳米氧化镧、羟乙基纤维素和硅烷偶联剂KH-550对高碳铬铁粉、锌铝合金粉进行表面包覆改性作为铸渗层材料，对合金粉体有良好的表面保护作用，提高与金属液的润湿性能，增强界面冶金结合强度;将丙烯酸改性聚乙烯醇作为粘结剂，结合强度高，且能形成稳定的毛细空隙，改善金属液与铸渗涂料之间的润湿性，有利于形成均匀、稳定的铸渗层;再通过其余原料的混合研磨加工，得到的铸渗涂料经过饶注与金属基体相熔合，得到的复合阀体基体经过热处理、精整等后续处理步骤，最终得到成品。通过本发明铸造方法得到的截止阀阀体，表面形成均匀、稳定的铸渗复合层，且具有优良的防污、耐腐蚀性能，成品率高，质量稳定、外观质量以及使用性能好、使用寿命长，适用于污水管道使用。

　　【具体实施方式】

　　[0007]一种污水管道用耐腐蚀截止阀阀体的铸造方法，包括以下步骤:

　　(1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%，S1: 0.25%,Mn:0.60%，Cr: 2.5%，N1: 0.60%，Co: 0.10%，W: 0.05%，P: 0.03%，S: 0.02%，余量为Fe，将各原料在中频感应电炉中于1580°C熔炼，调整化学成分后即得浇注液；

　　(2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量(kg)的原料制成:200目高碳铬铁粉40，200目锌铝合金粉5，纳米氧化镧I，聚乙烯醇0.5，丙烯酸0.1，羟乙基纤维素0.3，过硫酸铵0.01，硅酸锂2，氟化钠I，硫酸铝0.5，碳纳米管I，硅烷偶联剂KH-550 0.5；所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、纳米氧化镧、羟乙基纤维素和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入高碳铬铁粉、锌铝合金粉搅拌lh，干燥除去乙醇后100°C处理

　　0.5h，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85 °C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60°C搅拌2h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料；

　　(3)浇注阀体，先将砂芯于220°C烘干处理4h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5mm，再于160°C处理Ih，然后合箱，再将浇注液于1520°C条件下浇注，以20°C/小时冷却至室温，然后进行精整；

　　(4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200°C保温处理2h，然后以60°C/小时缓慢升温至800 °(:保温处理6h，再以30 °C/小时缓慢降温至600 °(:保温处理4h，最后以50 °C /小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　[0008]其中高碳铬铁粉的型号选择FeCr67C6.0。

　　[0009]上述产品的性能测试结果如下:

　　铸渗层强度为58.9HRC，使用寿命为普通WCB阀体的4倍，在实际工况使用过程中，复合层不会剥落、开裂，运行状况良好。

　　【主权项】

　　1.一种污水管道用耐腐蚀截止阀阀体的铸造方法，其特征在于，包括以下步骤: (1)配制浇注液，所述浇注液的化学成分重量百分比如下:C:0.22%-0.26%，S1: 0.25%-.0.45%，Mn:0.60%-0.80%，Cr:2.5%-4.5%，N1:0.60%-0.80%，Co:0.10%_0.15%，W:0.05%-.0.10%，P < 0.03%，S < 0.02%，余量为?6，将各原料在中频感应电炉中于1580-1620°(:熔炼，调整化学成分后即得浇注液； (2)配制铸渗涂料，所述铸渗涂料由下列重量份的原料制成:200-300目高碳铬铁粉40-.50，200-300目锌铝合金粉5-10，纳米氧化镧I_2，聚乙烯醇0.5-1，丙烯酸0.1-0.2，羟乙基纤维素0.3-0.5，过硫酸铵0.01-0.015,硅酸锂2_4，氟化钠1_2，硫酸铝0.5-1，碳纳米管1_2，硅烷偶联剂KH-550 0.5-1;所述铸渗涂料的制备方法是先将碳纳米管、纳米氧化镧、羟乙基纤维素和硅烷偶联剂KH-550加入适量乙醇中搅拌分散均匀，然后加入高碳铬铁粉、锌铝合金粉搅拌l_2h，干燥除去乙醇后100-120 °C处理0.5-lh，得A组分;先将聚乙烯醇加入适量水中85-95 °C溶解完全，然后加入丙烯酸和过硫酸铵60-70°C搅拌2-4h，冷却后得B组分;将A组分、B组分与其余原料混合研磨均匀，即得铸渗涂料； (3)浇注阀体，先将砂芯于220-240°C烘干处理4-6h，然后将铸渗涂料均匀涂覆在砂芯表面，涂覆厚度为1.5-2.5臟，再于160-180°(:处理1-211，然后合箱，再将浇注液于1520-1560°C条件下浇注，以20-30°C/小时冷却至室温，然后进行精整； (4)热处理，将步骤(3)处理后的阀体于200-300°C保温处理2-4h，然后以60-80°C/小时缓慢升温至800-850 °C保温处理6-8h，再以30-50 °C/小时缓慢降温至600-650 °C保温处理4-6h，最后以50-60°C/小时缓慢降至室温，再次精整后得到成品。

　　【文档编号】C22C38/02GK105839016SQ201610343141

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月23日

　　【发明人】刘奎新, 刘瑞

　　【申请人】安徽鑫宏机械有限公司

　　一种强韧性高耐磨材料及其制备方法

　　【专利摘要】一种强韧性耐磨材料及其制备方法涉及耐磨金属材料领域。材料含有的化学元素成分及质量百分比为：C:0.75?0.85％，Si:0.7?1.1％，Mn:7.5?8.5％，Cr:1.8?2.3％，Mo:0.35?0.65％，变质剂：0.2％；S≤0.025％，P≤0.025％，其余为铁；其中变质剂由50％Re?13％Mg?7％Si?30％Fe和60％Ti?40％Fe组成，两者质量分数各为50％。针对在中、低冲击载荷下不易应变强化的特点，本发明通过化学成分优化设计，使Ms点升高至室温。耐磨材料铸造后进行固溶处理和回火处理，确保组织为奥氏体，碳化物弥散分布于奥氏体中，使耐磨材料在中、低冲击载荷下使用即可产生形变诱发马氏体相变。

　　【专利说明】

　　一种强韧性高耐磨材料及其制备方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及耐磨金属材料领域，具体涉及一种强韧性耐磨材料及其制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 高锰钢具有优异的加工硬化性能，材料产生加工硬化时，其表面的强度和硬度急 剧提高，而内部仍为韧性优异的奥氏体组织，但是其发生加工硬化需要在较大的冲击载荷 的条件下才能发挥作用。因此，耐磨高锰钢特别适用于冲击磨料磨损和高应力碾碎磨料磨 损工况，常用于制造球磨机衬板、锤式破碎机锤头、挖掘机斗齿、坦克的履带板等抗冲击、抗 磨损的铸件。但是，由于实际应用中发现，当工况冲击载荷较低时，高锰耐磨钢的强化系数 较低，其表面硬化程度无法满足工况需求。因此，通过降低其中的Mn、C含量，并适当的调整 合金元素配比，发明出一种适用于中、低冲击载荷的强韧性高耐磨材料。

　　【发明内容】

　　[0003] 本发明的目的在于提供一种适用于中、低冲击载荷耐磨材料及其制备方法，该合 金材料具有强度高、耐磨性好、耐冲击性能好的优点。

　　[0004] 针对在中、低冲击载荷下不易应变强化的特点，本发明通过降低Μη的含量，添加适 量的Si、Cr、Mo等元素，降低锰钢的奥氏体稳定性，通过化学成分优化设计，使Ms点升高至室 温。耐磨材料铸造后进行固溶处理和回火处理，确保组织为奥氏体，碳化物弥散分布于奥氏 体中，使耐磨材料在中、低冲击载荷下使用即可产生形变诱发马氏体相变。

　　[0005] 本发明的技术方案如下：

　　[0006] -种适用于中、低冲击载荷的耐磨材料，其特征在于:其含有的化学元素成分及其 质量百分比为：C:0.75-0.85%，Si:0.7-l.l%，Μη:7·5-8·5%，Cr: 1.8-2.3%，Μ〇:0·35- 0.65%，变质剂：0.2%(变质剂由50%1^-13%]\%-7%3卜30%?6和60%11-40%?6组成，其 质量分数各为50% )，S < 0.025，Ρ < 0.025，其余为铁。

　　[0007] 制备所述的一种强韧性高耐磨材料的方法，包括：冶炼、固溶处理、回火处理的步 骤，其特征在于：

　　[0008] 所述冶炼工艺为:将除变质剂的原料装炉熔炼，熔炼温度控制在1640°C-1680°C， 时间为2_3h，出钢温度控制在1580°C_1600°C，将变质剂采用包底冲入法加入，钢液在1510 °C_1530°C浇铸成型；

　　[0009] 所述固溶处理为：在650°C±10°C时保温2-3h，待铸件内外温度一致后再加热至 1050 °C ± 10 °C，保温1 _2h;冷却时，首先控制铸件入水前的温度在950 °C以上，其次是控制出 炉至入水时间，不应超过30s，第三是入水后要使铸件上、下窜动或左右移动，但不能露出水 面;固溶处理结束后的水温不得超过50°C ;

　　[0010] 所述回火处理为:将固溶处理后的耐磨材料在加热炉中以10~12°C/min的速度加 热到350°C，在炉中保温5h后出炉空冷至室温。

　　[0011] 具体的制造方法如下：

　　[0012] (1)熔炼耐磨材料时，基础原料为废钢料。并测定好原料的化学成分，并按照成分 为C:0.75-0.85%，Si :0.7-1.1%，Mn:7.5-8.5%，Cr: 1.8-2.3%，Μο:0·35-0·65%，变质剂： 0.2% (变质剂由50%Re-13%Mg-7%Si-30%Fe和60%Ti-40%Fe组成，其质量分数各为 50 % )S < 0.025，P < 0.025，其余为铁，来计算所需原料。计算完毕后，根据炉膛尺寸和频率 进行装料。

　　[0013] (2)装料完毕后，检查电路和水路系统，一切正常后可送电熔化。炉料熔化完毕后 取样化验，并根据耐磨材料的成分要求和化验结果决定成分调整料。熔炼温度控制在1640 °C-1680°C，时间为2-3h，出钢温度控制在1580°C_1600°C，将复合变质剂(变质剂由50%Re- 13 %Mg-7 % Si-30 %Fe和60 % Ti-40 %Fe组成，其质量分数各为50 % )采用包底冲入法加入， 钢液在1510 °C -1530 °C浇铸成型。

　　[0014] (3)将铸造好的耐磨材料进行固溶处理，加入过程中决定在650 °C ± 10 °C时保温2 ~3h，待铸件内外温度一致后再加热至1050°C±10°C，使铸造过程中产生的碳化物全部溶 解，从而得到成分均匀的单一的奥氏体组织。冷却时，控制铸件入水前的温度在950°C以上， 冷却后水温不超过50°C。

　　[0015] (4)将固溶处理后的耐磨材料进行回火处理，回火温度为350°C，保温5h后出炉空 冷至室温。耐磨材料回火能减少或消除淬火应力，保证相应的组织转变，提高耐磨材料的韧 性和塑性，获得硬度、强度、塑性和韧性的适当配合。

　　[0016] 本发明通过合理的成分设计、铸造工艺及热处理工艺，实现固溶强化基体、净化奥 氏体晶界并细化奥氏体晶粒。使耐磨材料中夹杂物分散析出和强化，降低了耐磨材料中奥 氏体的稳定性。采用上述成分设计及加工工艺使得耐磨材料具有较好的韧性，在中、低冲击 载荷下材料即可发生形变诱发马氏体相变，相变后耐磨材料表面具有高的硬度和高的耐磨 性，可满足在中、低冲击载荷工况下的耐磨性需求。

　　【附图说明】

　　[0017] 图1为本发明制备方法的工艺流程图

　　[0018] 图2为本发明的热处理工艺示意图

　　[0019] 图3为本发明耐磨材料的金相组织

　　[0020] 图4为耐磨材料冲击后表层诱发马氏体相变的SEM形貌组织

　　【具体实施方式】

　　[0021] 1、实施例1

　　[0022] (1)、按成分配比熔炼钢水，将合金坯料随炉加热至1640 °C并保温2h，合金坯料按 质量百分比的化学组成为C:0.75%，Si:0.9%，Mn:7.6%，Cr:2.2%，Μ〇:0·55%，变质剂： 0.2%，3:0.008，？:0.006，其余为铁。钢液出炉前，先将变质剂(变质剂由50%1^-13^^- 7%5卜30%?6和60%1'卜40%?6组成，其质量分数各为50%。1^由50%1^203和50%￥ 302组 成)放入已经烘干和加温的钢包底部。待钢液提温、终脱氧后出钢时，用大流量钢液冲包，实 现变质处理。然后将钢液在1510°C倒入浇包进行零件浇铸。

　　[0023] (2)、固溶处理

　　[0024]耐磨材料铸件的导热性较差，容易在加热工程中因热应力而开裂。为了避免这一 现象，应该控制加热速度。为了达到缓慢加热的目的，决定在650 °C时保温2.5h，待铸件内外 温度一致后再加热至1050°C保温1.5h。冷却时，首先控制铸件入水前的温度在980°C，其次 是控制出炉至入水时间为20s，第三是入水后要使铸件上、下窜动或左右移动，但不能露出 水面。固溶处理结束后的水温为35°C。

　　[0025] (3)、回火处理

　　[0026]将固溶处理后的中锰钢在加热炉中以10°C/min的速度加热到350°C，在炉中保温 5h后出炉空冷至室温。

　　[0027] 2、实施例2

　　[0028] (1 )、按成分配比熔炼钢水，将合金坯料随炉加热至1660°C并保温2.5h，合金坯料 按质量百分比的化学组成为C:0.8%，Si :1.0%，Mn:8.4%，Cr :2.0%，Μ〇:0·36%，变质剂： 0.2%，3:0.011，？:0.009，其余为铁。钢液出炉前，先将变质剂(变质剂由50%1^-13^^- 7 % Si-30 %Fe和60 % Ti-40 %Fe组成，其质量分数各为50 % Ae由50 % Ce02和50 % Υ3〇2组成） 放入已经烘干和加温的钢包底部。待钢液提温、终脱氧后出钢时，用大流量钢液冲包，实现 变质处理。然后将钢液在1530 °C倒入浇包进行零件浇铸。

　　[0029] (2)、固溶处理

　　[0030]为达到缓慢加热的目的，决定在640°C时保温3h，待铸件内外温度一致后再加热至 1060 °C保温lh。冷却时，首先控制铸件入水前的温度在990°C，其次是控制出炉至入水时间 为18s，第三是入水后要使铸件上、下窜动或左右移动，但不能露出水面。固溶处理结束后的 水温为30°C。

　　[0031] (3)、回火处理

　　[0032]将固溶后的中锰钢在加热炉中以ll°C/min的速度加热到350°C，在炉中保温5h后 出炉空冷至室温。

　　[0033] 3、实施例3

　　[0034] (1 )、按成分配比熔炼钢水，将合金坯料随炉加热至1680 °C并保温3h，合金坯料按 质量百分比的化学组成为C:0.84%，Si:0.8%，Mn:8%，Cr:1.9%，Μ〇:0·64%，变质剂： 0.2%，3:0.016，？:0.013，其余为铁。钢液出炉前，先将变质剂(变质剂由50%1^-13%1^- 7%3卜30%?6和60%1'卜40%?6组成，其质量分数各为50%。1^由50%1^203和50%060 2组 成)放入已经烘干和加温的钢包底部。待钢液提温、终脱氧后出钢时，用大流量钢液冲包，实 现变质处理。然后将钢液在1520°C倒入浇包进行零件浇铸。

　　[0035] (2)、固溶处理

　　[0036]为了达到缓慢加热的目的，决定在660°C时保温2h，待铸件内外温度一致后再加热 至1040°C保温2h。冷却时，首先控制铸件入水前的温度在960°C，其次是控制出炉至入水时 间为25s，第三是入水后要使铸件上、下窜动或左右移动，但不能露出水面。固溶处理结束后 的水温为38 °C。

　　[0037] B、回火处理

　　[0038]将固溶后的中锰钢在加热炉中以12°C/min的速度加热到350°C，在炉中保温5h后 出炉空冷至室温。

　　[0039]广品的性能检测：

　　[0040] 表1力学性能

　　[0041]

　　[0042] 为进一步研究耐磨材料耐磨粒磨损性能，以接近实际工况，特将试样加工为10 X 10 X30的方形试样进行动载磨料磨损试验。试验机采用MLD-10B型动载磨粒磨损试验机。上 试样为10 X 10 X 30中锰钢试样，下试样为GCrl5的对磨试样，转速为200r/min。磨料采用10- 20目的标准石英砂，流速控制为5kg/h。试样磨损前后均用酒精超声清洗，并干燥，用万分之 一精度的天平进行称重。本次磨损测试为30min，并计算不同冲击功磨损前后的磨损失重。 [0043] 表2摩擦性能

　　[0044]

　　【主权项】

　　1. 一种强韧性高耐磨材料，其特征在于:其含有的化学元素成分及其质量百分比为:C: 0.75-0.85%，Si :0.7-1.1%，Μη:7·5-8·5%，Cr: 1.8-2.3%，Μο:0·35-0·65%，变质剂： 0.2% ;S< 0.025%，Ρ< 0.025%，其余为铁;其中变质剂由50%Re-13%Mg-7%Si-30%Fe和 60%Ti-40%Fe组成，两者质量分数各为50%，以上百分数均为质量百分数。2. 制备如权利要求1所述的一种强韧性高耐磨材料的方法，包括:冶炼、固溶处理、回火 处理的步骤，其特征在于： 所述冶炼工艺为:将除变质剂的原料装炉熔炼，熔炼温度控制在1640°C-1680°C，时间 为2-3h，出钢温度控制在1580°C-1600°C，将变质剂采用包底冲入法加入，钢液在1510°C-1530°C浇铸成型； 所述固溶处理为:在650°C±10°C时保温2-3h，待铸件内外温度一致后再加热至1050°C ± 10°C，保温l_2h;冷却时，首先控制铸件入水前的温度在950°C以上，其次是控制出炉至入 水时间，不应超过30s，第三是入水后要使铸件上、下窜动或左右移动，但不能露出水面；固 溶处理结束后的水温不得超过50°C ; 所述回火处理为:将固溶处理后的耐磨材料在加热炉中以10~12°C/min的速度加热到 350°C，在炉中保温5h后出炉空冷至室温。

　　【文档编号】C21D6/00GK105839017SQ201610356597

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月26日

　　【发明人】王玉江, 魏世丞, 梁义, 盛忠起, 郭蕾, 宋佰隆, 徐滨士

　　【申请人】中国人民解放军装甲兵工程学院

　　一种维护成本低的钢的制作方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种维护成本低的钢，所述钢的原料成分包括碳、锰、硅、硫、磷、钼、铬、钒、铁和杂质，所述钢的炼钢工艺中包括转炉炼钢工艺，所述转炉炼钢工艺的包括供氧、造渣、升温、加脱氧剂、合金化操作步骤。通过上述方式，本发明的维护成本低的钢，采用此类钢进行生产加工或工地制造，不用担心后期维护成本的过多投入，能够有效减少总成本的投入，并使后期的维护变的非常简单，这样能受到消费者的欢迎，不会被市场所淘汰。

　　【专利说明】

　　一种维护成本低的钢

　　技术领域

　　[0001 ]本发明涉及钢材料领域，特别是涉及一种维护成本低的钢。

　　【背景技术】

　　[0002]钢材应用广泛、品种繁多。人类对钢材的应用和研究历史相当悠久，但是直到十九世纪贝氏炼钢法发明之前，钢材的制取都是一项高成本低效率的工作。如今，钢材以其低廉的价格、可靠的性能成为世界上使用最多的材料之一，是建筑业、制造业和人们日常生活中不可或缺的成分。现有的钢后期需要投入巨大的成本进行维护，无形中增加了总价格，会逐渐被市场淘汰。

　　【发明内容】

　　[0003]本发明主要解决的技术问题是提供一种维护成本低的钢，能满足现代人对钢的需求。

　　[0004]为解决上述技术问题，本发明采用的一个技术方案是:提供一种维护成本低的钢，所述钢的原料成分包括碳、锰、硅、硫、磷、钼、铬、钒、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.078-0.13%、锰0.37-0.58%、硅0.185-0.356%、硫 <0.08%、磷 <0.023%、钼0.26-0.34%、铬0.97-1.25%、钒0.14-0.32%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺中包括转炉炼钢工艺，所述转炉炼钢工艺的包括供氧、造渣、升温、加脱氧剂、合金化操作步骤。

　　[0005]在本发明一个较佳实施例中，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.96%、锰0.46%、硅0.278%、硫 0.05%、磷 0.014%、钼0.28%、铬1.04%、钒0.26%、铁和杂质:余量。

　　[0006]在本发明一个较佳实施例中，所述转炉炼钢工艺是通过鼓入氧气并氧化产生热量的。

　　[0007]在本发明一个较佳实施例中，所述转炉炼钢工艺为氧气顶吹转炉炼钢或电炉炼钢。

　　[0008]本发明的有益效果是:本发明的维护成本低的钢，采用此类钢进行生产加工或工地制造，不用担心后期维护成本的过多投入，能够有效减少总成本的投入，并使后期的维护变的非常简单，这样能受到消费者的欢迎，不会被市场所淘汰。

　　【具体实施方式】

　　[0009]下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。

　　[0010]实施例一: 提供一种维护成本低的钢，所述钢的原料成分包括碳、锰、硅、硫、磷、钼、铬、钒、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.96%、锰0.46%、硅0.278%、硫0.05%、磷

　　0.014%、钼0.28%、铬1.04%、钒0.26%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺中包括转炉炼钢工艺，所述转炉炼钢工艺的包括供氧、造渣、升温、加脱氧剂、合金化操作步骤。所述转炉炼钢工艺是通过鼓入氧气并氧化产生热量的。所述转炉炼钢工艺为氧气顶吹转炉炼钢或电炉炼钢。

　　[0011]实施例二:

　　提供一种维护成本低的钢，所述钢的原料成分包括碳、锰、硅、硫、磷、钼、铬、钒、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.078%、锰0.58%、硅0.185%、硫0.05%、磷

　　0.02%、钼0.34%、铬0.97%、钒0.32%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺中包括转炉炼钢工艺，所述转炉炼钢工艺的包括供氧、造渣、升温、加脱氧剂、合金化操作步骤。所述转炉炼钢工艺是通过鼓入氧气并氧化产生热量的。所述转炉炼钢工艺为氧气顶吹转炉炼钢或电炉炼钢。

　　[0012]实施例三:

　　提供一种维护成本低的钢，所述钢的原料成分包括碳、锰、硅、硫、磷、钼、铬、钒、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.13%、锰0.37%、硅0.356%、硫0.08%、磷

　　0.023%、钼0.26%、铬1.25%、钒0.14%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺中包括转炉炼钢工艺，所述转炉炼钢工艺的包括供氧、造渣、升温、加脱氧剂、合金化操作步骤。所述转炉炼钢工艺是通过鼓入氧气并氧化产生热量的。所述转炉炼钢工艺为氧气顶吹转炉炼钢或电炉炼钢。

　　[0013]本发明的有益效果是:

　　一、采用此类钢进行生产加工或工地制造，不用担心后期维护成本的过多投入，能够有效减少总成本的投入；

　　二、所述维护成本低的钢使后期的维护变的非常简单，这样能受到消费者的欢迎，不会被市场所淘汰。

　　[0014]以上所述仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其它相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。

　　【主权项】

　　1.一种维护成本低的钢，其特征在于，所述钢的原料成分包括碳、锰、硅、硫、磷、钼、铬、钒、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.078-0.13%、锰0.37-0.58%、硅0.185-0.356%、硫 <0.08%、磷 <0.023%、钼0.26-0.34%、铬0.97-1.25%、钒0.14-0.32%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺中包括转炉炼钢工艺，所述转炉炼钢工艺的包括供氧、造渣、升温、加脱氧剂、合金化操作步骤。2.根据权利要求1所述的维护成本低的钢，其特征在于，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.96%、锰0.46%、硅0.278%、硫 0.05%、磷 0.014%、钼0.28%、铬I.04%、钒0.26%、铁和杂质:余量。3.根据权利要求1所述的维护成本低的钢，其特征在于，所述转炉炼钢工艺是通过鼓入氧气并氧化产生热量的。4.根据权利要求1所述的维护成本低的钢，其特征在于，所述转炉炼钢工艺为氧气顶吹转炉炼钢或电炉炼钢。

　　【文档编号】C22C38/60GK105839018SQ201610366570

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月30日

　　【发明人】邵晓峰

　　【申请人】苏州双金实业有限公司

　　一种90kg级高强圆环链用钢及其冶炼工艺的制作方法

　　【专利摘要】本发明提供了一种90kg级高强圆环链用钢及其冶炼工艺，一种90kg级高强圆环链用钢其重量百分数计的化学元素成分是：碳：0.17?0.25%，硅：0.15?0.35%，Mn：0.90?1.30%，磷：≤0.025%，硫：≤0.025%，Cr：0.40?0.70%，Ni：0.30?0.70%，Al：0.020?0.060%，其余为Fe及不可避免的杂质。其冶炼工艺按常规转炉冶炼、LF炉精炼、连铸成150mm×150mm的铸坯，再经高速线材轧机轧制成不同规格的盘条。这样得到的高强度圆环链用钢其钢水纯净度高，强度高、韧性好，具有优良的机械性能。本发明产品具有成分设计合理，生产成本低，钢水纯净度高，产品性能优良，便于广泛推广应用。本发明冶炼生产工艺简单，铸坯经高线轧机轧制成不同规格的盘条，再经退火、拉拨、编链、热处理后得到圆环链强度可以达到90kg，具有更高的硬度和耐磨性。

　　【专利说明】

　　一种90kg级高强圆环链用钢及其冶炼工艺

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及冶金领域结构钢成分设计领域，具体涉及一种90kg级高强圆环链用钢及其冶炼工艺。

　　【背景技术】

　　[0002]高强度圆环链用途广泛，主要用于煤矿井下刮板输送机、刨煤机、滚筒采煤机及其它机械的牵引链。按使用要求分为矿用链、锚用链等，市场需求量较大，且逐年快速增长。随着对煤矿、机械领域等产品安全性能的提高，圆环链逐渐向高强度、低成本、轻量化方向发展。

　　[0003]近年来普遍采用的20Mn2A和25MnV只能做普通的B级、C级圆环链，强度级别只有60kg、80kg，而90kg更高强度级别的高强圆环链无法。下游用户希望钢厂提供一种更高强度级别的材料，用来制造90kg级圆环链。安钢AG90L是在此情况下，为满足用户特殊要求而开发的。用此材料制成的圆环链，经热处理后不但具有更高的强度，同时还具有良好的塑性、韧性。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明要解决的技术问题是提供一种90kg级高强圆环链用钢及其冶炼工艺。通过在钢中添加了一定量的N1、Cr合金，通过对冶炼、精炼、连铸等工序的合理设计，提供了一种强度、韧性均符合用户加工高强圆环链要求的材料，满足了市场和用户的需求。

　　[0005]综上所述，为了达到上述目的，本发明所采用的技术方案是:

　　一种90kg级高强圆环链用钢，以重量百分数计其化学成分是:

　　碳:0.17-0.25%，硅:0.15-0.35%，Mn: 0.90-1.30%，磷:< 0.025%，硫:< 0.025%, Cr:

　　0.40-0.70%，N1: 0.30-0.70%，Al: 0.020-0.060%，其余为Fe及不可避免的杂质。

　　[0006]—种90kg级高强圆环链用钢的冶炼工艺，包括如下步骤:

　　步骤一、转炉炉料中加入污泥球，吹炼过程中早化渣，控制中后期炉渣返干，保证终点钢水C、P含量分别控制在0.06-0.12%、0.010%以下；

　　步骤二、转炉出钢时采用二次挡渣，要求红包出钢，转炉出钢时钢水脱氧和成分合金化米用米用娃猛+尚碳猛铁+娃招铁；

　　步骤三、LF精炼控制氩气流量，造好泡沫渣和白渣，防止液面裸露，白渣保持时间不小于15-30min，精炼时间50-70min，出钢前喂入Ca-Si线600-1000m，弱搅时间10-15min，从而保证钢水纯净度和气体含量；

　　步骤四、浇注过程全程保护，拉速控制在2.0 -2.5m/min，浇注过程保持液面稳定，结晶器电磁搅拌:电流246A，频率5Hz，无不端电磁搅拌，饶注铸还断面为150mm X 150mm方还；步骤五、铸坯经步进式加热炉加热后，送入MORGAN六代高速线材乳机经过30架次乳制成不同规格的盘条，再经在线延迟冷却控制，得到90kg级高强圆环链用钢。

　　[0007]本发明的有益效果: 1、本发明产品具有成分设计合理，生产成本低，钢水纯净度高，产品性能优良，便于广泛推广应用。

　　[0008]2、本发明产品冶炼生产工艺简单，铸坯经高线乳机乳制成不同规格的盘条，再经退火、拉拨、编链、热处理后得到圆环链强度可以达到90kg，具有更高的硬度和耐磨性。

　　[0009]3、本发明在通用的生产工艺流程中进行生产，通过对成分、参数的特殊、准确控制，实现对产品组织、性能的最佳化，具有广泛的实用性。

　　【具体实施方式】

　　[0010]为了更好地理解本发明，以下结合实施例对本发明作进一步说明:

　　由150mmX 150mm方坯乳制成不同规格的成品盘条，再经下游用户制成圆环链进行各项性能指标检验。【具体实施方式】如下:

　　实施例1:

　　一种90kg级高强圆环链用钢冶炼工艺，包括如下步骤:

　　以如下重量百分比计的化学成分为例:

　　碳:0.20%，硅:0.20%，Mn:0.98%，磷:0.013%，硫:0.003%，Cr:0.45%，N1:0.42%，Al:

　　0.029%，其余为Fe及不可避免的杂质。

　　[0011 ] I)转炉加入污泥球2.6吨，吹炼过程采用“单渣”高效脱磷工艺，出钢C含量控制在

　　0.010%，出钢P含量控制在0.012%，

　　2)转炉出钢采用挡渣塞二次挡渣，严禁炉口和出钢口下渣，避免钢水回磷，转炉出钢时钢水脱氧和成分合金化加入娃猛合金1.55吨，娃招铁150kg，

　　3)LF精炼严格控制氩气的流量，流量控制在800L/min。白渣保持时间28min，精炼时间56min，确保夹杂物充分上浮。出钢前喂入Ca-Si线680m，弱搅时间12min，从而保证钢水纯净度和气体含量，

　　4)大包在等待上钢期间，进行吹氩软搅拌至吊包。浇注过程全程保护，确保长水口氩封良好，浸入式水口密封良好，拉速控制在2.2 m/min。结晶器电磁搅拌:电流246A，频率5Hz。浇注成150mm X 150mm X 12000mm铸坯，

　　5)铸坯加热到1060°C，经高压水除磷后送入高速线材乳机乳制成Φ8mm的盘条。

　　[0012]实施例2:

　　一种90kg级高强圆环链用钢冶炼工艺，包括如下步骤:

　　以如下重量百分比计的化学成分为例:

　　碳:0.21%，硅:0.22%,Mn:I.06%，磷:0.012%，硫:0.005%,Cr:0.50%,Ni:0.45%，Al:

　　0.026%，其余为Fe及不可避免的杂质。

　　[0013]其具体生产工艺如下:

　　I )转炉加入污泥球2.5吨，吹炼过程采用“单渣”高效脱磷工艺，出钢C含量控制在

　　0.010%，出钢P含量控制在0.012%，

　　2)转炉出钢采用挡渣塞二次挡渣，严禁炉口和出钢口下渣，避免钢水回磷，转炉出钢时钢水脱氧和成分合金化加入娃猛合金1.58吨，娃招铁160kg，

　　3)LF精炼严格控制氩气流量，流量控制在780L/min。白渣保持时间26min，精炼时间58min，确保夹杂物充分上浮。出钢前喂入Ca-Si线710m，弱搅时间13min，从而保证钢水纯净度和气体含量，

　　4)大包在等待上钢期间，进行吹氩软搅拌至吊包。浇注过程全程保护，确保长水口氩封良好，浸入式水口密封良好，拉速控制在2.2 m/min。结晶器电磁搅拌:电流246A，频率5Hz。浇注成150mm X 150mm X 12000mm铸坯，

　　5)铸坯加热到1072°C，经高压水除磷后送入高速线材乳机乳制成Φ1mm的盘条。

　　[0014]实施例3:

　　一种90kg级高强圆环链用钢冶炼工艺，包括如下步骤:

　　以如下重量百分比计的化学成分为例:

　　碳:0.20%，硅:0.23%，Mn:1.08%，磷:0.013%，硫:0.006%，Cr:0.45%，N1:0.46%，Al:

　　0.033%，其余为Fe及不可避免的杂质。

　　[0015]其具体生产工艺如下:

　　1)转炉加入污泥球2.9吨，吹炼过程采用“单渣”高效脱磷工艺，出钢C含量控制在

　　0.010%，出钢P含量控制在0.012%，

　　2)转炉出钢采用挡渣塞二次挡渣，严禁炉口和出钢口下渣，避免钢水回磷，转炉出钢时钢水脱氧和成分合金化加入硅锰合金1.57吨，硅铝铁158kg，

　　3)LF精炼严格控制氩气流量，流量控制在690L/min。白渣保持时间22min，精炼时间59min，确保夹杂物充分上浮。出钢前喂入Ca-Si线658m，弱搅时间12min，从而保证钢水纯净度和气体含量，

　　4)大包在等待上钢期间，进行吹氩软搅拌至吊包。浇注过程全程保护，确保长水口氩封良好，浸入式水口密封良好，拉速控制在2.2 m/min。结晶器电磁搅拌:电流246A，频率5Hz。浇注成150mm X 150mm X 12000mm铸坯，

　　5)铸坯加热到1081°C，经高压水除磷后送入高速线材乳机乳制成Φ12mm的盘条。

　　[0016]虽然，上文中已经用一般性说明及具体实施方案对本发明作了详尽的描述，但在本发明基础上，可以对之作一些修改或改进，这对本领域技术人员而言是显而易见的。因此，在不偏离本发明精神的基础上所做的这些修改或改进，均属于本发明要求保护的范围。

　　【主权项】

　　1.一种90kg级高强圆环链用钢，其特征在于:以重量百分数计其化学成分是: 碳:0.17-0.25%，硅:0.15-0.35%，Μη:0.90-1.30%，磷:< 0.025%，硫:< 0.025%, Cr:0.40-0.70%，N1: 0.30-0.70%，Al: 0.020-0.060%，其余为Fe及不可避免的杂质。2.—种90kg级高强圆环链用钢的冶炼工艺，其特征在于，包括以下步骤: 步骤一、转炉炉料中加入污泥球，吹炼过程中早化渣，控制中后期炉渣返干，保证终点钢水C、P含量分别控制在0.06-0.12%、0.010%以下； 步骤二、转炉出钢时采用二次挡渣，要求红包出钢，转炉出钢时钢水脱氧和成分合金化米用米用娃猛+尚碳猛铁+娃招铁； 步骤三、LF精炼控制氩气流量，造好泡沫渣和白渣，防止液面裸露，白渣保持时间不小于15-30min，精炼时间50-70min，出钢前喂入Ca-Si线600-1000m，弱搅时间10-15min，从而保证钢水纯净度和气体含量； 步骤四、浇注过程全程保护，拉速控制在2.0 -2.5m/min，浇注过程保持液面稳定，结晶器电磁搅拌:电流246A，频率5Hz，无不端电磁搅拌，饶注铸还断面为150mm X 150mm方还；步骤五、铸坯经步进式加热炉加热后，送入MORGAN六代高速线材乳机经过30架次乳制成不同规格的盘条，再经在线延迟冷却控制，得到90kg级高强圆环链用钢。

　　【文档编号】C22C38/02GK105839019SQ201610376199

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月31日

　　【发明人】曹树卫, 张全刚, 李勇, 赵自义, 任洁, 段贵生, 杨晓奇, 路全意, 翟林甫, 邓保全, 赵贤平, 张晓锋, 陈占杰, 任兵, 王小平

　　【申请人】安阳钢铁股份有限公司

　　一种焊接机械臂表面耐高温涂层的制作方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种焊接机械臂表面耐高温涂层，所述涂层包括打底层和工作层，所述打底层为FeCrTiVNb涂层，所述打底层上涂覆有工作层，所述工作层的基本组成成分有：ZrO2、Ta2O5、SiC、TiO2、Ni，本发明涂层具有很好的耐高温、耐腐性能，且具有很好的强度，与基体之间的粘结力强，能够显著提高焊接机械臂表面质量，延长机械臂的使用寿命。

　　【专利说明】

　　一种焊接机械臂表面耐高温涂层

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及涂层材料领域，具体涉及一种焊接机械臂表面耐高温涂层。

　　【背景技术】

　　[0002]目前，焊接一般使用人工焊接，这要求焊接人员具有很好的焊接技术。由于企业中的焊接人员焊接水平参差不齐，造成产品的焊接质量不稳定，生产效率较低。此外，焊接本身是一种高强度的劳动，焊接产生的弧光和辐射对人体健康有很大的损害。随着科技的发展和自动化程度的提高，机械臂被广泛应用于机械、医疗、军事、汽车等行业中。焊接机械臂用于对工件进行自动或半自动焊接，可替代传统的手工焊接方式，降低劳动强度，提高生产效率。目前，焊接机械臂主要应用于电焊和弧焊，其焊接时首先用工装把焊接零件定位在一起，然后由焊接机械臂按照焊点位置进行焊接。由于焊接处会产生高温，产生局部高温，这就要求焊接机械臂及其表面涂层具有很好的耐高温性能。

　　【发明内容】

　　[0003]本发明的目的在于提供一种焊接机械臂表面耐高温涂层，涂层与基体之间的粘结力强，且涂层具有很好的耐高温性能。

　　[0004]为实现以上目的，本发明通过以下技术方案予以实现:

　　[0005]—种焊接机械臂表面耐高温涂层，所述涂层包括打底层和工作层，所述打底层为FeCrTiVNb涂层，所述打底层上涂覆有工作层，所述工作层的基本组成成分有:ZrO2、Ta2O5、SiC、Ti02、N1

　　[0006]优选的，所述打底层FeCrTiVNb涂层中各元素的百分含量为:Crl0-20%、Ti15-25%、V 5-10% ^Nb 5-10%、Fe余量。

　　[0007]优选的，所述打底层涂层厚度为100_200μπι。

　　[0008]优选的，所述工作层涂层粉末含Zr0230-40%、Ta20510-20%、SiC20-30%、Ti025-10%、Ni余量。

　　[0009]优选的，所述工作层涂层厚度为200-400μπι。

　　[0010]优选的，所述涂层的总厚度为300_500μπι。

　　[0011]本发明有益效果:本发明在焊接机械臂金属基体表面喷覆打底层和工作层，由于打底层与金属基体成分结构相似，之间产生内应力使得结合力好，涂层不易剥落，工作层以31(:为基料，加入的2抑23&205、、1^02、祖等成分，能够显著提高材料的高温耐受性，且具有一定的强度和耐腐蚀性，与打底层之间粘结力强，本发明涂层具有很好的耐高温、耐腐性能，且具有很好的强度，与基体之间的粘结力强，能够提高焊接机械臂表面质量，延长机械臂的使用寿命。

　　【具体实施方式】

　　[0012]为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

　　[0013]实施例1:

　　[0014]—种焊接机械臂表面耐高温涂层，包括打底层和工作层，所述打底层为FeCrTiVNb涂层，各元素的百分含量为:Cr 15%,Ti 18%,V 8%,Nb 7%、Fe余量;所述打底层上涂覆有工作层，所述工作层涂层粉末含Zr0235%、Ta20515%、SiC 28%、Ti028%、Ni余量。其中打底层涂层厚度为150ym，工作层涂层厚度为300μπι。

　　[0015]实施例2:

　　[0016]一种焊接机械臂表面耐高温涂层，其特征在于，所述涂层包括打底层和工作层，所述打底层为FeCrTiVNb涂层，各元素的百分含量为:Cr 14%,Ti 21%,V 7%,Nb 6%、Fe余量;所述打底层上涂覆有工作层，所述工作层涂层粉末含Zr0237 %、Ta20514%、SiC 25 %、Ti0210%、Ni余量。其中打底层涂层厚度为180μπι，工作层涂层厚度为250μπι。

　　[0017]实施例3:

　　[0018]一种焊接机械臂表面耐高温涂层，包括打底层和工作层，所述打底层为FeCrTiVNb涂层，各元素的百分含量为:Cr 10%,Ti 25%,V 5%,Nb 10%、Fe余量;所述打底层上涂覆有工作层，所述工作层涂层粉末含Zr0240%、Ta20510%、SiC 30%、Ti025%、Ni余量。其中打底层涂层厚度为ΙΟΟμπι，工作层涂层厚度为200μπι。

　　[0019]实施例4:

　　[0020]一种焊接机械臂表面耐高温涂层，包括打底层和工作层，所述打底层为FeCrTiVNb涂层，各元素的百分含量为:Cr 20%,Ti 15%,V 10%,Nb 5%、Fe余量;所述打底层上涂覆有工作层，所述工作层涂层粉末含Zr0230%、Ta20520%、SiC 20%、Ti0210%、Ni余量。其中打底层涂层厚度为200ym，工作层涂层厚度为300μπι。

　　[0021]实施例5:

　　[0022]—种焊接机械臂表面耐高温涂层，包括打底层和工作层，所述打底层为FeCrTiVNb涂层，各元素的百分含量为:Cr 12%,Ti 20%,V 7%,Nb 5%、Fe余量;所述打底层上涂覆有工作层，所述工作层涂层粉末含Zr0230%、Ta20515%、SiC 30%、Ti028%、Ni余量。其中打底层涂层厚度为ΙΟΟμπι，工作层涂层厚度为400μπι。

　　[0023]需要说明的是，在本文中，诸如第一和第二等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的过程、方法、物品或者设备中还存在另外的相同要素。

　　[0024]以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解:其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换;而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。

　　【主权项】

　　1.一种焊接机械臂表面耐高温涂层，其特征在于，所述涂层包括打底层和工作层，所述打底层为FeCrTiVNb涂层，所述打底层上涂覆有工作层，所述工作层的基本组成成分有:Zr02、Ta205、SiC、Ti02、Ni。2.如权利要求1所述的耐高温的焊接机械臂涂层，其特征在于，所述打底层FeCrTiVNb涂层中各元素的百分含量为:Cr 10-20%,Ti 15-25%,V 5-10%,Nb 5-10%、Fe余量。3.如权利要求2所述的耐高温的焊接机械臂涂层，其特征在于，所述打底层涂层厚度为100-200μηιο4.如权利要求1所述的耐高温的焊接机械臂涂层，其特征在于，所述工作层涂层粉末含ZrO2 30-40% ^Ta2O5 10-20% ^SiC 20-30% ^T12 5-10%、Ni余量。5.如权利要求4所述的耐高温的焊接机械臂涂层，其特征在于，所述工作层涂层厚度为200-400μηιο6.如权利要求1所述的耐高温的焊接机械臂涂层，其特征在于，所述涂层的总厚度为300_500ymo

　　【文档编号】C22C29/12GK105839020SQ201610247138

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月18日

　　【发明人】韩年珍, 俞烨, 程华

　　【申请人】和县隆盛精密机械有限公司

　　含稀土高铬铁素体不锈钢及其钢管制造方法

　　【专利摘要】本发明公开了含稀土高铬铁素体不锈钢及其钢管制造方法。不锈钢各组分的质量百分比为：C+N 0.005～0.025％，Si 0.7～1.6％，Mn 0.3～1.0％，P≤0.04％，S≤0.03％，Cr 22～27％，Nb 0.1～0.4％，Al 1.1～1.8％，稀土元素Ce+La 0.01～0.30％，其余为平衡元素Fe和杂质。锻造方法在加入稀土合金前，控制钢液的氧含量10～150ppm，然后加入稀土合金，控制稀土合金喂入时间为0.1～1分钟，使钢中稀土元素Ce+La含量为0.01～0.1。用本发明得到的含稀土高铬铁素体不锈钢的加工性能远远优于未加稀土的类似钢种。

　　【专利说明】

　　含稀土高铬铁素体不锈钢及其钢管制造方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及一种不锈钢管及其制造方法，更具体地说，涉及Ce+La稀土元素改善 其加工性能的高铬铁素体不锈钢及其钢管制造方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 铁素体不锈钢，尤其是含Si和A1的高Cr铁素体不锈钢，在烟气换热器的高温腐 蚀性环境中有着独特的优势。烟气换热器的烟气温度高达900~1000°C，而且烟气中含有 大量的硫化物等腐蚀性气体，并伴有大量粉尘，目前大量使用的高镍奥氏体不锈钢由于Ni 含量较高，抗S腐蚀能力比较差。而含Si和A1的高Cr铁素体不锈钢很好的适应了这种恶 劣环境，由于该类铁素体不锈钢不含Ni，而且A1能够在接触面形成保护膜，很好的抗硫化 物腐蚀，Si可以有效提高钢的抗氧化能力，所以其寿命可以达到奥氏体不锈钢的3~4倍。

　　[0003] CN 1542156A专利公布了一种尚娃、尚错铁素体不镑钢及其钢管的制备，涉及的牌 号为0Crl8SiAl，该专利介绍的铁素体不锈钢Cr含量在16. 0~25. 0%，不含Nb和稀土元 素 Ce，制管方式是通过热穿孔的方式。CN1266910A专利公布了一类用于高温换热器的不 锈钢，包含三个牌号：〇Cr24SiAl、OCrl8SiAl和0Crl3SiAl，按照该专利的成分体系，我们对 0Cr24SiAl进行了试制，试制过程中发现，该钢种由于A1和Si含量较高，钢液流动性差，而 且铸态组织的晶粒及其粗大，晶粒直接可以达到l〇mm左右，晶界强度很低，切取的铸态组 织试样，可以直接摔碎，所以在钢锭开坯过程中，极易出现开裂，无论升高或降低加热温度， 无论放慢或加快变形速率，无论增大或减小单道次变形量，都很容易出现开裂。结合试制过 程中的研究实验，本申请在〇Cr24SiAl成分体系基础上加了 Nb和稀土元素 Ce+La，Nb能起 到稳定化作用，提高铸锭中的等轴晶比例，减小铸态组织的晶粒度，稀土元素不仅能净化钢 液，细化钢的凝固组织，更能富集于晶界，提高晶界的洁净度，提高晶界强度，改善铸态钢锭 的加工性能。本申请提供的是通过热挤压的方式制备钢管，与前述专利的热穿孔方式存在 本质区别。

　　[0004] CN 101381845A专利公布了在高纯铁素体不锈钢中添加稀土元素能改善其焊接性 能，该专利介绍的是Cr含量在18~20的中铬不锈钢，而且这类不锈钢中Si含量比较低 (Si < 0. 50)，不含A1，与本申请中提到的高Cr含Si含A1铁素体不锈钢区别很大。

　　[0005] CN 1376808A专利公布了一种含稀土和Nb的铁素体不锈钢，该专利介绍的铁素体 不锈钢的Cr含量为11. 0~15. 0, Si含量< 0. 50,均小于本申请涉及的Cr和Si含量，而 且该发明的铁素体不锈钢不含A1，与本发明中提到的高Cr含Si含A1铁素体不锈钢区别很 大。

　　【发明内容】

　　[0006] 针对现有技术中存在的铁素体不锈钢加工性能不佳的问题，本发明的目的是提供 含稀土高铬铁素体不锈钢及其钢管制造方法。

　　[0007] 为实现上述目的，本发明采用如下技术方案：

　　[0008] -种含稀土高铬铁素体不锈钢，各组分的质量百分比为：C+N0.00 5~0. 025%，Si 0· 7 ~1. 6%，Mn 0· 3 ~1. 0%，P 彡 0· 04%，S 彡 0· 03%，Cr 22 ~27%，Nb 0· 1 ~0· 4%， A1 1. 1~1.8%，稀土元素 Ce+La 0.01~0.30%，其余为平衡元素 Fe和杂质。

　　[0009] 根据本发明的一实施例，各组分的具体质量百分比为：C 0.012%，MnO. 65%， Si 1·25%，Ρ 0.024%，S 0.002%，Cr 23·58%，Α1 1.18%，他0.23%，稀土元素〇6+1^ 0· 30%，N 0· 013%，0 0· 0008%。

　　[0010] 根据本发明的一实施例，各组分的具体质量百分比为：C 0.0071%，Μη 0.41%， Si 1· 54%，Ρ 0· 032%，S 0· 008%，Cr 26. 12%，A1 1· 75%，Nb 0· 16%，稀土元素 Ce+La (λ 10%，Ν (λ 0142%，0 (λ 001%。

　　[0011] 根据本发明的一实施例，各组分的具体质量百分比为：C 0.0057%，Μη 0.92%， Si 1. 16%，Ρ 0· 015%，S 0· 004%，Cr 24. 33%，Al 1. 43%，Nb 0· 10%，稀土元素 Ce+La 0· 24%，N 0.0113%，0 0.0014%。

　　[0012] 根据本发明的一实施例，各组分的具体质量百分比为：C 0.0124%，Μη 0.77%， Si 0· 82%，Ρ 0· 027%，S 0· 013%，Cr 25. 57%，A1 1· 24%，Nb 0· 32%，稀土元素 Ce+La 0· 28%，N 0.0117%，0 0.0009%。

　　[0013] 根据本发明的一实施例，各组分的具体质量百分比为：C 0.0083%，Μη 0.85%， Si 1· 43%，Ρ 0· 019%，S 0· 014%，Cr 22. 81%，A1 1· 55%，Nb 0· 40%，稀土元素 Ce+La 0· 12%，N 0· 0151%，0 0· 0013%。

　　[0014] 为实现上述目的，本发明还采用如下技术方案：

　　[0015] -种含稀土高铬铁素体不锈钢钢管的制造方法，包括前置步骤和锻造步骤：前 置步骤按照下列元素质量百分比进行冶炼：C+N 0. 005~0. 025%，Si 0. 7~1. 6%，Μη 0· 3 ~1. 0%，Ρ 彡 0· 04%，S 彡 0· 03%，Cr 22 ~27%，NbO. 1 ~0· 4%，Α1 1. 1 ~1. 8%， 稀土元素 Ce+La 0.01~0.30%，其余为平衡元素 Fe和杂质；其中，在加入Ce+La稀土合金 前，严格控制钢液的氧含量10~150ppm，然后加入稀土合金，控制Ce+La稀土合金喂入时间 为0. 1~1分钟，使钢中稀土元素 Ce+La含量为0.01~0.30%。

　　[0016] 根据本发明的一实施例，锻造步骤包括：步骤1，冶炼和浇铸；浇铸温度控制在 1520~1565 °C，并进行热装退火，装炉温度600~800 °C，退火温度700~800 °C，保温时间 12~20h，随炉冷却，温度100~400°C出炉；

　　[0017] 步骤2,钢锭锻造开坯；加热温度为1000~1KKTC，终锻温度850~900°C，锻坯 控制冷却速度，锻造开坯后，直接进行堆冷；

　　[0018] 步骤3,径锻管坯；加热温度为1000~1100°C，终锻温度850~900°C ;

　　[0019] 步骤4,热挤压；加热温度为800~900°C，感应加热温度为1000~1100°C，挤压 速度为40~80mm/s，挤压之后空冷；

　　[0020] 步骤5,挤压管退火酸洗；退火温度950~1050°C，保温时间1~5分钟；

　　[0021] 步骤6,控温乳制，加热至200~600°C，单道次变形量20~40% ;

　　[0022] 步骤7,乳后退火酸洗；退火温度为950~1050°C，保温时间1~1. 5分钟。

　　[0023] 根据本发明的一实施例，在步骤1中，添加稀土合金使钢锭凝固组织中等轴晶比 例40~70% 〇

　　[0024] 根据本发明的一实施例，所添加的稀土合金中Ce的质量百分比为40 %~60 %，其 余为La和其他元素。

　　[0025] 在上述技术方案中，本发明的含稀土高铬铁素体不锈钢及其钢管制造方法适用于 换热器传热管等高温腐蚀环境工况下，用本发明得到的含稀土高铬铁素体不锈钢的加工性 能远远优于未加稀土的类似钢种。

　　【附图说明】

　　[0026] 图1A为不含Nb和稀土的类似铁素体不锈钢的金相组织照片；

　　[0027] 图1B为含Nb和稀土的含稀土高铬铁素体不锈钢的金相组织照片；

　　[0028] 图2为本发明的含稀土高铬铁素体不锈钢挤压管的金相组织照片；

　　[0029] 图3为本发明的含稀土高铬铁素体不锈钢成品管的金相组织照片；

　　[0030] 图4A~4F为本发明的含稀土高铬铁素体不锈钢与不含Nb和稀土的类似铁素体 不锈钢的高温拉伸曲线对比；

　　[0031] 图5A和5B为本发明的含稀土高铬铁素体不锈钢与不含Nb和稀土的类似铁素体 不锈钢的塑性曲线对比。

　　【具体实施方式】

　　[0032] 下面结合附图和实施例进一步说明本发明的技术方案。

　　[0033] 本发明的目的是通过在一种含Si和A1的高铬铁素体不锈钢中添加 Nb和稀土元 素，细化铸态组织，提高铸态组织的晶界强度，增加其塑性，从而改善材料的加工性能，降低 该类材料的生产难度。

　　[0034] 针对上述目的，本发明提供一种具有良好加工性能的含稀土高铬铁素体不锈钢， 同时还提供一种上述不锈钢及其钢管的制备方法。

　　[0035] 本发明的技术方案为：一种含Si和A1的高铬铁素体不锈钢，包含以下种类百分 配比的化学元素：C+N 0· 005 ~0· 025%，Si 0· 7 ~1. 6%，Μη0· 3 ~1. 0%，P 彡 0· 04%， S彡0.03%，Cr 22~27%，Nb 0.1~0.4%，All. 1~1.8%，其他杂质元素应尽可能低 (P彡（λ 04, S彡（λ 03)，平衡元素为Fe。

　　[0036] 下面说明本发明的含稀土高铬铁素体不锈钢各个组分的用量及原理。

　　[0037] Cr的作用：Cr是使铁素体不锈钢具有铁素体组织并具有良好耐蚀性的合金元素。 铁素体不锈钢在氧化性介质中，Cr能使不锈钢的表面上迅速形成Cr203的钝化膜。Cr元素 在铁素体不锈钢中起的作用，遵循电极电位n/8突变规律，当Cr原子含量每达到1/8、2/8、 3/8……时，即12. 5%、25%、37. 5%……时，电极电位就会有一个跃增，耐蚀性增强，本发明 的高铬铁素体不锈钢，达到了 25%这一级别，耐蚀性比普通中铬、低铬的铁素体不锈钢好。

　　[0038] C和N的作用：在铁素体不锈钢中，C和N是有害元素，应尽量去除。铁素体中的 C和N会引起脆性转变温度高，缺口敏感性大，耐蚀性差等问题，反之而言，C和N的含量越 低，钢的塑性就会越好，加工性能也就越好。根据目前企业实际冶炼装备及成本控制的考 虑，C+N的控制目标设为0. 005~0. 025%，实际生产水平一般在0. 015~0. 025%。

　　[0039] Nb的作用：Nb为铁素体形成元素，与C和N有很强的结合作用，通过形成稳定的 NbCN防止由于形成Cr的碳化物而引起Cr浓度降低而导致的耐蚀性下降。NbCN的熔点低 于基体金属，在钢液凝固过程中能起到稳定化作用，提高铸锭中的等轴晶比例，减小铸态组 织的晶粒度。但Nb的含量不能过高，过高的Nb会增加铁素体不锈钢的裂纹敏感性，所以本 发明的Nb控制在0. 1~0. 4%。

　　[0040] Si的作用：Si对铁素体的固溶强化作用较强，是铁素体形成元素。Si在铁素体不 锈钢中可作脱氧剂、还原剂，能有效提高铁素体不锈钢的高温抗氧化性，但过多的Si会导 致钢的塑性下降。规定Si 0.7~1.6%。

　　[0041] A1的作用：A1的主要作用是提高抗硫化物腐蚀的性能。在烟气换热器的高温（温 度可达800~1000°C )、高腐蚀环境（烟气中含有大量的硫化物粉尘）下使用，在温度超过 800°C时，该材料表面会形成一层"潮湿"的A1 (0H) 3膜，这是由于A1的熔点比较低，这层膜 很耐硫化物腐蚀，对钢的基体起到很好的保护作用，大大提高在高硫高温环境下的使用寿 命。但过多的A1会显著降低钢的加工塑性，所以规定A1 1. 1~1.8%。

　　[0042] 稀土元素 Ce+La的作用：稀土是表面活性元素，富集于晶界，可提高晶界的洁净 度，增强晶界强度，稀土还是局域弱化的强抑制剂，可改善铁素体不锈钢的延展性、韧性和 耐蚀性等。稀土元素还能起到净化钢液的作用，而且能细化钢的凝固组织，改变夹杂物的 性质、形态和分布，从而提高铁素体不锈钢的各种性能。本发明将稀土元素控制在〇.〇1~ 0. 30%的范围，在钢液凝固时能促进形核，改善钢锭铸态组织粗化现象，从而改善钢锭开坯 时的塑性，拓宽加工工艺窗口。优选地，稀土合金选自高铺稀土合金丝，该合金丝中稀土含 量为铺（Ce)含量为40~60%左右，其余为镧（La)等稀土元素。

　　[0043] 此外，本发明开公开了上述含稀土高铬铁素体不锈钢材料的制造方法，其主要包 括包括前置步骤和锻造步骤。

　　[0044] 前置步骤按照下列元素质量百分比进行冶炼：

　　[0045] C+N 0· 005 ~0· 025 %，Si 0· 7 ~1. 6 %，Μη 0· 3 ~1. 0 %，P 彡 0· 04 %， S 彡 0· 03 %，Cr 22 ~27 %，Nb 0· 1 ~0· 4 %，Α1 1. 1 ~1. 8 %，稀土元素 Ce+La0.0 1 ~ 0.30 %，其他元素0~0. 10,其余为平衡元素 Fe。

　　[0046] 其中，在加入稀土合金前，控制钢液的氧含量< 150ppm，然后加入稀土合金，控制 稀土合金喂入时间为< 1分钟，使钢中稀土元素含量为0. 01~0. 1%。

　　[0047] 锻造步骤包括如下各个步骤：

　　[0048] 1.冶炼和浇铸

　　[0049] 本发明中的含稀土高铬铁素体不锈钢可在电弧炉+A0D+炉外精炼、电弧炉+V0D+ 炉外精炼、真空感应炉+电渣重熔炉中任一种冶炼工艺进行冶炼。

　　[0050] 钢的炉前成分应满足：C+N 0· 005 ~0· 025，Si 0· 7 ~1. 6，Mn 0· 3 ~1. 0，Cr 22 ~ 27，Nb 0. 1~0. 4，A1 1. 1~1. 8,稀土元素 Ce+La 0. 10~0. 30,其他杂质元素应尽可能低 (P彡（λ 04, S彡（λ 03)，平衡元素为Fe。

　　[0051] 在加入稀土合金前应严格控制钢液的氧含量，要求氧含量10~150ppm，然后加入 稀土合金使钢中的稀土元素含量为0. 01~0. 30 ;为了防止加入的稀土元素发生氧化，要严 格控制稀土加入到浇钢的时间，要求〇. 1~1分钟。

　　[0052] 浇铸温度应控制在1500~1560°C，浇铸温度过低容易发生钢液粘结出钢口，温度 过高会引起凝固组织粗大，不利于后续加工。

　　[0053] 2.钢锭开坯

　　[0054] 钢锭采用锻造开坯，钢锭加热温度为1000~1KKTC，开锻温度一般在1050°C左 右，终锻温度850~900°C，空冷。过高的加热温度会导致钢锭晶粒粗化，严重时会出现开坯 过程中开裂，温度过低会导致变形抗力增大，不利于锻造开坯过程完成。

　　[0055] 3.径锻管坯

　　[0056] 经锻造开坯后获得八角中间坯，冷却修磨表面缺陷后，用径锻锻造至挤压管坯，中 间坯的加热温度为1000~1100°c，开锻温度一般在1050°C左右，终锻温度850~900°C，空 冷。为了控制管坯晶粒度，在锻造温度降至950°C以下时可以适当增大变形量，保证获得较 细的晶粒度。

　　[0057] 4.热挤压

　　[0058] 径锻至管坯后，经过分段落料，车光表面，倒角、打孔等机加工工序，根据用户要求 的钢管规格进行热挤压，热挤压的环形炉加热温度为800~900°C，感应加热温度为950~ 1050°C，挤压速度为40~80mm/s，挤压之后空冷；由于在挤压过程中会产生升温现象，所以 挤压的感应加热温度要比锻造加热温度稍低一些，以防止在挤压过程中出现过烧现象。

　　[0059] 由于挤压温度的控制，在挤压过程中使用的内外表面润滑玻璃粉要选用特定的型 号，其熔点和粘稠度要与该钢种的挤压温度和速度相匹配，以保证挤压管的表面质量。

　　[0060] 5.挤压管退火酸洗

　　[0061] 采用连续式辊底炉进行退火，退火温度950~1050°C，根据炉子加热区长度确定 辊道速度，要保证在高温区段保温时间1~5分钟；退火温度过高，容易导致再结晶晶粒的 粗化，从而劣化最终产品的表面质量和力学性能，退火温度过低，不能实现完全再结晶，也 将劣化产品的表面质量和力学性能，尤其是延伸性能变差。退火之后连续水冷。酸洗主要 是去除挤压管表面的润滑玻璃粉和氧化皮，采用稀盐酸、稀硫酸进行酸洗，保证挤压管的表 面质量，有利于后续的乳制。

　　[0062] 6.控温乳制（冷乳）

　　[0063] 由于该钢的硅、铝含量比较高，冷乳时很容易开裂，所以采用控温乳制无缝钢管的 方法，控温乳制与普通冷乳最大的区别是在乳制时对入口处的钢管进行感应线圈加热，一 般加热至200~600°C，然后进行乳制，以保证材料不产生开裂等缺陷。乳制单道次变形量 20 ~40%。

　　[0064] 7.乳后退火酸洗

　　[0065] 控温乳制后钢管要进行退火和酸洗处理，采用连续式辊底炉进行退火，退火温度 950~1050°C，根据炉子加热区长度确定辊道速度，要保证在高温区段保温时间1~3分 钟；退火温度过高，容易导致再结晶晶粒的粗化，从而劣化最终产品的表面质量和力学性 能，退火温度过低，不能实现完全再结晶，也将劣化产品的表面质量和力学性能，尤其是延 伸性能变差。退火之后连续水冷。酸洗主要是去除热处理时形成的氧化皮，采用稀盐酸、稀 硫酸进行酸洗，保证成品管的表面质量。

　　[0066] 下面通过选择具体的组分，形成本发明所述的含稀土高铬铁素体不锈钢，并通过 对比测试来说明本发明的优点。

　　[0067] 在各个实施例中，对C、N、Nb及Ce+La元素的含量进行了上限值、下限值、中间值及 典型值的取值分布；

　　[0068] 表2为本发明的铁素体不锈钢的冶炼、锻造、热挤压及热处理等关键制造工序工 艺参数，各工序的工艺参数涵盖了上限、中限及下限等全部范围；

　　[0069] 表3为含Nb和稀土（Ce+La)的铁素体不锈钢与不含Nb和稀土（Ce+La)的类似铁 素体不锈钢的高温塑性对比（铸态组织），对比可以发现，在900~1150°C温度范围内，本 发明涉及的含Nb和稀土（Ce+La)的铁素体不锈钢比不含Nb和稀土（Ce+La)的类似铁素体 不锈钢的塑性有大幅度的提高，其断面收缩率和延伸率大大高于后者。

　　[0070] 表 1

　　[0071]

　　[0077] 结合图1A~1B，图2,图3可见，添加 Nb和稀土元素 Ce+La后，晶粒度从原来很粗 的-3. 0级细化到比较细的1. 0~3. 0级，铸态组织明显细化，晶界耐蚀性也有明显的改善。 采用热挤压工艺生产的钢管，组织均匀，晶粒大小一致，不存在混晶现象；从金相组织照片 可以看出，采用本发明涉及的冶炼、锻造、热挤压+控温乳制的生产工艺，能生产出组织均 匀（不产生混晶现象），耐蚀性良好的成品管。

　　[0078] 另一方面，结合图4A~4F，图5A、5B可见，本发明与现有技术相比，具有以下优 势：

　　[0079] 从曲线可以看出，含稀土高铬铁素体不锈钢比不含Nb和稀土的类似铁素体不锈 钢在900~1150°C高温拉伸时，塑性有了大幅度提高，既有利于热加工塑性变形，又对使用 性能有大幅度改善。此外，含稀土高铬铁素体不锈钢比不含Nb和稀土的类似铁素体不锈钢 在900~1150°C的塑性有了大幅度提高，断面收缩率提高约30 %，延伸率提高约30 %，这样 就非常有利于在900~1150°C温度范围内的热加工变形。

　　[0080] 通过加入Nb，显著细化了钢锭的铸态组织，增加了钢锭的等轴晶比例，改善了钢锭 表面质量，减少或者不用修磨钢锭表面，提高金属收得率，同时也降低了冶炼成本。

　　[0081] 通过加入稀土元素 Ce+La，提升了铸态组织晶界的洁净度，增强了晶界强度，还能 净化钢液本身，细化钢的凝固组织，改善夹杂物的性质、形态和分布，同时起到局域弱化抑 制剂的作用，显著改善了铁素体不锈钢的延展性、韧性和耐蚀性。与不加稀土的类似钢种相 比，铸态组织的粗化现象明显得到改善，铸态钢锭的加工塑性得到大幅度改善。

　　[0082] 通过热挤压方式制备钢管，坯料在加工过程中受力状态为两向压应力，一向拉应 力，远远好于热乳穿孔的两向拉应力一向压应力以及很大的剪切应力，热挤压有助于钢管 组织致密，不易出现开裂等缺陷，由于挤压的变形量很大，可以获得单支长度比较长的钢 管。

　　[0083] 通过控温方式进行乳制钢管，避开由于该材料Si、A1含量比较高，室温塑性比较 差的问题。通过感应线圈的同步加热，在不影响乳制效率的情况下实现材料的最优塑性变 形，获得组织良好的成品钢管。

　　[0084] 本技术领域中的普通技术人员应当认识到，以上的实施例仅是用来说明本发明， 而并非用作为对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对以上所述实施例的变 化、变型都将落在本发明的权利要求书范围内。

　　【主权项】

　　1. 一种含稀土高铬铁素体不锈钢，其特征在于，其各组分的质量百分比为： C+N 0· 005 ~0· 025%，Si 0· 7 ~1. 6%，Μη 0· 3 ~1. 0%，P 彡 0· 04%，S 彡 0· 03%， Cr 22 ~27%，Nb 0· 1 ~0· 4%，Α1 1. 1 ~1. 8%，稀土元素 Ce+La0.0 1 ~0· 30%，其余为 平衡元素 Fe和杂质。2. 如权利要求1所述的含稀土高铬铁素体不锈钢，其特征在于，其各组分的具体质量 百分比为： C 0. 012%, Μη 0. 65%, Si 1. 25%, P 0. 024%, S 0. 002%, Cr 23. 58%, A1 1. 18%, Nb 0.23%，稀土元素 Ce+La 0.30%，N 0.013%，0 0.0008%。3. 如权利要求1所述的含稀土高铬铁素体不锈钢，其特征在于，其各组分的具体质量 百分比为： C 0. 0071%, Μη 0. 41%, Si 1. 54%, P 0. 032%, S 0. 008%, Cr 26. 12%, A1 1. 75%, Nb 0· 16%，稀土元素 Ce+La 0· 10%，N 0· 0142%，0 0· 001%。4. 如权利要求1所述的含稀土高铬铁素体不锈钢，其特征在于，其各组分的具体质量 百分比为： C 0. 0057%, Μη 0. 92%, Si 1. 16%, P 0. 015%, S 0. 004%, Cr 24. 33%, A1 1. 43%, Nb 0· 10%，稀土元素 Ce+La 0· 24%，N 0· 0113%，0 0· 0014%。5. 如权利要求1所述的含稀土高铬铁素体不锈钢，其特征在于，其各组分的具体质量 百分比为： C 0.0124%, Μη 0.77%, Si 0. 82%,P 0. 027%,S 0. 013%,Cr 25. 57%,A1 1.24%, Nb 0.32%，稀土元素 Ce+La 0.28%，N 0.0117%，0 0.0009%。6. 如权利要求1所述的含稀土高铬铁素体不锈钢，其特征在于，其各组分的具体质量 百分比为： C 0.0083%, Μη 0.85%, Si 1.43%,P 0. 019%,S 0. 014%,Cr 22. 81%,A1 1.55%, Nb 0· 40%，稀土元素 Ce+La 0· 12%，N 0· 0151%，0 0· 0013%。7. -种含稀土高铬铁素体不锈钢钢管的制造方法，其特征在于，包括前置步骤和锻造 步骤： 所述前置步骤按照下列元素质量百分比进行冶炼：C+N0. 005~0. 025%，Si 0. 7~ 1·6%，Μη 0.3 ~1·0%，Ρ 彡 0.04%，S 彡 0.03%，Cr 22 ~27%，Nb 0.1 ~0·4%，Α1 1.1 ~ 1.8%，稀土元素 Ce+La 0.01~0.30%，其余为平衡元素 Fe和杂质；其中，在加入Ce+La稀 土合金前，严格控制钢液的氧含量10~150ppm，然后加入稀土合金，控制Ce+La稀土合金喂 入时间为〇. 1~1分钟，使钢中稀土元素 Ce+La含量为0. 01~0. 30%。8. 如权利要求7所述的含稀土高铬铁素体不锈钢钢管的制造方法，其特征在于，所述 锻造步骤包括： 步骤1，冶炼和浇铸；浇铸温度控制在1520~1565°C，并进行热装退火，装炉温度 600~800°C，退火温度700~800°C，保温时间12~20h，随炉冷却，温度100~400°C出 炉； 步骤2,钢锭锻造开坯；加热温度为1000~1100°C，终锻温度850~900°C，锻坯控制 冷却速度，锻造开坯后，直接进行堆冷； 步骤3,径锻管坯；加热温度为1000~1KKTC，终锻温度850~900°C ; 步骤4,热挤压；加热温度为800~900°C，感应加热温度为1000~1KKTC，挤压速度 为40~80mm/s，挤压之后空冷； 步骤5,挤压管退火酸洗；退火温度950~1050°C，保温时间1~5分钟； 步骤6,控温乳制，加热至200~600°C，单道次变形量20~40% ; 步骤7,乳后退火酸洗；退火温度为950~1050°C，保温时间1~1. 5分钟。9. 如权利要求8所述的含稀土高铬铁素体不锈钢钢管的制造方法，其特征在于，在步 骤1中，添加稀土合金使钢锭凝固组织中等轴晶比例40~70%。10. 如权利要求9所述的含稀土高铬铁素体不锈钢钢管的制造方法，其特征在于，所添 加的稀土合金中Ce的质量百分比为40 %~60 %，其余为La和其他元素。

　　【文档编号】C22C33/04GK105839021SQ201510012754

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2015年1月12日

　　【发明人】赵海平, 徐松乾, 周灿栋

　　【申请人】宝钢特钢有限公司

　　一种高硬度无磁无镍不锈钢及其制造方法

　　【专利摘要】一种高硬度无磁无镍不锈钢及其制造方法，该钢的化学成分重量百分比为：C：0.15～0.20％，Si：0.2～0.8％，Mn：17.0～19.0％，Cr：13.5～14.5％，N：0.25～0.30％，Cu：0.5～0.8％，B：0.0015～0.0040％，其余为Fe及不可避免的杂质；且上述元素同时需满足如下关系：C+N≥0.43％，1.00≤(Cr+Mo+1.5Si)/(30N+30C+0.25Cu+0.5Mn)≤1.20，Md30/50温度≤?100℃。该钢在凝固过程中为全奥氏体模式(无δ相形成)，室温时硬度达到HV425～497，屈服强度1100～1350MPa，同时保证室温形变硬化达到高强度后仍保持无磁性，且不含镍，不需形变后消磁热处理，成本显著降低，可以广泛用于纺织、电子、仪器仪表等要求高硬度、耐磨和无磁性的行业。

　　【专利说明】

　　一种高硬度无磁无镍不锈钢及其制造方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及无镍不锈钢及其制造方法，具体涉及一种高硬度无磁无镍不锈钢及其 制造方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 硬态不锈钢是指将不锈钢板或者钢带进行调质乳制(形变硬化），给予钢带一定的 冷乳压下量，冷加工后不做退火处理，获得硬态不锈钢产品。硬态不锈钢一般比固溶处理 (或退火处理)后的相同材料强度高、硬度高，因此，材料更耐磨，使用寿命更长。常用的硬态 不锈钢主要为300系奥氏体不锈钢中的S30400(304)和S30100(301)。

　　[0003] 硬态不锈钢常用于纺织、电子、仪器仪表等行业。以纺织行业为例，服装加工完成 后有一道工序是利用检针机或者磁性仪检测，如果检测到导磁，则认为服装中存在折断的 纺织针，不能流入下道工序。当服装的拉链、纽扣或者标签采用不锈钢制造时，必须满足无 磁性(不导磁)的要求，才能不干扰检针机的工作。这些技术领域同时又要求高硬度，以解决 耐磨和变形的问题。

　　[0004] 另一个问题是，常规的奥氏体不锈钢在不变形的条件下可以满足无磁的要求，但 是在加工成纽扣或者拉链、标签过程中，加工或变形工序会导致材料由无磁变为带磁，从而 无法满足应用。比如304是无磁的，可是弯折或者成形时，就由无磁变为导磁。常规的工艺是 消磁热处理，但是消磁热处理导致工件变形，且增加成本。

　　[0005] 根据ASTM A240标准，304的标准成分为：C<0.08%，Si<0.75%，Mn<2.0%，Cr: 18.0~20.0%，Ni :8.0~10.5%，一般地304的典型成分为CO .06%，Si 0.4%，Mn 1.0%，Cr 18 %，Ni 8 %。为获得较高硬度，304可以进行冷加工硬化。如图1所示，304冷加工变形30 % 时，硬度HV由退火态HV 179提高到HV 376,随变形量增加，硬度进一步提高。但是，在硬度提 高的同时，304逐渐由无磁变为导磁材料，即磁性仪可以检测到逐渐增加的磁性相含量。

　　[0006] 这种由无磁转变为带磁性的过程，不仅产生在冷加工乳制硬化以提高硬度的过程 中，还出现在终端用户将不锈钢加工成所需要的部件、零件或者形状的过程中，而这种过程 既不可避免，又无法在后续过程中采用其他工艺消除此过程产生的磁性（消磁热处理可以 部分消除冷加工磁性相，但是成本高，且易导致零部件变形）。因此，304或者硬态304在无磁 领域的应用被限制在对磁性要求不高的场合，对于那些要求微弱磁性或者完全无磁的领 域，304则无法满足。

　　[0007] 304的问题还在于价格较高，8%Ni占304不锈钢成本的50%以上。尤其是对成本敏 感的纺织等行业，既要求高硬度、加工成型后完全不导磁或者弱导磁，又要求低成本，304的 应用受到了限制。

　　[0008] 304等常规奥氏体不锈钢为δ铁素体+奥氏体凝固模式，J.C.Ma发表于Materials Science and Engineering A Volume 444,Issues 1-2,25January2007,Pages 64-68的石开 究结果显示304凝固过程中δ铁素体的存在和保留。奥氏体不锈钢304具有磁性或导磁的原 因在于：（1)凝固或者热加工过程中产生导磁的δ相(铁素体相）；（2)冷加工后出现磁性马氏 体相。抑制磁性相出现的主要途径就是扩大凝固时的奥氏体相区，提高冷加工时奥氏体相 的稳定性。常规方法是提高镍含量，并由此产生了一个新的不锈钢牌号S30500(305)，标准 成分为：(：<0.12%^<0.75%，]\111<2.0%，0 17.0~19.0%，附10.5~13.5%。常用的 典型成分为:C 0.06%，Si 0.4%，Mn 1.0%，Cr 18%，Ni 10.5%。镍含量提高后，305冷变 形后马氏体相含量远远低于同样压下的304不锈钢，因此可以满足低磁条件下的应用要求。 但是由于305不锈钢中镍含量高达10.5%，因此其成本大大提高。不锈钢中每增加1%的镍， 意味着增加10~15%的原材料成本。另一方面，305在冷加工变形累计到一定程度时，仍产 生磁性，无法满足较高标准的无磁要求。

　　[0009] 分析304不锈钢中奥氏体向应变诱发马氏体转变可以发现，马氏体相变的发生和 量的增加取决于奥氏体相的稳定性。一般用Mdwso温度来评价奥氏体相转变为应变诱发马 氏体相的趋势，其含义是应变50 %时，产生马氏体相含量达到30 %的温度。换句话说，材料 在该温度下变形50 %时，马氏体相含量可达到30 %。如果Mdwso温度越高，代表该材料中奥 氏体相越不稳定，材料发生应变诱发马氏体相变的趋势就越明显，其中，Md3Q/5()=580-520C- 2Si-16Mn-23Ni-300N-26Cu-10Mo。

　　[0010] 将304不锈钢的典型成分代入Md3_温度公式，计算得到Md3_(304)=50°C，305不 锈钢的典型成分代入Md3Q/5()温度公式，计算得到Md3Q/5()(305)=27°C。可见，304的Md3Q/5()温度 较高，因此，在冷乳过程中容易发生应变诱发马氏体相相变，导致材料产生磁性；305的 Md3〇/5Q温度与304比较降低了23°C，因此其应变诱发马氏体相变发生的量要小于304,原因在 于305中镍含量与304相比提高了2%。但是305加镍后，Md3〇/5()温度与304比较仅降低23°C，在 变形量稍大时仍产生磁性，因此，限制了该材料的推广和应用。

　　[0011] 针对纺织、电子、仪器仪表等行业的需求，已出现一些相关专利或者研究，主要沿 着两个不同的方向发展（1)提高Ni、Mn含量，增加奥氏体稳定性，使材料在变形时不产生磁 性相；（2)降低Ni含量，通过Μη、N合金化，增加奥氏体稳定性，使材料在变形时不产生磁性 相，同时降低成本。Ni是稳定奥氏体最常见的元素，现有无磁不锈钢均为含镍体系。

　　[0012] 中国专利CN93121570.6公开了一种新型奥氏体无磁不锈钢，其化学成分为：C< 0.12%，Si<1.0%，Mn:10~13%，Ρ<0·03%，S<0.03%，Cr:12~14%，Ni:4~6%，Cu:1.5 ~2.5%，Re <0.02%，其余为Fe。其成分特点是含稀土元素，且Cr含量远低于304;添加 Μη、 Cu都有利于降低Mdwso温度，减少或避免冷加工过程中磁性马氏体相的出现，但添加 Ni 4~ 6%，成本较高。

　　[0013]中国专利CN90107850.6公开了一种单相奥氏体无磁不锈钢，其化学成分为：C < 0.08%，Si<1.5%，Mn:1.0~2.0%，Cr:13.2~14.95%，Ni:12.0~13.9%，Cu:2.5~ 3 · 5 %，P < 0 · 025 %，S < 0 · 015 %，Re: 0 · 005~0 · 05 %，其余为Fe。该材料基体组织稳定，经 20%~80%变形后，仍为单相奥氏体组织，而且导磁率性能稳定，但其镍含量高达12.0~ 13.9%，所以虽然具有优良的无磁特性，但成本显著增加。

　　【发明内容】

　　[0014]本发明的目的在于提供一种高硬度无磁无镍不锈钢及其制造方法，该钢材料在凝 固过程中为全奥氏体模式（无 S相形成），该钢硬度达到HV425~497,屈服强度为1100~ 1350MPa，磁性相含量为0%，大大提高硬度和强度且无磁，同时显著降低成本，可以广泛用 于纺织、电子、仪器仪表等要求高硬度、耐磨和无磁性的行业。

　　[0015] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：

　　[0016] 一种高硬度无磁无镍不锈钢，其化学成分重量百分比为:C:0.15~0.20%，Si :0.2 ~0.8%，Μη:17·0~19.0%，Cr:13.5~14.5%，Ν:0·25~0.30%，Cu:0.5~0·8%，Β:0·0015 ~0.0040%，其余为Fe及不可避免的杂质;且上述元素同时需满足如下关系：

　　[0017] C+N> 0.43% ；

　　[0018] 1.00< (Cr+Mo+1.5Si)/(30N+30C+0.25Cu+0.5Mn)<1.20；

　　[0019] 580-520C-2Si-16Mn-23Ni-300N-26Cu-10Mo <-100°C。

　　[0020] 进一步，所述高硬度无磁无镍不锈钢的化学成分还包含:V <0.1%、Nb <0.1%中 的一种或两种，以重量百分比计。

　　[0021] 又，所述高硬度无磁无镍不锈钢的化学成分还需满足如下关系：[0.021 (Cr+ 0.9Mn)-0.204]/N> 1.50〇

　　[0022] 所述高硬度无磁无镍不锈钢在凝固开始至凝固终了过程中、以及室温下均为全奥 氏体组织。

　　[0023] 所述高硬度无磁无镍不锈钢的硬度为HV 425~497,屈服强度为1100~1350MPa， 磁性相含量为0 %。

　　[0024]在本发明的成分设计中：

　　[0025] C、N(碳、氮）：在本发明所述的无镍体系中，碳、氮是强奥氏体形成元素，一定程度 上可以取代镍，促进奥氏体形成，并稳定奥氏体组织，显著降低Mdwso温度。每添加0.1 %C， 可以使 Md3Q/5Q(Md3()/5()=580-520C-2Si-16Mn-23Ni-300N-26Cu-10Mo)温度降低 52°C，每添加 0.1 % N，可以使Mdwso温度降低30 °C，有效抑制应变过程中磁性马氏体相的形成。但是，当 碳、氮含量过高时，易形成富铬碳化物或氮化物，导致晶间腐蚀。另外，氮含量过高时易产生 凝固气孔，热乳时变形抗力大、易产生边裂缺陷。但是如何综合控制无镍体系中C、N含量，是 本发明的关键。本发明钢中控制C:0.15~0.20%，N:0.25~0.30%且C+N2 0.43%。同时控 制合金中氮的溶解度是实际氮含量的1.5倍以上，确保连铸时无气泡生成的风险，即控制 [0.021(Cr+0.9Mn)-0.204]/N>1.50〇

　　[0026] Si(硅）：硅是铁素体形成和稳定元素，在熔炼过程中用于脱氧，同时硅可以提高铁 素体相的高温强度。但是硅含量过高时将降低氮的溶解度，并加速金属间相的析出。因此， 本发明钢中设计硅含量为〇. 2~0.8 %。

　　[0027] Μη(锰）：锰是奥氏体形成和稳定元素，可以利用锰一定程度上取代镍，获得奥氏体 组织，同时锰的添加可以显著提高氮的溶解度，另外锰的添加也可以降低Mdwso温度，每添 加1 % Μη，可以使Md3〇/5()温度降低16 °C。因此，本发明钢中控制Μη含量为17.0~19.0 %。

　　[0028] Cr(铬）：铬是钢获得耐腐蚀性能的最重要元素，为保证良好的耐蚀性，需要添加较 高的铬。但铬是主要的铁素体形成元素，过高的铬将导致材料中出现铁素体相，不能保证全 奥氏体凝固模式。本发明钢中控制Cr含量为13.5~14.5%，同时利用N提高耐蚀性的效果辅 助改善耐蚀性。

　　[0029] Cu(铜）：铜是奥氏体形成元素，可以提高不锈钢的塑性和在还原性酸中的耐腐蚀 性。但是铜也是成本较高的元素。因此，本发明钢中控制铜含量为0.5~0.8%。

　　[0030] V(钒）、Nb(铌）：钒、铌作为可选元素，主要作用是细化组织，提高钢液纯净度，提高 热加工性能，其含量均控制在0.1 %以下。

　　[0031] B(硼）：本发明由于无镍和C、N较高，其热加工性能较差，热乳时易导致钢卷边裂报 废。硼的添加可以细化组织，提高晶界强度，改善热塑性，但是硼过量将导致材料热加工性 反而恶化，因此，本发明经过探索，发现在本合金体系中，添加0.0015 % < B < 0.0040 %可以 获得最佳的热加工性能。

　　[0032] 本发明化学成分中控制C+N 2 0 ·43%，1 ·00 < (Cr+Mo+1 · 5Si )/(30N+30C+0 · 25Cu+ 0.5MnH 1.20:保证钢材料从凝固开始到凝固终了过程中不产生铁素体相即全奥氏体凝 固，同时不发生晶粒过度长大导致裂纹的现象。

　　[0033]同时，本发明控制Md3Q/5()温度< _100°C，确保奥氏体具有高稳定性，形变硬化或者 成形65%时，材料的变形模式为孪晶或位错增殖，不产生马氏体相变，因此无马氏体相生 成。

　　[0034]本发明所述高硬度无磁无镍不锈钢的制造方法，其包括以下步骤：

　　[0035] (1)按上述成分冶炼，铸造成铸坯，铸造时过热度< 35°C ;然后锻造或热乳，加热温 度1180~1230°C ;再进行退火+酸洗；

　　[0036] (2)将步骤1)得到的钢板进行冷乳+冷乳后退火+酸洗，其中，冷乳后退火温度为 1100~1130°C;然后，调质乳制，控制压下率为40~65%。

　　[0037] 本发明在铸造时控制过热度< 35°C，以避免全奥氏体凝固模式下晶粒长大导致的 裂纹;并控制锻造或热乳过程中加热温度为1180~1230Γ，避免晶粒长大导致裂纹。

　　[0038]本发明控制冷乳后退火温度为1100~1130Γ:原因在于本发明无镍成分体系中碳 含量为0.15~0.20%，碳化物析出量大，冷乳后较高的退火温度才能确保碳化物充分固溶。 碳化物如果固溶不充分将导致材料的耐蚀性下降。更关键的是如果碳以碳化物而非固溶的 形式存在，其对奥氏体的稳定性没有贡献，无法确保奥氏体相在冷应变过程中保持稳定。 [0039]通过本发明的冷加工变形，材料的强度和硬度提高，其中，硬度可以达到HV 425~ 497,且尤其保证冷加工变形过程中磁性相0%。本发明钢种的高硬度来源于成分设计中的 固溶强化和调质乳制。但是本发明与常规的形变硬化不同，本发明通过特殊的成分设计和 压下率配合，使硬化来源于位错+孪晶，而非常规奥氏体不锈钢的位错+马氏体相变。但当压 下率过大时，随着应变的积累，本发明的成分也存在产生马氏体相变的可能性。因此，本发 明配合成分体系控制压下率在40~65%。

　　[0040] 本发明利用C、N元素取代Ni元素，获得室温下的奥氏体组织，有效降低昂贵的Ni元 素含量，从而降低成本；同时利用C、N等元素显著降低Mdwso温度，提高奥氏体相的稳定性， 抑制应变诱发马氏体相的产生；另外，C、N作为固溶强化元素，本身也可以提高材料强度和 硬度。

　　[0041] 全奥氏体凝固模式是本发明的核心创新点之一。现有奥氏体不锈钢基本以δ铁素 体+奥氏体方式凝固，而δ相为磁性相(等同于导磁相）。即使后续热加工过程可以降低δ相比 例，但难以完全消除。本发明提出了控制成分体系中全奥氏体凝固模式的设计原则，以及控 制铬当量/镍当量<1.20时，可以确保无镍，设计得到含Μη、Ν成分体系的全奥氏体凝固模 式，具有高温凝固全无磁和低温冷加工全无磁的优良特性。

　　[0042]本发明采用两种方式复合获得高硬度：固溶强化，控制材料中C+N 2 0.43%，固溶 强化可以使屈服强度提高300MPa以上。形变硬化，将材料进行压下率为40~65%的乳制，通 过形变强化获得高硬度。但前提是材料的]^3()/5()=580-520(：-23丨-16111-23附-30(^-26〇1- 10M〇 < -100°C，保证材料的奥氏体具有高稳定性，冷变形时不产生导磁的马氏体相。并最终 在无镍的条件下获得HV 425~497的高硬度。

　　[0043]本发明材料在凝固过程中无 δ相形成，凝固模式为全奥氏体凝固，且材料从凝固到 室温均不产生磁性相。且钢材料的Mdwso温度< _100°C，确保在变形成纽扣、拉链等零部件 过程中，材料不产生马氏体相变，不产生磁性相。同时材料无镍，成本比304或现有无磁不锈 钢低20%以上。

　　[0044] 本发明涉及的公式和关系式中元素符号表示对应元素的重量百分含量X 100。

　　[0045] 与现有技术相比，本发明的有益效果：

　　[0046] (1)无磁特性:本发明通过全奥氏体凝固和高奥氏体稳定性的成分设计，高温凝固 时无导磁的δ相生成，室温变形时无导磁的马氏体相生成。同时，高的奥氏体稳定性确保材 料在使用过程中经弯折、成形或者加工时，也不产生导磁相，即维持无磁特性。

　　[0047] (2)高硬度:本发明在C、N固溶强化的基础上，通过形变强化进一步提高硬度和强 度，使材料室温时硬度达到HV 425~497，屈服强度1100~1350MPa，延伸率2 5 %，同时无磁 性。使用时，在加工成零部件的成形过程中，本发明钢材料继续保持无导磁相产生。

　　[0048]与常规304(硬度HV 180,屈服强度280MPa)相比，本发明钢的硬度和强度提高3~4 倍，耐磨性和刚度也显著提升，这些性能是建立在无磁性的前提下。常规304也可以通过形 变强化，但常规304变形强化过程中会产生导磁相，满足不了无磁性的要求。

　　[0049] (3)无镍:本发明钢中不含镍且控制铜含量较低，同时不需形变后消磁热处理，成 本显著降低，远低于304或含镍钢种，适于纺织等民用领域；

　　[0050] 另一方面，本发明不添加贵重镍元素，但具有高温凝固全无磁和低温冷加工全无 磁的优良特性，也是本发明的创新之一。

　　【附图说明】

　　[0051] 图1为现有304(即对比例1)在冷变形过程中硬度和导磁相含量变化示意图。

　　[0052]图2为本发明实施例3凝固过程中的相含量变化示意图。

　　[0053]图3为对比例1凝固过程中的相含量变化示意图。

　　[0054]图4为对比例2凝固过程中的相含量变化示意图。

　　[0055]图5为对比例3凝固过程中的相含量变化示意图。

　　【具体实施方式】

　　[0056]下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

　　[0057]表1为本发明实施例及对比例钢的成分，表2为本发明实施例及对比例钢的关键工 艺参数及钢的性能。

　　[0058]本发明实施例以电炉-A0D冶炼的生产流程为例：将铬铁、镍铁以及废钢等加入电 炉进行融化，恪清后将钢液倒入A0D炉，在A0D炉内进行脱C、脱S和增N、控N的吹炼，当冶炼成 分达到要求时，将钢液倒入中间包，并在立弯式连铸机上进行浇铸。连铸的过热度为35°C以 下，板还拉速为0.8~1.3m/min，确保全奥氏体凝固下组织均勾，无气孔缺陷。将连铸板还放 入辊底式加热炉加热到1180~1230Γ，在热连乳机组上乳制到所需厚度后卷取。然后进行 连续的酸洗退火，退火温度1100~1130 °C，保证碳化物充分固溶。然后进行形变硬化乳制， 压下率40~65%。

　　[0059]利用磁性测试仪检测了不同材料中导磁马氏体相的含量。力学性能均取自冷乳 板，采用JIS 13B标准加工和检测。本发明钢以及对比钢种力学性能检测见过参见表2。

　　[0060]由图2可知，本发明实施例3在凝固开始至凝固终了过程中完全无铁素体相生成， 其凝固模式为液相直接转变为奥氏体相；由图3、图4、图5可知，对比例1、对比例2和对比例3 均为铁素体相+奥氏体相析出模式，即先析出部分铁素体相，这些铁素体相在温度降低过程 中可以逐步转化为奥氏体相，但是并不能完全消除，部分铁素体相会保留至室温。

　　[0061 ]由表2可知，在实现硬度达到HV 425~497时，本发明实施例均保持磁性相含量为 〇，即保持完全无磁的特性。对比例1硬度达到HV 413和441时，磁性相含量达到22.5 %和 29.9%，材料明显变为导磁材料，而且随着其硬度的增加，磁性相比例也增加，无法满足无 磁的用途。对比例2硬度达到HV 422，435和455时，其磁性相含量分别达到0.9%，1.6%和 2.0%，也变为导磁材料，无法满足完全无磁的应用要求。对比例3在硬度达到HV 428和447 时，其磁性相含量仍维持0，但是对比例3中钢种镍含量达到4.5 %，为含镍无磁钢成分体系 且镍含量较高，而本发明中实施例均不含镍，为完全无镍的新成分体系，具有成本低同时性 能优异的材料。

　　[0062]由表1-2可见，本发明钢材料的硬度达到HV 425~497度，屈服强度1100~ 1350MPa，延伸率2 5%，具有高硬度且完全无磁的特点；同时利用C、N、Mn能够降低Md3Q/5〇温 度，将材料的Md3Q/5()温度降低到-100 °C以下。材料经过形变硬化加工，具有高强度和高硬度， 可以满足纺织、电子行业等对材料力学性能的需要。同时由于奥氏体相的稳定性提高，材料 的硬化主要通过加工硬化产生，即通过位错和孪晶的产生和堆积产生，而不产生磁性的马 氏体相，确保硬态材料的无磁特性。同时本发明钢材料中无贵重镍元素，成本较低，可以大 量应用于纺织、电子仪器、设备等要求高硬度、低成本且必须无磁的领域。

　　[0063]

　　[0065]

　　【主权项】

　　1. 一种高硬度无磁无镍不锈钢，其化学成分重量百分比为:c:0.15~0.20%，Si :0.2~ 0.8%，Mn:17.0~19.0%，Cr:13.5~14.5%，N:0.25~0.30%，Cu :0.5~0.8%，B:0.0015~ 0.0040%，其余为Fe及不可避免的杂质;且上述元素同时需满足如下关系： C+N>0.43%； 1.00 < (Cr+Mo+1.5Si)/(30N+30C+0.25Cu+0.5Mn)<1.20； 580-520C-2Si-16Mn-23Ni-300N-26Cu-10Mo <-100°C。2. 根据权利要求1所述的高硬度无磁无镍不锈钢，其特征在于，所述高硬度无磁无镍不 锈钢的化学成分中还包含:V <0.1%、Nb <0.1%中的一种或两种，以重量百分比计。3. 根据权利要求1或2所述的高硬度无磁无镍不锈钢，其特征在于，所述高硬度无磁无 镍不锈钢的化学成分还需满足如下关系：[0.021 (Cr+0.9Mn)-0.204]/N2 1.50。4. 根据权利要求1-3任一项所述的高硬度无磁无镍不锈钢，其特征在于，所述高硬度无 磁无镍不锈钢在凝固开始至凝固终了过程中、以及室温下均为全奥氏体组织。5. 根据权利要求1-4任一项所述的高硬度无磁无镍不锈钢，其特征在于，所述高硬度无 磁无镍不锈钢的硬度达到HV 425~497,屈服强度为1100~1350MPa，磁性相含量为0%。6. 根据权利要求1-5任一项所述的高硬度无磁无镍不锈钢的制造方法，其包括以下步 骤： 1) 按权利要求1-3任一项所述化学成分冶炼，铸造成铸坯，铸造时过热度< 35°C ;然后 锻造或热乳，加热温度为1180~1230 °C ;再进行退火+酸洗； 2) 将步骤1)得到的钢板进行冷乳+冷乳后退火+酸洗，其中，退火温度为1100~1130°C ; 然后，调质乳制，控制压下率为40~65%。7. 根据权利要求6所述的高硬度无磁无镍不锈钢的制造方法，其特征在于，所述高硬度 无磁无镍不锈钢在凝固开始至凝固终了过程中、以及室温下均为全奥氏体组织。8. 根据权利要求6或7所述的高硬度无磁无镍不锈钢的制造方法，其特征在于，所述高 硬度无磁无镍不锈钢的硬度达到HV 425~497,屈服强度为1100~1350MPa，磁性相含量为 0%〇

　　【文档编号】C22C38/26GK105839022SQ201610196107

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年3月31日

　　【发明人】张伟, 张鑫, 杜伟, 吴狄峰

　　【申请人】宝钢不锈钢有限公司

　　一种海洋钻井平台钻井水系统用合金材料及其制备方法

　　【专利摘要】本发明提供一种海洋钻井平台钻井水系统用合金材料及其制备方法，所述合金材料的原料成分为：C、Mn、S、P、Al、Bi、Pb、Zn、Rh、Si、Cr、Ni、Cu、Sn、Gd、Pr，其余为Fe；将待熔炼的Fe、Mn、Al、Bi、Pb、Zn、Rh、Cr、Ni、Cu、Sn、RE按照材料成分比例，加入真空室内，抽真空，在烧结温度为870℃～900℃条件下熔融；在金属熔融的条件下加入C、P、S、Si，并保温15min～40min，搅拌均匀；在惰性气体加压条件下冷却至590℃，保温15min～40min，再降温至室温，得到海洋钻井平台水系统用合金材料成品。本发明制得的产品具有良好的防锈、耐压的性能。

　　【专利说明】

　　一种海洋钻井平台钻井水系统用合金材料及其制备方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明属于铁基合金领域，具体涉及一种海洋钻井平台钻井水系统用合金材料及 其制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 纵观世界海洋钻井平台的发展历史，自1887年世界上最早的海上石油勘探开发工 作起源以来，直到50多年以后，也就是20世纪40年代末期，海上石油工程才开始有了新的起 色并发生了较大变化。当时世界范围内共有3个国家能够从事海上石油开发工作，所用的平 台都是固定式平台，且结构和钻井方式均比较简单，平台适应水深的能力只有几十米。但随 着装备技术的不断进步及石油的战略意义和石油本身带给人们巨额利润的诱惑，致使海洋 油气资源的勘探开发格局发生了巨大变化。近20年来，以美国、挪威等西方发达国家为代表 的海洋勘探开发水平已上升到了一个很高的层次，无论从钻井平台本身而言，还是从钻井 装备能力、控制技术及适应性而言，均为海洋油气勘探开发提供了良好的保障。一方面，钻 井平台的数量剧增，品种多样;另一方面，适应水深和钻深的能力越来越强。据统计，目前世 界上仅移动式钻井平台数量已接近700台，最大适应水深能力已超过3000m，钻井深度已超 过12000m。不仅如此，世界范围内具备从事海洋勘探开发能力的国家和海洋油气开采量也 同样发生了巨大变化，目前全球范围内能够从事海洋勘探开发的国家和地区已达到100多 个，所开发的油气产量已占全球总油气产量的35%左右，其发展速度非常迅猛。

　　[0003] 钻井水系统是海洋钻井平台的一个服务系统，主要用于调配钻井液，钻井液一般 是淡水，钻井水可以通过注入站或者造水机获得，也可以把平台上的其他淡水作为钻井水。 钻井水系统包括淡水舱、饮用水舱、钻井水舱。钻井水系统的最重要的服务是调配水基泥 浆，除此之外，按照系统设计的不同，有时候它会进入井控系统作为井控动力液体调配剂， 或者给淡水冷却系统补水。但是，在海洋钻井平台这一仍在不断完善的技术中，海洋钻井平 台的消防系统的材料在很大程度上处于摸索和不断试验阶段，如何选择和制造良好的防 锈、耐压的水系统材料，是当前一个急需解决的问题。

　　【发明内容】

　　[0004] 为了克服上述不足，本发明的目的在于提供一种海洋钻井平台钻井水系统用合金 材料及其制备方法，综合考虑各成分的成本，优化各成分之间的比例，找到性价比最高的材 料组方，加入稀土金属，能够有效地解决上述问题。

　　[0005] 为了解决上述技术问题，本发明采取如下的技术方案：

　　[0006] -种海洋钻井平台钻井水系统用合金材料，所述合金材料的原料成分及其质量百 分比为：C:0.10%~0.30%，Μη:0·50%~0.80%，Ρ:0·03%~0.04%，S:0.03%~0.04%， Al:0.03%~0.04%，Bi:0.40%~0.60%，Pb:0.30%~0.70%，Zn :0.3%~0.4%，Rh: 0.3%~0.4%，Si:0.60%~1.50%，Cr:14.0%~16.0%，Ni:2.0%~3.0，Cu:0.90%~ 1.20%，Sn:3.0%~4.0%，RE:0.20%~0.90%，其余为Fe。

　　[0007] 进一步的，RE包括，Gd:0.10%~0.45%，Pr:0.10%~0.45%。

　　[0008] 进一步的，原料成分及其质量百分比为：C:0.25%，Mn:0.70%，P:0.04%，S: 0.04%,A1:0.03 %,Bi:0.46 %,Pb:0.37 %,Ζη:0.34 %,Rh:0.34 % , Si :0.60 %,Cr： 14.60%，Ni :2.30%，Cu:0.92%，Sn:3.40%，Gd:0.15%，Pr :0.15%，其余为Fe。

　　[0009] 以下，对本发明中采用的合金的成分组成的限定理由进行说明，成分组成中涉及 的％指质量％。

　　[001 0] C: 0.10 %~0.30 %，C在钢材中可形成固溶体组织、提高钢的强度；形成碳化物组 织，可提高钢的硬度及耐磨性。因此，C在钢材中，含碳量越高，钢的强度、硬度就越高，但塑 性、韧性也会随之降低，反之，含碳量越低，钢的塑性、韧性越高，其强度、硬度也会随之降 低，为适应海洋条件及作业要求效果，本发明将海洋钻井平台钻井水系统用材料中C含量规 定为0.10%~0.30%，优选为0.25%。

　　[00?1 ] Μη: 0.50 %~0.80 %，Mn是一种弱脱氧剂合金中添加 Μη，不但有利于合金的抗蚀 性，而且还能使合金的强度提高，并能降低热裂纹倾向，改善合金的抗腐蚀性能和焊接性 能。随着Μη含量增加，合金强度有所提高，为适应海洋钻井平台钻井水系统的具体实际的特 殊需求，本发明将Μη含量规定为0.50 %~0.80 %，优选为0.70 %。

　　[0012] Ρ:0.03%~0.04%，Ρ可提高强度，但严重降低塑性、冲击韧性、冷弯性能和可焊 性，尤其低温时发生冷脆，含量需严格控制，一般不超过0.050%，焊接结构中不超过 0.045 %，考虑到航海作业的具体实际，本发明将Ρ含量规定为0.03 %~0.04%，优选为 0.04%〇

　　[0013] S:0.03%~0.04%，S可引起错合金热脆，降低错合金的塑性、冲击韧性、疲劳强度 等，一定量的S与Μη在钢材中形成MnS，有助于提高切削性的元素。在低于0.001 %时添加效 果不充分，超过〇. 15%则添加效果饱和，使铸件产生气孔、难于切削并降低其韧性，因此将S 规定为〇 · 03 %~0 · 04%，优选为0 · 04%。

　　[0014] A1:0.30 %~0.40%，A1在炼钢中起良好的脱氧作用，钢中加入少量的A1，能细化 钢的晶粒，提尚钢的强度，提尚冲击初性，提尚钢的抗氧化性能，提尚不镑钢对强氧化性酸 类的耐蚀能力。A1还具有抗氧化性和抗腐蚀性能，铝与铬、硅合用，可显著提高钢的高温不 起皮性能和耐高温腐蚀的能力。为适应航海气候条件及作业要求效果，本发明将A1含量规 定为0.30%~0.40%，优选为0.30%。

　　[0015] Bi :0.40%~0.60%，Bi的存在因而引起钢的脆性，它能使不锈钢热态韧性降低， 如含铋量较多，还会降低钢的塑性，影响钢的高温强度，致使不锈钢挤压材产生裂纹。如作 特殊用途加入少量铋入钢中，则可显著改善钢的切削加工性能。为适应航海气候条件及作 业要求效果，本发明将Bi含量规定为0.40%~0.60%，优选为0.46%。

　　[0016] Pb:0.30%~0.70%，绝大部分铅在冶炼过程中以蒸汽逸出钢液。由于铅和铁不生 成固熔体，一般它是以微小的球状形态而存在于钢中，易发生偏析，对钢的性质有一定不良 影响，铅能使钢的塑性略有降低，使钢的冲击值有降低。如因特殊用途则是在浇注过程中加 入，钢中含少量铅可改善钢的切削加工性能。为适应海洋钻井平台钻井水系统的具体实际 的特殊需求，本发明将Pb含量规定为0.30%~0.70%，优选为0.37%。

　　[0017] Zn: 0.30%~0.40%，Zn在合金中能提高流动性，增加热脆性，降低耐蚀性，故应控 制锌的含量在规定范围中。含锌量很高的合金却具有较好的铸造性能和机械性能，切削加 工也比较好，为适应海洋条件及海洋钻井平台海水冷却系统的特殊需求，本发明将合金材 料中Zn含量规定为0.30 %~0.40 %，优选为0.34 %。

　　[0018] Rh: 0.30%~0.40 %，Rh有较强的反射能力，加热状态下特别柔软。铑的化学稳定 性好，抗氧化性很好，加入到钢材中，能够提高钢材的稳定性。为适应海洋条件及海洋钻井 平台海水冷却系统的特殊需求，本发明将合金材料中Rh含量规定为0.30%~0.40 %，优选 为 0.34%。

　　[0019] Si : 0.60 %~1.50 %，硅是大多数压铸铝合金的主要元素。它能改善合金的铸造性 能。硅与铝能组成固溶体。铝硅合金具有极好的铸造性能和抗蚀性，硅与铝形成共晶体，可 提高合金的高温造型性，减少收缩率，无热裂倾向。为适应海洋条件及海洋钻井平台钻井水 系统的特殊需求，本发明将Si含量规定为0.60%~1.50%，优选为0.60%。

　　[0020] Cr: 14.0%~16.0%，铬可以在铝中形成金属间化合物，阻碍再结晶的形核和长大 过程，对合金有一定的强化作用，还能改善合金韧性和降低应力腐蚀开裂敏感性。但会场增 加淬火敏感性，使阳极氧化膜呈黄色，本发明将合金材质中Cr含量规定为14.0 %~16.0 %， 优选为14.60%。

　　[0021 ] Ni : 2.0%~3.0%，镍在铝合金中能提高合金的强度和硬度，降低耐蚀性。镍与铁 的作用一样，能减少合金对模具的熔蚀，同时又能中和铁的有害影响，提高合金的焊接性 能。为适应海洋条件及海洋钻井平台钻井水系统的特殊需求，本发明将材质中Ni含量规定 为2.0%~3.0%，优选为2.30%。

　　[0022] Cu:0.90%~1.20%，铜能提高钢材合金的强度和韧性，特别是大气腐蚀性能。为 适应海洋条件及海洋钻井平台钻井水系统的特殊需求，本发明将材质中Cu含量规定为 0.90%~1.20%，优选为0.92%。

　　[0023] Sn:3.0%~4.0%，在钢中加入一定量的锡，会不同程度的提高钢的抗腐蚀能力及 耐磨性。为适应海洋条件及海洋钻井平台钻井水系统的特殊需求，本发明将合金材料中Sn 含量规定为3.0 %~4.0 %，优选为3.40 %。

　　[0024] RE: 0.20 %~0.90 %，稀土元素加入合金中，能够提高合金材料的机械强度和抗腐 蚀性，使合金熔铸时增加成分过冷，细化晶粒，减少二次晶间距，减少合金中的气体和夹杂， 并使夹杂相趋于球化。还可降低熔体表面张力，增加流动性，有利于浇注成锭，对工艺性能 有着明显的影响，稀土金属还能消除磁场及复杂的水文环境对海洋钻井平台钻井水系统的 不良影响，从而提高了海洋钻井平台的使用寿命，同时在承力相同的条件下，明显减轻结构 件重量。为适应海洋条件及海洋钻井平台钻井水系统的特殊需求，本发明将材料中RE含量 规定为0.20%~0.90%，包括Gd:0.10%~0.45%，Pr:0.10%~0.45%，优选为Gd:0.15%， Pr:0.15%。在本发明中使用的稀土金属含量较少，但是能够起到很好的消磁和增加材料强 度、耐磨性的作用，有利于降低成本。

　　[0025]本发明的另一个目的，在于提供一种海洋钻井平台钻井水系统用合金材料的制备 方法，制作步骤如下：

　　[0026] 步骤A、将待熔炼的Fe、Μη、Al、B i、Pb、Zn、Rh、Cr、Ni、Cu、Sn、RE单质按照材料成分比 例，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为870°C~900°C条件下熔融；

　　[0027]步骤B、在金属恪融的条件下按照材料成分比例加入C、P、S、Si单质，并保温15min ~40min，搅拌均勾；

　　[0028] 步骤C、在惰性气体加压条件下冷却至590°C，保温15min~40min，再降温至室温， 得到海洋钻井平台钻井水系统用材料成品。

　　[0029] 进一步的，步骤A中，烧结的温度为870°C~880°C时，RE的组成为Pr。

　　[0030] 进一步的，步骤A中，烧结的温度为880°C~900°C时，RE的组成为Pr和Gd。

　　[0031] 进一步的，步骤C中，冷却的速率为55°C/min~65°C/min。

　　[0032] 进一步的，步骤C中，降温的速率为55°C/min~65°C/min。

　　[0033] 进一步的，步骤C中，惰性气体为氮气或氖气。

　　[0034] 进一步的，步骤C中，加压的压力为55Mpa~65Mpa。

　　[0035] 本发明的优点是：

　　[0036] 本发明所提供的海洋钻井平台钻井水系统用合金材料成品，制备的合金材料具有 良好的防锈、耐压的性能。

　　【具体实施方式】

　　[0037] 以下给出本发明的具体实施例，用来对本发明作进一步详细说明。

　　[0038] 实施例1

　　[0039] 原料组分：

　　[0040] C：0.25% ,Μη ：0.70 % ,Ρ： 0.04% ,S： 0.04% ,ΑΙ ： 0.03% ,Bi ： 0.46% ,Pb ： 0.37 % , Zn:0.34% ,Rh：0.34% ,Si：0.60% ,Cr：14.60% ,Ni：2.30% ,Cu：0.92% ,Sn：3.40% ,Gd： 0.15%，卩〇0.15%，其余为卩6。

　　[0041] 通过如下方法制备：

　　[0042] 步骤 A、将待熔炼的 Fe、Mn、Al、Bi、Pb、Zn、Rh、Cr、Ni、Cu、Sn、Gd、Pr单质按照材料成 分比例，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为890°C条件下熔融；

　　[0043]步骤B、在金属恪融的条件下按照材料成分比例加入C、P、S、Si单质，并保温36min， 搅拌均匀；

　　[0044] 步骤C、在氖气加压57Mpa条件下，以64°C/min的降温速率冷却至590°C，保温 36min，再以64°C/min的降温速率降至室温，得到海洋钻井平台钻井水系统用合金材料成 品。

　　[0045] 实施例2 [0046] 原料组分：

　　[0047] C：0.10% ,Μη：0.50% ,Ρ：0.03% ,S：0.03% ,A1:0.03% ,Bi :0.40% ,Pb:0.30% , Zn：0.30% ,Rh :0.30% , Si :0.60% ,Cr： 14.0% ,Ni :2.0% ,Cu： 0.90% ,Sn： 3.0% ,Gd： 0.10%，卩〇0.10%，其余为卩6。

　　[0048] 通过如下方法制备：

　　[0049] 步骤 A、将待熔炼的 Fe、Mn、Al、Bi、Pb、Zn、Rh、Cr、Ni、Cu、Sn、Gd、Pr单质按照材料成 分比例，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为895°C条件下熔融；

　　[0050] 步骤B、在金属恪融的条件下按照材料成分比例加入C、P、S、Si单质，并保温15min， 搅拌均匀；

　　[0051 ] 步骤C、在氖气加压57Mpa条件下，以55°C/min的降温速率冷却至590°C，保温 15min，再以55°C/min的降温速率降至室温，得到海洋钻井平台钻井水系统用合金材料成 品。

　　[0052] 实施例3

　　[0053] 原料组分：

　　[0054] C：0.30% ,Μη ：0.80 % ,Ρ： 0.04% ,S： 0.04% ,A1:0.04% ,Bi ： 0.60% ,Pb ： 0.70% , Zn：0.40% ,Rh：0.40% ,Si： 1.50% ,Cr： 16.0% ,Ni：3.0% ,Cu： 1.20% ,Sn：4.0% ,Gd： 0.45%，Pr:0.45%，其余为Fe。

　　[0055] 通过如下方法制备：

　　[0056] 步骤A、将待熔炼的 Fe、Μη、A1、B i、Pb、Zn、Rh、Cr、Ni、Cu、Sn、Gd、Pr 单质按照材料成 分比例，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为900°C条件下熔融；

　　[0057]步骤B、在金属恪融的条件下按照材料成分比例加入C、P、S、Si单质，并保温40min， 搅拌均匀；

　　[0058] 步骤C、在氮气加压57Mpa条件下，以65°C/min的降温速率冷却至590°C，保温 40min，再以65°C/min的降温速率降至室温，得到海洋钻井平台钻井水系统用合金材料成 品。

　　[0059] 实施例4

　　[0060] 原料组分：

　　[0061 ] C：0.20% , Mn :0.65% ,P ：0.035 % ,S： 0.035% ,A1 ：0.035 % ,Bi :0.50% ,Pb： 0.50% ,Zn：0.35% ,Rh：0.35% ,Si ： 1.05% ,Cr： 15.0% ,Ni ：2.50% ,Cu： 1.05% ,Sn：3.50% , Pr:0.20%，其余为 Fe。

　　[0062] 通过如下方法制备：

　　[0063] 步骤A、将待熔炼的Fe、Μη、A1、B i、Pb、Zn、Rh、Cr、Ni、Cu、Sn、Pr单质按照材料成分比 例，加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为870°C条件下熔融；

　　[0064]步骤B、在金属恪融的条件下按照材料成分比例加入C、P、S、Si单质，并保温28min， 搅拌均匀；

　　[0065] 步骤C、在氮气加压60Mpa条件下，以60°C/min的降温速率冷却至590°C，保温 28min，再以60°C/min的降温速率降至室温，得到海洋钻井平台钻井水系统用合金材料成 品。

　　[0066] 实验例1

　　[0067] 抗磨性对比试验：

　　[0068] 本发明实施例1~4制备的海洋钻井平台钻井水系统用合金材料与普通钻井水系 统用合金材料在射流式冲刷腐蚀磨损试验机上做浆料(石英砂+水)湿磨试验，并作材料的 抗腐蚀试验，性能见表1。

　　[0069] 表1抗磨性及硬度对比试验结果

　　[0070]

　　[0071] 实验例2

　　[0072] 将本发明实施例1~4制备的海洋钻井平台钻井水系统用合金材料与普通消防系 统用材料的基本金属特性相比较，其性能结果如下表2。

　　[0073] 表2基本金属特性性能比较

　　[0074]

　　[0075] 由上述试验例可见，本发明合金材料的各项性能均高于普通钻井水系统用合金材 料，制备本发明合金的特殊材料用量少，相对成本低，更加适合用于海洋钻井平台钻井水系 统用合金材料。

　　[0076] 以上仅为本发明的优选实施例及实验例而已，并不用于限制本发明，对于本领域 的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任 何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

　　【主权项】

　　1. 一种海洋钻井平台钻井水系统用合金材料，其特征在于，所述合金材料的原料成分 及其质量百分比为：c:0.10% ~0.30%，Mn:0.50%~0.80%，P:0.03%~0.04%，S:0.03% ~0.04%，Al :0.03%~0.04%，Bi:0.40%~0.60%，Pb:0.30%~0.70%，Zn:0.3%~ 0.4%，Rh:0.3%~0.4%，Si:0.60%~1.50%，Cr:14.0%~16.0%，Ni :2.0%~3.0%，Cu: 0.90%~1.20%，511:3.0%~4.0%，1^:0.20%~0.90%，其余为卩6。2. 根据权利要求1所述的合金材料，其特征在于，所述RE包括:Gd:0.10%~0.45%，Pr: 0.10% ~0.45%〇3. 根据权利要求1所述的合金材料，其特征在于，所述原料成分及其质量百分比为:C: 0.25% ,Μη :0.70% ,Ρ ： 0.04% , S： Ο . 04% ,ΑΙ :0.03% ,Bi :0.46% ,Pb ： 0.37 % ,Ζη ： 0.34% , Rh：0.34% ,Si :0.60% ,Cr ： 14.60% ,Ν? ： 2.30% ,Cu：0.92% ,Sn：3.40% ,Gd：Ο . 15% ,Pr ： 0.15%，其余为Fe。4. 一种根据权利要求1~3任一项所述合金材料的制备方法，其特征在于，制作步骤如 下： 步骤A、将待熔炼的Fe、Mn、Al、Bi、Pb、Zn、Rh、Cr、Ni、Cu、Sn、RE单质按照材料成分比例， 加入水冷铜坩埚的真空室内，抽真空，在烧结温度为870°C~900°C条件下熔融； 步骤B、在金属恪融的条件下按照材料成分比例加入C、P、S、Si单质，并保温15min~ 40min，搅拌均勾； 步骤C、在惰性气体加压条件下冷却至590°C，保温15min~40min，再降温至室温，得到 海洋钻井平台水系统用合金材料成品。5. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，步骤A中，所述烧结的温度为870°C~ 880°C时，RE的组成为Pr。6. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，步骤A中，所述烧结的温度为880°C~ 900°C时，RE的组成为Pr和Gd。7. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，步骤C中，所述冷却的速率为55°C/min ~65〇C/min〇8. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，步骤C中，所述降温的速率为55°C/min ~65〇C/min〇9. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，步骤C中，所述惰性气体为氮气或氖 气。10. 根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，步骤C中，所述加压的压力为55Mpa~ 65Mpa〇

　　【文档编号】C22C38/42GK105839023SQ201610304643

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月9日

　　【发明人】林淑录

　　【申请人】林淑录

　　一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料及其制备方法

　　【专利摘要】本发明涉及一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料，此合金材料具有如下的成分及质量百分比：C：0.15?0.45，Cr：23.0?28.0，Ni：4.0?6.0，Mo：0.5?1.0，Al：0.2?2.0，N：0.1?0.4，Mn≤1.0，Si≤1.5，P≤0.03，S≤0.03，且满足C+N≤0.6，余量为Fe和不可避免的杂质；还涉及一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料的制备方法，该合金材料采用传统常规的熔炼工艺方法，经配料熔炼后，浇铸成型，再经1000?1200℃的固溶和700?900℃的时效处理。优点是：在耐氯离子腐蚀的双相不锈钢中同时加入氮化物形成元素，在满足耐蚀许可的条件下，析出大量碳氮化合物来增加其耐磨性，优化组合确保该材料具有优良的耐热耐磨耐蚀性，满足特定苛刻环境下的使用要求。

　　【专利说明】

　　一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料 及其制备方法

　　技术领域

　　[0001 ]本发明涉及一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料，本发明 还涉及一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料的制备方法，属钢铁合 金材料技术领域。

　　【背景技术】

　　[0002] 双相不锈钢铸钢在耐磨耐蚀铸钢的发展应用领域中占有非常重要的作用，尤其在 石化和海洋工程等领域。

　　[0003] 随着城市的发展越来越大，生活垃圾的处理变得日益严重。目前城市生活垃圾的 处理主要采用填埋和焚烧发电。垃圾焚烧发电根据焚烧炉不同的技术，主要分为循环流化 床焚烧炉和炉排焚烧炉两种技术。炉排炉技术直接对垃圾进行焚烧，对垃圾质量和成分的 要求较低，前处理简单，飞灰量少，技术成熟，是发达国家目前采用的主要技术。炉排焚烧炉 技术中的炉排是该技术的主要关键易损件，长期处于高温、冲刷和高氯离子腐蚀环境中，目 前相当一部分厂家采用的是耐热奥氏体材料，经过一定时间的运作，炉排磨损和腐蚀过度， 易导致炉排断裂，不及时停机会造成设备事故。为此开发一种耐高温、耐磨同时耐氯离子腐 蚀的新材料是该技术进一步发展所面临的问题之一，如何解决好提高炉排的使用寿命和合 理的制造成本之间的关系是本发明的初衷所在。

　　[0004] 本发明经过科研人员的设计和反复试验，借助实验室先进仪器物理模拟铸钢生产 并结合企业现场试制验证，充分探究了耐热耐磨蚀双相不锈钢铸件中合金元素的作用行 为，优化铸钢材料配方，并确立与其相应配套的热处理工艺，形成完整的材料与工艺一体的 耐热耐磨蚀双相不锈钢铸钢件制造技术。

　　【发明内容】

　　[0005] 本发明的目的在于提供一种高性价比的，在650_950°C温度范围内具有很好的耐 磨耐蚀性能的双相不锈钢铸钢材料配方及其制备方法。

　　[0006] 本发明的一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料，此合金材 料具有如下的成分及质量百分比：C:0.15-0.45，Cr: 23.0-28.0，Ni :4.0-6 ·0，Μ〇 :0.5-1 ·0， Al:0.2-2.0，N:0.1-0.4，Mn<1.0，Si<1.5，P<0.03，S<0.03,且满足 C+N < 0 · 6，余量为 Fe 和不可避免的杂质，该成分范围内钢的固溶组织为铁素体和奥氏体。

　　[0007] 此合金材料奥氏体的含量为40-60%，室温抗拉强度为500-7001〇^，伸长率在20% 以上。

　　[0008] -种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料的制备方法，该合金 材料采用传统常规的熔炼工艺方法，经配料熔炼后，浇铸成型，再经1000-1200 °C的固溶和 700-900 °C的时效处理。

　　[0009] 本发明的优点是:此耐热耐磨耐蚀双相不锈钢的原因在于:在耐氯离子腐蚀的双 相不锈钢中同时加入氮化物形成元素如A1等，在满足耐蚀许可的条件下，在650-950°C使用 温度范围内析出大量碳氮化合物来增加其耐磨性，它们的优化组合确保该材料具有优良的 耐热耐磨耐蚀性，满足特定苛刻环境下的使用要求。

　　【具体实施方式】

　　[0010] 实施例1

　　[0011] 本发明的一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料，此合金材 料具有如下的成分及质量百分比： Cr 23 0 Μ 4 Mo 0.50 C 0 15 A1 0.20

　　[0012] N 0 1 Mn 0.71 Si 1.0 S 0 003 P 0 004 Fe 余量

　　[0013] 该成分范围内钢的固溶组织为铁素体和奥氏体，此合金材料奥氏体的含量为 40 %，室温抗拉强度为500MPa，伸长率在20 %以上。

　　[0014] -种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料的制备方法，该合金 材料采用传统常规的熔炼工艺方法，经配料熔炼后，浇铸成型，再经1〇〇〇°C的固溶和700°C 的时效处理。

　　[0015] 本发明的优点是:此耐热耐磨耐蚀双相不锈钢的原因在于:在耐氯离子腐蚀的双 相不锈钢中同时加入氮化物形成元素如A1等，在满足耐蚀许可的条件下，在650°C使用温度 范围内析出大量碳氮化合物来增加其耐磨性，它们的优化组合确保该材料具有优良的耐热 耐磨耐蚀性，满足特定苛刻环境下的使用要求。

　　[0016] 实施例2

　　[0017] 本发明的一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料，此合金材 料具有如下的成分及质量百分比： Cr 25,0 Μ 4,6 Mo 0 60 C 0 35 A1 0 80

　　[0018] N 0.2 Mn 0.81 Si 1.0 S 0 003 P 0 004 Fe 佘量

　　[0019] 该成分范围内钢的固溶组织为铁素体和奥氏体，此合金材料奥氏体的含量为 48 %，室温抗拉强度为580MPa，伸长率在20 %以上。

　　[0020] -种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料的制备方法，该合金 材料采用传统常规的熔炼工艺方法，经配料熔炼后，浇铸成型，再经1080°C的固溶和780°C 的时效处理。

　　[0021] 本发明的优点是:此耐热耐磨耐蚀双相不锈钢的原因在于:在耐氯离子腐蚀的双 相不锈钢中同时加入氮化物形成元素如A1等，在满足耐蚀许可的条件下，在750°C使用温度 范围内析出大量碳氮化合物来增加其耐磨性，它们的优化组合确保该材料具有优良的耐热 耐磨耐蚀性，满足特定苛刻环境下的使用要求。

　　[0022] 实施例3

　　[0023]本发明的一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料，此合金材 料具有如下的成分及质量百分比： Cr 27,0 Μ 5.8 Mo 0.8 C (MO

　　[0024] A1 1 20 N 0.2 Mn 0.92 Si 1.30 S 0.002

　　[0025] P 0,002 Fe 余量

　　[0026] 该成分范围内钢的固溶组织为铁素体和奥氏体，此合金材料奥氏体的含量为 55 %，室温抗拉强度为650MPa，伸长率在20 %以上。

　　[0027] -种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料的制备方法，该合金 材料采用传统常规的熔炼工艺方法，经配料熔炼后，浇铸成型，再经1150 °C的固溶和850 °C 的时效处理。

　　[0028] 本发明的优点是:此耐热耐磨耐蚀双相不锈钢的原因在于:在耐氯离子腐蚀的双 相不锈钢中同时加入氮化物形成元素如A1等，在满足耐蚀许可的条件下，在850°C使用温度 范围内析出大量碳氮化合物来增加其耐磨性，它们的优化组合确保该材料具有优良的耐热 耐磨耐蚀性，满足特定苛刻环境下的使用要求。

　　[0029] 实施例4

　　[0030] 本发明的一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料，此合金材 料具有如下的成分及质量百分比： Cr 28J Μ 6 0

　　[0031] Mo 1.0 C 0 45 A1 2.0 N 0,15 Μη 0 95 Si 1.50

　　[0032] S 0 002 P 0 002 Fe 余量

　　[0033] 该成分范围内钢的固溶组织为铁素体和奥氏体，此合金材料奥氏体的含量为 60 %，室温抗拉强度为700MPa，伸长率在20 %以上。

　　[0034] -种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料的制备方法，该合金 材料采用传统常规的熔炼工艺方法，经配料熔炼后，浇铸成型，再经1200°C的固溶和900°C 的时效处理。

　　[0035] 本发明的优点是:此耐热耐磨耐蚀双相不锈钢的原因在于:在耐氯离子腐蚀的双 相不锈钢中同时加入氮化物形成元素如A1等，在满足耐蚀许可的条件下，在950°C使用温度 范围内析出大量碳氮化合物来增加其耐磨性，它们的优化组合确保该材料具有优良的耐热 耐磨耐蚀性，满足特定苛刻环境下的使用要求。

　　【主权项】

　　1. 一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料，其特征在于:此合金 材料具有如下的成分及质量百分比：c: 0.15-0.45，Cr: 23.0-28.0，Ni : 4.0-6.0，Mo : 0.5-1.0，厶1:0.2-2.0，队0.卜0.4，]\111<1.0,51<1.5，？<0.03,5<0.03，且满足〇+~<0.6，余量 为Fe和不可避免的杂质，该成分范围内钢的固溶组织为铁素体和奥氏体。2. 根据权利要求1所述的一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材 料，其特征在于:此合金材料奥氏体的含量为40-60 %，室温抗拉强度为500-700MPa，伸长率 在20%以上。3. 根据权利要求1所述的一种垃圾发电站炉排用耐热耐磨蚀双相不锈钢铸造合金材料 的制备方法，其特征在于:该合金材料采用传统常规的熔炼工艺方法，经配料熔炼后，浇铸 成型，再经1000-1200°C的固溶和700-900°C的时效处理。

　　【文档编号】C22C38/02GK105839024SQ201610299057

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月6日

　　【发明人】颜银喜, 周牧, 肖学山, 张玉刚, 李钧

　　【申请人】泰州金东方特钢制造有限公司

　　一种具有抗冲击性能的钢的制作方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种具有抗冲击性能的钢，所述钢的原料成分包括碳、硅、锰、硫、镍、铬、钼、铜、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有：碳≤0.02%、硅≤1.03%、锰≤2.16%、硫≤0.03%、镍25?27%、铬18?22%、钼3.5?5.5%、铜0.9?1.3%、铁和杂质：余量，所述钢的炼钢工艺包括将铁水倒入转炉中，再加入废钢，向所述转炉内吹氧燃烧得到钢。通过上述方式，本发明的具有抗冲击性能的钢，采用此钢建筑的产品具有耐压、耐震的效果，长时间的承受压力也不会有破损的现象发生，能够有效的提高钢的抗冲击性，延迟钢的使用寿命。

　　【专利说明】

　　一种具有抗冲击性能的钢

　　技术领域

　　[0001 ]本发明涉及钢材料领域，特别是涉及一种具有抗冲击性能的钢。

　　【背景技术】

　　[0002]钢是现代社会的物质基础。钢中除了主要含有铁和碳以外，还含有钼、镍等多种元素，这些元素在钢中具有相应的功能特性。钼是碳化作用剂，防止钢材变脆，在高温时保持钢材的强度，出现在很多钢材中，空气硬化钢总是包含1%或者更多的钼，这样它们才能在空气中变硬。镍能保持钢的强度、抗腐蚀性和韧性。现有的钢抗冲击性能小，长时间使用后容易受压破损，需要不断的进行更换。

　　【发明内容】

　　[0003]本发明主要解决的技术问题是提供一种具有抗冲击性能的钢，能满足现代人对钢的需求。

　　[0004]为解决上述技术问题，本发明采用的一个技术方案是:提供一种具有抗冲击性能的钢，所述钢的原料成分包括碳、硅、锰、硫、镍、铬、钼、铜、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳< 0.02%、硅< I.03%、锰< 2.16%、硫< 0.03%、镍25-27%、铬18-22%、钼3.5-5.5%、铜0.9-1.3%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括将铁水倒入转炉中，再加入废钢，向所述转炉内吹氧燃烧得到钢。

　　[0005]在本发明一个较佳实施例中，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.01%、硅 0.52%、锰 1.08%、硫 0.015%、镍26%、铬20%、钼4.5%、铜1.1%、铁和杂质:余量。

　　[0006]在本发明一个较佳实施例中，所述铁水在倒入转炉中前进行脱硫、挡渣处理。

　　[0007]在本发明一个较佳实施例中，所述废钢的质量占总投料质量的6-9%。

　　[0008]本发明的有益效果是:本发明的具有抗冲击性能的钢，采用此钢建筑的产品具有耐压、耐震的效果，长时间的承受压力也不会有破损的现象发生，能够有效的提高钢的抗冲击性，延迟钢的使用寿命。

　　【具体实施方式】

　　[0009]下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。

　　[0010]实施例一:

　　提供一种具有抗冲击性能的钢，所述钢的原料成分包括碳、硅、锰、硫、镍、铬、钼、铜、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.01%、硅0.52%、锰1.08%、硫0.015%、镍26%、铬20%、钼4.5%、铜1.1%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括将铁水倒入转炉中，再加入废钢，向所述转炉内吹氧燃烧得到钢。所述铁水在倒入转炉中前进行脱硫、挡渣处理。所述废钢的质量占总投料质量的6%。

　　[0011]实施例二:

　　提供一种具有抗冲击性能的钢，所述钢的原料成分包括碳、硅、锰、硫、镍、铬、钼、铜、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.004%、硅0.89%、锰1.36%、硫0.003%、镍25%、铬22%、钼3.5%、铜1.3%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括将铁水倒入转炉中，再加入废钢，向所述转炉内吹氧燃烧得到钢。所述铁水在倒入转炉中前进行脱硫、挡渣处理。所述废钢的质量占总投料质量的7%。

　　[0012]实施例三:

　　提供一种具有抗冲击性能的钢，所述钢的原料成分包括碳、硅、锰、硫、镍、铬、钼、铜、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.02%、硅1.03%、锰2.16%、硫

　　0.03%、镍27%、铬18%、钼5.5%、铜0.9%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括将铁水倒入转炉中，再加入废钢，向所述转炉内吹氧燃烧得到钢。所述铁水在倒入转炉中前进行脱硫、挡渣处理。所述废钢的质量占总投料质量的9%。

　　[0013]本发明的有益效果是:

　　一、采用此具有抗冲击性能的钢建筑的产品具有耐压、耐震的效果，长时间的承受压力也不会有破损的现象发生；

　　一-、能够有效的提尚钢的抗冲击性，延迟钢的使用寿命。

　　[0014]以上所述仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其它相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。

　　【主权项】

　　1.一种具有抗冲击性能的钢，其特征在于，所述钢的原料成分包括碳、硅、锰、硫、镍、铬、钼、铜、铁和杂质，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳< 0.02%、硅< 1.03%、猛 < 2.16%、硫 < 0.03%、镍25-27%、铬18-22%、钼3.5-5.5%、铜0.9-1.3%、铁和杂质:余量，所述钢的炼钢工艺包括将铁水倒入转炉中，再加入废钢，向所述转炉内吹氧燃烧得到钢。2.根据权利要求1所述的具有抗冲击性能的钢，其特征在于，所述钢以重量百分比计，包括的原料成分有:碳0.01%、娃0.52%、锰1.08%、硫0.015%、镍26%、铬20%、钼4.5%、铜1.1%、铁和杂质:余量。3.根据权利要求1所述的具有抗冲击性能的钢，其特征在于，所述铁水在倒入转炉中前进行脱硫、挡渣处理。4.根据权利要求1所述的具有抗冲击性能的钢，其特征在于，所述废钢的质量占总投料质量的6-9%。

　　【文档编号】C22C38/44GK105839025SQ201610408393

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年6月13日

　　【发明人】邵晓峰

　　【申请人】苏州双金实业有限公司

　　一种燃气轮机压气机叶片钢材料及其制备方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种燃气轮机压气机叶片钢材料及其制备方法。一种燃气轮机压气机叶片钢材料，其具有如下组成：C：0.0001wt％～0.05wt％；Si：0.1wt％～0.35wt％；Mn：0.3wt％～0.6wt％；P：0.0001wt％～0.025wt％；S：0.0001wt％～0.005wt％；Cr：15wt％～16wt％；Ni：4.2wt％～5wt％；Cu：3wt％～3.7wt％；Nb：0.2～0.35wt％；Fe:余量；以及不可避免的杂质元素，所述杂质用元素量限定及其含量为：Ag：0～0.005wt％；Pb：0～0.005wt％；Sn：0～0.10wt％。本发明燃气轮机压气机叶片钢材料具有高的强度、高韧性、小的纵横向力学性能差异(≤10％)以及足够低的FATT50(低至?40℃)，较好的满足燃气轮机压气机叶片钢的要求。本发明燃气轮机压气机叶片钢材料制备方法易操作，适合工业化生产，本发明制备方法使燃气轮机压气机叶片钢国产化，极大降低燃气轮机压气机叶片钢成本，提升经济效益。

　　【专利说明】

　　一种燃气轮机压气机叶片钢材料及其制备方法

　　技术领域

　　[0001 ]本发明涉及合金材料，尤其涉及一种燃气轮机压气机叶片钢材料及其制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 压气机作为燃气轮机中动能转换为热能的重要部件，其叶片不仅承受高载荷作 用，还承受离心力、扭转力的循环作用，所以对叶片材料既要求有高的强度指标，还要有好 的韧性指标，尤其对材料横向性能、纵横向力学性能差异及FATT5Q要求很高，目前国内叶片 钢材料难以满足压气机叶片的要求。

　　【发明内容】

　　[0003] 本发明的目的在于克服现有技术中所存在的上述不足，提供一种新的燃气轮机压 气机叶片钢材料及其制备方法。

　　[0004] 为了实现上述发明目的，本发明提供了以下技术方案：

　　[0005] -种燃气轮机压气机叶片钢材料，其具有如下组成：

　　[0006] C:0.0001wt% ~~0.05wt%

　　[0007] Si:0.1wt%~0.35wt%

　　[0008] Mn:0.3wt%~0.6wt%

　　[0009] P:〇.〇〇〇lwt% ~0.025wt%

　　[0010] S:0.0001wt% ~0.005wt%

　　[0011] Cr: 15wt% ~16wt%

　　[0012] Ni :4.2wt%~5wt%

　　[0013] Cu:3wt%~3.7wt%

　　[0014] Nb:0.2~0.35wt%

　　[0015] Fe:余量；

　　[0016] 以及不可避免的杂质元素，所述杂质用元素量限定及其含量为：

　　[0017] Ag:0 ~0.005wt%

　　[0018] Pb:0 ~0.005wt%

　　[0019] Sn:0 ~O.lOwt%。

　　[0020] 作为优选地，上述燃气轮机压气机叶片钢材料，其具有如下组成：

　　[0021] C:0.001wt% ~~0.04wt%

　　[0022] Si :0.2wt%~0.3wt%

　　[0023] Mn:0.37wt%~0.51wt%

　　[0024] P:0.001wt%~0.020wt%

　　[0025] S:0.001wt%~0.004wt%

　　[0026] Cr:15.2wt% ~15.8wt%

　　[0027] Ni :4.4wt%~4.8wt%

　　[0028] Cu:3.3wt%~3.5wt%

　　[0029] Nb:0.29 ~0.31wt%

　　[0030] Fe:余量；

　　[0031 ]以及不可避免的杂质元素，所述杂质用元素量限定及其含量为：

　　[0032] Ag:0~0.005wt%

　　[0033] Pb:0~0.005wt%

　　[0034] Sn:0~0· 10wt%。

　　[0035] 上述燃气轮机压气机叶片钢材料的制备方法，包括如下步骤：

　　[0036] (1)将元素 C、Nb以外的所有元素原料按要求配制，并配制C总量的0.6_1.2wt%C原 料，于非真空感应炉中熔炼，熔炼温度1580 °C~1650 °C熔炼均匀化，制成钢水；

　　[0037] (2)将步骤(1)的钢水兑入A0D炉外精炼炉中进行精炼，还原后加入Nb，取样分析全 元素，调整成分，制成优质钢水；

　　[0038] (3)将步骤(2)的优质钢水采用下注法浇注成电极棒；

　　[0039] (4)将步骤(3)的电极棒作为电极，放置于电渣炉中进行二次重熔净化，形成电渣 锭；

　　[0040] (5)将步骤(4)制成的电渣锭，加热至1180°C~1210 °C，保温30~45h，用压机经过 三镦三拔，制成钢坯；

　　[0041 ] (6)将步骤(5)制成的钢坯，加热至1130 °C~1160 °C，保温1~2.5h后锻造成材，并 空冷至室温；

　　[0042] (7)将步骤(6)制成的棒材或型材，装入台车炉加热至600 °C~660°C进行退火处 理，保温20-30h后出炉空冷至室温。

　　[0043]作为优选地，上述步骤(2)具体优选为:将步骤(1)的钢水兑入A0D炉外精炼炉中进 行继续精炼，精炼前期主枪吹氧气，副枪吹氩气;温度达1700°C，停止吹氧气，主枪及副枪均 吹氩气，加入400kg~600kg Si-Fe及200~300kg铝锭还原，还原后加入Nb，取样分析全元 素，调整成分，制成优质钢水；

　　[0044] 作为优选地，上述步骤(4)所述重熔净化采用的渣系为0&?2:41 203<&0:1%0=(55- 65): (23-27): (8-13): (3-7) (wt% )。

　　[0045] 作为优选地，上述步骤(5)所述加热的温度优选为1190Γ~1200°C，保温的时间为 30~40h。

　　[0046] 作为优选地，上述步骤(6)所述加热的温度优选为1140°C~1150°C，保温的时间优 选为1~2h。

　　[0047] 作为优选地，上述步骤(7)所述加热的温度优选为620°C~650°C进行退火处理，保 温20~30h。

　　[0048] 与现有技术相比，本发明的有益效果:本发明燃气轮机压气机叶片钢材料具有高 的强度、高韧性、小的纵横向力学性能差异（< 10 % )以及足够低的FATT5Q(低至-40°C)，较好 的满足燃气轮机压气机叶片钢的要求。本发明燃气轮机压气机叶片钢材料制备方法易操 作，适合工业化生产，本发明制备方法使燃气轮机压气机叶片钢国产化，极大降低燃气轮机 压气机叶片钢成本，提升经济效益。

　　【具体实施方式】

　　[0049] 下面结合【具体实施方式】对本发明作进一步的详细描述。但不应将此理解为本发明 上述主题的范围仅限于以下的实施例，凡基于本

　　【发明内容】

　　所实现的技术均属于本发明的范 围。

　　[0050] 实施例1 一种燃气轮机压气机叶片钢材料及其制备方法 [0051 ] -种燃气轮机压气机叶片钢材料，其具有如下组成：

　　[0052] C：0.039wt%

　　[0053] Si：0.28wt%

　　[0054] Mn：0.47wt%

　　[0055] P：0.018wt%

　　[0056] S：0.003wt%

　　[0057] Cr ： 15.30wt%

　　[0058] Ni ：4.6wt%

　　[0059] Cu：3.4wt%

　　[0060] Nb ： 0.30wt %

　　[0061 ] Fe:余量以及不可避免的杂质元素，所述杂质用元素量限定及其含量为：

　　[0062] Ag：0.001wt%

　　[0063] Pb：0.001wt%

　　[0064] Sn:0.09wt%。

　　[0065] 本例燃气轮机压气机叶片钢材料的制备方法，包括如下步骤：

　　[0066] (1)将元素 C、Nb以外的所有元素原料按要求配制，并配制C总量的0.6wt%C原料， 于非真空感应炉中熔炼，熔炼温度1600 ± 3 °C熔炼均匀化，制成钢水；

　　[0067] (2)将步骤(1)的钢水兑入A0D炉外精炼炉中进行精炼，还原后加入Nb，取样分析全 元素，调整成分，制成优质钢水；

　　[0068] (3)将步骤(2)的优质钢水采用下注法浇注成电极棒；

　　[0069] (4)将步骤(3)的电极棒作为电极，放置于电渣炉中进行二次重熔净化，形成电渣 锭；

　　[0070] (5)将步骤(4)制成的电渣锭，加热至1200 ± 3°C，保温38h，用压机经过三镦三拔， 制成钢坯；

　　[0071] (6)将步骤(5)制成的钢坯，加热至1150±3°C，保温2h后锻造成材，并空冷至室温；

　　[0072] (7)将步骤(6)制成的棒材或型材，装入台车炉加热至650±3°C进行退火处理，保 温25h后出炉空冷至室温。

　　[0073] 本例燃气轮机压气机叶片钢材料具有优秀的性能，详情见表1。

　　[0074] 实施例2-种燃气轮机压气机叶片钢材料及其制备方法

　　[0075] -种燃气轮机压气机叶片钢材料，其具有如下组成：

　　[0076] C：0.038wt%

　　[0077] Si ：0.25wt%

　　[0078] Mn：0.50wt%

　　[0079] P：〇.〇19wt%

　　[0080] S：0.003wt%

　　[0081] Cr ： 15.34wt%

　　[0082] Ni ：4.64wt%

　　[0083] Cu：3.41wt%

　　[0084] Nb：0.29wt%

　　[0085] Fe:余量以及不可避免的杂质元素，所述杂质用元素量限定及其含量为：

　　[0086] Ag：0.002wt%

　　[0087] Pb：0.001wt%

　　[0088] Sn:0.07wt%。

　　[0089] 本例燃气轮机压气机叶片钢材料的制备方法，包括如下步骤：

　　[0090] (1)将元素 C、Nb以外的所有元素原料按要求配制，并配制C总量的1.2wt%C原料， 于非真空感应炉中熔炼，熔炼温度1580 ± 3 °C熔炼均匀化，制成钢水；

　　[0091 ] (2)将步骤(1)的钢水兑入A0D炉外精炼炉中进行继续精炼，精炼前期主枪吹氧气， 副枪吹氩气；温度达1700°C后，停止吹氧气，主枪及副枪均吹氩气，加入400kg Si-Fe及 200kg铝锭还原，还原后加入Nb，取样分析全元素，调整成分，制成优质钢水；

　　[0092] (3)将步骤(2)的优质钢水采用下注法浇注成电极棒；

　　[0093] (4)将步骤(3)的电极棒作为电极，放置于电渣炉中进行二次重熔净化，形成电渣 锭;所述重熔净化采用的渣系为CaF2: Al2〇3: CaO:Mg0=60:25:10:5(wt% );

　　[0094] (5)将步骤(4)制成的电渣锭，加热至1180 ± 3°C，保温45h，用压机经过三镦三拔， 制成钢坯；

　　[0095] (6)将步骤(5)制成的钢坯，加热至1160±3°C，保温lh后锻造成材，并空冷至室温；

　　[0096] (7)将步骤(6)制成的棒材或型材，装入台车炉加热至600 ± 3 °C进行退火处理，保 温30h后出炉空冷至室温。

　　[0097] 本例燃气轮机压气机叶片钢材料具有优秀的性能，详情见表1。

　　[0098] 实施例3-种燃气轮机压气机叶片钢材料及其制备方法

　　[0099] -种燃气轮机压气机叶片钢材料，其具有如下组成：

　　[0100] C：0.040wt%

　　[0101] Si：0.26wt%

　　[0102] Μη：0.44wt %

　　[0103] P：0.018wt%

　　[0104] S：0.004wt%

　　[0105] Cr： 15.40wt%

　　[0106] Ni ：4.68wt%

　　[0107] Cu：3.37wt%

　　[0108] Nb：0.295wt%

　　[0109] Fe:余量以及不可避免的杂质元素，所述杂质用元素量限定及其含量为：

　　[0110] Ag：0.003wt%

　　[0111] Pb：0.002wt%

　　[0112] Sn:0.05wt%。

　　[0113] 本例燃气轮机压气机叶片钢材料的制备方法，包括如下步骤：

　　[0114] (1)将元素 C、Nb以外的所有元素原料按要求配制，并配制C总量的1.0wt%C原料， 于非真空感应炉中熔炼，熔炼温度1650 ± 3 °C熔炼均匀化，制成钢水；

　　[0115] (2)将步骤(1)的钢水兑入A0D炉外精炼炉中进行继续精炼，精炼前期主枪吹氧气， 副枪吹氩气；温度达1700°C后，停止吹氧气，主枪及副枪均吹氩气，加入600kg Si-Fe及 300kg铝锭还原，还原后加入Nb，取样分析全元素，调整成分，制成优质钢水；

　　[0116] (3)将步骤(2)的优质钢水采用下注法浇注成电极棒；

　　[0117] (4)将步骤(3)的电极棒作为电极，放置于电渣炉中进行二次重熔净化，形成电渣 锭;所述重熔净化采用的渣系为CaF2:Al2〇3:CaO: Mg0=55:27:13:5(wt%);

　　[0118] (5)将步骤(4)制成的电渣锭，加热至1210 ± 3°C，保温40h，用压机经过三镦三拔， 制成钢坯；

　　[0119] (6)将步骤(5)制成的钢坯，加热至1130±3°C，保温1.2h后锻造成材，并空冷至室 温；

　　[0120] (7)将步骤(6)制成的棒材或型材，装入台车炉加热至660 ±3°C进行退火处理，保 温20h后出炉空冷至室温。

　　[0121]实施例1-3燃气轮机压气机叶片钢材料具有优秀的性能，详情如下表1:

　　[0122] 表1

　　[0123]

　　[0124]

　　[0125] 实施例4 一种燃气轮机压气机叶片钢材料

　　[0126] -种燃气轮机压气机叶片钢材料，其具有如下组成：

　　[0127] C：0.04wt%

　　[0128] Si:~0.3wt%

　　[0129] Mn：0.37wt%

　　[0130] P：0.020wt%

　　[0131] S：0.004wt%

　　[0132] Cr：15.8wt%

　　[0133] Ni ：4.4wt%

　　[0134] Cu ： 3.3wt %

　　[0135] Nb：0.29wt%

　　[0136] Fe:余量；

　　[0137] 以及不可避免的杂质元素，所述杂质用元素量限定及其含量为：

　　[0138] Ag：0.004wt%

　　[0139] Pb：0.002wt%

　　[0140] Sn:0.09wt%。

　　[0141 ]实施例5-种燃气轮机压气机叶片钢材料

　　[0142] -种燃气轮机压气机叶片钢材料，其具有如下组成：

　　[0143] C：0.0001wt%

　　[0144] Si：0.1wt%

　　[0145] Μη：0.3wt %

　　[0146] P：0.0001wt%wt%

　　[0147] S：0.0001wt%

　　[0148] Cr ： 16wt%

　　[0149] Ni：4.2wt%

　　[0150] Cu：3.7wt%

　　[0151] Nb：0.2wt %

　　[0152] Fe:余量；

　　[0153] 以及不可避免的杂质元素，所述杂质用元素量限定及其含量为：

　　[0154] Ag：0.001wt%

　　[0155] Pb：0.002wt%

　　[0156] Sn:0· 10wt% 〇

　　【主权项】

　　1. 一种燃气轮机压气机叶片钢材料，其特征在于，其具有如下组成： C:0.0001wt%~~0.05wt% Si:0.lwt % ~0.35wt % Μη:0.3wt % ~0.6wt % P:0.0001wt% ~0.025wt% S:0.0001wt% ~0.005wt% Or:15wt%~16wt% Ni:4.2wt % ~5wt % Cu:3wt % ~3.7wt % Nb:0.2 ~0.35wt% Fe:余量； 以及不可避免的杂质元素，所述杂质用元素量限定及其含量为： Ag:0~0.005wt% Pb:0~0.005wt% Sn:0~0.10wt%。2. 根据权利要求1所述的燃气轮机压气机叶片钢材料，其特征在于，其具有如下组成： C:0 .OOlwt % ~~0.04wt % Si:0.2wt % ~0.3wt % Μη:0.37wt % ~0.5lwt % P:0.001wt% ~0.020wt% S:0.OOlwt%~0.004wt% Cr: 15.2wt% ~15.8wt% Ni:4.4wt % ~4.8wt % Cu:3·3wt % ~3·5wt % Nb:0.29 ~0.31wt% Fe:余量； 以及不可避免的杂质元素，所述杂质用元素量限定及其含量为： Ag:0~0.005wt% Pb:0~0.005wt% Sn:0~0.10wt%。3. 根据权利要求1或2所述的燃气轮机压气机叶片钢材料的制备方法，其特征在于，包 括如下步骤： (1) 将元素 C、Nb以外的所有元素原料按要求配制，并配制C总量的0.6-1.2wt%C原料， 于非真空感应炉中熔炼，熔炼温度1580 °C~1650 °C熔炼均匀化，制成钢水； (2) 将步骤（1)的钢水兑入A0D炉外精炼炉中进行精炼，还原后加入Nb，取样分析全元 素，调整成分，制成优质钢水； (3) 将步骤(2)的优质钢水采用下注法浇注成电极棒； (4) 将步骤(3)的电极棒作为电极，放置于电渣炉中进行二次重熔净化，形成电渣锭； (5) 将步骤(4)制成的电渣锭，加热至1180 °C~1210 °C，保温30~45h，用压机经过三镦 三拔，制成钢坯； (6) 将步骤(5)制成的钢坯，加热至1130 °C~1160 °C，保温1~2.5h后锻造成材，并空冷 至室温； (7) 将步骤(6)制成的棒材或型材，装入台车炉加热至600 °C~660 °C进行退火处理，保 温20-30h后出炉空冷至室温。4. 根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤(2)具体为:将步骤（1)的钢水兑 入AOD炉外精炼炉中进行继续精炼，精炼前期主枪吹氧气，副枪吹氩气;温度达1700°C，停止 吹氧气，主枪及副枪均吹氩气，加入400kg~600kg Si-Fe及200~300kg铝锭还原，还原后加 入Nb，取样分析全元素，调整成分，制成优质钢水。5. 根据权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，步骤(4)所述重熔净化采用的渣系 为CaF2: Ah〇3: CaO: MgO=(55-65): (23-27): (8-13): (3-7) (wt % )。6. 根据权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，步骤(5)所述加热的温度为1190Γ ~1200°C，保温的时间为30~40h。7. 根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，步骤(5)所述加热的温度为1190°C~ 1200°C，保温的时间为30~40h。8. 根据权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，步骤(6)所述加热的温度为1140°C ~1150°C，保温的时间优为1~2h。9. 根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，步骤(6)所述加热的温度为1140°C~ 1150°C，保温的时间优为1~2h。10. 根据权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，步骤(7)所述加热的温度为620°C ~650 °C进行退火处理，保温20~30h。

　　【文档编号】C21D8/06GK105839026SQ201610345165

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月21日

　　【发明人】李建, 雷德江, 黄志永, 刘永新, 张华国, 丁勇, 高刚毅

　　【申请人】四川六合锻造股份有限公司

　　镍基耐蚀合金及其制造方法

　　【专利摘要】本发明公开了镍基耐蚀合金及其制造方法。镍基耐蚀合金的质量百分含量为：C 0.06～0.10％、Si≤1.0％、Mn 0～1.50％、Cr 18.0～25.0％、P≤0.035％、S≤0.010％、N≤0.020％、Ni 26.0～35.0％、Ti 0.15～0.60％、Al 0.15～0.60％、Mg 0.001～0.005％、Cu+O≤0.5％、余量为Fe和不可避免的杂质。其中，Ti+Al的质量百分含量控制在0.5～1.2。镍基耐蚀合金的制造方法主要包括：炼钢、连铸、修磨、热轧、热轧钢板退火酸洗、冷轧、冷轧钢板退火酸洗和分卷。本发明的镍基耐蚀合金及其制造方法镍基耐蚀合金通过元素种类和含量的合理设计，具有力学性能优越、抗高温蠕变优良等特点，适用于制造加热炉、反应器等的零部件。

　　【专利说明】

　　镇基耐蚀合金及其制造方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及耐蚀合金的成分和制造方法，更具体地说，涉及镍基耐蚀合金及其制 造方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 镍基耐蚀合金是20世纪50年代进入市场的，其目的是在一个相对较低的Ni含量 下满足耐热、耐蚀的需求。在过去的50多年间，此类镍基耐蚀合金因其高温强度、耐氧化性 及其他高温耐蚀性能而得到广泛应用。应用包括熔炉装置、油管、油槽、热交换器、蒸汽动力 涡轮等。这些装置的性能和运行可靠性，将直接影响重要设备整体运行的经济性和安全性。 本发明是一种新型镍基耐蚀合金，在高温下具有较高强度和持久蠕变性能。

　　[0003] 镍基耐蚀合金具有全奥氏体显微组织。化学工业使用的几乎所有的镍基耐蚀合金 都是固溶强化状态。部分合金添加有效硬化元素，如Mo和Cu，提高合金的强度。也采用添 加 Al、Ti等几种微合金元素来强化合金基体，确保镍基耐蚀合金具有设计要求的性能。然 而，部分品种添加 Mo和Cu等合金成分会显著增加成本，并且增加生产工艺的难度。

　　[0004] 现有技术中存在3种Ni-Cr-Fe为基体的耐热镍基合金，通过成分对比，具体内容 如下：

　　[0005] 现有技术1，该合金的化学成分（重量％ )为：

　　[0006] C0. 05 ~0· 5%，SiO. 2 ~2· 0%，Μη0· 2 ~2. 0%，Cr25. 0 ~32. 0%，Nil5 ~25%， Col5 ~25 %，W+Mo2. 0 ~5. 0 %，Nb0.0 1 ~3. 0 %，Y0. 05 ~0· 2 %，Zr0.0 2 ~0· 10 %， B0. 002 ~0· 010%，余为 Fe。

　　[0007] 现有技术2,该合金的化学成分（重量％ )为：

　　[0008] Cr :19-21 %, Ν?30-35 %, Mnl. 5-2. 5%, Mo2-3 %, SiO. l-〇. 4%, TiO. 3-0. 5 %, NbO. 1-0. 3 %, V0. 1-0. 5 %, P0. 001-0. 005 %, C0.0 8-0. 12 %, N0.0 1-0. 03 %, B0. 005-0. 01%，Fe 余量。

　　[0009] 现有技术3,该合金的化学成分（重量％ )为：

　　[0010] Crl5-30%，Ni7-45%，Μη 彡 3. 0%，C 彡 0· 1%，S 彡 0· 003%。

　　[0011] 表1给出了相关典型钢种的化学成分。表2给出了相关典型钢种的力学性能和浇 铸方式。

　　[0012] 表1相关典型钢种的化学成分（wt % )

　　[0013]

　　[0014] 表2相关典型钢种的力学性能和浇铸方式

　　[0015]

　　[0016]

　　[0017] 由此可见，现有技术中的部分镍基耐蚀合金还不能完全满足目前使用和制造的要 求，需要开发一种强度高、蠕变性能好、生产经济的镍基耐蚀合金。

　　【发明内容】

　　[0018] 针对现有技术中存在的镍基耐蚀合金强度、蠕变性能和生产成本均不理想的问 题，本发明的目的是提供镍基耐蚀合金及其制造方法

　　[0019] 为实现上述目的，本发明采用如下技术方案：

　　[0020] 一种镍基耐蚀合金，其质量百分含量为：C 0· 06~0· 10%、Si彡1. 0%、Μη 0~ 1.50%、Cr 18.0 ~25·0%、Ρ 彡 0.035%、S 彡 0·010%、Ν 彡 0.020%、Ni 26.0 ~35.0%、 Ti 0· 15 ~0· 60%、A1 0· 15 ~0· 60%、Mg 0· 001 ~0· 005%、Cu+0 彡 0· 5%、余量为 Fe 和 不可避免的杂质。其中，Ti+Al的质量百分含量控制在0.5~1.2%。

　　[0021] 根据本发明的一实施例，Ti的质量百分含量为0. 2~0. 5%。

　　[0022] 根据本发明的一实施例，A1的质量百分含量为0. 2~0. 5%。

　　[0023] 根据本发明的一实施例，0的质量百分含量彡0. 001%。

　　[0024] 为实现上述目的，本发明还采用如下技术方案：

　　[0025] -种镍基耐蚀合金的制造方法，依次包括以下几个步骤：炼钢、连铸、修磨、热乳、 热乳钢板退火酸洗、冷乳、冷乳钢板退火酸洗和分卷。

　　[0026] 根据本发明的一实施例，炼钢步骤依次包括：电炉冶炼、氩氧脱碳冶炼（A0D)和钢 包精炼（LF)。在A0D冶炼结束后，加入部分A1和Ti，在LF精炼末期再补加 Al、Ti和Mg， 并进行软搅拌。

　　[0027] 根据本发明的一实施例，连铸步骤的拉速控制为0. 4-1. Om/min，加强电磁搅拌的 电流为1000 - 2000A，频率为2. 5~3. 5Hz，连铸后的板坯等轴晶比例彡40%。

　　[0028] 根据本发明的一实施例，热乳步骤括粗乳和精乳，粗乳的温度为1150 - 1250°C， 精乳的温度为1050 - 1150°C。

　　[0029] 根据本发明的一实施例，冷乳的压下率为60-95%。

　　[0030] 根据本发明的一实施例，热乳钢板退火酸洗的温度为1050_1200°C。

　　[0031] 在上述技术方案中，本发明的镍基耐蚀合金及其制造方法镍基耐蚀合金通过元素 种类和含量的合理设计，具有力学性能优越、抗高温蠕变优良等特点，适用于制造加热炉、 反应器等的零部件。

　　【附图说明】

　　[0032] 图1是本发明高强度镍基耐蚀合金的成分含量示意图；

　　[0033] 图2是本发明的多个实施例和对比例的化学成分百分含量对比图；

　　[0034] 图3是本发明的多个实施例和对比例的力学性能对比图。

　　【具体实施方式】

　　[0035] 下面结合附图和实施例进一步说明本发明的技术方案。

　　[0036] 本发明的目的在于提供一种高强度镍基耐蚀合金，能够满足热交换器、蒸汽动力 涡轮使用环境，具有良好的蠕变性能、焊接性能以及抗高温氧化腐蚀性能。

　　[0037] 本发明在成分设计上采用高铝、钛设计，不需要添加 Mo、Cu等昂贵的金属元素。通 过添加适量Al、Ti，控制适当的Mg，控制较低含量的0,这样使材料既有较高的强度，良好的 加工成型性能、以及抗高温氧化腐蚀性能。且材料成本相对较低。

　　[0038] 因此，如图1所示，本发明所提供的镍基耐蚀合金，其成分质量百分比含量为：

　　[0039] C 0· 06 ~0· 10%、Si 彡 1. 0%、Μη 0 ~1. 50%、Cr 18. 0 ~25. 0%、P 彡 0· 035%、 S 彡 0· 010%、N 彡 0· 020%、Ni 26. 0 ~35. 0%、Ti 0· 15 ~0· 60%、A1 0· 15 ~0· 60%、Mg 0. 001~0. 005%、Cu+O彡0. 5%、余量为Fe和不可避免的杂质。

　　[0040] 优选地，Ti的质量百分含量为0. 2~0. 5%，A1的质量百分含量为0. 2~0. 5%， 〇的质量百分含量彡0.001%。

　　[0041] 下面将上述本发明采用的合金成分进行说明：

　　[0042] C和N :本发明钢种属于镍基耐蚀合金，在这种情况下，C含量主要影响碳化物的析 出量和析出温度范围。Ti和Cr均是很强的碳化物形成元素，但在平衡态下，TiC比％3(：6先 析出。实验分析证明，C在晶界偏聚并产生细小颗粒状的二次TiC，它可以阻止晶界滑动和 裂纹形成，有利于持久性能的提高，但C含量太高时，晶界二次TiC析出太多，甚至形成TiC 薄膜，这会使晶界变脆，裂纹易于扩展，持久性能下降。

　　[0043] 碳和氮具有一定的强化作用，但是，过高的碳和氮含量会降低材料的耐蚀性能。目 前冶炼设备的生产能力能够满足将碳和氮控制在所要求的范围内。这样，既有利于改善材 料力学性能，又能够提高材料的抗腐蚀性能。

　　[0044] Ni :镍基耐蚀合金中的基体元素，具有很好的相稳定性，相比Fe基和Co基高温合 金能固溶更多合金元素而不生成有害的相。随着Ni含量的增加，高温拉伸强度逐渐升高， 这是由于合金含Ni量较低时，Ni大部分固溶于奥氏体中，扩大奥氏体相区，提高了合金的 再结晶温度，使得合金的高温蠕变能力得以提高。通过调节Ni与其他合金元素的配比可以 控制合金中强化相的数量，优化合金的高温力学性能。

　　[0045] Cr :是提高耐蚀性和强度的主要合金元素。Cr提高镍基耐蚀合金在氧化性酸中的 耐蚀性，提高其在氯化物溶液中的耐应力腐蚀、点蚀和缝隙腐蚀等耐局部腐蚀能力。Cr元 素主要起固溶强化作用，也是碳化物形成元素。一方面Cr能固溶于基体相中强化组织，另 一方面能与碳结合形成M23C6型化合物，在一定程度上起到沉淀强化和晶界强化的作用。Cr 是稳定合金表面最重要的元素，它在基体材料的表面能形成抗氧化和抗腐蚀的保护层。

　　[0046] Si :在钢中可以提高的高温强度，但是，Si是易偏析元素，对钢的成型性和韧性不 利，必须在冶炼凝固上严格控制。因此，选择其质量百分含量范围< 1.0%。

　　[0047] Μη :较弱的奥氏体元素，可抑制镍基耐蚀合金中S的有害作用，改善热塑性。但是， 含量过高不利于保证其耐腐蚀性。该元素冶炼过程中常有残留，选择其质量百分含量范围 〈1. 5%〇

　　[0048] Α1和Ti :主要通过影响位错行为来强化合金。镍基耐蚀合金的高温性能一定程度 上取决于Al、Ti加入总量和Ti-Al比。增加 Al、Ti总量可以明显地提高提高固溶温度、蠕 变强度，但有损塑性。Al、Ti都是增加合金蠕变强度的重要元素，但A1增加蠕变强度的作 用比Ti小，在降低韧性方面A1的作用更强。低Ti-Al比合金一般是用于较高的工作温度， 高Ti-Al比合金则具有较好的抗热腐蚀性能。

　　[0049] Cu、0 :Cu主要来于镍基耐蚀合金废钢中，加入Cu可以改善腐蚀性能，但加入Cu既 增加材料成本，同时也导致废钢管理成本增加，在满足腐蚀性能条件下，不添加 Cu。0是钢 中的杂质元素之一，主要以氧化物夹杂形式存在，较高的总氧含量表明夹杂物较高。降低钢 中总氧含量有利于提高材料的成形性能和抗腐蚀性能。选择其质量百分含量< 〇. 003%，可 以保证材料具有良好的力学性能和抗腐蚀性能。一般应控制（Cu+0) <0.5%。

　　[0050] P和S :铁素体镍基耐蚀合金中P和S会严重影响镍基耐蚀合金的耐蚀性和加工性 能，必须严格控制，一般希望控制为P彡0. 035%，S彡0. 003%。

　　[0051] 本发明公开的镍基耐蚀合金在使用状态下是奥氏体组织，呈面心立方晶体结构。 它具有膨胀系数小、抗高温氧化腐蚀优良等特点。适用于制造耐高温腐蚀的零部件。

　　[0052] 此外，本发明还提供了上述镍基耐蚀合金的一种制造方法，包括炼钢、连铸、修磨、 热乳、热乳钢板退火酸洗、冷乳、冷乳钢板退火酸洗和分卷。

　　[0053] 其中，炼钢依次包括电炉冶炼、A0D冶炼和LF精炼，在A0D冶炼结束后，加入部分 A1和Ti，在LF精炼末期再补加 Al、Ti和Mg，并进行软搅拌。在生产过程中，加入Mg主要 采用加入含镁合金的方式实现。一段时间的软搅拌能促使钢中形成细小的MgO或Mg0Al203夹杂物。

　　[0054] 优选地，连铸步骤中，拉速控制为0. 4 - 1. Om/min，加强电磁搅拌的电流为1000 - 2000A，频率为2. 5~3. 5Hz，所述连铸后的板坯等轴晶比例彡40%。连铸板坯修磨可在常 温下进行。

　　[0055] 进一步优选地，热乳包括粗乳和精乳，粗乳的温度为1150 - 1250°C，精乳的温度 为1050 - 1150Γ。热乳前首先去除板坯表面的氧化皮，再进行5~7道次粗乳（温度区间 1150 - 1250°C )，之后经过5~7道次精乳（温度区间1050 - 1150°C )。

　　[0056] 优选地，热乳钢板退火酸洗的温度为1050_1200°C。

　　[0057] 优选地，冷乳的压下率为60-95%。

　　[0058] 冷乳之后冷乳板退火酸洗，通过控制退火温度和时间使冷乳板充分再结晶，且晶 粒度等级达到3. 5-5级。这样有利于提高全面力学性能，获得综合性能满足要求的冷乳镍 基耐蚀合金产品。

　　[0059] 与相关典型钢种相比，本发明的主要特点是

　　[0060] 1.添加了微量元素 Mg。

　　[0061] 2.采用立式连铸工艺生产。

　　[0062] 与现有高强度镍基耐蚀合金相比，本发明具有以下有益效果：

　　[0063] 1、合金设计中Mg不仅可以改善钢的强度性能，而且有利于蠕变性能。加入的Mg 形成细小质点有利于提高连铸坯的等轴晶比例，同时也改善了材料的综合力学性能。

　　[0064] 2、采用连铸生产工艺流程简单、产品质量优良。

　　[0065] 3、降低了生产成本。

　　[0066] 下表所示的是本发明镍基耐蚀合金的成分与现有技术的成分对比表。

　　[0067]

　　[0068]

　　[0069] 如图2和图3所示，下面通过多次实验，通过实施例和对比例的数据比较来说明 本发明镍基耐蚀合金的优点。其中，图3为实施例钢和对比例钢的力学性能和点蚀电位比 较。在图3中，力学性能测试检测屈服强度、抗拉强度、延伸率、蠕变强度，并且蠕变强度是 在650°C下测定的值。实验中取3个平均值计算最终结果，得到的性能结果如图3所示。

　　[0070] 由图2和图3可见，适当提高Al、Ti含量可以提高合金的强度，同时可以改善耐蚀 性能和焊接性能。另一方面，添加适量Mg，可以促使合金中形成细小的MgO、MgO A1203夹杂 物，从而细化合金的晶粒，改善材料的延塑性和蠕变强度。从图3可以看出，本发明的镍基 耐蚀合金具有较高的屈服强度、抗拉强度，延伸率，和较高的蠕变强度，明显优于对比钢种。

　　[0071] 本技术领域中的普通技术人员应当认识到，以上的实施例仅是用来说明本发明， 而并非用作为对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对以上所述实施例的变 化、变型都将落在本发明的权利要求书范围内。

　　【主权项】

　　1. 一种镍基耐蚀合金，其特征在于，其质量百分含量为： C 0· 06 ~0· 10 %、Si 彡 1. 0 %、Μη 0 ~1. 50 %、Cr 18. 0 ~25. 0 %、P 彡 0· 035 %、 S 彡 0· 010%、N 彡 0· 020%、Ni 26. 0 ~35. 0%、Ti 0· 15 ~0· 60%、A1 0· 15 ~0· 60%、Mg 0. 001~0. 005%、Cu+O彡0. 5%、余量为Fe和不可避免的杂质； 其中，Ti+Al的质量百分含量控制在0. 5~1. 2%。2. 如权利要求1所示的镍基耐蚀合金，其特征在于，Ti的质量百分含量为0. 2~ 0· 5%〇3. 如权利要求1所示的镍基耐蚀合金，其特征在于，A1的质量百分含量为0. 2~ 0· 5%〇4. 如权利要求1所示的镍基耐蚀合金，其特征在于，0的质量百分含量彡0. 001 %。5. -种如权利要求1所述的镍基耐蚀合金的制造方法，其特征在于，依次包括以下几 个步骤： 炼钢、连铸、修磨、热乳、热乳钢板退火酸洗、冷乳、冷乳钢板退火酸洗和分卷。6. 如权利要求5所述的镍基耐蚀合金的制造方法，其特征在于，所述炼钢步骤依次包 括： 电炉冶炼、氩氧脱碳冶炼和钢包精炼； 在氩氧脱碳冶炼结束后，加入部分A1和Ti，在钢包精炼末期再补加 Al、Ti和Mg，并进 行软搅拌。7. 如权利要求5所述的镍基耐蚀合金的制造方法，其特征在于，所述连铸步骤的拉速 控制为0. 4 - 1. Om/min，加强电磁搅拌的电流为1000 - 2000A，频率为2. 5~3. 5Hz，所述 连铸后的板坯等轴晶比例彡40 %。8. 如权利要求5所述的镍基耐蚀合金的制造方法，其特征在于，所述热乳步骤括粗乳 和精乳，所述粗乳的温度为1150 - 1250°C，所述精乳的温度为1050 - 1150°C。9. 如权利要求5所述的镍基耐蚀合金的制造方法，其特征在于，所述冷乳的压下率为 60-95 %〇10. 如权利要求5所述的镍基耐蚀合金的制造方法，其特征在于，所述热乳钢板退火酸 洗的温度为1050-1200°C。

　　【文档编号】C22C38/50GK105839027SQ201510016065

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2015年1月13日

　　【发明人】马天军, 郑宏光, 李元, 徐文亮

　　【申请人】宝钢特钢有限公司

　　奥氏体耐热气阀钢及其制造方法

　　【专利摘要】本发明公开了奥氏体耐热气阀钢及其制造方法。奥氏体耐热气阀钢的组分及其质量百分比为：C 0.45-0.55％、Si 0.08-0.45％、Mn 8.00-10.00％、Cr 20.00-22.00％、Ni 3.50-5.00％、Cu≤0.30％、W 0.80-1.50％、N0.45-0.55％、Nb 1.80-2.50％、Al≤0.02％、Mg≤0.010％、Ca 0.001-0.01％、B 0.001-0.006％、RE 0.005-0.020％，其余为Fe和不可避免的杂质。其中，C+N≥0.90，Nb/C 2-5，(Mn+Si)/Al≥200。本发明的制造方法主要包括冶炼、浇铸、初轧开坯、轧制、全固溶和时效处理。

　　【专利说明】

　　奥氏体耐热气阀钢及其制造方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及具有良好热加工性能的钢材及其制造方法，更具体地说，涉及奥氏体 耐热气阀钢及其制造方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 21-4NWNb(5Cr21Mn9Ni4Nb2WN)钢是欧美各国在 21-4N(5Cr21Mn9Ni4N)钢基础上 发展的一种高强度奥氏体气阀钢，主要用于制造高负荷发动机的排气阀，在700~850°C之 间服役具有有良好的高温强度、较高的耐热应力疲劳性能、良好的高温耐磨性和耐高温燃 气腐蚀性能。该钢种已被纳入了各国的气阀钢标准中，如我国的国标GB/T12773-2008"内燃 机用气阀钢及高温合金棒材"中对该钢种也有具体的描述。而且随着我国对尾气排放要求 执行更严格的标准，即实施"国五"排放标准，限制汽车废气排放污染物（氮氧化物NOx、碳 氢化合物HC、一氧化碳C0和悬浮粒子等）对环境造成的危害而采用的汽车废气排放标准， 这就要求内燃机或汽车发动机的燃气温度提高以提高发动机的效率和功率，因此排气阀的 工作温度要求越来越高，工况也越来越苛刻，从而对满足这些工作温度和工况的21-4NWNb 气阀钢的需求量也越来越大。

　　[0003] 从该钢种的成分看，它是在21-4N钢的基础上加 W、Nb合金进一步合金化，弥散分 布在组织中，使钢种热强性极大地提高，而不影响其延展性。它通过Nb和W元素增加钢的 热强性，以Nb与碳、氮形成碳氮化物的形式，避免21-4N钢长期使用在高温下有层状析出物 增多（21-4N钢经750°C 100小时时效后层状析出物大于40% )而导致基体贫铬造成高温 抗腐蚀性能显著下降甚至断裂的现象。不过，21-4NWNb钢热强性增加造成了该合金另一个 方面的难题，即如何具有良好的热加工性能？因为增加的W和Nb使得晶界碳化物的沉淀行 为更加复杂，热加工的温度范围更加狭窄，在热加工过程中非常容易出现劈裂、角部裂纹等 缺陷。而且目前气阀钢产品交货形式是棒材（直径大于14_)或线材（直径介于5.5~ 14_)，对于大规格模铸锭型（多1.2吨）来说，在高温下变形量非常大，特别容易出现裂 纹、雀皮和折叠等缺陷，造成后续冷加工如矫直困难、磨削加工量大大增大、成材率非常低 和报废率非常高等困难。针对21-4NWNb钢大锭生产这些方面的情况，如何提高21-4NWNb 钢的热塑性已经成为该类钢种能够稳定生产的首要前提。

　　[0004] 现有技术中存在相似的排气门耐热钢，其成分是：

　　[0005] 0· 50-0. 80% C、0. 30-0. 60% Ν、17· 0-25. 0% Cr、4. 0-12. 0% Ni、7. 0-14. 0% Μη、 2· 0-6. 0 % Μο、0· 5-1. 5 % Si、0. 025-1. 5 % Nb、P 彡 0· 03 %，并通过添加 0· 001 彡（Mg、 Ca)彡0· 01、0· 001彡B彡0· 03、0· 001彡Zr彡0· 1等提高钢的热加工性能。

　　[0006] 其生产的工艺过程包括：熔炼-浇铸-均匀化热处理-锻造-固溶处理-时效处 理。由于该专利采用的熔炼方法是真空感应炉熔炼，而且所浇铸的锭子只有50kg，并采用自 由锻造进行热加工，这样的工艺过程是否适合大规格钢锭进行棒材和线材盘条生产不得而 知。

　　[0007] 同样，专利ZL200410037808. 3发明的经济型气阀钢也是在21-4N的基础上加 NbO. 35-0. 60%、Re0.0 1-0. 2%，性能虽然比较优异，但其是在50kg的真空感应炉中进行的 冶炼，并经锻造加工而成，对于能否进行大规格钢锭生产棒材和线材盘条不得而知。

　　[0008] 专利 CN201210419612. 5 则针对 5Cr21Mn9Ni4Nb2WN 钢（21-4NWNb 钢）的重量大于 1吨的铸锭提出了乳制开坯生产方法。但由于5Cr21Mn9Ni4Nb2WN钢本身热塑性温度范围比 较窄，使得该类钢开坯的坯料上特别容易出现角裂、面裂等缺陷，从而使得坯料质量不大稳 定，加大后续精整量和影响精整的质量，造成后续棒材和线材盘条生产容易出现缺陷而报 废。

　　[0009] 针对21-4NWNb钢大锭生产这些方面的情况，为提高21-4NWNb钢的热塑性，本发明 提出其成分需要进行调整，并选择合理的生产工艺路线和工艺参数，以减少裂纹、雀皮和折 叠等缺陷的发生率，改善矫直难度，降低报废率和提高成材率。

　　【发明内容】

　　[0010] 针对现有技术中存在的21-4NWNb钢容易角裂、面裂，并且性能不佳的问题，本发 明的目的是提供奥氏体耐热气阀钢及其制造方法

　　[0011] 为实现上述目的，本发明采用如下技术方案：

　　[0012] -种奥氏体耐热气阀钢，其各组分及其质量百分含量为：C0. 45-0. 55 %、Si 0. 08-0. 45 %、Μη 8. 00-10. 00 %、Cr 20. 00-22. 00 %、Ni3. 50-5. 00 %、Cu 彡 0. 30 %、 W 0· 80-1. 50 %、N 0· 45-0. 55 %、Nb 1· 80-2. 50 %、A1 彡 0· 02 %、Mg 彡 0· 010 %、Ca 0.001-0. 01%、B 0.001-0. 006%、RE0. 005-0. 020%，其余为 Fe 和不可避免的杂质。其中， C+N 彡 0. 90, Nb/C 2-5,（Mn+Si)/Al 彡 200。

　　[0013] 根据本发明的一实施例，各组分的具体质量百分含量为：C 0. 55%、Si 0. 35%、Mn 8.63%、Cr 20.94%、Ni 3.77%、Cu 0.08%、W 1.80%、A1 0.01%、Nb 1·99%、Ν 0·5%、Β 0. 002%、Mg 0.003%、Ca 0.004%、RE 0.01%，其余为 Fe 和不可避免的杂质。

　　[0014] 根据本发明的一实施例，各组分的具体质量百分含量为：C 0. 53%、Si 0. 22%、Mn 9.20%、Cr 21.30%、Ni 3.74%、Cu 0.06%、W 0·98%、Α1 0.005%、Nb 1·99%、Ν 0.51%、 B 0.003%、Mg 0.004%、Ca 0.003%、RE 0.015%，其余为 Fe 和不可避免的杂质。

　　[0015] 根据本发明的一实施例，各组分的具体质量百分含量为：C 0. 52%、Si 0. 20%、Mn 8. 50%、Cr 21. 25%、Ni 3. 72%、Cu 0· 09%、W 1· 02%、A1 0· 009%、Nb 2· 12%、N 0· 52%、 B 0.003%、Mg 0.002%、Ca 0.006%、RE 0.013%，其余为 Fe 和不可避免的杂质。

　　[0016] 根据本发明的一实施例，各组分的具体质量百分含量为：C 0. 53%、Si 0. 29%、Mn 8.69%、Cr 20.58%、Ni 3.80%、Cu 0.09%、W 0·94%、Α1 0.006%、Nb 1·93%、Ν 0.47%、 B 0.004%、Mg 0.004%、Ca 0.004%、RE 0.016%，其余为 Fe 和不可避免的杂质。

　　[0017] 为实现上述目的，本发明还采用如下技术方案：

　　[0018] -种奥氏体耐热气阀钢的制造方法，包括以下步骤：冶炼、浇铸、初乳开坯、乳制、 全固溶和时效处理。冶炼步骤先后经过电弧炉冶炼（EF)、氩氧脱碳精炼（A0F)和钢包精炼 (LF)。浇铸步骤模铸1. 2-2. 5吨的钢锭，浇铸前进行钢锭模内壁清理和烘烤，钢锭模温度控 制在50-80°C，浇铸过程Ar气保护，浇铸速度为2. 0-4. 0吨/分钟，浇毕加发热剂和炭化稻 壳保温，模冷多6小时脱模。初乳开坯步骤将钢锭乳制成规定的尺寸。乳制步骤包括棒材 乳制和线材盘条乳制。全固溶和时效处理的固溶温度为1100-1200°C，保温时间0. 5-1. 5小 时，然后在炉内1. 0-2. 0小时内冷却到900-930°C后取出水冷，最后在750-850°C范围内保 温4-10小时空冷进行时效热处理。

　　[0019] 根据本发明的一实施例，冶炼步骤包括电弧炉冶炼、氩氧脱碳精炼和钢包精炼； 电弧炉冶炼在6吨以上的电炉中进行冶炼，采用新料法及适当的返回料法，原材料采用低 磷、低铜和低钛的清洁废钢及原材料，底搅拌模式采用氮气，电炉还原剂使用碳化硅、硅球、 硅铁，出钢温度多1630°C ;氩氧脱碳精炼在6吨以上的氩氧脱碳精炼炉中进行冶炼，终点 碳控制< 0. 30,还原期脱氧，确保钢中氧含量< 20ppm，配入合金使除N、Mg、Ca、B、Nb、RE 和Cr以外的所有合金成分接近内控目标值；钢包精炼进入6吨以上的LF精炼炉后，微调 合金成分，加入Nb-Fe合金，并搅拌30~60分钟，加入氮化铬铁和氮化锰铁，配氮后搅拌 20~40min，控制其它成份在上述成分范围内，且满足C+N彡0. 90、Nb/C 2-5 ;吊包前20~ 25min按照0. 005-0. 020 %加入RE，后进行弱搅拌，以B 0. 001-0. 006 %加入B-Fe合金，按 Mg彡0· 010%以Ni-Mg合金加入，按Ca彡0· 010%喂入Si-Ca丝，控制（Mn+Si) /A1彡200， 吊包温度1450-1500°C。

　　[0020] 根据本发明的一实施例，初乳开坯步骤包括用均热炉加热冷钢锭，冷钢锭单支重 量1. 2-2. 5吨，入炉温度400-600°C，保温时间1. 0-1. 5小时，以彡60°C /小时的速度升温， 在7-7. 5小时内升到990-1020°C范围内，保温1-1. 5小时后再以彡140°C /小时的速度升 温，在1. 5-2. 0小时内升到T=1180-1220°C范围内，保温5. 0-7. 0小时。保温时每支钢锭 都要进行翻身，翻身后使钢锭阴阳面温度差达到< 25-35Γ后，进行初乳第一火乳制。乳制 时预热乳辊，预热温度150-250°C，并关闭乳机乳辊冷却水，终乳温度保持多1000°C且乳制 道次以钢锭角部不出现角裂为准，每道次压下量1〇-15_。返炉进行加热，入炉时炉温要求 彡950°C，以彡100°C /小时的速度升温到加热温度T=1170-1200°C范围内，保温1. 0~ 1. 5小时后，每支钢锭进行翻身，翻身后再保温1. 0~1. 5小时，使钢锭阴阳面温度差达到 < 25-35°C后进行初乳第二火乳制。乳制时预热乳辊，预热温度150-250°C，并关闭乳机乳 辊冷却水，终乳温度保持多900°C且乳制道次以钢锭角部不出现角裂为准，每道次压下量 15-20mm。进行第三次加热，入炉温度要求彡950°C，以< 100°C /小时的速度升温到加热温 度T=160-1190°C范围内，保温0. 75小时后，每支钢锭进行翻身，翻身后再保温0. 75小时， 使钢锭阴阳面温度差达到< 25-35°C后进行初乳第三火乳制。开乳温度多1150°C，终乳温 度 >950°C，每道次压下量 20_45mm，乳至 160mmX 160mmX Lmm 或 120mmX 120mmX Lmm。

　　[0021 ] 根据本发明的一实施例，棒材乳制的步骤为：将初乳坯料在连续加热炉中加热，加 热时间彡2. 25小时，预热温度彡900°C，加热段和均热段温度范围为1170-1230°C，并控制 坯料阴阳面温差彡50°C，终乳温度控制在950-1150°C，乳后空冷；在连续固溶炉中进行半 固溶处理，固溶温度为1040-1100°C，保温时间0. 5-0. 75小时，出炉后即水冷。

　　[0022] 根据本发明的一实施例，线材盘条乳制的步骤为：将初乳坯料在连续加热炉中加 热，加热时间彡2. 5小时，预热温度彡800°C，加热段和均热段温度范围为1170-1230°C，开 乳温度彡1160°C，终乳温度900°C -1150°C，吐丝温度950°C -1050°C ;在固溶炉中进行半固 溶处理，固溶温度为1040-1100°C，保温时间0. 6-1. 2小时，出炉后即水冷。

　　[0023] 在上述技术方案中，本发明的奥氏体耐热气阀钢及其制造方法正是解决了因 21-4NWNb气阀钢高温热塑性差不能大规格钢锭生产的难题，使得该产品棒材和线材能够稳 定生产，满足了内燃机或汽车发动机提高效率和功率要求。

　　【附图说明】

　　[0024] 图1是本发明奥氏体耐热气阀钢的热模拟高温拉伸对比图；

　　[0025] 图2是本发明奥氏体耐热气阀钢的金相组织示意图。

　　【具体实施方式】

　　[0026] 下面结合附图和实施例进一步说明本发明的技术方案。

　　[0027] 为解决由2l-4NWNb钢大钢锭生产棒材（直径大于14mm)或线材（直径介于5. 5~ 14mm)的过程中容易出现的裂纹、雀皮和折叠等缺陷问题，改善矫直难度，提高成材率，本发 明提出在21-4NWNb钢的成分基础上添加改善高温热塑性的合金元素，并依据热模拟拉伸 试验结果，选择合理的生产工艺参数。本发明的主要内容和技术特征如下所述：

　　[0028] 化学成份（质量百分数）为：

　　[0029] C 0. 45-0. 55 %, Si 0. 08-0. 45 %, Μη 8. 00-10. 00 %, Cr 20. 00-22. 00 %, Ni 3. 50-5. 00%,Cu ^ 0. 30%,ff 0. 80-1. 50%,N 0. 45-0. 55%,Nbl. 80-2. 50%,A1 ^ 0. 02%, Mg 彡 0.010%，Ca 0.001-0. 01%，B 0.001-0. 006%，RE 0.005-0. 020%，其余为 Fe 和不可 避免的杂质，并要求 C+N 彡 0.90%，Nb/C 2-5,（Mn+Si)/Al 彡 200。

　　[0030] 本发明从优化2l-4NWNb钢的成分入手，设计出类2l-4NWNb钢能够进行大钢锭生 产棒材（直径大于14mm)或线材（直径介于5. 5~14mm)的合金成分体系，控制钢中Μη、 Si和Α1合金元素的含量，降低钢中Α1203夹杂物含量；控制钢中碳和氮的含量，尽量形成强 化相，以保持钢的高温性能；控制钢中氧含量，并添加 Mg、Ca和RE元素，增加高温晶界强度， 使高温热塑性温度范围扩大50-100°C。

　　[0031] 本发明奥氏体耐热气阀钢各组分的作用如下：

　　[0032] C:部分碳溶入基体形成固溶体，稳定奥氏体。通过时效析出Nb、W等碳化物，提高 室温和高温强度、耐磨损性能。部分碳与Nb作用生成MC型碳化物，阻止固溶时晶粒长大。 部分碳与Cr作用形成M23C6碳化物，主要用来提高高温强度和耐磨性。要起到这些作用，要 求C含量最小不得低于0. 45 %，但不能超过0. 55 %，否则会使得材料的高温抗氧化性能和 氮含量降低，因此本发明中C控制在0. 45-0. 55%范围内。

　　[0033] Si :主要是在熔炼期间作为脱氧剂使用，提高钢的高温耐氧化性能。硅太高会降低 钢的可热加工性能和韧性，并使σ相容易析出。本发明中Si控制在0.08-0. 45%范围内。

　　[0034] Μη:稳定奥氏体元素，提高钢中氮的溶解度，促进冷加工和热加工的加工硬化，但 加入过多，会降低钢熔点、可热加工性能和高温强度。本发明中Μη控制在8. 00-10. 00%范 围内。

　　[0035] Cr :主要用来提高气阀钢的耐腐蚀性和耐氧化性能。通过时效形成碳化物提高钢 的室温和高温强度。但过高会促使有害相σ相的形成。本发明中Cr控制在20. 00-22. 00% 范围内。

　　[0036] Ni :保证基体为奥氏体相，起提高强度、耐腐蚀性和耐氧化性能，促进冷加工 和热加工的加工硬化，但过多会降低钢的氮溶解度，并提高成本。本发明中Ni控制在 3. 50-5. 00%范围内。

　　[0037] Cu :稳定奥氏体基体，提高冷加工态韧性，通过析出微量Cu相提高高温强度，但过 多会降低钢的热加工性能和耐氧化性能。本发明中Cu控制在< 0. 30%范围内。

　　[0038] W :部分W溶入基体形成置换固溶体，使基体强化。部分W形成碳化物，提高钢的高 温强度、耐氧化性和高温蠕变性能。但加入过多，会形成有害相Laves相。本发明中W控制 在0.80-1. 50%范围内。

　　[0039] N :奥氏体稳定化元素，形成间隙固溶体提高强度。与碳一起与Nb等合金元素形成 MX型碳氮化物，提高耐磨性。但加入过多，会使得材料在冷加工过程中加工硬化严重，降低 材料韧性。本发明中N控制在0. 45-0. 55%范围内。

　　[0040] Nb :与C、N -起形成MX型碳氮化物，阻止高温固溶期间晶粒长大，提高高温强度， 在时效过程中会抑制层状析出，使得层状析出的形态发生改变。太高会促进铁素体相形成， 并产生粗大的MX型碳氮化物，起不到阻碍晶粒长大作用，降低材料的可热加工性和疲劳性 能。本发明中Nb控制在1.80-2. 50%范围内。

　　[0041] A1 :主要是在熔炼期间作为脱氧剂使用，与N形成的A1N氮化物高温下容易长大 而降低性能，且过量则会形成含A1203的非金属夹杂物而影响性能。本发明中A1控制在 彡0. 02%范围内。

　　[0042] Mg:在冶炼时常作为脱氧剂和脱硫剂使用，有助于提高钢的可热加工性能。但过多 会形成MgO型非金属夹杂物，增加气阀钢产品的生产难度。本发明中Mg控制在彡0. 010% 范围内。

　　[0043] Ca:在冶炼时常作为脱氧剂和脱硫剂使用，形成有助于提高钢的可热加工性能。但 过多会形成粗大的CaS型非金属夹杂物，增加气阀钢产品的生产难度。本发明中Ca控制在 0· 001-0. 01%范围内。

　　[0044] B :添加 B主要目的是使晶界强化，提高高温塑性、高温强度和蠕变性能。而过多加 入会形成低熔点硼化物，反而使得高温塑性降低。本发明中B控制在0. 001-0. 006%范围 内。

　　[0045] RE :混合稀土的作用在于细化铸态树枝晶组织，减轻偏析。同时会使夹杂物变质， 形成弥散分布的与基体相结合较紧密的夹杂物。但过多加入会使得稀土夹杂物聚集长大， 引起材料的性能下降。考虑到稀土容易发生氧化，本发明中RE以0. 005-0. 020%配入。

　　[0046] 还有对C+N要求：C、N都是奥氏体稳定元素，可以作为昂贵元素 Ni的代用品以 降低成本，形成MX型碳氮化物，提高钢的强度和高温性能，为此，本发明中C+N控制在 彡0. 90%范围内。

　　[0047] Nb、C之间的关系：为保证气阀钢中MX型碳化物得到合适的含量，且其尺寸不大， 能够在固溶加热期间阻止晶粒长大，起钉扎作用，而过大，则会降低钢的疲劳性能，因此要 求Nb/C控制在2-5范围内。

　　[0048] Mn、Si和A1之间关系：为使得气阀钢中A1203非金属夹杂物含量不影响钢的性能， 要求满足（Mn+Si)/Al彡200。

　　[0049] 本发明的奥氏体耐热气阀钢具有良好热加工性能，本发明还公开了这种奥氏体耐 热气阀钢的制造方法，其生产工艺步骤是：

　　[0050] 原材料准备一EF电弧炉冶炼+A0D精炼+LF精炼一浇铸1. 2~2. 5吨方钢锭一初 乳开还成160mmX 160mmXLmm或120mmX 1 20mmXT,mm的还料一线材乳制或棒材乳制一半固 溶处理一矫直一磨光一固溶处理一时效处理。

　　[0051] 具体过程如下：

　　[0052] 1)EF+A0D+LF 冶炼

　　[0053] EF冶炼：在6吨以上的电炉中进行冶炼。采用新料法及适当的返回料法。原材料 采用低磷、低铜和低钛的清洁废钢及原材料。底搅拌模式采用氮气；电炉还原剂使用碳化 硅、硅球、硅铁等；出钢温度多1630°C ;

　　[0054] A0D精炼：在6吨以上的A0D精炼炉中进行冶炼。终点碳控制彡0. 30%，还原期脱 氧，确保钢中氧含量彡20ppm ;配入合金使除N、Mg、Ca、B、Nb、RE和Cr以外的所有合金成分 接近内控目标值。

　　[0055] LF精炼：进入6吨以上的LF精炼炉后，微调合金成分，加入Nb-Fe合金，并搅拌 30~60分钟，加入氮化铬铁和氮化锰铁，配氮后搅拌20~40min，控制其它成份在上述成 分范围内，且满足C+N彡0. 90 %、Nb/C 2-5 ;吊包前20~25min按照0. 005-0. 020 %加入 RE，后进行弱搅拌；以B0.001-0.006%加入B-Fe合金；按Mg彡0.010%以Ni-Mg合金加入； 按 Ca 彡 0.010%喂入 Si-Ca 丝，控制（Mn+Si)/Al 彡 200。吊包温度 1450-1500°C。

　　[0056] 2)浇铸

　　[0057] 模铸1. 2-2. 5吨的钢锭，浇铸前进行钢锭模内壁清理和烘烤，钢锭模温度控制在 50-80°C，浇铸过程Ar气保护。浇铸速度为2. 0-4.0吨/分钟。浇毕加发热剂和炭化稻壳 保温；模冷多6小时脱模。检查钢锭表面，并修磨干净存在的表面缺陷。

　　[0058] 3)初乳开坯

　　[0059] 采用均热炉加热冷钢锭，冷钢锭单支重量1. 2-2. 5吨，入炉温度400-600°C，保温 时间1. 0-1. 5小时。然后以彡60°C /小时的速度升温，在7-7. 5小时内升到990-1020°C 范围内，保温1-1. 5小时后再以< 140°C /小时的速度升温，在1. 5-2. 0小时内升到T=1180-1220°C范围内，保温5. 0-7. 0小时，保温时每支钢锭都要进行翻身，减少均热炉中加 热源加热方式引起的阴阳面温度差，翻身后使钢锭阴阳面温度差达到< 25-35Γ后，进行 初乳第一火乳制。乳制时预热乳辊，预热温度150-250 °C，并关闭乳机乳辊冷却水，终乳 温度保持多1000 °C且乳制道次以钢锭角部不出现角裂为准，每道次压下量10-15mm;然后 返炉进行加热，入炉时炉温要求彡950°C，以< 100°C /小时的速度升温到加热温度T=1170-1200°C范围内，保温1. 0~1. 5小时后，每支钢锭进行翻身，翻身后再保温1. 0~ 1. 5小时，使钢锭阴阳面温度差达到< 25-35Γ后进行初乳第二火乳制。乳制时预热乳辊， 预热温度150-250°C，并关闭乳机乳辊冷却水，终乳温度保持多900°C且乳制道次以钢锭 角部不出现角裂为准，每道次压下量15-20mm ;进行第三次加热。入炉温度要求多950°C， 以彡100°C /小时的速度升温到加热温度T=1160-1190°C范围内，保温0.75小时后， 每支钢锭进行翻身，翻身后再保温0.75小时，使钢锭阴阳面温度差达到< 25-35°C后进 行初乳第三火乳制。开乳温度彡1150°C，终乳温度>950°C，每道次压下量20-45mm，乳至 160mm X 160mm XLmm 或 120mm X 120mm XLmm。

　　[0060] 将初乳坯料进行精整：抛丸去除氧化皮，全剥皮精整。

　　[0061] 4)棒材（直径大于14mm)乳制

　　[0062] 将初乳坯料在连续加热炉中加热，加热时间多2. 25小时，预热温度< 900°C。加 热段和均热段温度范围为1170-1230 °C，并控制坯料阴阳面温差< 50 °C，终乳温度控制在 950-1150°C，乳后空冷。在连续固溶炉中进行半固溶处理，固溶温度为1040-1100°C，保温时 间0. 5-0. 75小时，出炉后即水冷。

　　[0063] 5)线材（直径介于5. 5~14mm)盘条乳制

　　[0064] 将初乳坯料在连续加热炉中加热，加热时间多2. 5小时，预热温度彡800°C。加 热段和均热段温度范围为1170-1230°C，开乳温度彡1160°C，终乳温度900°C -1150°C，吐 丝温度950°C -1050°C。在固溶炉中进行半固溶处理，固溶温度为1040-1100°C，保温时间 0. 6-1. 2小时，出炉后即水冷。

　　[0065] 6)全固溶和时效处理。

　　[0066] 将棒材或线材盘条经矫直、磨光后，取样进行全固溶处理。固溶温度1100-1200°C， 保温时间0. 5-1. 5小时，然后在炉内1. 0-2. 0小时内冷却到900-930°C后取出水冷，然后在 750-850°C范围内保温4-10小时空冷进行时效热处理。

　　[0067] 下面通过多个实施例，分别选择不同的组分来形成本发明的奥氏体耐热气阀钢来 说明本发明的优点。

　　[0068] 如表1所示，本发明选择不同的组分，形成实施例1~实施例4所示的多种不同的 奥氏体耐热气阀钢，并且还提供了对照组1、对照组2两组来进行性能的测试对比。

　　[0069] 表1本发明实施例奥氏体耐热气阀钢的合金成分（质量百分数）

　　[0070]

　　[0071]

　　[0072] 如图1所示，本发明中奥氏体耐热气阀钢的热模拟高温拉伸结果与对照组的气阀 钢结果相比，本发明的奥氏体耐热气阀钢的断面收缩率在多40%范围的热塑性温度范围明 显比对照组的热塑性温度范围宽，至少50°C以上。

　　[0073] 上述的实施例中，实施例1~实施例4的奥氏体耐热气阀钢采用以下的制造工 乙：

　　[0074] 1)冶炼

　　[0075] EF炉冶炼

　　[0076] 在40吨电炉中进行冶炼。采用新料法及适当的返回料法。原材料采用低磷、低铜 和低钛的清洁废钢及原材料。底搅拌模式采用氮气；电炉还原剂使用碳化硅、硅球、硅铁等； 出钢温度彡1630°C ;

　　[0077] A0D炉精炼

　　[0078] 在40吨A0D精炼炉中进行冶炼。终点碳控制彡0. 30%，还原期脱氧，确保钢中氧 含量彡20ppm ;配入合金使除N、Mg、Ca、B、Nb、RE和Cr以外的所有合金成分接近内控目标 值。

　　[0079] LF 精炼

　　[0080] 进入40吨LF精炼炉后，微调合金成分，加入Nb-Fe合金，并搅拌30~60分钟，加 入氮化铬铁和氮化锰铁，配氮后搅拌20~40min，控制其它成份在上述成分范围内，且满足 C+N彡0· 90%、Nb/C 2-5 ;吊包前20~25min按照表1要求以0· 005-0. 020%加入1?，后 进行弱搅拌；以8 0.001-0.006%加入846合金；按1%彡0.010%以附-1%合金加入；按 Ca 彡 0.010%喂入 Si-Ca 丝，控制（Mn+Si)/Al 彡 200。吊包温度 1450-1500°C。

　　[0081] 2)浇铸

　　[0082] 模铸1. 2吨的钢锭，浇铸前进行钢锭模内壁清理和烘烤，钢锭模温度控制在70°C， 浇铸过程Ar气保护。浇铸速度为3. 0吨/分钟。浇毕加发热剂和炭化稻壳保温；模冷8小 时脱模。检查钢锭表面，并修磨干净存在的表面缺陷。

　　[0083] 3)初乳开坯

　　[0084] 采用均热炉加热冷钢锭，冷钢锭单支重量1. 2吨，入炉温度600°C，保温时间1. 0小 时。然后以< 60°C /小时的速度升温，在7小时内升到1000°C范围内，保温1小时后再以 < 140°C /小时的速度升温，在1. 5小时内升到T=1190°C范围内，保温6. 0小时，保温时 每支钢锭都要进行翻身，减少均热炉中加热源加热方式引起的阴阳面温度差，翻身后使钢 锭阴阳面温度差达到< 30°C后，进行初乳第一火乳制。乳制时预热乳辊，预热温度200°C， 并关闭乳机乳辊冷却水，终乳温度保持多l〇〇〇°C且乳制道次以钢锭角部不出现角裂为准， 每道次压下量15_ ;然后返炉进行加热，入炉时炉温要求彡950°C，以< 100°C /小时的速 度升温到加热温度T=1180°C范围内，保温1. 0小时后，每支钢锭进行翻身，翻身后再保温 1. 0小时，使钢锭阴阳面温度差达到< 30°C后进行初乳第二火乳制。乳制时预热乳辊，预热 温度200°C，并关闭乳机乳辊冷却水，终乳温度保持多900°C且乳制道次以钢锭角部不出现 角裂为准，每道次压下量20mm ;进行第三次加热。入炉温度要求彡950°C，以彡100°C /小 时的速度升温到加热温度T=1170°C范围内，保温0. 75小时后，每支钢锭进行翻身，翻身 后再保温0. 75小时，使钢锭阴阳面温度差达到< 30°C后进行初乳第三火乳制。开乳温度 彡1150°C，终乳温度>950°C，每道次压下量30mm，乳至120mmX120mmX8-9mm。比较可知， 本发明的粗乳坯料表面比较光滑，出现的角裂和面裂非常少，而对照组的表面存在非常严 重的面裂和角裂，在后续的坯料精整过程中增加磨削量，也影响下道工序的顺利进行和成 材率。

　　[0085] 将初乳坯料进行精整：抛丸去除氧化皮，全剥皮精整。

　　[0086] 4)直径为18mm的棒材乳制

　　[0087] 将初乳坯料在连续加热炉中加热，加热时间3小时，预热温度< 900°C。加热段和 均热段温度范围为1180°C，并控制坯料阴阳面温差< 50°C，终乳温度控制在900°C，乳后空 冷。在连续固溶炉中进行半固溶处理，固溶温度为1030°C，保温时间0. 5小时，出炉后即水 冷。

　　[0088] 5)直径为7mm的线材盘条乳制

　　[0089] 将初乳坯料在连续加热炉中加热，加热时间3小时，预热温度600°C。加热段和均 热段温度范围为1180°C，开乳温度彡1150°C，终乳温度950°C，吐丝温度930°C。在固溶炉 中进行半固溶处理，固溶温度为1030°C，保温时间1. 0小时，出炉后即水冷。

　　[0090] 6)全固溶和时效处理。

　　[0091] 将棒材或线材盘条经矫直、磨光后，取样进行全固溶处理。固溶温度1180°C，保温 时间1. 5小时，然后在炉内1. 5小时内冷却到920°C后取出水冷，然后在760°C范围内保温 6小时空冷进行时效热处理。全固溶热处理后的组织形貌如图2所示。通过全固溶+时效 处理后材料的显微组织中，晶界呈弯曲状态和锯齿形，在后续变形过程中不容易萌生裂纹 和扩展，有利于提高室温力学性能和高温力学性能。

　　[0092] 如图2所示，本发明的粗乳坯料表面比较光滑，出现的角裂和面裂非常少，而对照 组的表面存在非常严重的面裂和角裂，在后续的坯料精整过程中增加磨削量，也影响下道 工序的顺利进行和成材率。通过全固溶+时效处理后材料的显微组织中，晶界呈弯曲状态 和锯齿形，在后续变形过程中不容易萌生裂纹和扩展，有利于提高室温力学性能和高温力 学性能。

　　[0093] 表2所示是本发明的钢种在室温的低倍组织和力学性能，本发明所生产的钢种的 低倍组织、夹杂物和室温力学性能都能满足国家标准要求。

　　[0094] 表2是本发明的钢种在室温的低倍组织和力学性能。

　　[0095]

　　[0096] 由表2可见，本发明的奥氏体耐热气阀钢具有良好的性能。

　　[0097] 本发明的有益效果

　　[0098] 本发明的上述材料及相应大规格钢锭生产工艺方法生产的奥氏体耐热气阀钢棒 材和线材表面出现裂纹、雀皮和折叠等缺陷的几率比较小，从钢锭到棒材和线材成品的综 合成材率达到62-63 %，且组织与性能都达到了气阀生产要求。用以提高钢材的热塑性温度 范围的合金元素量也不是太高，因此生产成本的提高幅度比较小。正是解决了因21_4NWNb 气阀钢高温热塑性差不能大规格钢锭生产的难题，使得该产品棒材和线材能够稳定生产， 满足了内燃机或汽车发动机提高效率和功率要求，从而对其的需求量也越来越大，具有较 广阔的运用前景。

　　[0099] 本发明从优化2l-4NWNb钢的成分入手，设计出类2l-4NWNb钢能够进行大钢锭生 产棒材（直径大于14mm)或线材（直径介于5. 5~14mm)的合金成分体系，控制钢中Μη、 Si和A1合金元素的含量，降低钢中A1203夹杂物含量；控制钢中碳和氮的含量以及Nb/C 之比，尽量形成强化相，以保持钢的高温性能；控制钢中氧含量，并添加 Mg、Ca和RE元素， 增加高温晶界强度，使高温热塑性温度范围扩大50-100°C ;通过合理的热加工制度（钢锭 开坯和棒线材乳制制度）和固溶热处理制度，本发明的上述材料及相应大规格钢锭生产工 艺方法生产的奥氏体耐热气阀钢棒材和线材表面出现裂纹、雀皮和折叠等缺陷的几率比较 小，从钢锭到棒材和线材成品的综合成材率达到62-63 %，且组织与性能都达到了气阀生产 要求。正是解决了因21-4NWNb气阀钢高温热塑性差不能大规格钢锭生产的难题，使得该产 品棒材和线材能够稳定生产，满足了内燃机或汽车发动机提高效率和功率要求，从而对其 的需求量也越来越大，具有较广阔的运用前景。

　　[0100] 本技术领域中的普通技术人员应当认识到，以上的实施例仅是用来说明本发明， 而并非用作为对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对以上所述实施例的变 化、变型都将落在本发明的权利要求书范围内。

　　【主权项】

　　1. 一种奥氏体耐热气阀钢，其特征在于，其各组分及其质量百分含量为： C 0.45-0. 55 %、Si 0.08-0. 45 %、Μη 8. 00-10. 00 %、Cr 20. 00-22. 00 %、Ni 3· 50-5. 00%、Cu 彡 0· 30%、W 0· 80-1. 50%、N 0· 45-0. 55%、Nbl. 80-2. 50%、A1 彡 0· 02%、 Mg 彡 0.010%、Ca 0.001-0. 01%、B 0.001-0. 006%、RE 0.005-0. 020%，其余为 Fe 和不可 避免的杂质； 其中，C+N 彡 0· 90, Nb/C 2-5,（Mn+Si)/Al 彡 200。2. 如权利要求1所述的奥氏体耐热气阀钢，其特征在于，其各组分的具体质量百分含 量为： C 0.55%、Si 0.35%、Μη 8.63%、Cr 20. 94%、Ni 3.77%、Cu 0.08%、W 1.80%、A1 0.01%、Nb 1·99%、Ν 0·5%、Β 0.002%、Mg 0.003%、Ca0.004%、RE 0.01%，其余为 Fe 和 不可避免的杂质。3. 如权利要求1所述的奥氏体耐热气阀钢，其特征在于，其各组分的具体质量百分含 量为： C 0.53%、Si 0.22%、Μη 9.20%、Cr 21. 30%、Ni 3.74%、Cu 0.06%、W 0.98%、A1 0· 005%、Nb 1.99%、N 0.51%、B 0.003%、Mg 0.004%、Ca 0.003%、RE 0.015%，其余为 Fe和不可避免的杂质。4. 如权利要求1所述的奥氏体耐热气阀钢，其特征在于，其各组分的具体质量百分含 量为： C 0.52%、Si 0.20%、Μη 8.50%、Cr 21. 25%、Ni 3.72%、Cu 0.09%、W 1.02%、A1 0.009%、Nb 2· 12%、N 0·52%、Β 0.003%、Mg 0.002%、Ca 0.006%、RE 0.013%，其余为 Fe和不可避免的杂质。5. 如权利要求1所述的奥氏体耐热气阀钢，其特征在于，其各组分的具体质量百分含 量为： C 0.53%、Si 0.29%、Μη 8.69%、Cr 20.58%、Ni 3.80%、Cu 0.09%、W 0.94%、A1 0.006%、Nb 1.93%、N 0.47%、B 0.004%、Mg 0.004%、Ca 0.004%、RE 0.016%，其余为 Fe和不可避免的杂质。6. -种如权利要求1所述的奥氏体耐热气阀钢的制造方法，其特征在于，包括以下步 骤： 冶炼、浇铸、初乳开坯、乳制、全固溶和时效处理； 所述冶炼步骤先后经过电弧炉冶炼、氩氧脱碳精炼和钢包精炼； 所述浇铸步骤模铸1. 2-2. 5吨的钢锭，浇铸前进行钢锭模内壁清理和烘烤，钢锭模温 度控制在50-80°C，浇铸过程Ar气保护，浇铸速度为2. 0-4. 0吨/分钟，浇毕加发热剂和炭 化稻壳保温，模冷多6小时脱模； 所述初乳开坯步骤将钢锭乳制成规定的尺寸； 所述乳制步骤包括棒材乳制和线材盘条乳制； 所述全固溶和时效处理的固溶温度为1100_1200°C，保温时间0. 5-1. 5小时，然后在炉 内1. 0-2. 0小时内冷却到900-930°C后取出水冷，最后在750-850°C范围内保温4-10小时 空冷进行时效热处理。7. 如权利要求6所述的奥氏体耐热气阀钢的制造方法，其特征在于，所述冶炼步骤包 括电弧炉冶炼、氩氧脱碳精炼和钢包精炼； 所述电弧炉冶炼在6吨以上的电炉中进行冶炼，采用新料法及适当的返回料法，原材 料采用低磷、低铜和低钛的清洁废钢及原材料，底搅拌模式采用氮气，电炉还原剂使用碳化 硅、硅球、硅铁，出钢温度彡1630°C ; 所述氩氧脱碳精炼在6吨以上的氩氧脱碳精炼炉中进行冶炼，终点碳控制< 0. 30,还 原期脱氧，确保钢中氧含量彡20ppm，配入合金使除N、Mg、Ca、B、Nb、RE和Cr以外的所有合 金成分接近内控目标值； 所述钢包精炼进入6吨以上的LF精炼炉后，微调合金成分，加入Nb-Fe合金，并搅拌 30~60分钟，加入氮化铬铁和氮化锰铁，配氮后搅拌20~40min，控制其它成份在上述成 分范围内，且满足C+N彡0. 90、Nb/C 2-5 ;吊包前20~25min按照0. 005-0. 020%加入RE， 后进行弱搅拌，以B0. 001-0. 006 %加入B-Fe合金，按Mg彡0. 010%以Ni-Mg合金加入，按 〇&彡0.010%喂入5^&丝，控制（]?11+51)/^1彡 200，吊包温度 1450-1500°(：。8. 如权利要求6所述的奥氏体耐热气阀钢的制造方法，其特征在于，所述初乳开坯步 骤包括： 用均热炉加热冷钢锭，冷钢锭单支重量1. 2-2. 5吨，入炉温度400-600°C，保温时间 1. 0-1. 5小时，以彡60°C /小时的速度升温，在7-7. 5小时内升到990-1020°C范围内，保温 1-1. 5小时后再以彡140°C /小时的速度升温，在1. 5-2. 0小时内升到T=1180-1220°C范 围内，保温5. 0-7.0小时； 保温时每支钢锭都要进行翻身，翻身后使钢锭阴阳面温度差达到< 25-35°C后，进行初 乳第一火乳制； 乳制时预热乳辑，预热温度150-250 °C，并关闭乳机乳辊冷却水，终乳温度保持 多1000°C且乳制道次以钢锭角部不出现角裂为准，每道次压下量10-15mm; 返炉进行加热，入炉时炉温要求彡950°C，以< 100°C /小时的速度升温到加热温度T=1170-1200°C范围内，保温1. 0~1. 5小时后，每支钢锭进行翻身，翻身后再保温1. 0~ 1. 5小时，使钢锭阴阳面温度差达到< 25-35Γ后进行初乳第二火乳制； 乳制时预热乳辑，预热温度150-250 °C，并关闭乳机乳辊冷却水，终乳温度保持 多900°C且乳制道次以钢锭角部不出现角裂为准，每道次压下量15-20mm ; 进行第三次加热，入炉温度要求多950°C，以< 100°C /小时的速度升温到加热温度T=160-1190°C范围内，保温0. 75小时后，每支钢锭进行翻身，翻身后再保温0. 75小时，使钢 锭阴阳面温度差达到< 25-35°C后进行初乳第三火乳制； 开乳温度彡1150 °C，终乳温度>950 °C，每道次压下量20-45mm，乳至 160mm X 160mm XLmm 或 120mm X 120mm XLmm。9. 如权利要求6所述的奥氏体耐热气阀钢的制造方法，其特征在于，所述棒材乳制的 步骤为： 将初乳坯料在连续加热炉中加热，加热时间多2. 25小时，预热温度< 900 °C，加热 段和均热段温度范围为1170-1230°C，并控制坯料阴阳面温差< 50°C，终乳温度控制在 950-1150°C，乳后空冷； 在连续固溶炉中进行半固溶处理，固溶温度为1040-1100°C，保温时间0. 5-0. 75小时， 出炉后即水冷。10.如权利要求6所述的奥氏体耐热气阀钢的制造方法，其特征在于，所述线材盘条乳 制的步骤为： 将初乳坯料在连续加热炉中加热，加热时间多2. 5小时，预热温度< 800°C，加热段和 均热段温度范围为1170-1230°C，开乳温度彡1160°C，终乳温度900°C -1150°C，吐丝温度 950 °C -1050 °C ； 在固溶炉中进行半固溶处理，固溶温度为1040-1100°C，保温时间0. 6-1. 2小时，出炉 后即水冷。

　　【文档编号】C22C33/06GK105839028SQ201510012957

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2015年1月12日

　　【发明人】周灿栋, 方静贤, 李瀑, 顾新根, 赵欣, 庄伟 , 徐松乾, 赵海平

　　【申请人】宝钢特钢有限公司

　　一种高强度奥氏体不锈弹簧钢及其制备方法

　　【专利摘要】本发明是一种高强度奥氏体不锈弹簧钢，该钢材的成分及质量百分比为：Cr：12.14-12.16%，Ni：0.26-0.28%，C：0.05-0.09%，Mo：0.45-0.65%,Cu：0.17-0.29%，Mg：0.05-0.08%，Na：0.02-0.04%，Al：3.46-3.52%，V：0.32-0.36%，Si：0.27-0.29%，Mn：3.84-3.88%，Nb：0.92-0.94%，Ti：1.08-1.18%，Se：0.105-0.125%，复合稀土：0.43-0.55%，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明的组分中添加适量的复合稀土元素，以上稀土元素的金属原子半径大且稀土具有较高的活性，很容易填补在其晶粒及缺陷中，并生成能阻碍晶粒继续生长的膜，从而使晶粒细化而提高钢的性能，同时稀土元素易和氧、硫等元素化合生成熔点高的化合物，可以起到净化钢的效果。

　　【专利说明】

　　一种高强度奥氏体不锈弹簧钢及其制备方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及一种钢材及其制备方法，具体地说是一种高强度奥氏体不锈弹簧钢及其制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002]奥氏体不锈弹簧钢，是不锈弹簧钢的重要种类，用途广泛;强度是不锈弹簧钢丝主要质量指标之一。根据普遍采用的规范，奥氏体不锈弹簧钢丝的强度级别，主要有相对低强度的A组级别和相对高强度的B组级别。为了节省材料，其中又以高强度的B组级别使用较广。

　　[0003]在奥氏体不锈钢中，碳常常被视为有害元素，这主要是由于在不锈钢的耐蚀用途中的一些条件下(比如焊接或经450-850°C加热)，碳可与钢中的铬形成高铬的Cr23C6型碳化合物从而导致局部铬的贫化，使钢的耐蚀性特别是耐晶间腐蚀性能下降。因此60年代以来新发展的铬镍奥氏体不锈钢大都是碳含量小于0.1低碳型的，可以知道随着碳含量降低，钢的晶间腐蚀敏感性降低，当碳含量低于0.02%才具有最明显的效果，一些实验珠光还指出，碳还会增大铬奥氏体不锈钢的点腐蚀分倾向。由于碳的有害作用，不仅在奥氏体不锈钢冶炼过和中应按要求控制尽量低的碳含量，而且在随后的热，冷加工和热处理等过程中也在防止不锈钢表面增碳，且免铬的碳化物析出。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明所要解决的技术问题是，克服现有技术的缺点，提供一种具有高弹性、高韧性的高强度奥氏体不锈弹簧钢及其制备方法。

　　[0005]本发明解决以上技术问题的技术方案是:提供一种高强度奥氏体不锈弹簧钢，该钢材的成分及质量百分比为:Cr:12.14-12.16%，N1:0.26-0.28%，C:0.05-0.09%，Μο:0.45-

　　0.65%，Cu:0.17-0.29%,Mg:0.05-0.08%，Na:0.02-0.04%，Al:3.46-3.52%，V:0.32-0.36%，S1: 0.27-0.29%，Mn: 3.84-3.88%，Nb: 0.92-0.94%，Ti: I.08-1.18%，Se: 0.105-0.125%，复合稀土: 0.43-0.55%，余量为Fe和不可避免的杂质；

　　所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 7.2-8.5%，La: 6.1-6.3%，Ac: 3.5-4.8%，Nd: 12-14%,Eu: 11-13%,Tb:7.2-7.5%，余量为 Tm。

　　[0006]本发明进一步限定的技术方案是:前述的高强度奥氏体不锈弹簧钢，该钢材的成分及质量百分比为:Cr:12.14%，N1:0.26%，C:0.05%，Mo:0.45%，Cu:0.17%，Mg:0.05%，Na:0.02%,Al: 3.46%，V:0.32%，S1:0.27%,Mn: 3.84%,Nb:0.92%，Ti: I.08%，Se:0.105%，复合稀土:0.43%，余量为Fe和不可避免的杂质；

　　所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 7.2%，La: 6.1 %，Ac: 3.5%，Nd: 12%，Eu:ll%，Tb:7.2%，余量为 Tm。

　　[0007]前述的高强度奥氏体不锈弹簧钢，该钢材的成分及质量百分比为:Cr:12.5%，N1:

　　0.27%,C:0.07%,Mo:0.55%,Cu:0.22%,Mg:0.07%,Na:0.03%,Al:3.48%,V:0.34%,Si:0.28%,Mn:3.86%,Nb:0.93%,T1:1.12%,Se:0.115%，复合稀土:0.45%，余量为Fe和不可避免的杂质；所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 7.8%，La: 6.2%，Ac: 3.9%，Nd: 13%，Eu:12%，Tb:7.4%，余量为 Tm。

　　[0008]前述的高强度奥氏体不锈弹簧钢，该钢材的成分及质量百分比为:Cr:12.16%，N1:0.28%,C:09%,Mo:0.65%,Cu:0.29%,Mg:0.08%,Na:0.04%，Al:3.52%,V:0.36%，Si:0.29%,Mn:3.88%，Nb:0.94%，T1: 1.18%，Se:0.125%，复合稀土:0.55%,余量为Fe和不可避免的杂质；

　　所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 8.5%，La: 6.3%，Ac: 4.8%，Nd: 14%，Eu:13%，Tb:7.5%，余量为 Tm。

　　[0009]—种高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，按以下工序进行:选材一下料一加热一锻造一热处理一乳环一回火一冷却一拉拔一包装；

　　所述加热工序中，加热温度为1110-1130°C，时间为1-5小时；

　　所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为700-750°C，到温后保温10-15min，第二段加热温度为850-880°C，到温后保温35_40min，第三段加热温度为1010-11500C，到温后保温15-18min ；冷却时控制冷却速度为5.5_6°C/秒，降温至350_400°C ；

　　所述乳环工序中，开乳温度880-980°C，终乳温度为750-880°C，乳后直接淬火冷却，冷速 16-18°C/s，终冷温度 250-270°C ；

　　所述回火工序中，回火加热温度为450-650°C，保温时间20-100min;

　　所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以5-9°C/s的冷却速率将钢板水冷至970-990°C，然后采用水冷7-9°C/s的冷却速率将板坯冷至690-710°C，再采用气雾冷却以l_3°C/s的冷却速率将钢板水冷至550-570°C;

　　所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。

　　[0010]前述的高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，

　　所述加热工序中，加热温度为1110C，时间为3小时；

　　所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为710°C，到温后保温lOmin，第二段加热温度为850°C，到温后保温40min，第三段加热温度为1010°C，到温后保温ISmin;冷却时控制冷却速度为6°C/秒，降温至350°C ；

　　所述乳环工序中，开乳温度880°C，终乳温度为750°C，乳后直接淬火冷却，冷速18°C/s，终冷温度250°C ；

　　所述回火工序中，回火加热温度为450°C，保温时间30min;

　　所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以5°C/s的冷却速率将钢板水冷至9705°C，然后采用水冷75°C/s的冷却速率将板坯冷至710°C，再采用气雾冷却以l°C/s的冷却速率将钢板水冷至550°C ；

　　所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。

　　[0011 ]前述的高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，

　　所述加热工序中，加热温度为1120°C，时间为3小时； 所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为730°C，到温后保温13min，第二段加热温度为870°C，到温后保温38min，第三段加热温度为1100°C，到温后保温16min;冷却时控制冷却速度为6°C/秒，降温至380°C ；

　　所述乳环工序中，开乳温度920°C，终乳温度为810°C，乳后直接淬火冷却，冷速17°C/s，终冷温度260°C ；

　　所述回火工序中，回火加热温度为550°C，保温时间SOmin;

　　所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以7°C/s的冷却速率将钢板水冷至980°C，然后采用水冷8°C/s的冷却速率将板坯冷至700°C，再采用气雾冷却以3°C/s的冷却速率将钢板水冷至560°C ；

　　所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。

　　[0012]进一步的，前述的高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，

　　所述加热工序中，加热温度为1130°C，时间为I小时；

　　所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为700°C，到温后保温15min，第二段加热温度为850°C，到温后保温40min，第三段加热温度为1010°C，到温后保温ISmin;冷却时控制冷却速度为6°C/秒，降温至350°C ；

　　所述乳环工序中，开乳温度980°C，终乳温度为880°C，乳后直接淬火冷却，冷速16°C/s，终冷温度250°C ；

　　所述回火工序中，回火加热温度为650°C，保温时间20min;

　　所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以9°C/s的冷却速率将钢板水冷至970°C，然后采用水冷7°C/s的冷却速率将板坯冷至710°C，再采用气雾冷却以3°C/s的冷却速率将钢板水冷至550°C ；

　　所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。

　　[0013]本发明的有益效果是:本发明的组分中添加适量的复合稀土元素，以上稀土元素的金属原子半径大且稀土具有较高的活性，很容易填补在其晶粒及缺陷中，并生成能阻碍晶粒继续生长的I旲，从而使晶粒细化而提尚钢的性能，同时稀土兀素易和氧、硫等兀素化合生成熔点高的化合物，可以起到净化钢的效果；在生产工艺上，充分利用加热、热处理、乳环、回火和冷却对奥氏体状态的调节作用，获得细化的奥氏体组织，获得良好的耐蚀性，良好的冷加工性和良好的韧性，同时具有较高的抗拉强度和高屈服强度。本发明奥氏体不锈钢与现有的304不锈钢相比，具有更好的强度和抗拉伸性能，综合特性明显优于304不锈钢，本发明的不锈钢制成的钢丝特别适用于制作弹簧。

　　【具体实施方式】

　　[0014]以下结合具体实施例对本发明的技术方案做进一步详细介绍，但本发明的保护范围并不局限于此。

　　[0015]实施例1 本实施例是一种高强度奥氏体不锈弹簧钢，该钢材的成分及质量百分比为:Cr:12.14%,N1:0.26%，C:0.05%,Mo:0.45%,Cu:0.I7%,Mg:0.05%,Na:0.02%,Al:3.46%,V:0.32%，Si:0.27%,Mn:3.84%,Nb:0.92%,Ti: 1.08%,Se:0.105%,复合稀土:0.43%,余量为Fe和不可避免的杂质；

　　所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 7.2%，La: 6.1 %，Ac: 3.5%，Nd: 12%，Eu:ll%，Tb:7.2%，余量为 Tm。

　　[0016]本实施例的高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，按以下工序进行:选材一下料一加热一锻造一热处理一乳环一回火一冷却一拉拔一包装；

　　所述加热工序中，加热温度为1110C，时间为3小时；

　　所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为710°C，到温后保温lOmin，第二段加热温度为850°C，到温后保温40min，第三段加热温度为1010°C，到温后保温ISmin;冷却时控制冷却速度为6°C/秒，降温至350°C ；

　　所述乳环工序中，开乳温度880°C，终乳温度为750°C，乳后直接淬火冷却，冷速18°C/s，终冷温度250°C ；

　　所述回火工序中，回火加热温度为450°C，保温时间30min;

　　所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以5°C/s的冷却速率将钢板水冷至9705°C，然后采用水冷75°C/s的冷却速率将板坯冷至710°C，再采用气雾冷却以l°C/s的冷却速率将钢板水冷至550°C ；

　　所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。

　　[0017]

　　实施例2

　　本实施例是一种高强度奥氏体不锈弹簧钢，该钢材的成分及质量百分比为:Cr: 12.5%，Ni:0.27%,C:0.07%,Mo:0.55%,Cu:0.22%,Mg:0.07%,Na:0.03%,Al:3.48%,V:0.34%,Si:0.28%，Mn: 3.86%，Nb: 0.93%，T1:1.12%，Se: 0.115%，复合稀土:0.45%,余量为 Fe 和不可避免的杂质；

　　所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 7.8%，La: 6.2%，Ac: 3.9%，Nd: 13%，Eu:12%，Tb:7.4%，余量为 Tm。

　　[0018]本实施例的高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，按以下工序进行:选材一下料一加热一锻造一热处理一乳环一回火一冷却一拉拔一包装；

　　所述加热工序中，加热温度为1120°C，时间为3小时；

　　所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为730°C，到温后保温13min，第二段加热温度为870°C，到温后保温38min，第三段加热温度为1100°C，到温后保温16min;冷却时控制冷却速度为6°C/秒，降温至380°C ；

　　所述乳环工序中，开乳温度920°C，终乳温度为810°C，乳后直接淬火冷却，冷速17°C/s，终冷温度260°C ；

　　所述回火工序中，回火加热温度为550°C，保温时间SOmin;

　　所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以7°C/s的冷却速率将钢板水冷至980°C，然后采用水冷8°C/s的冷却速率将板坯冷至700°C，再采用气雾冷却以3°C/s的冷却速率将钢板水冷至560°C ；

　　所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。

　　[0019]实施例3

　　本实施例是一种高强度奥氏体不锈弹簧钢，该钢材的成分及质量百分比为:Cr:12.16%,Ni:0.28%,C:09%,Mo:0.65%,Cu:0.29%,Mg:0.08%,Na:0.04%,Al:3.52%,V:0.36%,Si:0.29%,Mn:3.88%，Nb:0.94%，T1:1.18%，Se:0.125%，复合稀土:0.55%,余量为Fe和不可避免的杂质；

　　所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 8.5%，La: 6.3%，Ac: 4.8%，Nd: 14%，Eu:13%，Tb:7.5%，余量为 Tm。

　　[0020]本实施例的高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，按以下工序进行:选材一下料一加热一锻造一热处理一乳环一回火一冷却一拉拔一包装；

　　所述加热工序中，加热温度为1130°C，时间为I小时；

　　所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为700°C，到温后保温15min，第二段加热温度为850°C，到温后保温40min，第三段加热温度为1010°C，到温后保温ISmin;冷却时控制冷却速度为6°C/秒，降温至350°C ；

　　所述乳环工序中，开乳温度980°C，终乳温度为880°C，乳后直接淬火冷却，冷速16°C/s，终冷温度250°C ；

　　所述回火工序中，回火加热温度为650°C，保温时间20min;

　　所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以9°C/s的冷却速率将钢板水冷至970°C，然后采用水冷7°C/s的冷却速率将板坯冷至710°C，再采用气雾冷却以3°C/s的冷却速率将钢板水冷至550°C ；

　　所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。

　　[0021]除上述实施例外，本发明还可以有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。

　　【主权项】

　　1.一种高强度奥氏体不锈弹簧钢，其特征在于:该钢材的成分及质量百分比为:Cr:12.14-12.16%,Ni:0.26-0.28%,C:0.05-0.09%,Mo:0.45-0.65%,Cu:0.17-0.29%,Mg:0.05-0.08%，Na:0.02-0.04%，Al:3.46-3.52%,V:0.32-0.36%,Si:0.27-0.29%，Mn:3.84-3.88%，Nb: 0.92-0.94%，Ti: I.08-1.18%，Se: 0.105-0.125%，复合稀土: 0.43-0.55%，余量为Fe和不可避免的杂质； 所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 7.2-8.5%，La: 6.1-6.3%，Ac: 3.5-4.8%，Nd: 12-14%,Eu: 11-13%,Tb:7.2-7.5%，余量为 Tm。2.如权利要求1所述的高强度奥氏体不锈弹簧钢，其特征在于:该钢材的成分及质量百分比为:Cr: 12.14%，N1:0.26%，C:0.05%，Mo:0.45%，Cu:0.17%，Mg:0.05%，Na:0.02%，Al:3.46%, V:0.32%，Si: 0.27%,Mn: 3.84%,Nb: 0.92%，Ti: I.08%，Se:0.105%，复合稀土:0.43%，余量为Fe和不可避免的杂质； 所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 7.2%, La:6.1%, Ac: 3.5%，Nd: 12%，Eu:ll%，Tb:7.2%，余量为 Tm。3.如权利要求1所述的高强度奥氏体不锈弹簧钢，其特征在于:该钢材的成分及质量百AHtS:Cr:12.5%，N1:0.27%，C:0.07%，Mo:0.55%，Cu:0.22%，Mg:0.07%，Na:0.03%，Al:3.48%, V:0.34%，Si: 0.28%,Mn: 3.86%,Nb: 0.93%，T1:1.12%，Se:0.115%，复合稀土:0.45%，余量为Fe和不可避免的杂质； 所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 7.8%，La: 6.2%，Ac: 3.9%，Nd: 13%，Eu:12%，Tb:7.4%，余量为 Tm。4.如权利要求1所述的高强度奥氏体不锈弹簧钢，其特征在于:该钢材的成分及质量百分比为:Cr: 12.16%,Ni: 0.28%,C:09%,Mo:0.65%,Cu: 0.29%,Mg:0.08%,Na:0.04%，Al: 3.52%，V:0.36%，S1:0.29%，Mn:3.88%，Nb:0.94%，T1: 1.18%，Se:0.125%，复合稀土:0.55%,余量为Fe和不可避免的杂质； 所述复合稀土按重量百分比包括以下组分:Sm: 8.5%，La: 6.3%，Ac: 4.8%，Nd: 14%，Eu:13%，Tb:7.5%，余量为 Tm。5.如权利要求1-4中任一权利要求所述的高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，按以下工序进行:选材一下料一加热一锻造一热处理一乳环一回火一冷却一拉拔一包装;其特征在于: 所述加热工序中，加热温度为1110-1130°C，时间为1-5小时； 所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为700-750°C，到温后保温10-15min，第二段加热温度为850-880°C，到温后保温35_40min，第三段加热温度为1010-11500C，到温后保温15-18min ；冷却时控制冷却速度为5.5_6°C/秒，降温至350_400°C ； 所述乳环工序中，开乳温度880-980°C，终乳温度为750-880°C，乳后直接淬火冷却，冷速 16-18°C/s，终冷温度 250-270°C ； 所述回火工序中，回火加热温度为450-650°C，保温时间20-100min; 所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以5-9°C/s的冷却速率将钢板水冷至970-990°C，然后采用水冷7-9°C/s的冷却速率将板坯冷至690-710°C，再采用气雾冷却以l_3°C/s的冷却速率将钢板水冷至550-570°C; 所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。6.如权利要求5所述的高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，其特征在于: 所述加热工序中，加热温度为1110°C，时间为3小时； 所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为710°C，到温后保温lOmin，第二段加热温度为850°C，到温后保温40min，第三段加热温度为1010°C，到温后保温ISmin;冷却时控制冷却速度为6°C/秒，降温至350°C ； 所述乳环工序中，开乳温度880°C，终乳温度为750°C，乳后直接淬火冷却，冷速18°C/s，终冷温度250°C ； 所述回火工序中，回火加热温度为450°C，保温时间30min; 所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以5°C/s的冷却速率将钢板水冷至9705°C，然后采用水冷75°C/s的冷却速率将板坯冷至710°C，再采用气雾冷却以l°C/s的冷却速率将钢板水冷至550°C ； 所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。7.如权利要求5所述的高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，其特征在于: 所述加热工序中，加热温度为1120°C，时间为3小时； 所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为730°C，到温后保温13min，第二段加热温度为870°C，到温后保温38min，第三段加热温度为1100°C，到温后保温16min;冷却时控制冷却速度为6°C/秒，降温至380°C ； 所述乳环工序中，开乳温度920°C，终乳温度为810°C，乳后直接淬火冷却，冷速17°C/s，终冷温度260°C ； 所述回火工序中，回火加热温度为550°C，保温时间80min; 所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以7°C/s的冷却速率将钢板水冷至980°C，然后采用水冷8°C/s的冷却速率将板坯冷至700°C，再采用气雾冷却以3°C/s的冷却速率将钢板水冷至560°C ； 所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。8.如权利要求5所述的高强度奥氏体不锈弹簧钢的制备方法，其特征在于:所述加热工序中，加热温度为1130°C，时间为I小时； 所述热处理工序中，采用三段加热，第一段加热温度为700°C，到温后保温15min，第二段加热温度为850°C，到温后保温40min，第三段加热温度为1010°C，到温后保温ISmin;冷却时控制冷却速度为6°C/秒，降温至350°C ； 所述乳环工序中，开乳温度980°C，终乳温度为880°C，乳后直接淬火冷却，冷速16°C/s，终冷温度250°C ； 所述回火工序中，回火加热温度为650°C，保温时间20min; 所述冷却工序中:再采用风冷、水冷与气雾冷却结合，先采用风冷以9°C/s的冷却速率将钢板水冷至970°C，然后采用水冷7°C/s的冷却速率将板坯冷至710°C，再采用气雾冷却以3°C/s的冷却速率将钢板水冷至550°C ； 所述拉拔工序中:将处理后的钢材坯料进行拉拔，采用旋转模拉丝，先将钢材坯料拉成粗钢丝，然后将粗钢丝加热至470°C，保温35min，然后经过油冷降温至120°C，再采用超声波拉丝将合金坯料拉成细钢丝，超声波频率为20kHz。

　　【文档编号】C21D8/06GK105839029SQ201510886564

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2015年12月7日

　　【发明人】蒋建英, 蒋云英, 顾连英

　　【申请人】苏州市吴中区胥口丰收机械配件厂

　　桥梁用不锈钢丝热铸锚索及其所用拉索的制作方法

　　【专利摘要】本发明公开了桥梁用不锈钢丝热铸锚索及所用拉索。该桥梁用不锈钢丝热铸锚索包括由不锈钢钢丝集合而成的用于承受拉力的拉索，用于传递索力的热铸锚具；不锈钢钢丝含有：C≤0.12％，Si≤1.00％，Mn：14.0?19.0％，P≤0.06％，S≤0.01％，Cr：18.0?22.0％，Ni：1.0?2.0％，N：0.45?0.65％；不锈钢钢丝按照如下方法制备：冶炼钢坯；钢坯加热；钢坯轧制得到钢线材；吐丝；冷却；热处理；酸洗得到酸洗后钢线材；冷拔，得到不锈钢钢丝；钢线材的直径为6.5mm；不锈钢钢丝的直径为5.7mm；冷拔为将酸洗后钢线材进行一道次冷拔得到直径为5.7mm的不锈钢钢丝。

　　【专利说明】

　　桥梁用不锈钢丝热铸锚索及其所用拉索

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及桥梁用不锈钢丝热铸锚索及其所用拉索。

　　【背景技术】

　　[0002] 拉吊索桥梁以其美观大方，跨越能力大等优点，被广泛应用，但近年来却病害频 发，究其原因，传统拉吊索采用的是高强碳素钢丝或钢绞线，其结构十分纤细，且长期处于 高应力状态下，对外界侵害比较敏感，随着使用年限的增长，逐步暴露出防腐层老化、锈蚀、 断丝等病害，严重者出现拉吊索断裂，引起桥梁坍塌事故。调研资料表明，目前拉吊索桥梁 换索周期一般为5~20年，远小于设计使用年限。目前世界各国采取的改进措施主要从拉索 防护材料、索体结构等方面着手，从实际应用效果来看不十分理想，一个新的解决思路是利 用不锈钢丝代替高强碳素钢丝，充分利用不锈钢的耐蚀、耐磨、高强等优良性能，从而彻底 解决拉吊索钢丝锈蚀病害这一顽疾。

　　[0003] 中国发明专利CN102534424A公开了一种不锈钢、桥梁拉吊索用不锈钢丝及其制备 方法和应用，该桥梁拉吊索用不锈钢丝在提高强度的同时有较好的耐腐蚀性能。 CN102534424A中实施例1的桥梁拉吊索用不锈钢丝TQS-1的性能最好。

　　[0004] 中国发明专利CN103088754A公开了一种桥梁用不锈钢拉吊索装置，设置在拉吊索 桥梁上，所述拉吊索装置(20)包括：

　　[0005] 用于承受拉力的拉索，所述拉索由不锈钢钢丝集合而成；

　　[0006] 张拉端锚具(21)和固定端锚具（22)，分别用于配合锚固在所述拉索的两个端部， 并用于传递拉索的索力；以及

　　[0007] 防护件(23)，连接在所述固定端锚具（22)和张拉端锚具(21)之间，用于防护所述 拉索裸露在所述锚具外的部分(图1)。所述拉索用氮含量为0.6%左右的高氮奥氏体不锈钢 TQS-1，加工成盘条和钢丝后用于桥梁拉吊索材料，可以代替涂敷环氧树脂镀锌钢丝。在满 足桥梁拉吊索对钢丝高强度的要求的同时，实现了抗腐蚀的目的，增强了拉吊索装置的整 体寿命。

　　[0008] 在锚具设计中，钢丝的锚固长度是一关键技术参数，直接关系到锚具锚固性能。用 于制作拉吊索装置中拉索的不锈钢丝，在满足不锈性、耐腐蚀性的前提下，还应具有优异的 力学性能和工艺性能。

　　【发明内容】

　　[0009] 本发明所要解决的一个技术问题是如何提高桥梁用热铸锚索中拉索的塑性、疲劳 性能和工艺性能。

　　[0010]为了提高桥梁用热铸锚索中拉索的塑性、疲劳性能和工艺性能，本发明提供了由 名称为GQS-2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝（以下简称不锈钢钢丝GQS-2)集合而成的拉索。不 锈钢钢丝GQS-2在保持较高强度(规定非比例延伸强度(Rp)、抗拉强度(Rm)和耐腐蚀性能的 同时提高桥梁拉吊索用不锈钢丝的塑性、疲劳性能和工艺性能。

　　[0011] 本发明所提供的拉索，所述拉索用于制备桥梁用热铸锚索，所述拉索由不锈钢钢 丝集合而成，其中，所述不锈钢钢丝(其名称为GQS-2)，以质量百分比计，含有下述成分：

　　[0012] C： <0.12%；

　　[0013] Si： <1.00%；

　　[0014] Mn：14.0-19.0% ；

　　[0015] P<〇.〇6%；

　　[0016] S<0.01%；

　　[0017] Cr：18.0-22.0% ；

　　[0018] Ni：1.0-2.0% ；

　　[0019] N：0.45-0.65% ；

　　[0020] 余量为铁和不可避免的杂质；

　　[0021 ]所述不锈钢钢丝按照包括如下步骤的方法制备：

　　[0022] A、冶炼钢坯；

　　[0023] B、钢坯加热；

　　[0024] C、钢坯乳制，得到钢线材；

　　[0025] D、吐丝；

　　[0026] E、冷却；

　　[0027] F、热处理；

　　[0028] G、酸洗，得到酸洗后钢线材；

　　[0029] H、冷拔，得到不锈钢钢丝；

　　[0030] 所述C中，钢线材的直径为6.5mm;所述不锈钢钢丝的直径为5.7mm;

　　[0031 ]所述Η中，所述冷拔为将所述酸洗后钢线材进行一道次冷拔得到直径为5.7mm的不 锈钢钢丝。

　　[0032] 上述拉索中，所述F中，热处理温度为1000°C，热处理时间为1.5小时。

　　[0033]上述拉索中，所述B中，钢坯加热温度为1260°C，钢坯加热时间为3.5小时。

　　[0034] 上述拉索中，所述不锈钢钢丝，以质量百分比计，含有下述成分：C: 0.10%，Si: 0.30%，Mn: 14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr: 18.30%，Ni: 1.10%，Ν:0·5%，其余为Fe与 不可避免的杂质。

　　[0035] 上述拉索中，所述冶炼钢坯包括：

　　[0036] (1)电炉冶炼:将废钢和镍和合金加入电炉进行冶炼，待电炉中粗钢水化学成分达 到如下标准时出钢，得到初炼钢水:C的质量百分含量为1.30-1.80% (如1.30% )，Mn的质量 百分含量为8.5-12.5 % (如10.0 % )，P的质量百分含量小于等于0.028 %，S的质量百分含量 小于等于0.025%，Cr的质量百分含量为17.0-22.0% (如18.0%)，Ni的质量百分含量为 1.0-2.0%(如 1.0%);

　　[0037] (2)氩氧精炼炉精炼:对所述初炼钢水先进行氧化期冶炼，后进行还原期冶炼，还 原后加入造渣剂进行造渣，并加入微调成分对目标成分进行微调后出钢，得到精炼钢水;其 中，氧化期冶炼吹入混合气体，所述混合气体由N2和〇2按照（2-4): 1 (如3:1)的体积比组成； 还原期冶炼中全程吹氮气冶炼；

　　[0038] (3)采用连铸工序铸造钢坯，得到钢坯；

　　[0039] 所述(1)中，合金为铬铁和锰铁。

　　[0040] 上述拉索中，所述氧化期冶炼中按照800-1200m3/h(如900m 3/h)的流速吹入所述混 合气体;所述还原期冶炼中按照400_600m3/h (如500m3/h)的流速吹氮气。

　　[0041] 上述拉索中，所述还原期冶炼中，加入硅铁和铝，所述硅铁和铝的质量比为（5- 12):1，如9:1。

　　[0042]上述拉索中，所述铬铁具体可为高碳铬铁，所述高碳铬铁的C的质量百分含量可为 4%-8%，如6.7%;所述锰铁可为高碳锰铁，所述高碳锰铁的C的质量百分含量可为2%- 8%，如 7.5%〇

　　[0043] 上述拉索中，所述造渣剂可为石灰和萤石;所述造渣剂具体可由石灰和萤石按照 (2-6):1(如10:3)的质量比组成。

　　[0044] 上述拉索中，所述微调成分可为含锰、氮和铬的合金或金属，如锰和氮化铬铁。所 述微调成分具体可由锰和氮化铬铁组成，锰和氮化铬铁的质量比可为8:3。

　　[0045] 上述拉索中，所述酸洗用混酸进行，所述混酸是由硝酸、氢氟酸和水按照4:4:92的 体积比组成的溶液。

　　[0046] 所述拉索可为平行钢丝拉索，可由19~471根直径为5.6mm的不锈钢钢丝GQS-2组 成。

　　[0047] 本申请中，所述拉索可为斜拉桥斜拉索、悬索桥吊索或中、下承式拱桥吊索。所述 拉索是采用不锈钢丝平行集束为索体的桥梁缆索，简称不锈钢丝索。

　　[0048] 含有上述拉索的桥梁用热铸锚索也属于本发明的保护范围。

　　[0049] 本发明提供了一种具体的桥梁用热铸锚索。

　　[0050] 本发明所提供的桥梁用热铸锚索，包括:用于承受拉力的拉索(5)，拉索(5)由不锈 钢钢丝集合而成；

　　[0051] 用于传递拉索(5)的索力的热铸锚具，所述热铸锚具锚固在所述拉索(5)的端部； [0052]其中，所述拉索为上述拉索。

　　[0053]上述桥梁用热铸锚索中，所述热铸锚具为张拉端热铸锚具和/或固定热铸端锚具。

　　[0054]本发明所要解决的一个技术问题是如何提高桥梁用热铸锚索中锚具的锚固性能。 [0055]为了提高桥梁用热铸锚索中锚具的锚固性能，所述热铸锚具由20Crl3不锈钢制 成，所述热铸锚具包括热铸锚杯，所述热铸锚杯内填充有热铸填料，所述拉索(4)的端部在 所述热铸锚具中锚固的长度为，所述满足如下条件：

　　[0056] 之別 麵 4v

　　[0057] 式中，dw为所述不锈钢钢丝的直径，为5.7mm;

　　[0058] lsae为锚固长度，单位是mm;

　　[0059] 〇b是钢丝抗拉强度，单位是MPa;

　　[0060] v是单根所述不锈钢钢丝与所述热铸填料在单位面积上的附着力，为6Mpa。

　　[0061] 上述桥梁用热铸锚索中，所述热铸锚杯的内腔为圆锥形。

　　[0062] 本申请中，所述热铸锚具采用锚杯内热铸锌铜合金的锚头。

　　[0063]本申请中，所述热铸填料为锌铜合金，锌铜合金中锌的质量百分含量为（98 土 0.2)%，铜的质量百分含量为(2±0.2)%。

　　[0064] 本发明拉索采用的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2与CN102534424A中的TQS-1相 比，在保持较高强度(规定非比例延伸强度(Rp)、抗拉强度(Rm))、刚度(弹性模量(E))和耐 腐蚀性能的同时提高桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的应力松弛性能、疲劳性能和工艺性能(塑 性变形能力）。桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的断后延伸率A25Q是对比例1的桥梁拉吊索用 不锈钢钢丝的2.3倍，桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的应力松弛率是对比例1的桥梁拉吊 索用不锈钢钢丝的0.6倍，桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2疲劳强度是对比例1的桥梁拉吊 索用不锈钢钢丝的1.7倍。采用桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2制作的拉索，由于不锈钢钢 丝GQS-2耐腐蚀，无需包括PE护套(PE索套），而且不锈钢钢丝GQS-2在保持较高强度(规定非 比例延伸强度(Rp )、抗拉强度(Rm)和耐腐蚀性能的同时提高塑性、疲劳性能和工艺性能，使 制备高强、耐腐蚀、全寿命热铸锚索成为可能。本发明通过实验获得单根不锈钢钢丝GQS-2 与热铸料在单位面积上的附着力，为6Mpa，确定了不锈钢钢丝GQS-2的锚固长度，制作了高 强、耐腐蚀、全寿命热铸锚索。

　　【附图说明】

　　[0065]图1为中国发明专利CN103088754A中的拉吊索装置的结构示意图。

　　[0066] 图2为本发明的一种桥梁用热铸锚索的结构示意图。

　　[0067] 图3为张拉端热铸锚杯6和固定端热铸锚杯3设计图。

　　[0068]图4为锚杯和铸体材料相互作用示意图。

　　【具体实施方式】

　　[0069]下面结合【具体实施方式】对本发明进行进一步的详细描述，给出的实施例仅为了阐 明本发明，而不是为了限制本发明的范围。下述实施例中的实验方法，如无特殊说明，均为 常规方法。下述实施例中所用的材料、试剂等，如无特殊说明，均可从商业途径得到。

　　[0070]下面，通过示例性的实施方式对本发明进行具体描述。然而应当理解，在没有进一 步叙述的情况下，一个实施方式中的元件、结构和特征也可以有益地结合到其它实施方式 中。

　　[0071 ]下面对下述实施例和对比例中使用的各种合金及相关装置的组成进行说明：

　　[0072] 高碳铬铁，以质量百分比计，组成如下：Cr 67%，C 6.7%，Si 1.8%，P 0.02%，S 0.026%，余量为铁和不可避免的杂质；

　　[0073] 高碳锰铁，以质量百分比计，组成如下:Mn 78%，C 7.5%，Si 0.30%，P 0.16%，S 0.03%，余量为铁和不可避免的杂质；

　　[0074] 金属镍，以质量百分比计，组成如下:Ni 99.9%，余量为不可避免的杂质；

　　[0075] 硅铁，以质量百分比计，组成如下：Si 75%，A1 1.3%，Ca 0.8%，P 0.023%，S 0.018%，C 0.09%，余量为铁和不可避免的杂质；

　　[0076] 铝丸，以质量百分比计，组成如下:A1 99.5%，Fe 0.15%，Si (hlO%，Cu 0.01%， Ca 0.01%，Mg 0.03%，余量为不可避免的杂质；

　　[0077] 石灰，以质量百分比计，组成如下：CaO 90%，Si02 2·1%，Ρ 0.012%，S 0.085%， MgO 3.5%，余量为不可避免的杂质；

　　[0078] 萤石，以质量百分比计，组成如下：CaF2 85%，Si02 12%，P 0.032%，S 0.12%，余 量为不可避免的杂质；

　　[0079] 氮化铬铁以质量百分比计，组成如下：Cr 64.6%，C 0.03%，N 8.45%，P 0.023%，S 0.027%，Si 0.81%，余量为铁和不可避免的杂质；

　　[0080] 金属锰以质量百分比计，组成如下：C 0.01%，Si 0.002%，P 0.005%，S 0.03%， Μη 99.8%，余量为不可避免的杂质；

　　[0081 ]连铸机的型号:R8m，生产厂家为:达涅利自动化公司；

　　[0082]拉矫机型号:LZ，无锡市格玛机械有限公司。

　　[0083] 对比例1、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝TQS-1的制备

　　[0084] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝TQS-1为中国发明专利CN102534424A中实施例1中的 桥梁拉吊索用不锈钢钢丝，以质量百分比计，含有下述成分：C:0.10%，Si:0.30%，Μη: 14.45%，Ρ:0.035%，S:0.006%，Cr: 18.30%，Ni: 1.10%，Ν:0·5%，其余为Fe与不可避免的 杂质。

　　[0085]其具体制备方法如下：

　　[0086] A:冶炼钢坯 [0087] 1)电炉冶炼

　　[0088] 在电炉中加入原料:废钢15.7吨，高碳铬铁5.8吨，高碳锰铁2.6吨，金属镍0.5吨， 加电化清，加入上述物质后使电炉粗钢水化学成分粗略控制在碳1.30%，P < 0.028%，S < 0.025%，Cr:18.0%，Ni :1.0%，Μη:10.0%时出钢，得到初炼钢水;每一炉中都要保证化清 倒净，防止造成Cr、Ni成份的波动，在出钢时扒净炉渣，测定钢包中渣厚50mm。

　　[0089] 2)氩氧精炼炉精炼

　　[0090]将上述得到的初炼钢水转移到氩氧精炼炉上精炼，精炼的氧化期吹入混合气体， 该混合气体由N2和〇2按照3:1的体积比组成，该混合气体总吹入量900m3/h (即该混合气体的 流速为900m3/h)，其后还原期全程吹氮气冶炼，吹入氮气量500m3/h(即氮气的流速为500m 3/ h)，加入娃铁45kg/t、错丸5kg/t进行还原，并加入石灰10kg/t、萤石3. Okg/t、造渣，还原期 分批加入金属锰共800kg，按氮回收率50 %计，加入氮化铬铁300kg调节氮含量进行成分微 调，使氮含量达到〇. 65%-0.68%，然后按最小流量55m3/h吹氮气进行搅拌3分钟后，测定钢 水中各成分含量为：C:0· 10%，Si :0.30%，Mn: 14.45%，P: 0.035%，S: 0.006%，Cr: 18.30%，Ni:1.10%，N:0.5%，其余为Fe与不可避免的杂质，后直接出钢，得到精炼钢水;测 定钢包中渣厚：160mm。其中加入娃铁45kg/t、错丸5kg/t和石灰10kg/t、萤石3.0kg/t，是指 按每吨原料加入硅铁45kg、铝丸5kg、石灰10kg、萤石3.0kg的比例加入硅铁、铝丸、石灰和萤 石。

　　[0091 ] 3)连铸工序:连铸工序通过连铸机完成，过程为:先将装有精炼好钢水(精炼钢水） 的钢包运至回转台，回转台转动到浇注位置后，将钢水注入中间包，中间包的钢水通过水口 分配到各个结晶器，拉矫机与结晶振动装置将结晶器内的铸件拉出，经冷却、电磁搅拌后， 切割板坯。其中，精炼钢包中钢水的熔点：1405°C ;中间包的温度：1430°C ;连铸得到的不锈 钢钢坯的规格:220_(厚）X 220_(宽）;拉矫机的拉速为0.6m/min;中间包浸入式水口插入 深度为135mm。

　　[0092] B:钢坯加热

　　[0093]将得到的不锈钢钢坯在封闭加热炉中加热到1280°C，保温2小时。

　　[0094] C:钢坯乳制

　　[0095] 在不锈钢高速线材乳机上，将加热后不锈钢钢坯乳制成直径为6.5mm的不锈钢线 材。

　　[0096] D:吐丝

　　[0097] 在吐丝机上将不锈钢线材卷成内径为1150mm的钢卷。

　　[0098] E:冷却

　　[0099] 在运输过程的冷却辊道上将吐丝后的不锈钢线材卷冷却到室温。

　　[0100] F:热处理

　　[0101] 将如上得到的不锈钢线材放入热处理炉中进行热处理，热处理温度1100°C，保温 1.5小时，出炉水冷。

　　[0102] G:酸洗

　　[0103] 将热处理后的不锈钢线材用质量浓度为15%硝酸与质量浓度为5%氢氟酸配成的 酸进行酸洗得到不锈钢线材成品，其直径为6.5_。

　　[0104] H:冷拔

　　[0105] 将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5mm-5.5mm-5.0mm进行两道次冷拔得 到直径为5.0mm的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。将该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝命名为TQS-1。 上述两道次冷拔是指将直径为6.5mm的不锈钢线材成品先进行一道次冷拔得到直径为 5.5mm的不锈钢线材，再将直径为5.5mm的不锈钢线材进行一道次冷拔得到直径为5.0mm的 不锈钢线材，该直径为5.0mm的不锈钢线材即为桥梁拉吊索用不锈钢钢丝TQS-1。

　　[0106] 实施例1、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1的制备

　　[0107]该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1，以质量百分比计，含有下述成分:C:0.10%， Si:0.30%，Mn:14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr:18.30%，Ni:l. 10%，N:0.5%，其余为 Fe与不可避免的杂质。

　　[0108] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1的制备方法和对比例1中桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝TQS-1的制备方法的区别仅在于B:钢坯加热、F:热处理、G:酸洗和H:冷拔这四个步骤。 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1的具体制备方法如下：

　　[0109] A:冶炼钢坯

　　[0110] 同对比例1。

　　[0111] B:钢坯加热

　　[0112] 将得到的不锈钢钢坯在封闭加热炉中加热到1260°C，保温3.5小时。

　　[0113] C:钢坯乳制

　　[0114] 同对比例1。

　　[0115] D:吐丝

　　[0116] 同对比例1。

　　[0117] E:冷却

　　[0118] 同对比例1。

　　[0119] F:热处理

　　[0120] 将如上得到的不锈钢线材放入热处理炉中进行热处理，热处理温度1000°C，保温 1.5小时，出炉水冷。

　　[0121] G:酸洗

　　[0122] 将热处理后的不锈钢线材用混酸进行酸洗，得到不锈钢线材成品，其直径为 6.5mm。所述混酸是由硝酸、氢氟酸和水按照4:4:92的体积比组成的溶液。

　　[0123] H:冷拔

　　[0124] 将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5mm^5.6mm进行一道次冷拔得到直径为 5.6mm的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。将该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝命名为GQS-1。

　　[0125] 实施例2、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的制备

　　[0126] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2,以质量百分比计，含有下述成分:C:0.10%， Si:0.30%，Mn:14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr:18.30%，Ni:l. 10%，N:0.5%，其余为 Fe与不可避免的杂质。

　　[0127] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的制备方法和对比例1中桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝TQS-1的制备方法的区别仅在于B:钢坯加热、F:热处理、G:酸洗和H:冷拔这四个步骤。 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的制备方法和实施例1中的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝 GQS-1的制备方法的区别仅在于H:冷拔这一个步骤。该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的具 体制备方法如下：

　　[0128] A:冶炼钢坯

　　[0129] 同对比例1。

　　[0130] B:钢坯加热

　　[0131] 同实施例1。

　　[0132] C:钢坯乳制

　　[0133] 同对比例1。

　　[0134] D:吐丝

　　[0135] 同对比例1。

　　[0136] E:冷却

　　[0137] 同对比例1。

　　[0138] F:热处理

　　[0139] 同实施例1。

　　[0140] G:酸洗

　　[0141] 同实施例1。

　　[0142] H:冷拔

　　[0143] 将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5mm^5.7mm进行一道次冷拔得到直径为 5.7mm的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。将该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝命名为GQS-2。

　　[0144] 对比例2、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-1的制备

　　[0145] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-1，以质量百分比计，含有下述成分:C:0.10%， Si:0.30%，Mn:14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr:18.30%，Ni:l. 10%，N:0.5%，其余为 Fe与不可避免的杂质。

　　[0146] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-1的制备方法和实施例1中的桥梁拉吊索用不锈 钢钢丝GQS-1的制备方法的区别仅在于H:冷拔这一个步骤。该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝 DQS-1的具体制备方法如下：

　　[0147] A:冶炼钢坯

　　[0148] 同对比例1。

　　[0149] B:钢坯加热

　　[0150] 同实施例1。

　　[0151] C:钢坯乳制

　　[0152] 同对比例1。

　　[0153] D:吐丝

　　[0154] 同对比例1。

　　[0155] E:冷却

　　[0156] 同对比例1。

　　[0157] F:热处理

　　[0158] 同实施例1。

　　[0159] G:酸洗

　　[0160] 同实施例1。

　　[0161] H:冷拔

　　[0162] 将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5mm^5.5mm进行一道次冷拔得到直径为 5.5mm的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。将该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝命名为DQS-1。

　　[0163 ] 对比例3、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-2的制备

　　[0164] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-2,以质量百分比计，含有下述成分:C:0.10%， Si:0.30%，Mn:14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr:18.30%，Ni:l. 10%，N:0.5%，其余为 Fe与不可避免的杂质。

　　[0165] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-2的制备方法和实施例1中的桥梁拉吊索用不锈 钢钢丝GQS-1的制备方法的区别仅在于H:冷拔这一个步骤。该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝 DQS-2的具体制备方法如下：

　　[0166] A:冶炼钢坯

　　[0167] 同对比例1。

　　[0168] B:钢坯加热

　　[0169] 同实施例1。

　　[0170] C:钢坯乳制

　　[0171] 同对比例1。

　　[0172] D:吐丝

　　[0173] 同对比例1。

　　[0174] E:冷却

　　[0175] 同对比例1。

　　[0176] F:热处理

　　[0177] 同实施例1。

　　[0178] G:酸洗

　　[0179] 同实施例1。

　　[0180] H:冷拔

　　[0181 ] 将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5mm^5.9mm进行一道次冷拔得到直径为 5.9mm的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。将该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝命名为DQS-2。

　　[0182] 实施例3、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的性能

　　[0183] 本发明通过室温拉伸试验、轴向等幅低循环疲劳试验、缠绕、反复弯曲和扭转等试 验后，对各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的基本力学性能、疲劳性能及工艺 性能进行了系统的试验。

　　[0184] 将各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝按《钢及钢产品力学性能试验取 样位置及试样制备》(GB/T 2975-1998)的要求切取样坯并制备试样。按《金属拉伸试验方 法》(GB/T 228 - 2010)和《桥梁缆索用热镀锌钢丝》(GB/T 17101-2008)规定方法测定桥梁 拉吊索用不锈钢钢丝的基本力学性能(非比例延伸强度、抗拉强度、弹性模量、伸长率）。根 据《金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法》(GB/T15248-2008)和《桥梁缆索用热镀锌钢 丝》(GB/T 17101-2008)规定，对桥梁拉吊索用不锈钢钢丝进行疲劳试验，确定其疲劳性能。 按照《人造气氛腐蚀试验盐雾试验》(GB/T 10125-2012)的规定对桥梁拉吊索用不锈钢钢丝 进行盐雾试验，确定其腐蚀性能。

　　[0185] 1、力学性能试验

　　[0186] 1.1室温拉伸试验

　　[0187] 试样参照GB/T 228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》中关于试样的规定，取30 根长度为400mm的各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。

　　[0188] 按《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》(GB/T 2975-1998)的要求制 备试样。按《金属拉伸试验方法》（GB/T 228 - 2010)和《桥梁缆索用热镀锌钢丝》（GB/T 17101-2008)规定方法，利用PWS-50型电液伺服试验机试验。通过试验得出不锈钢丝的抗拉 强度I、规定非比例延伸强度Rp〇.2、弹性模量E、断后延伸率(断后伸长率)A25Q等指标的平均 值和标准值。试验在试验室内进行，试验温度10-35°C。试样原始标距L〇=250mm，试样总长 度Lc 2 L〇+100mm〇

　　[0189] (1)断后延伸率A250

　　[0190] 断后延伸率是试样拉断后，其原始标距部分所增加的长度与原标距长度的百分 比，由试样断后总伸长量除以试样原始标距(标距采用250mm)计算得到。实验重复三次，每 次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。 ￡

　　[0191] X!00?4

　　[0192] 式中:A25Q-在250mm标距内试样的断后延伸率（％ );

　　[0193] Lu-断后标距(mm);

　　[0194] Lo一原始标距(mm)，取250mm。

　　[0195] (2)强度及弹性模量

　　[0196] 强度是钢材最重要的力学性能指标之一。钢材的弹性模量是钢的刚度指标之一， 弹性模量越大，其刚度就越大，受力时其变形越小；反之，弹性模量越小，其刚度就越小，受 力时其变形越大。

　　[0197] 实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。通过室温拉伸试验， 得到桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的各种强度指标和弹性模量。不锈钢筋的非比例延伸强度、 抗拉强度和弹性模量。

　　[0198] (3)松弛实验

　　[0199] 松弛试验按照"金属应力松弛试验方法"（GB/T10120-2013)规定，试验温度范围在 19.3-21.2°(：，按照理论初始荷载15.10咖(应力77010^，按照他=1120的70%)，实际初始 荷载15. llkN(应力770Pa)，试验周期100小时。计算1000小时应力松弛率外推值(外推1000 小时的应力松弛率）。实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。

　　[0200] 1.2疲劳试验

　　[0201]根据规范GB/T15248 - 2008《金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法》和GB/ T17101-2008《桥梁缆索用热镀锌钢丝》规定，对各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝进行疲劳试验。试样为等截面试样，试样直径的标距部分与夹持部分相同;试样工作部 分与夹持部分的同轴度在0.01mm以内。疲劳试验过程谱的主要参数为试验力峰值fmax=1250 Χ0·45=562· 5MPa、试验力谷值fmin=562 · 5-360=202 · 5MPa、试验力中值

　　[0202] 试验在试验室内进行，试验温度10-35Γ。实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用 不锈钢钢丝测试10根。

　　[0203] 根据《桥梁缆索用热镀锌钢丝》(GB/T 17101-2008)规定，传统拉吊索用镀锌钢丝 疲劳性能为不小于200万次。各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的力学性能如 表1所示。结果表明，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的抗拉强度Rm和规定非 比例延伸强度Rp〇.2和弹性模量均高于对比例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝，断后延伸性能、 应力松弛性能和疲劳性能显著优于对比例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝，实施例1和实施例 2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的断后延伸率A25Q均是对比例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的 2.3倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的应力松弛率均是对比例1的桥梁拉 吊索用不锈钢钢丝的0.6倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的疲劳强度均 是对比例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的1.7倍。实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝的抗拉强度Rm和规定非比例延伸强度Rp〇.2和弹性模量与对比例2的桥梁拉吊索用不锈 钢钢丝相似，断后延伸性能低于对比例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝，实施例1和实施例2的 桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的应力松弛性能和疲劳性能显著优于对比例2的桥梁拉吊索用不 锈钢钢丝，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的断后延伸率A25q均是对比例2的 桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的3.3倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的应力 松弛率均是对比例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的0.6倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索 用不锈钢钢丝的疲劳强度均是对比例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的1.7倍。实施例1和实 施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的弹性模量与对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝相似， 实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的断后延伸率显著低于对比例3的桥梁拉吊 索用不锈钢钢丝，但是实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的抗拉强度Rm和规定 非比例延伸强度Rp〇.2、应力松弛性能和疲劳性能显著优于对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的抗拉强度Rm均是对比例3的桥梁拉 吊索用不锈钢钢丝的1.4倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的规定非比例 延伸强度Rpo.2均是对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的1.3倍，实施例1和实施例2的桥梁 拉吊索用不锈钢钢丝的应力松弛率分别是对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的0.7和0.6 倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的疲劳强度分别是对比例3的桥梁拉吊 索用不锈钢钢丝的1.9倍和2.0倍。

　　[0204]表1、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的力学性能

　　[0205]

　　[0206] 2、工艺性能试验

　　[0207] 工艺性能试验主要考察材料塑性变形能力，分别为缠绕、反复弯曲和扭转等试验， 各项试验分别设计如下：

　　[0208] (1)缠绕试验

　　[0209] 缠绕试验测试的是桥梁拉吊索用不锈钢钢丝在缠绕过程中承受塑性变形的能力， 是将桥梁拉吊索用不锈钢钢丝试样在符合相关标准规定直径的芯棒上紧密缠绕规定螺旋 圈数。钢丝缠绕试验按《金属材料线材缠绕试验方法》(GB/T 2976-2004)进行，缠绕芯棒直 径为15mm 〇

　　[0210] 试验温度为l〇°C-35°C，试验过程如下：

　　[0211] ①试样应在没有任何扭转的情况下，以每秒不超过一圈的恒定速度沿螺旋线方向 紧密缠绕在芯棒上，必要时，可减慢缠绕速度，以防止温度升高而影响试验结果。

　　[0212] ②为确保缠绕紧密，缠绕时可在试样自由端施加不超过该试样抗拉强度相应力值 5 %的拉紧力。

　　[0213] ③每缠绕1圈，目测试样表面，看钢丝表面是否开裂。

　　[0214] 实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。

　　[0215] ⑵反复弯曲试验

　　[0216] 反复弯曲测试的是桥梁拉吊索用不锈钢钢丝反复弯曲塑性变形能力。反复弯曲试 验按"金属材料线材反复弯曲试验方法"（GB/T 238-2013)的规定进行，要求试件平直，表面 无损伤，试验温度为23°C±5°C，将试样自由端弯曲90°，再返回至起始位置作为第一次弯 曲。依次向相反方向进行连续而不间断地反复弯曲。弯曲操作以每秒不超过一次的均匀速 率平稳无冲击地进行。试验结束后观测试样表面不产生肉眼可见的裂纹，则试验合格。若试 样断裂，最后一次不计入弯曲次数。每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝选用弯曲圆弧半径为 15mm。实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。

　　[0217] ⑶扭转试验

　　[0218] 扭转试验测试的是桥梁拉吊索用不锈钢钢丝扭转时的塑性变形能力，本试验采用 单向扭转试验，其原理是将试样绕轴线向一个方向均匀旋转360°，作为一次扭转。扭转试样 的长度为试样直径的1〇〇倍。每扭转1次，目测试样表面，看钢丝表面是否开裂。实验重复三 次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈 钢钢丝的工艺性能如表2所示。

　　[0219] 表2、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的工艺性能

　　[0220]

　　[0221] 注:缠绕圈数是钢丝表面不开裂的圈数。

　　[0222] 3、腐蚀性能

　　[0223] (1)点腐蚀实验

　　[0224] 按照如下方法测定各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的腐蚀性能。

　　[0225] 测定试验设备采用美国EG&G公司生产的M273A型电化学腐蚀测量仪;测定方法和 条件如下：

　　[0226] 极化方法为动态电位极化;扫描速度为20mV/min;参比电极为饱和甘萊电极;辅助 电极为石墨电极;实验介质为3.5%氯化钠溶液;试验温度为31°C;测定结果如表3所示，实 施例1、实施例2、对比例1、对比例2和对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的点蚀电位相差 不大，分别为150mV、148mV、144mV、142mV和143mV，具有明显的钝化特性。采用相同的方法对 镀锌钢丝(天津镀锌钢丝厂生产)进行点蚀电位测定，测得镀锌钢丝的点蚀电位为-200mV， 可以看出，本发明实施例1、2制备的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的点蚀电位高于镀锌钢丝的 点蚀电位，而点蚀电位越高越不容易腐蚀，本发明实施例1、2制备的桥梁拉吊索用不锈钢钢 丝的耐点蚀性能比镀锌钢丝要优异。

　　[0227] (2)中性盐雾试验

　　[0228] 采用中性盐雾试验测定各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的腐蚀性 能。同时以普通镀锌钢丝作为对照。中性盐雾试验采用的主要仪器包括盐雾试验箱、智能测 试系统及pH计。其中盐雾试验箱为CK/YW-120C智能型全自动盐雾试验箱，由北京切克公司 生产，内箱尺寸为1200mm X 800mm X 500mm。盐雾箱的工作原理是，应用伯努特原理吸取盐水 后进行雾化，压缩空气经由它所通往喷嘴途中的气泡塔而被润湿，喷嘴将腐蚀溶液和空气 雾化成腐蚀性气雾，从而形成试验材料的腐蚀环境。智能测试系统为长沙金码公司生产的 测试系统，用于对传感器的应力进行控制。配置盐水时，使用pH计测试溶液的pH值。

　　[0229] 试验前将钢丝在浓度为10%的HC1溶液中浸泡24h，取出后在清水的冲刷下用钢丝 刷除尽表面铁锈，在石灰水中和表面残余盐酸，再用清水冲洗干净。擦拭后在烘箱中烘干 4h，再在干燥器中存放4h。用精度为0. lg的电子天平称取重量，精度为0.5mm的钢尺量取长 度。

　　[0230] 本试验严格按照国家标准《人造气氛腐蚀试验盐雾试验》(GB/T 10125-2012)进 行。配备盐雾所需要的化学试剂为化学纯NaCl，由蒸馏水配备成浓度为55g//L溶液。试验箱 内放两个盐雾收集器，一个靠近喷嘴，一个远离喷嘴，为漏斗形状，直径为100mm，面积约为 80cm2,用于测定平均沉降率，满足80cm2的水平面积上平均沉降率为1.5mL/h±0.5mL/h的要 求。收集液的pH值控制在6.5~7.2,超出范围后，用分析纯HC1和NaOH进行调节。

　　[0231] 中性盐雾试验进行40d。实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10 根。桥梁拉吊索用不锈钢钢丝中性盐雾试验完成后，取出腐蚀的钢丝，根据国际标准ISO 8407-2009"Corrosion of metals and alloys-Removal of corrosion products from corrosion test specimens"，用200mL浓硝酸溶于lOOOmL蒸馏水形成的溶液在室温下浸泡 60min，取出后用清水冲洗，并用钢丝刷除尽表面铁锈，在烘箱内烘干后，用精度为O.lg的电 子天平称取重量。

　　[0232] 3.4.2质量损失率

　　[0233] 腐蚀前后称取钢丝质量，计算出质量损失率。质量损失率=(腐蚀前质量-腐蚀后 质量)/腐蚀前质量X100%。各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝均测试10根。

　　[0234] 各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的质量损失率如表3所示。结果表 明，实施例1、实施例2、对比例1、对比例2和对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的质量损失 率相差不大，均远低于普通镀锌钢丝，说明实施例1、实施例2、对比例1、对比例2和对比例3 的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的耐腐蚀性能优于普通镀锌钢丝。

　　[0235] 表3.桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的腐蚀性能

　　[0236]

　　[0237] 实施例4、桥梁用热铸锚索

　　[0238] 参见图2,本发明一种实施方式的桥梁用热铸锚索包括:用于承受拉力的拉索4,拉 索4由不锈钢钢丝集合而成;张拉端热铸锚具、固定端热铸锚具，分别用于配合锚固在拉索4 的两个端部，并用于传递拉索的索力；以及防护件，连接在固定端热铸锚具和张拉端热铸锚 具之间，用于防护拉索4裸露在锚具外的部分。另外，防护件除了具有防护的作用之外，为减 小拉索钢丝在锚杯中动载应力幅值，提高锚具的耐疲劳性能，作用在锚杯中拉索钢丝的动 载需要在拉索通过防护件时予以缓解。此时防护件又可作为一种受力件。

　　[0239] 张拉端热铸锚具和固定端热铸锚具的结构相同，分别用于锚固拉索的两个端部。 其中，张拉端热铸锚具包括：用于容纳拉索和热铸填料的张拉端热铸锚杯6,张拉端热铸锚 杯6的内腔为圆锥形;螺母8，螺母8套设在张拉端热铸锚杯6的外周部，用于紧固张拉端热铸 锚杯6;作为防护件的连接筒5，连接筒5的一端连接于张拉端热铸锚杯6的底部;设置在张拉 端热铸锚杯6的小口端的定心环11，防止不锈钢钢丝与锚杯接触损坏钢丝;填充于张拉端热 铸锚杯6内的热铸填料15;和设置在张拉端热铸锚杯6的大口端的端盖12，用于密封锚杯。

　　[0240] 同样，固定端热铸锚具包括：用于容纳拉索和热铸填料的固定端热铸锚杯3,固定 端热铸锚杯3的内腔为圆锥形;螺母2,螺母2套设在固定端热铸锚杯3的外周部，用于紧固固 定端热铸锚杯3;作为防护件的连接筒10,连接筒10的一端连接于固定端热铸锚杯3的底部； 设置在固定端热铸锚杯3的小口端的定心环13，防止不锈钢钢丝与锚杯接触损坏钢丝;填充 于固定端热铸锚杯3内的热铸填料7;和设置在固定端热铸锚杯3的大口端的端盖1，用于密 封锚杯。

　　[0241] 1、桥梁用热铸锚索(桥梁全寿命不锈钢丝索)静力分析

　　[0242] 张拉端热铸锚具和固定端热铸锚具的结构相同，制作方法也相同，以下均简称为 锚具或热铸锚具。张拉端热铸锚具和固定端热铸锚具，除了热铸填料，其它结构都采用 20Crl3 制作。

　　[0243] 1.1锚具化学成分

　　[0244] 锚具化学成分按GB/T 1220-2007《不锈钢棒》国家标准(GB/T 1220-2007,不锈钢 棒[S].北京：中国标准出版社，2007)进行检测，检测结果见表4,检测结果合格。

　　[0245] 表4、20Crl3原材料化学成分

　　[0246]

　　[0247] 1.2锚具力学性能

　　[0248] 1)热处理制度

　　[0249] 锚具采用20013,为马氏体钢，常用调质工艺来提高其综合力学性能，硬度设计要 求:235-265HB。采用如下淬火+高温回火工艺进行热处理：

　　[0250] 第一步加热到1000°C，保温210min，使材料奥氏体化，然后通过油冷淬火，得到马 氏体组织，马氏体硬而脆，虽然强度高，但韧性差，不适用于结构材料使用。第二步在660°C 下保温270min为高温回火工艺，即马氏体转变为回火索氏体组织，即铁素体+粒状碳化物， 保证材料的强度和韧性。快冷是为了防止回火脆性。该种工艺材料的综合性能最佳，即具有 较高的强度，韧性也较好。实测硬度252-265HB，满足设计要求。

　　[0251] 2)力学性能

　　[0252] 锚具试样的力学性能按GB/T 1220-2007《不锈钢棒》国家标准进行检测，检测结果 见表5,检测结果合格。

　　[0253] 表5锚具试样力学性能

　　[0254]

　　[0256] 1.3锚具静力分析

　　[0257] 本实施例以实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2 (直径5.7mm)制作的桥梁用 热铸锚索为例，不锈钢丝抗拉强度〇b设定为1250MPa，张拉端热铸锚杯6和固定端热铸锚杯3 (均简称锚杯)设计图纸见图3,其静力分析如下：

　　[0258] 1)拉索破断索力F

　　[0259] F=N*JiR2*ob/l〇〇〇=223*3 · 1415926*5 · 7*5 · 7/4*1250/1000=7113 · 03kN

　　[0260] 其中，N为拉索5中的实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝丝GQS-2的根数，为223 根;R为实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的半径，为5.7/2mm。

　　[0261] 2)外螺纹应力强度校核

　　[0262] 外螺纹按破断索力进行设计，根据锚具设计尺寸，弯曲应力

　　[0263] ow=3Fh/(Jidib2Z)=3 X 7113030 X 6/(3 · 14 X 218 X 7 · 8 X 7 · 8 X 10)=307 · 43MPa

　　[0264] 其中Z=10个牙，h=0.5P (螺距），cU=螺纹小径=螺纹大径D-P，b=0.65P。剪切应 力

　　[0265] T=F/(jrDbZ)=7113030/(3.14 X 230 X 7.8 X 10)=126.27MPa

　　[0266] 合应力

　　[0267] σ=SQRT( 〇w2+3*t2 )=405 · 23MPa

　　[0268] 计算得到的外螺纹合应力为405.23MPa，小于20Crl3的规定非比例延伸强度Rpo. 2=440MPa，符合规范要求。

　　[0269] 3)张拉螺纹（内螺纹)应力强度校核

　　[0270]张拉螺纹按0.6倍的破断索力进行设计，根据锚具设计尺寸，弯曲应力

　　[0271] ow=3Fh/(3idib2Z)=3 X 7113030 X0.6 X 5/(3.14 X 170 X6.5X6.5 X 10)=283.85MPa

　　[0272] 剪切应力

　　[0273] T=F/(jrDbZ)=7113030 X 0.6/(3.14 X 170 X 6.5 X 10)=123. OOMPa

　　[0274] 合应力

　　[0275] σ=SQRT( 〇w2+3*t2 )=358 · 58MPa

　　[0276] 计算得到的张拉螺纹合应力为358.58MPa，小于20Crl3的规定非比例延伸强度 RP0.2=440MPa，符合规范要求。

　　[0277] 4)退刀槽应力强度校核

　　[0278] 张拉螺纹退刀槽的拉应力按0 · 6倍的破断索力进行计算，拉应力

　　[0279] 〇1=F/(3TD32-3Td32)=7113030 X 0.6/(3.14X 230 X230-3.14 X 181 X 181)=67.49MPa

　　[0280] 计算得到的张拉螺纹退刀槽的拉应力为67.49MPa，小于20Crl3的规定非比例延伸 强度Rpq. 2=440MPa，符合规范要求。

　　[0281] 5)环向应力(公路悬索桥设计规范(报批稿）.北京:人民交通出版社，2002)

　　[0282] 锚杯和铸体材料(热铸填料)的相互作用见图4，则锚杯的环向应力为：

　　[0283]

　　[0284] 式中lsc--铸体材料的有效长度，|

　　[0285] Tsm--铸体材料有效长度内锚杯的平均壁厚，mm;

　　[0286] Ft一一锚杯环向拉力，可按下式计算：

　　[0287] \ ~f " . 2;r.Uin(妒、，十/?')

　　[0288] 其中，Ns--拉索拉力，N;

　　[0289] β8--锚杯内维面母线与轴线夹角，本锚杯设计图纸，&=6.46° ;

　　[0290] --锚杯内铸体上压力线与锚杯内维面母线的夹角；

　　[0291] 铸体材料为热铸填料，取tanpfO. 2;

　　[0292] 根据上述公式计算得到的锚具环向应力为184.49MPa，小于20Crl3的规定非比例 延伸强度Rpq. 2=440MPa，符合规范要求。

　　[0293]上述计算结果汇总见6。

　　[0294] 表6桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2拉索热铸锚锚具设计计算结果

　　[0295]

　　[0296] 2、不锈钢丝锚固长度的确定

　　[0297] 在锚具设计中，钢丝的锚固长度是一关键技术参数，直接关系到锚具锚固性能。在 镀锌钢丝拉索锚具设计中，锚固长度应满足(公路悬索桥设计规范(报批稿）.北京:人民 交通出版社，2002):

　　[0298] 4：e7^T(i _ Αν

　　[0299] 式中，dw--钢丝直径，臟；

　　[0300] lsae--钢丝错杯内错固长度，mm，见图4;

　　[0301 ] 〇b--钢丝公称抗拉强度，MPa;

　　[0302] v--单根钢丝与热铸填料在单位面积上的附着力，无试验资料时：热铸填料v=25MPa〇

　　[0303] 但本申请采用不锈钢丝作为拉索材料，其和镀锌钢丝不同，因此，有必要对不锈钢 丝与铸体材料之间单位面积上的附着力v进行测试，为不锈钢丝拉索锚具设计提供依据。

　　[0304] 灌锚材料为热铸填料，灌锚长度为L，不锈钢丝直径dw=5.7mm。热铸填料为锌铜合 金，锌铜合金中锌的质量百分含量为(98±0.2) %，铜的质量百分含量为（2±0.2) %。配置 锌铜合金的锌锭符合GB/T 470的规定;铜锭符合GB/T 467的规定。

　　[0305]灌锚后，进行拉伸试验，得出最大拉拔力F，则不锈钢丝和铸体材料(热铸填料)之 间单位面积附着力V 试验结果见表7。由表可见，实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢 TTdvL 丝GQS-2和热铸填料之间单位面积附着力v 2 6MPa，此值大大小于镀锌钢丝和热铸填料的之 间单位面积附着力v=25MPa。本申请在锚具设计中，按热铸填料v=6MPa进行锚固长度计 算。

　　[0306]表7、热铸填料附着强度 [0307]

　　[0308] 根据上述试验结果，结合图3，锚固长度L=300mm，钢丝强度〇b=1250MPa，计算得 到钢丝在破断载荷作用下不被拔出的最小锚固长度Lmin为：

　　[0309]

　　[0310]锚杯锚固长度L大于Lmin，符合设计要求。

　　[0311] 3、锚具制造工艺

　　[0312] 锚具是不锈钢拉索重要传力构件，其质量和性能直接关系到整个拉索结构的可靠 性。错具制作工艺流程为：原材料检验-锻造-粗加工-热处理-超声波探伤-精加工- 磁粉探伤-检验-入库。

　　[0313] ⑴原材料检验

　　[0314] 本申请采用不锈钢作为锚具材质，因此制造锚杯、螺母材料的化学成分和力学性 能，必须符合GB/T1220-2007《不锈钢棒》的规定。

　　[0315] ⑵锻造

　　[0316] 锻造必须根据锚具规格严格按照锻造工艺卡执行，须控制毛坯加热温度、保温时 间、锻造起始温度、终止温度、锻造比、锻造次数等，确保锻件质量。

　　[0317] (3)粗加工

　　[0318]应为精加工留有余量。

　　[0319] ⑷超声波探伤

　　[0320] 材料粗加工后须经超声波探伤处理，已确定其内部是否存在缺陷。超声波探伤应 达到GB/T 4162-2008《锻乳钢棒超声波检测方法》规定的B级(GB/T 4162-2008,锻乳钢棒超 声波检测方法[S].北京：中国标准出版社，2008)，方为合格。

　　[0321] (5)热处理

　　[0322] 根据不锈钢材质的不同选用合适的热处理工艺，以改善材料的力学性能。马氏体 不锈钢采用调质处理，其表面硬度应符合设计及标准要求。

　　[0323] (6)精加工

　　[0324] ①精加工后锚杯及螺母尺寸应符合设计要求；

　　[0325] ②不完全螺纹去除1/4圈，锐角倒钝；

　　[0326] ③在锚杯、螺母端部打上锚具规格型号及产品流水号；

　　[0327] ④同种规格具有互换性。

　　[0328] (7)磁粉探伤

　　[0329] 精加工后锚具应进行磁粉探伤处理，以确定其表面是否存在缺陷。磁粉探伤应达 到JB/T4730.4-2005?承压设备无损检测》规定的Π 级（JB/T4730.4-2005，承压设备无损 检测[S].北京:机械工业出版社，2005)，方为合格。

　　[0330] (8)检验

　　[0331] 按相关标准、规范及设计要求进行检验，检验合格后方可入库，并出具产品合格 证。

　　[0332] (9)入库

　　[0333] 锚具入库必须储存在指定地点，在醒目位置进行标识，注意防潮、保持干燥。

　　[0334] 4、桥梁用热铸锚索(又名桥梁全寿命索)的制备方法

　　[0335] 采用实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2制作桥梁用热铸锚索，具体方法如 下：

　　[0336] 4.1制作拉索

　　[0337] 拉索由不锈钢丝束（由223根实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢丝GQS-2组成）同心左 向轻度扭绞形成，最外一层钢丝扭绞角为2-4°。不锈钢丝束断面呈正六边形。拉索中钢丝排 列整齐，扭绞均匀，无交叉错位。不锈钢丝束外右旋缠绕纤维增强聚酯带，每圈搭接长度不 小于带宽的1/3,缠包带齐整致密、无破损、无缺漏。不锈钢丝索束在自然状态下应保持顺 直，不应有螺旋形卷曲。具体方法如下：

　　[0338] (1)钢丝放丝

　　[0339] a.根据试验拉索长，并考虑各种制作修正后，确定不锈钢钢丝粗下料长度；

　　[0340] b .不锈钢钢丝通过牵引小车进行电动牵引下料，将粗下料后的钢丝置于排丝架 上。

　　[0341] ⑵扭绞

　　[0342] a.确定牵引速度、扭绞转速及缠带机转速；

　　[0343] b.启动牵引机、扭绞机及高强度聚酯带缠带机；

　　[0344] c.钢丝束同心左向绞合而成，最外层钢丝绞合角严格控制在3 ± 0.5°

　　[0345] (3)缠绕高强聚酯纤维带

　　[0346] 右向缠绕缠包带，绕包带单层重迭宽度根据拉索规格分别控制在不小于带宽的1/ 3,且重叠层数不多于4层。

　　[0347] (4)拉索端部定型

　　[0348]考虑到不锈钢钢丝拉索无挤塑工艺，为防止拉索在转运过程中，拉索端部变形散 开或窜动，方便钢丝下料，采用定型器对拉索端部进行定型。

　　[0349] 4.2制作桥梁用热铸锚索

　　[0350] (1)精下料

　　[0351] 按照拉索设计长度，计算不锈钢钢丝精下料长度，进行精确下料。

　　[0352] (2)穿丝镦头(热铸锚）

　　[0353] a.移动定型器，留出穿丝镦头长度，并将该段缠包带剥除；

　　[0354] b.在拉索的两端依次穿好锚具及其配件，注意固定端、张拉端热铸锚具的摆放顺 序；

　　[0355] c.逐根清洗不锈钢钢丝；

　　[0356] d.钢丝端头采用液压冷镦。镦头直径不小于不锈钢钢丝直径的1.5倍，高度不小于 不锈钢钢丝直径，头形正规;允许有0.1mm的纵向裂缝，不允许有横裂缝;镦头以下不得有削 弱断面。镦头机应随时注意调整。每操作一批镦头，应例行检查镦头机一次。确保镦头质量。

　　[0357] (3)灌锚

　　[0358] a.按规定配比进行热铸铸料的配制

　　[0359]热铸填料为锌铜合金，锌铜合金中锌的质量百分含量为(98 ± 0.2) %，铜的质量百 分含量为（2 ±0.2) %。配置锌铜合金的锌锭符合GB/T 470的规定；铜锭符合GB/T467的规 定。

　　[0360] b.锚具就位，预热锚杯至150Γ。

　　[0361 ] c .待锚具温度到达后，安装震动器，灌注热铸填料，灌锚时尽量使拉索保持垂直， 锌铜合金浇铸温度应控制在(460 ±10) °C范围内。灌注后拉索与锚具端面的垂直度应控制 在90° ±0.5°。

　　[0362] d.安装定心环，旋紧端盖，确保拉索和锚具之间密闭，防水渗入，得到热铸锚索。

　　[0363] f.加热固化，随炉固化一组三只试样用以检验灌锚质量，热铸体强度在常温下应 达到147Mpa。验结果的取值按《斜拉桥热挤聚乙烯高强钢丝拉索技术条件》(GB/T18365- 2001) (GB/T18365-2001，斜拉桥热挤聚乙烯高强钢丝拉索技术条件[S]北京：中国标准出版 社，2001)的规定。

　　[0364] 5、桥梁用热铸锚索的性能

　　[0365] (1)超张拉

　　[0366] a.根据索长需要，确定连接器、工装等，并将拉索安装到位。

　　[0367] b.在锚具热铸体表面取三个互成120°的点，用深度游标卡尺测其距锚杯端面的深 度，作好记录和标记。

　　[0368] c.确保锚具质量，每根热铸锚索斜拉索在安装前，应以1.2-1.4倍设计索力进行超 张拉力锚固试验。即设计索力小于或等于3000kN时取1.4倍，设计索力大于3000kN小于 6000kN时，取1 · 3倍，设计索力大于6000kN时，取1 · 2倍。超张拉力允许调整至最接近的50kN 的整数倍上，一般分五级加载。热铸锚索超张拉以后，螺母和锚杯旋合正常。

　　[0369] (2)弹性模量检测

　　[0370] 成品不锈钢丝索的弹性模量一般不小于1.60X 105MPa。

　　[0371] 试验方法:超张拉完成后卸载至0.2Pb，持荷5min，再逐级加载，每级加载0. lPb，持 荷5min，直至0.5Pb，测量标距范围内的索长变化。取得载荷与索长变化曲线，求出桥梁用热 铸锚索的宏观弹性模量。结果表明本发明桥梁用热铸锚索的弹性模量为1.65 X 105MPa。

　　[0372] (3)静载性能试验

　　[0373] 静载试验索的不锈钢丝自由长度不小于3m。

　　[0374] 试验方法：由0. lPb开始，每级0. lPb，持荷5min，加载速率不大于100MPa/min;逐级 加载至0.6Pb，持荷lOmin后卸载至0. lPb。然后由0. lPb开始，每级0. lPb，持荷5min后测量每 级索长变化，直至〇.95Pb。静载破断索力应不小于0.95Pb。结果表明本发明桥梁用热铸锚索 的静载破断索力为l.〇5Pb。

　　[0375] (4)疲劳试验

　　[0376] 允许以较小规格的试验索作模拟试验。试验索不锈钢丝自由长度不小于3m，钢丝 根数不少于成品不锈钢丝索根数的20%。

　　[0377] 试验方法:先加设计载荷1.2倍的静载并持荷lOmin后卸载。然后用脉冲加载，使钢 丝应力上限达0.4〇b，下限达0.28〇b，在200万次脉冲加载后，试验索的钢丝断丝数不大于总 数的5%，即为合格。如有断丝发生，应记录断丝部位、根数及当时的脉冲计数。结果表明，疲 劳试验后，锚杯和螺母旋合正常，本发明桥梁用热铸锚索未发现断丝。

　　[0378] (5)包装及打盘

　　[0379] 超张拉后的拉索须进行包装，防止在拉索搬运过程中对索体和锚具造成损伤。包 装完毕后，按工艺要求进行打盘。打盘完后，将拉索吊运至指定地点堆放。出厂时附产品合 格证及拉索检验合格证明文件。

　　【主权项】

　　1. 一种拉索，所述拉索由不诱钢钢丝集合而成，其特征在于：所述不诱钢钢丝，W质量 百分比计，含有下述成分： C： <0.12%； Si： <1.00%； Mn:14.0-19.0%; P<0.06%; S<0.01%; Cr:18.0-22.0%; Ni：l.0-2.0%； N:0.45-0.65%; 余量为铁和不可避免的杂质； 所述不诱钢钢丝按照包括如下步骤的方法制备： A、 冶炼钢巧； B、 钢巧加热； C、 钢巧社制，得到钢线材； D、 吐丝； E、 冷却； F、 热处理； G、 酸洗，得到酸洗后钢线材； H、 冷拔，得到不诱钢钢丝； 所述C中，钢线材的直径为6.5mm;所述不诱钢钢丝的直径为5.7mm; 所述Η中，所述冷拔为将所述酸洗后钢线材进行一道次冷拔得到直径为5.7mm的不诱钢 钢丝。2. 根据权利要求1所述的拉索，其特征在于:所述F中，热处理溫度为1000°C，热处理时 间为1.5小时。3. 根据权利要求1或2所述的拉索，其特征在于:所述B中，钢巧加热溫度为1260°C，钢巧 加热时间为3.5小时。4. 根据权利要求1至3中任一所述的拉索，其特征在于:所述不诱钢钢丝，W质量百分比 计，含有下述成分:C:0.10%，Si :0.30%，Mn: 14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr:18.30%， Ni:1.10%，N:0.5%，其余为化与不可避免的杂质。5. 根据权利要求1至4中任一所述的拉索，其特征在于： 所述冶炼钢巧包括： (1) 电炉冶炼:将废钢和儀和合金加入电炉进行冶炼，待电炉中粗钢水化学成分达到如 下标准时出钢，得到初炼钢水:C的质量百分含量为1.30-1.80%，Mn的质量百分含量为8.5- 12.5%，P的质量百分含量小于等于0.028%，S的质量百分含量小于等于0.025%，化的质量 百分含量为17.0-22.0%，Ni的质量百分含量为1.0-2.0% ; (2) 氣氧精炼炉精炼:对所述初炼钢水先进行氧化期冶炼，后进行还原期冶炼，还原后 加入造渣剂进行造渣，并加入微调成分对目标成分进行微调后出钢，得到精炼钢水;其中， 氧化期冶炼吹入混合气体，所述混合气体由化和化按照（2-4):1的体积比组成;还原期冶炼 中全程吹氮气冶炼； (3)采用连铸工序铸造钢巧，得到钢巧； 所述(1)中，合金为铭铁和儘铁。6. 根据权利要求1至5中任一所述的拉索，其特征在于:所述酸洗用混酸进行，所述混酸 是由硝酸、氨氣酸和水按照4:4:92的体积比组成的溶液。7. -种桥梁用热铸错索，包括:用于承受拉力的拉索(4)，拉索(4)由不诱钢钢丝集合而 成； 用于传递拉索(4)的索力的热铸错具，所述热铸错具错固在所述拉索(4)的端部； 其特征在于:所述拉索为权利要求1-6中任意一项所述的拉索。8. 根据权利要求7所述的桥梁用热铸错索，其特征在于:所述热铸错具为张拉端热铸错 具和/或固定热铸端错具。9. 根据权利要求7或8所述的桥梁用热铸错索，其特征在于:所述热铸错具包括热铸错 杯，所述热铸错杯内填充有热铸填料，所述拉索（1)的端部在所述热铸错具中错固的长度为 Isae，所述Isae满足如下条件：式中，dw为所述不诱钢钢丝的直径，为5.7mm; Isae为错固长度，单位是mm; Ob是钢丝抗拉强度，单位是MPa; V是单根所述不诱钢钢丝与所述热铸填料在单位面积上的附着力，单位是MPa。

　　【文档编号】C22C38/58GK105839030SQ201610273731

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月28日

　　【发明人】李承昌, 张劲泉, 任红伟, 张江威, 郑晓华

　　【申请人】交通运输部公路科学研究所, 北京公科固桥技术有限公司

　　耐疲劳桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的制备方法

　　【专利摘要】本发明公开了耐疲劳桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的制备方法。该不锈钢钢丝，含有下述成分：C：≤0.12％；Si：≤1.00％；Mn：14.0?19.0％；P≤0.06％；S≤0.01％；Cr：18.0?22.0％；Ni：1.0?2.0％；N：0.45?0.65％；余量为铁和不可避免的杂质；所述不锈钢钢丝按照包括如下步骤的方法制备：A、冶炼钢坯；B、钢坯加热；C、钢坯轧制；D、吐丝；E、冷却；F、热处理；G、酸洗，得到酸洗后钢线材；H、冷拔，得到不锈钢钢丝；所述C中，钢线材的直径为6.5mm；不锈钢钢丝的直径为5.6mm；所述冷拔为将酸洗后钢线材进行一道次冷拔得到直径为5.6mm的不锈钢钢丝。

　　【专利说明】

　　耐疲劳桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的制备方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及一种不锈钢钢丝的制备方法，特别涉及一种耐疲劳桥梁拉吊索用不锈 钢钢丝的制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 拉吊索桥梁以其美观大方，跨越能力大等优点，被广泛应用，但近年来却病害频 发，究其原因，传统拉吊索采用的是高强碳素钢丝或钢绞线，其结构十分纤细，且长期处于 高应力状态下，对外界侵害比较敏感，随着使用年限的增长，逐步暴露出防腐层老化、锈蚀、 断丝等病害，严重者出现拉吊索断裂，引起桥梁坍塌事故。调研资料表明，目前拉吊索桥梁 换索周期一般为5~20年，远小于设计使用年限。目前世界各国采取的改进措施主要从拉索 防护材料、索体结构等方面着手，从实际应用效果来看不十分理想，一个新的解决思路是利 用不锈钢丝代替高强碳素钢丝，充分利用不锈钢的耐蚀、耐磨、高强等优良性能，从而彻底 解决拉吊索钢丝锈蚀病害这一顽疾。

　　[0003] 中国发明专利CN102534424A公开了不锈钢、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝及其制备方 法和应用，该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝在提高强度的同时有较好的耐腐蚀性能。 CN102534424A中实施例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝TQS-1的性能最好。

　　[0004] 作为拉吊索材料应用的不锈钢，在满足不锈性、耐腐蚀性的前提下，还应具有优异 的力学性能和工艺性能。

　　【发明内容】

　　[0005] 本发明所要解决的技术问题是如何提高桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的力学性能、疲 劳性能和工艺性能。在保持较高强度(规定非比例延伸强度(Rp)、抗拉强度(Rm)和耐腐蚀性 能的同时提高桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的塑性、疲劳性能和工艺性能。

　　[0006] 为了解决以上技术问题，本发明提供了用于制备桥梁拉吊索的不锈钢钢丝的制备 方法。

　　[0007] 本发明所提供的不锈钢钢丝的制备方法，所述不锈钢钢丝以质量百分比计，含有 下述成分：

　　[0008] C： <0.12%；

　　[0009] Si： <1.00% ；

　　[0010] Mn：14.0-19.0% ；

　　[0011] P<0.06%；

　　[0012] S<0.01%；

　　[0013] Cr：18.0-22.0% ；

　　[0014] Ni：1.0-2.0% ；

　　[0015] N：0.45-0.65% ；

　　[0016] 余量为铁和不可避免的杂质；

　　[0017] 所述不锈钢钢丝的制备方法包括如下步骤：

　　[0018] A、冶炼钢坯；

　　[0019] B、钢还加热；

　　[0020] C、钢坯乳制，得到钢线材；

　　[0021] D、吐丝；

　　[0022] E、冷却；

　　[0023] F、热处理；

　　[0024] G、酸洗，得到酸洗后钢线材；

　　[0025] H、冷拔，得到不锈钢钢丝；

　　[0026] 其中，所述C中，钢线材的直径为6.5mm;所述不锈钢钢丝的直径为5.6mm;

　　[0027] 所述冷拔为将所述酸洗后钢线材进行一道次冷拔得到直径为5.6mm的不锈钢钢 丝。

　　[0028] 上述F中，所述热处理温度可为1000°C，热处理时间可为1.5小时。

　　[0029] 上述B中，所述钢坯加热温度可为1260°C，钢坯加热时间为3.5小时。

　　[0030] 所述不锈钢钢丝具体可为如下不锈钢钢丝：以质量百分比计，含有下述成分：C: 0.10% ,Si :0.30% ,Μη:14.45% ,P：0.035% ,S：0.006% ,Cr:18.30% ,Ni ： 1.10% ,N：0.5% , 其余为Fe与不可避免的杂质。

　　[0031 ]上述制备方法中，所述冶炼钢坯包括：

　　[0032] (1)电炉冶炼:将废钢和镍和合金加入电炉进行冶炼，待电炉中粗钢水化学成分达 到如下标准时出钢，得到初炼钢水:C的质量百分含量为1.30-1.80% (如1.30% )，Mn的质量 百分含量为8.5-12.5 % (如10.0 % )，P的质量百分含量小于等于0.028 %，S的质量百分含量 小于等于0.025%，Cr的质量百分含量为17.0-22.0% (如18.0%)，Ni的质量百分含量为 1.0-2.0%(如 1.0%);

　　[0033] (2)氩氧精炼炉精炼:对所述初炼钢水先进行氧化期冶炼，后进行还原期冶炼，还 原后加入造渣剂进行造渣，并加入微调成分对目标成分进行微调后出钢，得到精炼钢水;其 中，氧化期冶炼吹入混合气体，所述混合气体由N2和〇2按照（2-4): 1 (如3:1)的体积比组成； 还原期冶炼中全程吹氮气冶炼；

　　[0034] (3)采用连铸工序铸造钢坯，得到钢坯；

　　[0035]所述(1)中，合金为铬铁和锰铁。

　　[0036]上述制备方法中，所述氧化期冶炼中按照800-1200m3/h(如900m3/h)的流速吹入所 述混合气体;所述还原期冶炼中按照400-600m3/h (如500m3/h)的流速吹氮气。

　　[0037] 上述制备方法中，所述还原期冶炼中，加入硅铁和铝，所述硅铁和铝的质量比为 (5-12):1，如9:1。

　　[0038]上述制备方法中，所述络铁具体可为尚碳络铁，所述尚碳络铁的C的质量百分含量 可为4%-8%，如6.7%;所述锰铁可为高碳锰铁，所述高碳锰铁的C的质量百分含量可为 2%-8%，如 7.5%〇

　　[0039] 上述制备方法中，所述造渣剂可为石灰和萤石;所述造渣剂具体可由石灰和萤石 按照(2-6):1(如10:3)的质量比组成。

　　[0040] 上述制备方法中，所述微调成分可为含锰、氮和铬的合金或金属，如锰和氮化铬 铁。所述微调成分具体可由锰和氮化铬铁组成，锰和氮化铬铁的质量比可为8:3。

　　[0041 ] 上述制备方法中，所述酸洗用混酸进行，所述混酸是由硝酸、氢氟酸和水按照4:4: 9 2的体积比组成的溶液。

　　[0042]上述任一种制备方法在制备桥梁拉吊索中的应用和在制备桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝中的应用均属于本发明的保护范围。

　　[0043] 本发明制备的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1和GQS-2与CN102534424A中的TQS-1 相比，在保持较高强度(规定非比例延伸强度(Rp)、抗拉强度(Rm))、刚度(弹性模量(E))和 耐腐蚀性能的同时提高桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的应力松弛性能、疲劳性能和工艺性能 (塑性变形能力）。实施例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1和实施例2的桥梁拉吊索用不 锈钢钢丝GQS-2的断后延伸率A25Q均是对比例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的2.3倍，实施例 1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的应力松 弛率均是对比例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的0.6倍，实施例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢 丝GQS-1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2疲劳强度均是对比例1的桥梁拉吊索 用不锈钢钢丝的1.7倍。

　　【具体实施方式】

　　[0044]下面结合【具体实施方式】对本发明进行进一步的详细描述，给出的实施例仅为了阐 明本发明，而不是为了限制本发明的范围。下述实施例中的实验方法，如无特殊说明，均为 常规方法。下述实施例中所用的材料、试剂等，如无特殊说明，均可从商业途径得到。

　　[0045] 下面对下述实施例和对比例中使用的各种合金及相关装置的组成进行说明：

　　[0046] 高碳铬铁，以质量百分比计，组成如下：Cr 67%，C 6.7%，Si 1.8%，P 0.02%，S 0.026%，余量为铁和不可避免的杂质；

　　[0047] 高碳锰铁，以质量百分比计，组成如下:Mn 78%，C 7.5%，Si 0.30%，P 0.16%，S 0.03%，余量为铁和不可避免的杂质；

　　[0048] 金属镍，以质量百分比计，组成如下:Ni 99.9%，余量为不可避免的杂质；

　　[0049] 硅铁，以质量百分比计，组成如下：Si 75%，A1 1.3%，Ca 0.8%，P 0.023%，S 0.018%，C 0.09%，余量为铁和不可避免的杂质；

　　[0050] 铝丸，以质量百分比计，组成如下:A1 99.5%，Fe 0.15%，Si (hlO%，Cu 0.01%， Ca 0.01%，Mg 0.03%，余量为不可避免的杂质；

　　[0051 ]石灰，以质量百分比计，组成如下：CaO 90%，Si02 2·1%，Ρ 0.012%，S 0.085%， MgO 3.5%，余量为不可避免的杂质；

　　[0052] 萤石，以质量百分比计，组成如下：CaF2 85%，Si02 12%，P 0.032%，S 0.12%，余 量为不可避免的杂质；

　　[0053] 氮化铬铁以质量百分比计，组成如下：Cr 64.6%，C 0.03%，N 8.45%，P 0.023%，S 0.027%，Si 0.81%，余量为铁和不可避免的杂质；

　　[0054] 金属锰以质量百分比计，组成如下：C 0.01%，Si 0.002%，P 0.005%，S 0.03%， Μη 99.8%，余量为不可避免的杂质；

　　[0055] 连铸机的型号:R8m，生产厂家为:达涅利自动化公司；

　　[0056] 拉矫机型号:LZ，无锡市格玛机械有限公司。

　　[0057] 对比例1、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝TQS-1的制备

　　[0058] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝TQS-1为中国发明专利CN102534424A中实施例1中的 桥梁拉吊索用不锈钢钢丝，以质量百分比计，含有下述成分：C:0.10%，Si:0.30%，Μη: 14.45%，Ρ:0.035%，S:0.006%，Cr: 18.30%，Ni: 1.10%，Ν:0·5%，其余为Fe与不可避免的 杂质。

　　[0059]其具体制备方法如下：

　　[0060] A:冶炼钢坯

　　[0061] 1)电炉冶炼

　　[0062] 在电炉中加入原料:废钢15.7吨，高碳铬铁5.8吨，高碳锰铁2.6吨，金属镍0.5吨， 加电化清，加入上述物质后使电炉粗钢水化学成分粗略控制在碳1.30%，P < 0.028%，S < 0.025%，Cr:18.0%，Ni :1.0%，Μη:10.0%时出钢，得到初炼钢水;每一炉中都要保证化清 倒净，防止造成Cr、Ni成份的波动，在出钢时扒净炉渣，测定钢包中渣厚50mm。

　　[0063] 2)氩氧精炼炉精炼

　　[0064] 将上述得到的初炼钢水转移到氩氧精炼炉上精炼，精炼的氧化期吹入混合气体， 该混合气体由N2和〇2按照3:1的体积比组成，该混合气体总吹入量900m3/h (即该混合气体的 流速为900m3/h)，其后还原期全程吹氮气冶炼，吹入氮气量500m3/h(即氮气的流速为500m 3/ h)，加入娃铁45kg/t、错丸5kg/t进行还原，并加入石灰10kg/t、萤石3. Okg/t、造渣，还原期 分批加入金属锰共800kg，按氮回收率50 %计，加入氮化铬铁300kg调节氮含量进行成分微 调，使氮含量达到〇. 65%-0.68%，然后按最小流量55m3/h吹氮气进行搅拌3分钟后，测定钢 水中各成分含量为：C:0· 10%，Si :0.30%，Mn: 14.45%，P: 0.035%，S: 0.006%，Cr: 18.30%，Ni:1.10%，N:0.5%，其余为Fe与不可避免的杂质，后直接出钢，得到精炼钢水;测 定钢包中渣厚：160mm。其中加入娃铁45kg/t、错丸5kg/t和石灰10kg/t、萤石3.0kg/t，是指 按每吨原料加入硅铁45kg、铝丸5kg、石灰10kg、萤石3.0kg的比例加入硅铁、铝丸、石灰和萤 石。

　　[0065] 3)连铸工序:连铸工序通过连铸机完成，过程为:先将装有精炼好钢水(精炼钢水） 的钢包运至回转台，回转台转动到浇注位置后，将钢水注入中间包，中间包的钢水通过水口 分配到各个结晶器，拉矫机与结晶振动装置将结晶器内的铸件拉出，经冷却、电磁搅拌后， 切割板坯。其中，精炼钢包中钢水的熔点：1405°C ;中间包的温度：1430°C ;连铸得到的不锈 钢钢坯的规格:220_(厚）X 220_(宽）;拉矫机的拉速为0.6m/min;中间包浸入式水口插入 深度为135mm。

　　[0066] B:钢坯加热

　　[0067]将得到的不锈钢钢坯在封闭加热炉中加热到1280°C，保温2小时。

　　[0068] C:钢坯乳制

　　[0069] 在不锈钢高速线材乳机上，将加热后不锈钢钢坯乳制成直径为6.5mm的不锈钢线 材。

　　[0070] D:吐丝

　　[0071 ] 在吐丝机上将不锈钢线材卷成内径为1150mm的钢卷。

　　[0072] E:冷却

　　[0073] 在运输过程的冷却辊道上将吐丝后的不锈钢线材卷冷却到室温。

　　[0074] F:热处理

　　[0075] 将如上得到的不锈钢线材放入热处理炉中进行热处理，热处理温度1100°C，保温 1.5小时，出炉水冷。

　　[0076] G:酸洗

　　[0077]将热处理后的不锈钢线材用质量浓度为15%硝酸与质量浓度为5%氢氟酸配成的 酸进行酸洗得到不锈钢线材成品，其直径为6.5_。

　　[0078] H:冷拔

　　[0079] 将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5mm-5.5mm-5.0mm进行两道次冷拔得 到直径为5.0mm的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。将该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝命名为TQS-1。 上述两道次冷拔是指将直径为6.5mm的不锈钢线材成品先进行一道次冷拔得到直径为 5.5mm的不锈钢线材，再将直径为5.5mm的不锈钢线材进行一道次冷拔得到直径为5.0mm的 不锈钢线材，该直径为5.0mm的不锈钢线材即为桥梁拉吊索用不锈钢钢丝TQS-1。

　　[0080] 实施例1、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1的制备

　　[0081]该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1，以质量百分比计，含有下述成分:C:0.10%， Si:0.30%，Mn:14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr:18.30%，Ni:l. 10%，N:0.5%，其余为 Fe与不可避免的杂质。

　　[0082]该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1的制备方法和对比例1中桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝TQS-1的制备方法的区别仅在于B:钢坯加热、F:热处理、G:酸洗和H:冷拔这四个步骤。 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-1的具体制备方法如下：

　　[0083] A:冶炼钢坯 [0084] 同对比例1。

　　[0085] B:钢坯加热

　　[0086]将得到的不锈钢钢坯在封闭加热炉中加热到1260°C，保温3.5小时。

　　[0087] C:钢坯乳制

　　[0088] 同对比例1。

　　[0089] D:吐丝

　　[0090] 同对比例1。

　　[0091] E:冷却

　　[0092] 同对比例1。

　　[0093] F:热处理

　　[0094]将如上得到的不锈钢线材放入热处理炉中进行热处理，热处理温度1000°C，保温 1.5小时，出炉水冷。

　　[0095] G:酸洗

　　[0096] 将热处理后的不锈钢线材用混酸进行酸洗，得到不锈钢线材成品，其直径为 6.5mm。所述混酸是由硝酸、氢氟酸和水按照4:4:92的体积比组成的溶液。

　　[0097] H:冷拔

　　[0098] 将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5mm-5.6mm进行一道次冷拔得到直径为 5.6mm的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。将该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝命名为GQS-1。

　　[0099]实施例2、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的制备

　　[0100] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2,以质量百分比计，含有下述成分:C:0.10%， Si:0.30%，Mn:14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr:18.30%，Ni:l. 10%，N:0.5%，其余为 Fe与不可避免的杂质。

　　[0101] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的制备方法和对比例1中桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝TQS-1的制备方法的区别仅在于B:钢坯加热、F:热处理、G:酸洗和H:冷拔这四个步骤。 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的制备方法和实施例1中的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝 GQS-1的制备方法的区别仅在于H:冷拔这一个步骤。该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝GQS-2的具 体制备方法如下：

　　[0102] A:冶炼钢坯 [0103] 同对比例1。

　　[0104] B:钢坯加热 [0105] 同实施例1。

　　[0106] C:钢坯乳制

　　[0107] 同对比例1。

　　[0108] D:吐丝

　　[0109] 同对比例1。

　　[0110] E:冷却

　　[0111] 同对比例1。

　　[0112] F:热处理

　　[0113] 同实施例1。

　　[0114] G:酸洗

　　[0115] 同实施例1。

　　[0116] H:冷拔

　　[0117] 将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5mm^5.7mm进行一道次冷拔得到直径为 5.7mm的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。将该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝命名为GQS-2。

　　[0118] 对比例2、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-1的制备

　　[0119] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-1，以质量百分比计，含有下述成分:C:0.10%， Si:0.30%，Mn:14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr:18.30%，Ni:l. 10%，N:0.5%，其余为 Fe与不可避免的杂质。

　　[0120] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-1的制备方法和实施例1中的桥梁拉吊索用不锈 钢钢丝GQS-1的制备方法的区别仅在于H:冷拔这一个步骤。该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝 DQS-1的具体制备方法如下：

　　[0121] A:冶炼钢坯

　　[0122] 同对比例1。

　　[0123] B:钢坯加热

　　[0124] 同实施例1。

　　[0125] C:钢坯乳制

　　[0126] 同对比例1。

　　[0127] D:吐丝

　　[0128] 同对比例1。

　　[0129] E:冷却

　　[0130] 同对比例1。

　　[0131] F:热处理

　　[0132] 同实施例1。

　　[0133] G:酸洗

　　[0134] 同实施例1。

　　[0135] H:冷拔

　　[0136] 将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5mm^5.5mm进行一道次冷拔得到直径为 5.5mm的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。将该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝命名为DQS-1。

　　[0137] 对比例3、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-2的制备

　　[0138] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-2,以质量百分比计，含有下述成分:C:0.10%， Si:0.30%，Mn:14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr:18.30%，Ni:l. 10%，N:0.5%，其余为 Fe与不可避免的杂质。

　　[0139] 该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝DQS-2的制备方法和实施例1中的桥梁拉吊索用不锈 钢钢丝GQS-1的制备方法的区别仅在于H:冷拔这一个步骤。该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝 DQS-2的具体制备方法如下：

　　[0140] A:冶炼钢坯

　　[0141] 同对比例1。

　　[0142] B:钢坯加热

　　[0143] 同实施例1。

　　[0144] C:钢坯乳制

　　[0145] 同对比例1。

　　[0146] D:吐丝

　　[0147] 同对比例1。

　　[0148] E:冷却

　　[0149] 同对比例1。

　　[0150] F:热处理

　　[0151] 同实施例1。

　　[0152] G:酸洗

　　[0153] 同实施例1。

　　[0154] H:冷拔

　　[0155] 将直径为6.5mm的不锈钢线材成品通过6.5mm^5.9mm进行一道次冷拔得到直径为 5.9mm的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。将该桥梁拉吊索用不锈钢钢丝命名为DQS-2。

　　[0156] 实施例3、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的性能

　　[0157] 本发明通过室温拉伸试验、轴向等幅低循环疲劳试验、缠绕、反复弯曲和扭转等试 验后，对各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的基本力学性能、疲劳性能及工艺 性能进行了系统的试验。

　　[0158] 将各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝按《钢及钢产品力学性能试验取 样位置及试样制备》(GB/T 2975-1998)的要求切取样坯并制备试样。按《金属拉伸试验方 法》(GB/T 228 - 2010)和《桥梁缆索用热镀锌钢丝》(GB/T 17101-2008)规定方法测定桥梁 拉吊索用不锈钢钢丝的基本力学性能(非比例延伸强度、抗拉强度、弹性模量、伸长率）。根 据《金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法》(GB/T15248-2008)和《桥梁缆索用热镀锌钢 丝》(GB/T 17101-2008)规定，对桥梁拉吊索用不锈钢钢丝进行疲劳试验，确定其疲劳性能。 按照《人造气氛腐蚀试验盐雾试验》(GB/T 10125-2012)的规定对桥梁拉吊索用不锈钢钢丝 进行盐雾试验，确定其腐蚀性能。

　　[0159] 1、力学性能试验

　　[0160] 1.1室温拉伸试验

　　[0161] 试样参照GB/T 228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》中关于试样的规定，取30 根长度为400mm的各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝。

　　[0162] 按《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》(GB/T 2975-1998)的要求制 备试样。按《金属拉伸试验方法》（GB/T 228 - 2010)和《桥梁缆索用热镀锌钢丝》（GB/T 17101-2008)规定方法，利用PWS-50型电液伺服试验机试验。通过试验得出不锈钢钢丝的抗 拉强度Rm、规定非比例延伸强度Rp〇.2、弹性模量E、断后延伸率(断后伸长率)A25Q等指标的平 均值和标准值。试验在试验室内进行，试验温度10-35°C。试样原始标距L〇=250mm，试样总 长度Lc 2 Lo+lOOmm。

　　[0163] (1)断后延伸率A250

　　[0164] 断后延伸率是试样拉断后，其原始标距部分所增加的长度与原标距长度的百分 比，由试样断后总伸长量除以试样原始标距(标距采用250mm)计算得到。实验重复三次，每 次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。

　　[0165]

　　[0166] 式中：A25Q-在250mm标距内试样的断后延伸率（％ );

　　[0167] Lu-断后标距(mm);

　　[0168] Lo一原始标距(mm)，取250mm。

　　[0169] (2)强度及弹性模量

　　[0170]强度是钢材最重要的力学性能指标之一。钢材的弹性模量是钢的刚度指标之一， 弹性模量越大，其刚度就越大，受力时其变形越小；反之，弹性模量越小，其刚度就越小，受 力时其变形越大。

　　[0171] 实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。通过室温拉伸试验， 得到桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的各种强度指标和弹性模量。不锈钢筋的非比例延伸强度、 抗拉强度和弹性模量。

　　[0172] (3)松弛实验

　　[0173] 松弛试验按照"金属应力松弛试验方法"（GB/T10120_2013)规定，试验温度范围在 19.3-21.2°(：，按照理论初始荷载15.10咖(应力77010^，按照他=1120的70%)，实际初始 荷载15. llkN(应力770Pa)，试验周期100小时。计算1000小时应力松弛率外推值(外推1000 小时的应力松弛率）。实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。

　　[0174] 1.2疲劳试验

　　[0175] 根据规范GB/T15248 - 2008《金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法》和GB/ T17101-2008《桥梁缆索用热镀锌钢丝》规定，对各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝进行疲劳试验。试样为等截面试样，试样直径的标距部分与夹持部分相同;试样工作部 分与夹持部分的同轴度在0.01mm以内。疲劳试验过程谱的主要参数为试验力峰值fmax=1250 Χ0·45=562· 5MPa、试验力谷值fmin=562 · 5-360=202 · 5MPa、试验力中值

　　[0176] 试验在试验室内进行，试验温度10-35Γ。实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用 不锈钢钢丝测试10根。

　　[0177] 根据《桥梁缆索用热镀锌钢丝》(GB/T 17101-2008)规定，传统拉吊索用镀锌钢丝 疲劳性能为不小于200万次。各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的力学性能如 表1所示。结果表明，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的抗拉强度Rm和规定非 比例延伸强度Rp〇.2和弹性模量均高于对比例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝，断后延伸性能、 应力松弛性能和疲劳性能显著优于对比例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝，实施例1和实施例 2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的断后延伸率A25Q均是对比例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的 2.3倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的应力松弛率均是对比例1的桥梁拉 吊索用不锈钢钢丝的0.6倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的疲劳强度均 是对比例1的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的1.7倍。实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝的抗拉强度Rm和规定非比例延伸强度Rp〇.2和弹性模量与对比例2的桥梁拉吊索用不锈 钢钢丝相似，断后延伸性能低于对比例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝，实施例1和实施例2的 桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的应力松弛性能和疲劳性能显著优于对比例2的桥梁拉吊索用不 锈钢钢丝，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的断后延伸率A25q均是对比例2的 桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的3.3倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的应力 松弛率均是对比例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的0.6倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索 用不锈钢钢丝的疲劳强度均是对比例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的1.7倍。实施例1和实 施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的弹性模量与对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝相似， 实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的断后延伸率显著低于对比例3的桥梁拉吊 索用不锈钢钢丝，但是实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的抗拉强度Rm和规定 非比例延伸强度Rp〇.2、应力松弛性能和疲劳性能显著优于对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢 钢丝，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的抗拉强度Rm均是对比例3的桥梁拉 吊索用不锈钢钢丝的1.4倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的规定非比例 延伸强度Rpo.2均是对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的1.3倍，实施例1和实施例2的桥梁 拉吊索用不锈钢钢丝的应力松弛率分别是对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的0.7和0.6 倍，实施例1和实施例2的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的疲劳强度分别是对比例3的桥梁拉吊 索用不锈钢钢丝的1.9倍和2.0倍。

　　[0178]表1、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的力学性能

　　[0179]

　　[0181] 2、工艺性能试验

　　[0182] 工艺性能试验主要考察材料塑性变形能力，分别为缠绕、反复弯曲和扭转等试验， 各项试验分别设计如下：

　　[0183] (1)缠绕试验

　　[0184] 缠绕试验测试的是桥梁拉吊索用不锈钢钢丝在缠绕过程中承受塑性变形的能力， 是将桥梁拉吊索用不锈钢钢丝试样在符合相关标准规定直径的芯棒上紧密缠绕规定螺旋 圈数。钢丝缠绕试验按《金属材料线材缠绕试验方法》(GB/T 2976-2004)进行，缠绕芯棒直 径为15mm 〇

　　[0185] 试验温度为10°C_35°C，试验过程如下：

　　[0186] ①试样应在没有任何扭转的情况下，以每秒不超过一圈的恒定速度沿螺旋线方向 紧密缠绕在芯棒上，必要时，可减慢缠绕速度，以防止温度升高而影响试验结果。

　　[0187] ②为确保缠绕紧密，缠绕时可在试样自由端施加不超过该试样抗拉强度相应力值 5 %的拉紧力。

　　[0188] ③每缠绕1圈，目测试样表面，看钢丝表面是否开裂。

　　[0189] 实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。

　　[0190] (2)反复弯曲试验

　　[0191] 反复弯曲测试的是桥梁拉吊索用不锈钢钢丝反复弯曲塑性变形能力。反复弯曲试 验按"金属材料线材反复弯曲试验方法"（GB/T 238-2013)的规定进行，要求试件平直，表面 无损伤，试验温度为23°C±5°C，将试样自由端弯曲90°，再返回至起始位置作为第一次弯 曲。依次向相反方向进行连续而不间断地反复弯曲。弯曲操作以每秒不超过一次的均匀速 率平稳无冲击地进行。试验结束后观测试样表面不产生肉眼可见的裂纹，则试验合格。若试 样断裂，最后一次不计入弯曲次数。每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝选用弯曲圆弧半径为 15mm。实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。

　　[0192] (3)扭转试验

　　[0193] 扭转试验测试的是桥梁拉吊索用不锈钢钢丝扭转时的塑性变形能力，本试验采用 单向扭转试验，其原理是将试样绕轴线向一个方向均匀旋转360°，作为一次扭转。扭转试样 的长度为试样直径的100倍。每扭转1次，目测试样表面，看钢丝表面是否开裂。实验重复三 次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10根。各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈 钢钢丝的工艺性能如表2所示。

　　[0194] 表2、桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的工艺性能

　　[0195]

　　[0196] 注:缠绕圈数是钢丝表面不开裂的圈数。

　　[0197] 3、腐蚀性能

　　[0198] (1)点腐蚀实验

　　[0199] 按照如下方法测定各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的腐蚀性能。 [0200]测定试验设备采用美国EG&G公司生产的M273A型电化学腐蚀测量仪;测定方法和 条件如下：

　　[0201]极化方法为动态电位极化;扫描速度为20mV/min;参比电极为饱和甘汞电极;辅助 电极为石墨电极;实验介质为3.5%氯化钠溶液;试验温度为31°C;测定结果如表3所示，实 施例1、实施例2、对比例1、对比例2和对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的点蚀电位相差 不大，分别为150mV、148mV、144mV、142mV和143mV，具有明显的钝化特性。采用相同的方法对 镀锌钢丝(天津镀锌钢丝厂生产)进行点蚀电位测定，测得镀锌钢丝的点蚀电位为-200mV， 可以看出，本发明实施例1、2制备的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的点蚀电位高于镀锌钢丝的 点蚀电位，而点蚀电位越高越不容易腐蚀，本发明实施例1、2制备的桥梁拉吊索用不锈钢钢 丝的耐点蚀性能比镀锌钢丝要优异。

　　[0202] (2)中性盐雾试验

　　[0203]采用中性盐雾试验测定各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的腐蚀性 能。同时以普通镀锌钢丝作为对照。中性盐雾试验采用的主要仪器包括盐雾试验箱、智能测 试系统及pH计。其中盐雾试验箱为CK/YW-120C智能型全自动盐雾试验箱，由北京切克公司 生产，内箱尺寸为1200mm X 800mm X 500mm。盐雾箱的工作原理是，应用伯努特原理吸取盐水 后进行雾化，压缩空气经由它所通往喷嘴途中的气泡塔而被润湿，喷嘴将腐蚀溶液和空气 雾化成腐蚀性气雾，从而形成试验材料的腐蚀环境。智能测试系统为长沙金码公司生产的 测试系统，用于对传感器的应力进行控制。配置盐水时，使用pH计测试溶液的pH值。

　　[0204] 试验前将钢丝在浓度为10%的HC1溶液中浸泡24h，取出后在清水的冲刷下用钢丝 刷除尽表面铁锈，在石灰水中和表面残余盐酸，再用清水冲洗干净。擦拭后在烘箱中烘干 4h，再在干燥器中存放4h。用精度为0. lg的电子天平称取重量，精度为0.5mm的钢尺量取长 度。

　　[0205] 本试验严格按照国家标准《人造气氛腐蚀试验盐雾试验》(GB/T 10125-2012)进 行。配备盐雾所需要的化学试剂为化学纯NaCl，由蒸馏水配备成浓度为55g//L溶液。试验箱 内放两个盐雾收集器，一个靠近喷嘴，一个远离喷嘴，为漏斗形状，直径为100mm，面积约为 80cm2,用于测定平均沉降率，满足80cm2的水平面积上平均沉降率为1.5mL/h±0.5mL/h的要 求。收集液的pH值控制在6.5~7.2,超出范围后，用分析纯HC1和NaOH进行调节。

　　[0206]中性盐雾试验进行40d。实验重复三次，每次每种桥梁拉吊索用不锈钢钢丝测试10 根。桥梁拉吊索用不锈钢钢丝中性盐雾试验完成后，取出腐蚀的钢丝，根据国际标准ISO 8407-2009"Corrosion of metals and alloys-Removal of corrosion products from corrosion test specimens"，用200mL浓硝酸溶于lOOOmL蒸馏水形成的溶液在室温下浸泡 60min，取出后用清水冲洗，并用钢丝刷除尽表面铁锈，在烘箱内烘干后，用精度为O.lg的电 子天平称取重量。

　　[0207] 3.4.2质量损失率

　　[0208] 腐蚀前后称取钢丝质量，计算出质量损失率。质量损失率=(腐蚀前质量-腐蚀后 质量)/腐蚀前质量X100%。各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝均测试10根。

　　[0209] 各实施例和对比例的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的质量损失率如表3所示。结果表 明，实施例1、实施例2、对比例1、对比例2和对比例3的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的质量损失 率相差不大，均远低于普通镀锌钢丝，说明实施例1、实施例2、对比例1、对比例2和对比例3 的桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的耐腐蚀性能优于普通镀锌钢丝。

　　[0210] 表3.桥梁拉吊索用不锈钢钢丝的腐蚀性能

　　[0211]

　　【主权项】

　　1. 不锈钢钢丝的制备方法，所述不锈钢钢丝，以质量百分比计，含有下述成分： C： <0.12% ； Si： <1.00% ； Mn：14.0-19.0% ； P<0.06% ； S<0.01%； Cr：18.0-22.0% ； Ni：l.0-2.0% ； N：0.45-0.65% ； 余量为铁和不可避免的杂质； 所述不锈钢钢丝的制备方法包括如下步骤： A、 冶炼钢坯； B、 钢坯加热； C、 钢坯乳制，得到钢线材； D、 吐丝； E、 冷却； F、 热处理； G、 酸洗，得到酸洗后钢线材； H、 冷拔，得到不锈钢钢丝； 其特征在于:所述C中，钢线材的直径为6.5mm;所述不锈钢钢丝的直径为5.6mm; 所述冷拔为将所述酸洗后钢线材进行一道次冷拔得到直径为5.6mm的不锈钢钢丝。2. 根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于:所述F中，热处理温度为1000°C，热处 理时间为1.5小时。3. 根据权利要求1或2所述的制备方法，其特征在于:所述B中，钢坯加热温度为1260Γ， 钢坯加热时间为3.5小时。4. 根据权利要求1至3中任一所述的制备方法，其特征在于:所述不锈钢钢丝，以质量百 分比计，含有下述成分：C:0.10%，Si:0.30%，Mn:14.45%，P:0.035%，S:0.006%，Cr: 18.30%，附 ：1.10%小:0.5%，其余为?6与不可避免的杂质。5. 根据权利要求1至4中任一所述的制备方法，其特征在于： 所述冶炼钢坯包括： (1) 电炉冶炼:将废钢、镍和合金加入电炉进行冶炼，待电炉中粗钢水化学成分达到如 下标准时出钢，得到初炼钢水:C的质量百分含量为1.30-1.80%，Mn的质量百分含量为8.5-12.5%，P的质量百分含量小于等于0.028%，S的质量百分含量小于等于0.025%，Cr的质量 百分含量为17.0-22.0%，Ni的质量百分含量为1.0-2.0% ; (2) 氩氧精炼炉精炼:对所述初炼钢水先进行氧化期冶炼，后进行还原期冶炼，还原后 加入造渣剂进行造渣，并加入微调成分对目标成分进行微调后出钢，得到精炼钢水;其中， 氧化期冶炼吹入混合气体，所述混合气体由犯和0 2按照（2-4):1的体积比组成;还原期冶炼 中全程吹氮气冶炼； (3) 采用连铸工序铸造钢坯，得到钢坯； 所述(1)中，合金为铬铁和锰铁。6. 根据权利要求1至5中任一所述的制备方法，其特征在于:所述酸洗用混酸进行，所述 混酸是由硝酸、氢氟酸和水按照4:4:92的体积比组成的溶液。7. 权利要求1至6中任一所述的制备方法在制备桥梁拉吊索中的应用。8. 权利要求1至6中任一所述的制备方法在制备桥梁拉吊索用不锈钢钢丝中的应用。

　　【文档编号】C22C38/58GK105839031SQ201610274796

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月28日

　　【发明人】李承昌, 张劲泉, 张江威, 马瑞, 路波, 姜博

　　【申请人】交通运输部公路科学研究所, 北京公科固桥技术有限公司

　　贫奥氏体不锈钢的制作方法

　　【专利摘要】本发明提供一种贫奥氏体不锈钢，尤其是一种奥氏体不锈钢组合物，其包含相对低的镍和钼含量，并且表现出与包含较高镍和钼含量的某些合金相当的耐腐蚀性、耐高温变形性和可成形性。奥氏体不锈钢的实施方案以重量％计包含：至多0.20碳,2.0?9.0锰，至多2.0硅,15.0?23.0铬,1.0?9.5镍,至多3.0钼,至多3.0铜,0.05?0.35氮,(7.5(％碳))≤(％铌+％钛+％钒+％钽+％锆)≤1.5,铁和偶然存在的杂质。

　　【专利说明】

　　贫奥氏体不锈钢

　　[0001 ] 本申请是申请日为2010年10月14日、申请号为No . 201080056955.9、发明名称为 "贫奥氏体不锈钢"的发明专利申请的分案申请。

　　[0002] 相关申请的交叉引用

　　[0003] 本申请基于35U.S.C. §120要求2008年2月20日提交的同时待审的美国专利申请序 列号12/034,183的优先权。

　　技术领域

　　[0004] 本公开涉及奥氏体不锈钢。特别地，本公开涉及成本效益稳定的奥氏体不锈钢组 合物，其包含尤其低含量的镍、不超过偶然存在含量的钼和高屈服强度，并且相对于某些高 镍奥氏体合金，例如T-321合金(UNS S32100))，具有至少相当的耐腐蚀性和高温性。

　　【背景技术】

　　[0005] 奥氏体不锈钢具有高期望的性质的组合，其使得它们可用于广泛的工业领域。这 些钢具有铁的基本组成，并通过添加奥氏体促进元素和稳定元素(如镍、锰和氮)而平衡，从 而可以在添加铁素体促进元素如铬和钼(其增强了耐腐蚀性）的同时在室温保持奥氏体结 构。所述奥氏体结构使钢具有高期望的机械特性，特别是韧性、延展性和可成形性。

　　[0006] 奥氏体不锈钢的一个实例为AISI型316不锈钢(UNS S31600)，其为含有16-18% 铬、10-14 %镍和2-3 %钼的合金。该合金中合金成分的范围保持在规定的范围内以保持稳 定的奥氏体结构。本领域技术人员应该理解，例如镍、锰、铜和氮含量，影响奥氏体结构的稳 定性。然而，镍和钼成本的升高已造成需要代替S31600的成本效益好的替代品，并且该替代 品仍具有高耐腐蚀性和良好的可成形性。

　　[0007] 另一合金替代品是Grade 216(UNS S21600)，其描述于美国专利号3,171,738中。 S21600 包含 17.5-22%铬，5-7%镍，7.5-9%锰和2-3%钼。尽管521600为531600的低含量 镍，高含量锰的变体，但S21600的强度和耐腐蚀性比S31600高很多。然而，作为二相合金， S21600的可成形性不像S31600那样好。而且，因为S21600含有与S31600相同量的钼，所以并 没有节省钼的成本。

　　[0008] 存在S31600的变体，其主要用于在高温下使用。这种合金特指316型钛（UNS S31635KS31600和S31635的显著区别，是存在低掺的钛，从而使得在所述钢中的碳和氮的 量得以平衡。产生的钢S31635,在焊接期高温下不容易形成碳化铬(在敏化时的已知现象）。 这种掺量也可以增强高温性质（由于初级和次级的碳化物形成的强化效应）。在S31635中规 定的钛的范围在下列的方程中给出：

　　[0009] [5x(% 碳+% 氮）K 钛 <0.70%。

　　[0010]但是，S31635使用昂贵的原料。

　　[0011] 奥氏体不锈钢的另一铬实例是321型不锈钢（UNS S32100)，以重量％计包含： 17.00-19.00%铬，9.00-12.00%镍，至多2.00%锰，至多0.08%碳，至多0.75%硅，[5x( % 碳+%氮）]<钛<0.70%，至多0.045%磷，至多0.030%硫，至多0.10%氮和平衡的铁。321 型合金逆着碳化铬形成而稳定，通过所述掺量的钛，从而平衡在该合金中的碳的量和氮的 量的平衡。尽管321型合金不包括故意掺量的钼，其包括显著含量的昂贵的合金元素。

　　[0012] 合金的其他实例包括许多不锈钢，其中镍被锰替代，以维持奥氏体结构，例如在 201型钢(UNS S20100)和类似等级钢中的应用。无论如何，依然需要具有耐腐蚀性的、较低 成本的替代品，其替代相对高度合金的奥氏体不锈钢(例如321型合金），并且具有与321型 合金至少相当的强度和硬度性质。

　　【发明内容】

　　[0013] 因此，根据本发明公开的合金提供了目前市场上不能获得的方案，其为稳定的奥 氏体不锈钢合金组合物，具有与321型奥氏体不锈钢至少相当的耐腐蚀性、强度和硬度性 质，同时相对于321型合金提供了显著的成本节约。因此，本发明合金为稳定的奥氏体不锈 钢，其包括可控制含量的碳化物-形成元素，以提高耐腐蚀性和高温性质。本发明合金也包 括组合含量的锰、铜和氮，充足的量使合金具有某些性质相对于这些高镍合金至少相近，但 是原材料成本显著较低。

　　[0014] 根据本发明公开的合金为奥氏体不锈钢，其使用锰、铜和氮的组合作为较昂贵元 素镍的替代品。结果是合金相对于例如321型，具有较低的成本和至少相当的可成形性、耐 腐蚀性和高温强度性质。根据本发明公开的实施方案可以制造成小型量规，其包括具有相 当的细晶粒的干净的微细构造，以增强可成形性。

　　[0015] 本发明公开的实施方案涉及奥氏体不锈钢，其以重量％计包含：至多0.20碳(C)， 2.0至9.0锰(Μη),至多2.0硅(Si) ,15.0至23.0铬(Cr), 1.0至9.5镍(Ni),至多3.0钼(Mo),至 多3.0铜（Cu)，0.05至0.35氮(Ν)，（7·5(%碳）Η (%铌+%钛+%钒+%钽+%锆Η 1.5,铁 (Fe)和偶然存在的杂质。所述奥氏体不锈钢的某些实施方案包括至多0.01%硼(Β)。某些实 施方案可以包括至少〇. 1%铌，或者包括浓度为至少(7.5(%碳））的铌。

　　[0016] 根据本发明公开的另一个实施方案涉及奥氏体不锈钢，其以重量％计包含：至多 0.10碳，2.0至8.0锰，至多 1.00硅，16.0至22.0铬，1.0至7.0镍，0.10至2.0钼，至多 1.00铜， 0.08至0.30氮，（7.5(%碳））<(%铌+%钛+%钒+%钽+%锆）<1.5，至多0.040磷(？），至多 0.030硫（S)，铁和偶然存在的杂质。所述奥氏体不锈钢的某些实施方案可以包括至多 0.01 %硼。某些实施方案可以包括至少0.1 %铌，或者可以包括浓度为至少(7.5( %碳））的 铌。

　　[0017] 根据本发明公开的选择性的实施方案涉及奥氏体不锈钢，其以重量％计包含:至 多0.08碳，3.5至6.5锰，至多1.00硅，17.0至21.0铬，3.0至6.0镍，0.1至1.0钼，至多1.0铜， 0.08至0.30氮，（7.5(%碳））< (%铌+%钛+%钒+%钽+%锆）< 1.0,至多 0.035磷，至多 0.005硫，铁，和偶然存在的杂质。所述奥氏体不锈钢的某些实施方案可以包括至多0.01% 硼。某些实施方案可以包括至少0.1%铌，或者可以包括浓度为至少(7.5(%碳））的铌。

　　[0018] 在某些实施方案中，根据本发明公开的所述奥氏体不锈钢一个或多个的大于18的 PREn值、小于12的铁素体数和小于34 °C的MD3Q值。

　　[0019] 根据本发明公开的一种生产奥氏体不锈钢的方法，通过在电弧炉融化炉料，在A0D 中精炼、铸造成锭（ingot)或连铸扁锭(continuously cast slab)，再加热该锭或扁锭且热 乳以制备板材或者卷材，冷乳成规定的厚度，并退火且酸浸该材料。其他的生产本发明材料 可能使用的方法可以包括:在真空或特殊气氛下熔化和/或重熔化，铸造成形，或制备压实 为扁锭或型钢的粉末等。

　　[0020] 根据本发明公开的奥氏体不锈钢可以再多种应用中使用。根据一个实例，本公开 的合金可以包含在适合于低温环境或深冷环境中使用的制造业制品。附加的制造业制品的 非限定性实施例(其可以被制造成的或者包括本发明的合金），是机动的挠性连接器或者其 他应用，波纹管，挠性套管，烟肉衬垫和烟道衬垫。

　　【具体实施方式】

　　[0021] 在本发明描述中，除了在操作实施例中或另有所述外，无哦有表示成分和产物、加 工条件等的量或特征的数应理解为在所有情况下被术语"约"修饰。因此，除非另有所述，在 以下说明书中所述的任何数字参数为近似值，其可以根据人们在根据根据本发明公开的产 物和方法中需要获得的所需特性而改变。至少，且不作为将当量学说的申请限制为权利要 求的范围的尝试，各数字参数应至少根据报告的有效数位的数和通过运用普通的舍入技术 而解释。本文所述的所有的数字范围包括所有纳入其中的所有下级范围。例如，范围"1至 10〃用于包括所有之间的下级范围，并且包括所述的最小值1和所述的最大值10。

　　[0022] 根据本发明公开的所述奥氏体不锈钢的实施方式现在将被详细描述，，"％"或者" 百分数"是指重量百分数，除非另有特殊说明。本公开发明涉及奥氏体不锈钢，其具有相对 于321型合金至少相当的耐腐蚀性、高温强度性质和可成形性、以及较低的原料成本。所述 奥氏体不锈钢组合物可以以重量％计包含：至多0.20碳，2.0至9.0锰，至多2.0硅，15.0至 23 ·0铬，1.0至9.5镍，至多3.0钼，至多3.0铜，0.05至0.35氮，（7.5(% 碳）<(%铌+%钛+% 钒+%钽+%锆Η 1.5,铁和偶然存在的杂质。所述奥氏体不锈钢的某些实施方案可以包括 至多0.01硼。所述奥氏体不锈钢的某些实施方案可以包括至少0.1%铌，或者可以包括浓度 为至少(7.5(%碳)）的铌。

　　[0023] 本发明的另一个实施方案是奥氏体不锈钢以重量％计包含：至多0.10碳，2.0至 8.0锰，至多 1.00硅，16.0至 22.0铬，1.0至7.0镍，0.10至2.0钼，至多1.00铜，0.08至0.30氮， (7.5(%碳））< (%铌+%钛+%钒+%钽+%锆1.5,至多0.040磷，至多0.030硅，铁和偶然 存在的杂质。所述奥氏体不锈钢的某些实施方案可以包括至多0.01硼。所述奥氏体不锈钢 的某些实施方案可以包括至少0.1%铌，或者可以包括浓度为至少(7.5(%碳））的铌。

　　[0024] 根据选择性的实施方案，本公开发明涉及奥氏体不锈钢，其以重量％计包含:至多 0.08碳，3.5至6.5锰，至多1.00硅，17.0至21.0铬，3.0至6.0镍，0.5至1.0钼，至多1.0铜， 0.08至0.30氮，（7.5(%碳））< (%铌+%钛+%钒+%钽+%锆）< 1.0,至多 0.035磷，至多 0.005硫，铁，和偶然存在的杂质。所述奥氏体不锈钢的某些实施方案可以包括至多0.01硼。 所述奥氏体不锈钢的某些实施方案可以包括至少0.1%铌，或者可以包括浓度为至少（7.5 (%碳)）的铌。

　　[0025] 碳：至多 0.20%

　　[0026] 碳用于稳定奥氏体相且抑制变性诱导的马氏体转化。无论如何，碳也增加了形成 碳化铬的可能性，尤其在焊接过程中，其降低耐腐蚀性和韧性。因此，本发明所述的所述奥 氏体不锈钢具有至多0.20%碳。在本发明的实施方案中，碳的含量可以是0.10%或者更少。 或者，碳的含量可以是0.08%或者更少，0.03%或者更少，或者0.02%或者更少。

　　[0027]硅：至多 2.0%

　　[0028] 具有大于2%娃促进脆化相（embrittling phases)，如〇,且降低氮在合金中的溶 解性。硅还稳定铁素体相，且大于2%硅需要添加另外的奥氏体稳定剂以保持奥氏体相。因 此，在某些实施方案中，本发明所述奥氏体不锈钢具有至多2.0%硅。在本发明的实施方案 中，所述硅的含量可以是1.0%或者更少。硅结合铌有助于使某些合金元素的反应性最小 化，且有助于合金中相的平衡。在根据本发明公开的某些实施方案中，通过调节所述硅的含 量至0.5-1.0%，使所述硅添加的影响被平衡。在其他实施方案中，通过调节所述硅的含量 至0.1-0.4%，使所述硅添加的影响被平衡。可选择性地，在根据本发明公开的某些实施方 案中，所述硅的含量可以是0.5 %或者更少、0.4%或者更少，或者0.3 %或者更少。

　　[0029] 锰：2.0-9.0 %

　　[0030] 锰稳定奥氏体相且通常增加氮(有益的合金元素）的溶解性。为了充分得到这些效 果，需要锰含量不小于2.0 %。锰和氮都是更贵的元素镍的有效替代物。无论如何，具有大于 9.0%的锰在某些环境中降低材料的可加工性和耐腐蚀性。而且，由于难以对具有高含量的 锰(例如大于9.0%)的不锈钢脱碳，所以具有高含量锰明显增加了制备该材料的加工成本。 因此，为了恰当地平衡在本发明所述的奥氏体不锈钢中的耐腐蚀性、相的平衡、延展性和其 他机械特性，所述锰的含量设置在2.0-9.0%。在根据本发明公开的某些实施方案中，所述 锰的含量可以是2.0-8.0%、3.5-7.0%或者7%。

　　[0031] 镍：1.0-9.5%

　　[0032] 本发明人探索限制合金的镍含量，同时保持其可接受的性能。关于铁素体和马氏 体形成需要至少1%镍稳定奥氏体相。镍还用于增强韧性和可成形性。无论如何，由于镍的 成本相对较高，期望保持所述镍含量尽可能低。尽管锰和氮可以是镍的部分替代物，高含量 的锰和氮将会导致不能接受的加工硬化，减少可成形性。因此，所述合金必须包括最低浓度 的镍，以提供可接受的可成形性。所述发明人发现：除了其他限定范围的元素外可以使用 1.0- 9.5 %范围的镍，以获得具有与高含量镍一样好或者更好的耐腐蚀性和可成形性的合 金。因此，本发明的所述奥氏体不锈钢具有1.0-9.5%镍。在实施方案中，所述镍含量可以是 2.0- 6.5%或者可以是 3.0-6.0%。

　　[0033] 铬：15.0-23.0%

　　[0034] 添加铬向不锈钢赋予耐腐蚀性，其通过在合金表面上形成钝态的膜。铬也用于稳 定关于马氏体转化的奥氏体相。需要至少15%铬以提供足够的耐腐蚀性。另一方面，因为铬 是强力的铁素体稳定剂，超过23%的铬含量需要添加更昂贵的合金元素，例如镍或者钴，以 保持铁素体含量可接受的低。具有多于23%铬还使得形成不希望的相(例如〇)的可能性更 大。因此，本发明的所述奥氏体不锈钢具有15.0-23.0%铬。在实施方案中，所述铬含量可以 是16.0-22.0%，或者可选择性地可以是17.0-21.0%。

　　[0035] 氮：0.05-0.35%

　　[0036] 氮被包含在所述合金中，作为奥氏体稳定元素镍和耐腐蚀性增强元素钼的部分替 代。氮也提高合金强度。需要至少0.05%氮以为了强度、耐腐蚀性和稳定奥氏体相。添加多 于0.35%氮会超过熔化和焊接过程中氮的溶解度，其因氮气气泡而导致多孔性。即使没有 超过溶解度限度，大于0.35%的氮含量增加氮化物颗粒沉淀的倾向，其降低耐腐蚀性和韧 性。本发明决定:至多0.35%的氮含量与合金中可能存在的铌含量一致，不形成具有疑问含 量的铌碳氮化物沉淀物。因此，本发明的所述奥氏体不锈钢具有0.05-0.35%氮。在实施方 案中，所述氮含量可以是〇. 08-0.30 %或者可选择性地可以是0.05-0.2 %。

　　[0037] 钼：至多 3.0%

　　[0038] 本发明人探索限制合金的钼含量，同时保持其可接受的性能。钼可有效地稳定形 成在不锈钢表面的钝态氧化物膜并且防止氯化物作用产生的点腐蚀。在某些实施方案中， 所述钼含量可以是0.1-3.0%，其组合适当剂量的铬和氮能足够提供需要的耐腐蚀性。超过 3.0%的钼含量通过将铁素体的含量增加至潜在有害的含量而引起热加工性的恶化。高钼 含量还增加形成有害的金属间相(如σ)的可能性。另外，钼是昂贵的合金元素。因此，本发明 所述奥氏体不锈钢组合物具有至多3.0%钼。在根据本发明公开的某些实施方案中，所述合 金不包括故意添加的钼。在其他实施方案中，所述钼含量可以是0.1-1.〇%或者可以是0.5- 1.0%〇

　　[0039] 硼：至多 0.01 %

　　[0040] 任意地添加低至0.0005%硼至本公开的所述合金中，以改善不锈钢的热加工性和 表面性质。无论如何，添加多于0.01%硼降低所述合金的耐腐蚀性和可加工性。因此，根据 本发明公开的奥氏体不锈钢组合物某些实施方案可以包括至多〇.〇1 %硼。在实施方案中， 所述硼含量可以是至多0.008%或者可以是至多0.005%。在另一个实施方案中，所述硼含 量可以是0.001-0.003%。

　　[0041 ]铜：至多3.0%

　　[0042] 铜是奥氏体稳定剂且可以用于代替该合金中的部分镍。其还在还原环境中改善腐 蚀性和通过降低堆垛层错能改善可成形性。无论如何，已经显示：添加多于3%铜降低奥氏 体不锈钢的热加工性。因此，本发明所述奥氏体不锈钢组合物具有至多3.0%铜。在实施方 案中，铜含量可以是至多1.0%。在另一个实施方案中，铜含量可以是0.4-0.8%。

　　[0043] 钨：至多 4.0%

　　[0044] 钨在改善氯化物点腐蚀和缝隙腐蚀的抵抗方面提供与钼类似的作用。当钨代替钼 时也可降低σ相形成的倾向。无论如何，添加多于4%会降低所述合金的热加工性。因此，本 发明所述奥氏体不锈钢组合物具有至多4.0%钨。在实施方案中，钨含量可以是0.05- 0.60%〇

　　[0045] 1.0 <(镍+钴）<9.5

　　[0046] 镍和钴都用来稳定关于铁素体形成的奥氏体相。需要至少1% (镍+钴）以在铁素体 稳定元素如铬和钼的存在下稳定奥氏体相，必须添加该铁素体稳定元素如铬和钼以保证适 当的耐腐蚀性。无论如何，镍和钴都是昂贵的元素，因此期望保持(镍+钴)含量小于9.5%。 在实施方案中，所述(镍+钴)的含量可以是大于4.0%但是小于7.5%。

　　[0047] (7.5(% 碳））< (% 铌+% 钛+% 钒+% 钽+% 锆）< 1.5

　　[0048] 铌(Nb)与碳、以及较小范围的氮，反应形成以小颗粒状的碳化物和碳氮化物。这些 小颗粒有效地阻止有害碳化铬的形成，在高温和焊接过程中，改善了耐腐蚀性。这些小颗粒 (当使用有效的高温处理生产时），也可以改善高温强度和耐蠕变性。最小添加量的(7.5x% 碳)使溶解存在于所述金属中的每个铌原子一个碳原子。高含量的铌会消耗有益的氮，因此 期望保持所述铌含量小于1.5%。形成稳定的碳化物的其他元素，包括但不限于钛(Ti)、钒 (V)、钽(Ta)和锆(Zr)可以添加以替代铌。无论如何，这种替代品与氮的反应(相对于铌)更 加强烈，因此其被控制以提供有益的效应，例如改善焊接性。本发明人已经规定了铌、钛、 隹凡、钽，和错的重量百分数的总量应该保持在(7.5( %碳））且至多1.5 %的范围内。换句话 说，（7.5(%碳））< (%铌+%钛+%钒+%钽+%锆）< 1.5%.在某些实施方案中，（7.5(% 碳））《（％他+%钛+%钒+%钽+%锆）^1.0%。在某些优选的实施方案中，所述合金包括至 少0.1 %铌，且所述铌、钛、钒、钽和锆的重量百分数的总量在（7.5(%碳））、至多1.5%或 1.0%的范围内。在某些实施方案中，钛、钒、钽和锆仅仅作为偶然存在的杂质存在，或者根 据实践保持在尽可能低的含量。在某些实施方案中，为了优化所述合金的耐腐蚀性、高温强 度和耐蠕变性、以及焊接性能，所述合金的某些实施方案包括至少(7.5( %碳））的铌含量， 并且钛、钒、钽和锆只作为偶然存在的杂质存在。在某些实施方案中，所述钛含量可以是小 于0.01 %。而且，在某些实施方案中，所述钛含量可以是0.001-0.005%。本发明已经确定了 至多1.5%的铌含量，与所述合金中0.05-0.35%的氮含量一致，因为这种组合不会导致铌 碳氮化物沉淀(其不可接受地降低耐蠕变性)的产生。

　　[0049] 在根据本发明公开的某些实施方案中，本发明的所述稳定的奥氏体不锈钢的平衡 包括铁和不可避免的杂志，例如磷和硫。如本领域技术人员理解的，所述不可避免的杂志优 选地被保持在实践上最低和经济上合理的含量。

　　[0050] 形成非常稳定的氮化物的元素，例如铝，应该被保持在较低的含量。

　　[0051] 本发明所述的稳定的奥氏体不锈钢也可通过定量表达它们所具有的特性的方程 而限定，所述特性包括例如抗点蚀当量数、铁素体数和MD3q温度。

　　[0052]抗点蚀当量数(PREn)提供在含氯化物环境中合金预期的抗点腐蚀性的相对等级。 PREn越高，合金预期的耐腐蚀性越好。PREn可通过下式计算：

　　[0053] PREN=% 铬+3.3(% 钼）+16(% 氮）

　　[0054]或者，可将1.65( %钨）的因子添加至上式以考虑在合金中存在的钨。钨改善不锈 钢的抗点蚀性且效果按重量为钼的约一半。当钨包含在计算中时，抗点蚀当量数被指定为 PREw，其可通过下式计算：

　　[0055] PREw=%铬+3.3( %钼)+1.65( %钨)+16( %氮）

　　[0056]本发明的合金具有大于18的PREn值。在某些实施方案中，所述PREn值可以是18-24。 在某些实施方案中，所述PREn值可以是18-22。在某些实施方案中，所述PREn值可以是20-22。

　　[0057] 本发明的所述合金还可以通过其铁素体数限定。正的铁素体数通常与铁素体的存 在相关联，铁素体的存在改善合金的固化特性且有助于抑制热加工和焊接操作中合金的热 裂。在初始固话的微细构造中需要少量的铁素体以保持良好的铸造性和防止焊接中的热 裂。另一方面，太多的铁素体数会在使用中导致问题，包括但不限于微细构造不稳定性、有 限的延展性、且削弱的高温机械特性。所述铁素体数可以使用以下方程计算：

　　[0058] FN=3 · 34 (铬+1 · 5硅+钼+2钛+0 · 5钶）-2 · 46 (镍+30氮+30碳+0 · 5锰+0 · 5铜）-28 · 6 [0059]本发明的合金具有至多12的铁素体数，优选为正数。在根据本发明公开的某些实 施方案中，所述铁素体数可以是大于〇至10,或者可以是1至4。

　　[0060] 合金的MD3Q温度定义为以下温度，在该温度30%的冷变形将导致50%的奥氏体转 化为马氏体。MD3Q温度越低，该材料的对马氏体转化越具有抗性。对马氏体形成的抗性导致 加工硬化速率降低，其使得可成形性好，尤其在拉伸应用中。

　　[0061 ] MD3Q根据以下方程计算：

　　[0062] 勵3〇(°(：)=413-462(碳+氮）-9.2(硅）-8.1(锰）-13.7(铬）-9.5(镍）-17.1(铜）- 18.5(钼）

　　[0063] 本发明的合金具有小于34°C的MD3Q温度，优选小于10°C。在某些实施方案中，所述 MD3Q温度可以是小于-10〃c。在某些实施方案中，所述MD3Q温度可以是小于-20°c。

　　[0064] 实施例

　　[0065] 实施例1

　　[0066] 表1包括本发明实验合金1-5和对比合金S31600、S31635、S21600和S20100的组成 和计算的参数值。

　　[0067]实验合金1-5在实验室规模的真空炉中熔化且倒入50-lb锭中。这些锭再加热且热 乳以制备约0.250〃厚的材料。将这些材料退火、鼓风和浸酸。该材料的一些冷乳成0.100〃- 厚，且剩余的冷乳成0.050或者0.040〃-厚。将该冷乳材料退火和浸酸。测试使用的对比合金 S31600、S31635、S21600和S20100为可商购的，且这些合金所示的数据从公开的文献获取或 从最近为商业规模制备的材料的测试得到。

　　[0068]各合金的计算的PREw值示于表1中。使用上述讨论的方程，预期PREw大于24.0的合 金将比对比合金S31635材料具有更好的抗氯化物点腐蚀性，而具有较低PREw的那些将更易 于发生点腐蚀。

　　[0069]也已经计算表1中各合金的铁素体数。实验合金1-5的铁素体数小于10的范围。

　　[0070] 也计算了表1中合金的MD3Q值。根据计算，实验合金1-5，特别是实验合金4和5，比对 比合金S31600和S31635具有对马氏体变形相似的抗性。

　　[0071] 表1

　　[0072]

　　[0073] 表1也示出了原料成本指数(RMCI)，其将每种合金与对比合金S31635的材料成本 进行了比较。该RMCI通过以下计算，将原料铁、络、锰、镍、钼、妈和钴于2007年十月的平均成 本乘以包含在合金中的各元素的百分比，并除以在对比合金S31635中的原料的成本。如计 算值所示，每种实验合金1-5具有的RMCI小于0.65,其意味着包含在其中的原料成本小于 S31635(基于2007年十月的成本值）的65%。制备具有与对比合金S31635相似的性能且原料 成本显著降低，这是出人意料的，并且不能从现有技术中预期的。

　　[0074] 测量所述实验合金1-5的机械特性，并与对比合金S31600、S31635、S21600和 S20100作比较。该测量的屈服强度、抗拉强度、经2-英寸量规长度(gage length)的百分比 伸长率和01 sen杯(01 sen cup)高度示于表1。所述抗拉实验对0.100"量规材料进行，所述 Charpy测试对0.197〃厚度样品进行，且所述01 sen杯测试对在0.040-至0.050-英寸之间厚 度的材料进行。所有的测试在室温下进行。表1中的数据单位如下：屈服强度和抗拉强度， ksi;伸长率，百分比；Olsen杯高度，英寸。从数据来看，所述实验合金1-5,以及特别地实验 合金4和5,具有与S31635材料相当的性能。但是实验合金1-5,包括镍浓度小于对比合金 S31635的一半，以及相对于对比合金S31635显著低的钼。显著较低的昂贵的合金元素镍和 钼的浓度，使得所述对比合金4和5的RMCI小于对比合金S31635的至少40%。尽管它们的镍 和钼的含量降低，但是实验合金4和5具有奥氏体的微细构造并且表现出比对比合金S31635 显著好的屈服强度和抗拉强度。

　　[0075] 实施例2

　　[0076] 表2包括本发明实验合金6-10和对比合金S32100和216Cb型的组成和计算的参数 值。如表2所示，实验合金6-10通常相对于对比合金S32100,包括增长的含量的锰、氮和铌， 以及减少的含量的镍。实验合金6-10也包括相对于对比合金T216Cb和实验合金1-5减少的 含量的钼。

　　[0077]实验合金6-10在实验室规模的真空炉中熔化且倒入50-lb锭中。这些锭再加热且 热乳以制备约〇. 250〃厚的材料。将这些材料退火、鼓风和浸酸。该材料的一些冷乳成0.100〃 厚，且剩余的冷乳成0.050〃或者0.040〃厚。将该冷乳材料退火和浸酸。对比合金S32100为可 商购的，且这些合金所示的数据从公开的文献获取或从最近为商业规模制备的材料的测试 得到。对比合金T216Cb在美国专利出版No. 2009-0162237 A1 (美国专利申请系列No. 12/ 034,183)中描述，所示的合金的数据是从根据其生成的测试材料测试得到或者从出版的文 献中获取。

　　[0078]每种合金计算的PREn值在表2中示出。使用上述讨论的方程，预期PREn大于18的合 金将比对比合金S32100材料具有更好的抗氯化物点腐蚀性，而具有低于24的PREn的那些将 相对于对比合金材料T216Cb更易于发生点腐蚀。每种实验合金6-10的PREn值优选地在范围 18-24。

　　[0079]也已经计算表2中各合金的铁素体数。每种实验合金6-10的铁素体数优选的范围 是小于12。根据计算，实验合金8-10将具有与对比合金S32100相当的改善了的可成形性。

　　[0080] 也计算了表2中合金的MD3Q值。根据计算，实验合金6-10，特别是实验合金3和5，具 有对马氏体变形提高了的抗性(相对于对比合金S32100。

　　[0081] 表 2

　　[0082]

　　[0083]表2也示出了原料成本指数(RMCI)，其将每种合金与对比合金S32100的材料成本 进行了比较。该RMCI通过以下计算，将原料铁、铬、锰、镍、钼、铜、铌和钛于2009年十月的平 均成本乘以包含在合金中的各元素的百分比，并除以在对比合金S32100中的原料的成本。 如计算值所示，每种实验合金6-10具有的RMCI小于0.73，，其意味着包含在其中的原料成本 小于或等于对比合金S32100的73%。以显著降低的原料成本制备出对比合金S32100的合适 的替代品，这是出人意料的，并且不能从现有技术中预期的。

　　[0084] 测量所述实验合金6-10的机械特性，并与对比合金S32100和T216Cb作比较。该测 量的屈服强度、抗拉强度和经2-英寸量规长度的百分比伸长率示于表2。所述抗拉实验对0.100"量规材料进行。所有的测试在室温下进行。表2中的数据单位如下：屈服强度和抗拉 强度，ksi;伸长率，百分比。从数据来看，所述实验合金6-10的镍含量与S32100相比显著减 少，但是其具有与S32100相比显著较好的屈服强度和抗拉强度。与对比合金S32100相比，屈 服强度的量的增长是出人意料的，并且不能从现有技术中预期的。所述实验合金还包括相 对于对比合金T216Cb显著减少的钼的含量。显著较低的昂贵的合金元素镍和钼的浓度，使 得实验合金9和10的RMCI小于对比合金S32100的至少32 %。

　　[0085]这些新的合金的潜在应用是众多的。如以上描述和证明，本文所述的所述奥氏体 不锈钢组合物能在许多应用中替代S32100。此外，由于镍的成本较高，将S32100替换为本发 明的合金组合物将显著地节省成本。另一益处为，因为这些合金是完全奥氏体的，它们会易 于在零下的温度经历急剧的延性-脆性转变(DBT)或在高温下885°F的脆变。因此，不像二相 合金，它们可在高于650°F的温度使用且为低温和深冷应用的最佳候选材料。根据本发明公 开的合金制备的特具体的制造业制品具有显著的优点，所述制造业制品包括，例如挠性连 接器(用于汽车尾气及其他应用），波纹管，挠性套管，和烟肉/烟道衬垫。具有常规技术的人 采用传统的制造业技术，可以很容易制造这些以及其他根据本发明公开的合金制造的制造 业制品

　　[0086]尽管上述说明书已必要地提供有限数量的实施方案，本领域相关技术人员将理解 可对本文描述和解释的装置和方法以及实施例的其他细节进行各种变化，且所有这些改变 将保持在本文所述的发明和所附权利要求的原则和范围内。因此，应理解本发明不限于本 文公开或包含的具体实施方案，而是预期涵盖权利要求限定的本发明的原则和范围内的变 化。本领域技术人员也应了解可对实施方案进行改变而不偏离其广泛的发明构思。

　　【主权项】

　　1. 一种奥氏体不锈钢，其以重量％计由以下组成： 至多0.20碳， 2.0- 9.011, 至多0.50硅， 18.0- 23.0 络， 1.0- 5.5 镍， 至多3.0钼， 0.05-0.35 氮， (7.5(%碳））<(%铌+%钛+%钒+%钽+%锆）<1.5， 0.0005-0.01 硼， 铁和 偶然存在的杂质， 且其中所述奥氏体不锈钢具有的屈服强度为43.4至53.7ksi。2. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其具有的PREn值大于18。3. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其具有的PREn值大于18且至多为24。4. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其具有的铁素体数小于12。5. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其具有的铁素体数大于0且至多为10。6. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其具有的铁素体数在1至4的范围内。7. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其具有的MD3Q值小于34°C。8. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其具有的MD3Q值小于10 °C。9. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其具有的MD3Q值小于-10°C。10. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中碳被限制为至多0.10。11. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中锰被限制为2.0至6.0。12. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中锰被限制为4.0至5.1。13. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中硅被限制为0.2至0.5。14. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中铬被限制为18.0至22.0。15. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中镍被限制为3.0至5.5。16. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中钼被限制为0.1至1.0。17. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中钼被限制为0.1至0.5。18. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中（7.5(%碳））<(%铌+%钛+%钒+%钽 + %锆）< 1.0〇19. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中铌至少为0.7。20. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中（7.5(%碳%铌<1.5。21. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中硼被限制为0.001至0.01。22. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中硼被限制为0.001至0.003。23. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中钛被限制为0.001至0.5。24. -种奥氏体不锈钢，其以重量％计由以下组成： 至多0.10碳， 2.0 至 8.0 锰， 至多0.5硅， 18.0 至 22.0 铬， 1.0 至 5.5 镍， 0.10至2.0钼， 0.08至0.30 氮， (7.5(%碳）<(%铌+%钛+%钒+%钽+%锆）<1.5， 0.0005-0.008硼， 至多0.01钛， 至多0.050磷， 至多0.030硫， 铁，和 偶然存在的杂质， 其中所述奥氏体不锈钢具有的屈服强度为43.4至53.7ksi。25. 根据权利要求24所述的奥氏体不锈钢，其中铌至少为0.7。26. 根据权利要求24所述的奥氏体不锈钢，其中（7.5(%碳）Η铌^ .5。27. 根据权利要求24所述的奥氏体不锈钢，其中磷被限制为0.010-0.05。28. 根据权利要求24所述的奥氏体不锈钢，其中硫被限制为0.0001-0.001。29. -种奥氏体不锈钢，其以重量％计由以下组成： 至多0.08碳， 3.5 至 6.5 锰， 至多0.50硅， 18.0 至 21.0 铬， 3.0 至 5.5 镍， 0.1 至 1.0 钼， 0.08至0.30 氮， (7.5(%碳）<(%铌+%钛+%钒+%钽+%锆）<1.0， 0.0005-0.005 硼， 至多0.005钛， 至多0.035磷， 至多0.005硫， 铁，和 偶然存在的杂质，且 其中所述奥氏体不锈钢具有的屈服强度为43.4至53.7ksi。30. 根据权利要求29所述的奥氏体不锈钢，其中铌被限制为至少0.7。31. 根据权利要求29所述的奥氏体不锈钢，其中：（7.5( %碳）Η %铌< 1.5。32. -种包括奥氏体不锈钢的制造业制品，所述奥氏体不锈钢以重量％计由以下组成： 至多0.20碳， 2.0 至 9.0 锰， 至多0.50硅， 18.0 至 23.0 铬， 1.0 至 5.5 镍， 至多3.0钼， 0.05 至 0.35 氮， (7.5(%碳））<(%铌+%钛+%钒+%钽+%锆）<1.5， 0.0005-0.01 硼， 铁，和 偶然存在的杂质，且 其中所述奥氏体不锈钢具有的屈服强度为43.4至53.7ksi。33. 根据权利要求32所述的制造业制品，其中所述奥氏体不锈钢被限制为至少0.7铌。34. 根据权利要求32所述的制造业制品，其中在奥氏体不锈钢中，（7.5(%碳）Η %铌 < 1.5〇35. 根据权利要求32所述的制造业制品，其中所述制品适用于低温环境和深冷环境中 的至少一种。36. 根据权利要求32所述的制造业制品，其中所述制品选自由以下组成的群组:挠性连 接器、波纹管、挠性套管、烟肉衬垫和烟道衬垫。37. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中所述屈服强度为43.4至49.9ksi.38. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中所述屈服强度为43.4至48.3ksi.39. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中所述屈服强度大于UNS S31635的屈服强 度。40. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中所述屈服强度大于UNS S32100的屈服强 度。41. 根据权利要求32所述的制造业制品，其中所述屈服强度为43.4至49.9ksi。42. 根据权利要求32所述的制造业制品，其中所述屈服强度为43.4至48.3ksi。43. 根据权利要求32所述的制造业制品，其中所述屈服强度大于UNS S31635的屈服强 度。44. 根据权利要求32所述的制造业制品，其中所述屈服强度大于UNS S32100的屈服强 度。45. 根据权利要求32所述的奥氏体不锈钢，其中硅被限制为0.2-0.5。46. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中硅被限制为0.2-0.5,锰被限制为4-9.0， 并且镍被限制为4.0-5.5。47. 根据权利要求1所述的奥氏体不锈钢，其中硅被限制为0.2-0.5,锰被限制为6. Ο-? 0 ， 并且镍被限制为3.0-5.5 。

　　【文档编号】C22C38/50GK105839032SQ201610352913

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2010年10月14日

　　【发明人】D·S·伯格斯特罗姆, J·M·拉科夫斯基

　　【申请人】Ati资产公司

　　9Al₂O₃·2B₂O₃w/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种9Al2O3·2B2O3w/Al?Mg?Si铝基复合材料制备方法，取硼酸铝晶须和Al?Mg?Si合金粉末预处理，然后将硼酸铝晶须和Al?Mg?Si合金粉末混合，混合粉末预压成坯，将预压的坯件单轴热挤压得到复合材料棒材，最后对复合材料棒材进行热处理。本发明的方法中球磨过程对于添加的晶须能够有效的进行分散，而随后的热挤压过程进一步促进了晶须在铝合金基体中的分散，因为分散的晶须对材料的力学性能至关重要，所以得到的材料性能优异。本发明的方法步骤简单，易于操作，制作得到的复合材料棒材，密度高，质量好，表面质量优异。

　　【专利说明】

　　9Al2〇3 · 2B2〇3w/AI-Mg-Si铝基复合材料制备方法

　　技术领域

　　[00011 本发明属于材料制造领域，具体地说，涉及一种9Al203 · 2B203w/Al-Mg-Si铝基复 合材料制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 粉末冶金法是制备铝基复合材料最常用的一种工艺，其制备复合材料的具体工艺 总体上包括混粉、粉末预压、包套、除气及粉末致密化等几个步骤。这种工艺及装备复杂，生 产成本高。与常规的粉末冶金法相比，粉末热挤压制备工艺是通过单轴冷挤压成坯，经过除 气后，以一定速率升至一定的温度，并按照一定的挤压比进行热挤压，再进行后期的热处 理，得到最终的材料。这种将粉末冶金与后续致密化处理(如挤压、乳制等)结合起来的粉末 成形工艺，使粉末能够在短时高温、高压作用下发生塑性变形，进而实现粉末颗粒间的结 合，在挤压过程中，粉末颗粒除三向压应力外沿挤压方向还承受巨大的剪切力，其表面的氧 化膜破碎后进一步增强了相邻粉末颗粒间的结合强度，组织结构细小均匀且成分偏析少， 增强体颗粒的无明显团聚，有利于其在基体当中的分布，此外，这种方法无需烧结，制备工 序少，成本低。

　　【发明内容】

　　[0003] 有鉴于此，为克服现有制备方法过程复杂，生产成本高的技术问题，本发明提供一 种9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法。

　　[0004] 为了解决上述技术问题，本发明公开了一种9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si铝基复合材 料制备方法，将硼酸铝（9Al2〇3 · 2B2〇3w)晶须和Al-Mg-Si合金粉末混合，混合粉末预压成 坯，将预压的坯件单轴热挤压得到复合材料棒材，最后对所述复合材料棒材进行热处理;具 体包括以下步骤：

　　[0005] 将硼酸铝(9Al2〇3 · 2B203w)晶须和Al-Mg-Si合金粉末混合，加入丙酮中进行搅拌， 超声清洗15_20min，然后50°C烘干lh;

　　[0006] 将烘干后的混合粉末进行球磨处理；

　　[0007]将球磨后的混合粉末装入挤压装置，进行冷压，冷压后静置，在同一挤压装置中升 温至挤压温度，保温挤压出复合材料；

　　[0008] 将挤压出的复合材料进行热处理。

　　[0009] 进一步的，所述硼酸错(9Al2〇3 · 2B2〇3W)晶须，经100目筛框反复过筛lh，将过筛后 的所述硼酸铝晶须用酸洗涤，再用蒸馏水清洗，然后在200°C下烘干2h。

　　[0010] 进一步的，所述酸为氢氟酸。

　　[0011] 进一步的，所述Al-Mg-Si合金粉末先进行过筛，将过筛后的所述Al-Mg-Si合金粉 末在110°C下烘干30min。

　　[0012] 进一步的，所述Al-Mg-Si合金粉末平均粒径为22.7μπι。

　　[0013] 进一步的，所述硼酸铝(9Al2〇3 · 2B2〇3w)晶须和Al-Mg-Si合金粉末的体积比为1: 9〇

　　[0014] 进一步的，所述球磨条件为选用Α12〇3陶瓷，球料比10:1，球磨时间22小时，球磨速 度400转/分。

　　[0015] 进一步的，所述冷压时，挤压模压头速度为2mm/min。

　　[0016] 进一步的，所述保温挤压条件为挤压锥角为60°，挤压比25:1，挤压温度530°C，挤 压速度 2-3mm/min。

　　[0017] 进一步的，所述挤压装置内壁均匀涂覆定量润滑剂。

　　[0018] 进一步的，所述润滑剂包括硬脂酸锌。

　　[0019] 进一步的，所述热处理方法为先进行固溶处理，再进行时效处理;所述固溶处理的 条件为530°C加热lh，所述时效处理的条件为180°C恒温9h。

　　[0020] 与现有技术相比，本发明可以获得包括以下技术效果：

　　[0021] 1)本发明的方法中球磨过程对于添加的晶须能够有效的进行分散，而随后的热挤 压过程进一步促进了晶须在铝合金基体中的分散，因为分散的晶须对材料的力学性能至关 重要，所以得到的材料性能优异。

　　[0022] 2)本发明的方法步骤简单，易于操作，制作得到的复合材料棒材，密度高，质量好， 表面质量优异。

　　[0023] 当然，实施本发明的任一产品必不一定需要同时达到以上所述的所有技术效果。

　　【附图说明】

　　[0024] 此处所说明的附图用来提供对本发明的进一步理解，构成本发明的一部分，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：

　　[0025] 图1为本发明实施例1中Al-Mg-Si合金粉末的SEM图；

　　[0026] 图2为本发明实施例1中硼酸铝晶须的SEM图；

　　[0027] 图3为本发明实施例1中Al-Mg-Si合金粉末的粒径分布图；

　　[0028]图4为本发明实施例1中200MP预压Al-Mg-Si合金粉末坯件微观组织图（低能球 磨）;

　　[0029]图5为本发明实施例1中200MP预压Al-Mg-Si合金粉末坯件微观组织图（高能球 磨)。

　　【具体实施方式】

　　[0030] 以下将配合附图及实施例来详细说明本发明的实施方式，藉此对本发明如何应用 技术手段来解决技术问题并达成技术功效的实现过程能充分理解并据以实施。

　　[0031] 实施例1

　　[0032] 一、材料

　　[0033] 制备过程选用Al-Mg-Si合金粉末作为基体合金，这种铝合金具有较高的强度、良 好的耐腐蚀性能以及优异的成型性能，基本成分如表1所示。

　　[0034]表ΙΑΙ-Mg-Si合金粉末的基本成分 [0035]

　　L〇〇36」 Al-Mg-Si合金粉禾赖敉近似球状，且赖敉尺寸相对均习，如图1所不。增强体选用 硼酸铝（9Al2〇3 · 2B2〇3W)晶须(青海中信国安成都分公司），这种材料具有轻量化、高强度、 高弹性模量、高硬度、耐高温、耐腐蚀以及良好的机械强度和电绝缘性等优异性能，无毒无 害，无污染;从成本方面分析，硼酸铝晶须价格低廉，远远低于碳化硅晶须的价格，几乎是它 价格的1/20。表2为硼酸铝(9Al2〇3 · 2B2〇3W)晶须的基本性能参数。

　　[0037] 表2硼酸铝(9Al2〇3 · 2B203W)晶须性能参数

　　[0038]

　　[0039]由图2可见，硼酸铝（9Al2〇3 · 2B203w)晶须呈短纤维状且表面相对光滑，晶须直径 范围为0.5~1.5μπι，长度在10~80μπι左右，长径比为5~20左右不等。

　　[0040] 二、粉末预处理

　　[0041 ] 使用dl300标准检验筛，将硼酸错(9Al2〇3 · 2B2〇3W)晶须通过100目筛框过筛lh。为 消除晶须表面的杂质和附着物，随后将晶须在HF酸溶液中进行酸洗，用蒸馏水洗净后再将 晶须放入烘干箱中，在200°C条件下保温2h，除去其表面吸附的气体和水份等杂质，并增强 其表面活性，以保证晶须与合金粉末能够达到良好的结合及晶须在基体中均匀的分布。 [0042] 对Al-Mg-Si合金粉末采用dl300标准检验筛进行过筛处理，对过筛的Al-Mg-Si合 金粉末进行烘干处理，通过激光粒度仪测定得到Al-Mg-Si合金粉末颗粒平均粒径尺寸为 22·7μηι，如图3所示。

　　[0043] 为保证粉末的纯度，对Al-Mg-Si合金粉末和硼酸铝（9Α12〇3 · 2B203w)晶须进行了 预处理:将Al-Mg-Si合金粉末粉与硼酸铝(9Al2〇3 · 2B203w)晶须的混粉放入丙酮试剂中进 行搅拌，并在超声波清洗机中清洗15~20min，去除表面的杂质，随后在烘干箱中50 °C干燥 处理lh。

　　[0044] 三、球磨混合

　　[0045]在进行球磨处理前，将球磨罐与刚玉球分别清洗干净，用酒精擦拭后使用吹风机 吹干，将干燥处理后的混粉与磨料球按照一定的球料比放入球磨罐中，分别设定好球磨速 度和球磨时间，并使用行星式球磨机对混粉进行球磨处理，使用的混料球为φΙΟ的ai2o3小 球。

　　[0046] 在行星式球磨机中进行球磨处理。球磨过程中，球磨参数包括球磨时间、球料比、 转速等对材料最终的性能都会造成不同程度的影响。

　　[0047]具体球磨工艺方案如下：

　　[0048] 方案 1:球磨速度：100rpm;球料比：10:1;球磨时间：011、211、411、611、811、1011、1411、 18h、22h;

　　[0049] 方案2:球磨速度：400rpm;球料比：10:1;球磨时间：011、211、411、611、811、1011、1411、 18h、22h;

　　[0050] 球磨材料包括Al-Mg-Si合金粉末和四种体积含量(5vol. %，10vol. %，15vol. % 和20vol. % )的硼酸铝晶须与Al-Mg-Si合金粉末的混粉。球磨处理后混合粉末的粉末特征 通过粉末形貌的变化，表观密度，振实密度，流动率来反映。

　　[0051 ] 低能球磨（lOOrpm)过程中，在1(^〇1.%硼酸铝晶须与41-1^-51合金粉末的混粉 中，初始态的Al-Mg-Si合金粉末颗粒绝大部分为等轴状颗粒，在球磨8h后，明显可以看到 Al-Mg-Si合金粉末形状变得不规则，一部分Al-Mg-Si合金粉末呈扁平状，在经过22h的球磨 处理后，出现大小不一的Al-Mg-Si合金粉末颗粒，且随着球磨时间的增加发现Al-Mg-Si合 金粉末形状变化趋势更加明显。随着球磨时间变化，Al-Mg-Si合金粉末形貌由等轴状趋向 于不规则的形状变化趋势，硼酸铝晶须本身也随着球磨时间的延长出现了折断，在局部区 域存在硼酸铝晶须的团簇。

　　[0052] 高能球磨（400rpm)过程中，在lOvol. %硼酸错晶须与Al-Mg-Si合金粉末的混粉 中，初始态Al-Mg-Si合金粉末颗粒呈等轴状，随着球磨时间的增加，粉末颗粒间相互发生强 烈的碰撞，从而产生严重的塑性变形，球磨4h时已明显看到不分散的硼酸铝晶须，由于球磨 过程中Al-Mg-Si合金粉末颗粒不断受到冲击力的作用，球磨4h后Al-Mg-Si合金粉末颗粒形 状变得不规则，合金粉末颗粒呈扁平状并出现断裂，随着球磨时间的增加，基体粉末颗粒呈 球状，颗粒的尺寸也有所增加(8h)。球磨至14h的过程中，颗粒尺寸有所减小。随着球磨时间 的进一步增加，颗粒的塑性变形程度越来越小;而颗粒的断裂成为主要的过程，从而导致颗 粒尺寸的减小直到焊合与断裂过程达到平衡，最终通过球磨得到细化的微观组织和随机取 向排布的颗粒。粉末颗粒尺寸在球磨22h后有所减小且颗粒的形状近似等轴状或球形状。 [0053]通常扁平状不规则的颗粒堆垛性差，对应的表观密度低；等轴状和近似球状的机 械合金化粉末堆垛性好，从而具有相对较大的表观密度。另一方面，硼酸铝晶须的添加会降 低Al-Mg-Si合金粉末基体颗粒的表观密度，这是由于增强体晶须尺寸要比合金粉末颗粒间 的空隙尺寸大，结果影响到粉末的堆垛使得表观密度降低。实验中，粉末表观密度值都是随 着增强体晶须含量的增加而逐渐减小;此外四种体积含量下高能球磨粉末的表观密度都要 高于低能球磨后粉末的表观密度。

　　[0054] 低能球磨（lOOrpm)和高能球磨(400rpm)两种球磨方式下振实密度呈现出与表观 密度同样的变化规律，均随着增强体含量的增加而减小，这主要是由于形貌变化与颗粒间 逐渐增大的摩擦共同作用的结果;相比之下高能球磨后粉末具有更低的振实密度，这主要 在于高能球磨后近似等轴状的粉末颗粒具有更大的比表面，不容易产生搭桥现象，堆垛性 要好，此外颗粒间相互的摩擦作用小。

　　[0055] 低能球磨（lOOrpm)和高能球磨(400rpm)相同时间下（12h)的粉末，其流动性均呈 现出减弱趋势，这主要是由于随着硼酸铝晶须含量的增加粉末颗粒间的摩擦作用越来越明 显，此外由于低能球磨后粉末颗粒表面形貌的不规则，从而在整体上表现出低能球磨后的 粉末后更差的粉末流动性。

　　[0056]四、粉末预压成坯

　　[0057] 传统方法混合及高能球磨后的粉末在柱形模具中进行预压成坯，挤压过程中在模 具内壁均匀涂覆硬脂酸锌润滑剂，挤压压力分别为150MPa，200MPa，300MPa，400MPa，500MPa 和600MPa。经预压得到直径为10mm，长度7mm的坯料，坯件密度通过阿基米德法测定，密度误 差保证在1 %内，以三次测定数值的平均值为准。

　　[0058] 对单一的Al-Mg-Si合金粉末及硼酸铝晶须增强体添加的混合粉末，在进行了球磨 前期处理后，采用压实设备对粉末进行了冷压成坯时，对粉末颗粒施加的是单轴压应力，这 些颗粒将施加的应力通过接触点相互传递。在理想的球形或等轴颗粒模型中，接触点上出 现的是对称的反作用力，这种作用力从而只会促进颗粒的压缩变形。颗粒形状不规则时，低 能球磨后的粉末颗粒，粉末颗粒的接触点上形成的是非对称的反作用力，从而产生剪切变 形使得粉末堆垛所需的压应力减小。结果，球形粉末颗粒很难压实，这是由于颗粒间的摩擦 力太大，而且粉末颗粒的比表面积、颗粒尺寸越大，颗粒间的摩擦越大。图4和图5为两种球 磨方式下的Al-Mg-Si合金粉末颗粒在200MPa载荷下冷压后坯件的微观组织，由图可以看 到，两种方式在较低载荷下得到的坯件都存在不同程度的孔隙，致密化程度不够。

　　[0059] 高能球磨后的合金粉末尺寸颗粒大都呈球形，添加不同量的增强体后，颗粒尺寸 随增强体含量增大逐渐减小，但由于颗粒实质上为球状或等轴状，具有更大的比表面积，因 此堆垛时所需的压力仍然会增大。在进行单轴冷压时，压力的增加使得材料相对密度增大 而挤压速率会逐渐下降。实验表明，在低能球磨时不同晶须含量的粉末颗粒，在预压过程中 随着压力的增加挤压速率的减小幅度逐渐变大，这主要是由于低能球磨混粉颗粒在压实成 坯的过程中晶须增强体团簇程度的加剧。

　　[0060] 颗粒形状和尺寸在500MPa的压力下对压实行为的影响也呈现在表3中。当颗粒形 状从不规则转变为球状或等轴状时，由于更大的比表面积，压实性有所下降，高能球磨得到 的粉末颗粒由于高比表面积而在压实过程中呈现排斥力。

　　[0061 ]表3粉末颗粒尺寸及密度变化

　　[0062]

　　[0063] 五、挤压棒材

　　[0064] 预压得到的坯件静置一定时间后升温至所需的挤压温度，保温挤压出棒材。粉末 热挤压过程中设定挤压温度时不宜过高;为减小摩擦对挤压变形的影响，对挤压模具壁均 匀涂覆定量的润滑剂，以便粉末的顺利挤压;挤压出棒材后，对挤压模具进行清理，保证下 次挤压时材料的质量。

　　[0065] 两种球磨方式下的预压坯件挤压后得到的棒材质量存在明显的差异，为得到表面 质量优异的材料，对六种材料在相同热挤压条件下得到的样品进行分析研究。在挤压比25: 1，两种球磨条件下，基体合金及晶须含量分别为lOvol. %和20vol. %的挤压态材料性能进 行了对比分析，结果见表4。

　　[0066] 表4不同材料下热挤压态材料的力学性能

　　[0067]

　　[0068] 从表4可以看到，低能球磨后的材料在晶须含量为10vol. %时，综合力学性能最 优，而进一步增加增强体的含量时，由于低能球磨不能实现有效的晶须分散，形成大量的晶 须团簇，团簇晶须形成使得材料在拉伸过程中不能实现有效的载荷转移或传递，并作为裂 纹源，促使材料在低应力条件下就发生断裂。高能球磨条件下的复合材料中，增强体得到了 有效的分散，并且高能球磨的条件使得粉末颗粒间形成有效的合金化，从而在两方面共同 促使材料在力学性能上的大幅度提升。

　　[0069] 六、热处理

　　[0070] 对三种材料(包括Al-Mg-Si合金及lOvol. %和20vol. %两种硼酸铝晶须含量的混 粉复合材料），在热挤压制备后的条件下进行了固溶时效处理，固溶处理温度530°C，时间 lh;时效处理温度180°C，时效时间9h。整体上复合材料的硬度对要明显高于Al-Mg-Si合金 的硬度值，此外在硼酸铝晶须含量的添加明显加速了整个时效过程，而且在硼酸铝晶须含 量为20vol. %的复合材料中这种趋势愈发明显。

　　[0071]表5为Al-Mg-Si合金和两种硼酸铝晶须含量的复合材料热处理态下复合材料的力 学性能，由表可见，材料力学性能经时效热处理后性能得到进一步提高，但材料的延伸率没 有明显变化。

　　[0072] 表5A1-Mg-Si合金和9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si复合材料热处理态力学性能

　　[0073]

　　[0074] 实施例2

　　[0075] (1)取硼酸铝(9Al2〇3 · 2B203w)晶须，经100目筛框反复过筛lh，将过筛后的所述硼 酸铝晶须用HF酸洗涤，再用蒸馏水清洗，然后在200°C下烘干2h。

　　[0076] (2)取Al-Mg-Si合金粉末先进行过筛，将过筛后的所述Al-Mg-Si合金粉末在110°C 下烘干SOmiruAl-Mg-Si合金粉末平均粒径为22.7μηι。

　　[0077] (3)将硼酸铝晶须和Al-Mg-Si合金粉末以体积比9:1混合，加入丙酮中进行搅拌， 超声清洗15_20min，然后50°C烘干lh。

　　[0078] (4)将烘干后的混粉选用Al2〇3陶瓷球，以10:1的球料比，400转/分，球磨22小时。

　　[0079] (5)将球磨好的混粉装入挤压装置，挤压装置内壁均匀涂覆硬脂酸锌润滑剂润滑， 剂挤压模压头速度为2mm/min进行冷压;冷压后静置，在同一挤压装置中升温至530°C，以挤 压锥角为60°，挤压比25:1，挤压速度2-3mm/min，保温挤压出复合材料。

　　[0080] (6)将挤压出的复合材料进行热处理:先进行固溶处理，530°C加热lh;再进行时效 处理，180°C恒温9h。

　　[0081] 本发明的方法中球磨过程对于添加的晶须能够有效的进行分散，而随后的热挤压 过程进一步促进了晶须在铝合金基体中的分散，因为分散的晶须对材料的力学性能至关重 要，所以得到的材料性能优异。本发明的方法步骤简单，易于操作，制作得到的复合材料棒 材，密度高，质量好，表面质量优异。

　　[0082] 如在说明书及权利要求当中使用了某些词汇来指称特定成分或方法。本领域技术 人员应可理解，不同地区可能会用不同名词来称呼同一个成分。本说明书及权利要求并不 以名称的差异来作为区分成分的方式。如在通篇说明书及权利要求当中所提及的"包含"为 一开放式用语，故应解释成"包含但不限定于"。"大致"是指在可接收的误差范围内，本领域 技术人员能够在一定误差范围内解决所述技术问题，基本达到所述技术效果。说明书后续 描述为实施本发明的较佳实施方式，然所述描述乃以说明本发明的一般原则为目的，并非 用以限定本发明的范围。本发明的保护范围当视所附权利要求所界定者为准。

　　[0083]还需要说明的是，术语"包括"、"包含"或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的 包含，从而使得包括一系列要素的商品或者系统不仅包括那些要素，而且还包括没有明确 列出的其他要素，或者是还包括为这种商品或者系统所固有的要素。在没有更多限制的情 况下，由语句"包括一个……"限定的要素，并不排除在包括所述要素的商品或者系统中还 存在另外的相同要素。

　　[0084]上述说明示出并描述了本发明的若干优选实施例，但如前所述，应当理解本发明 并非局限于本文所披露的形式，不应看作是对其他实施例的排除，而可用于各种其他组合、 修改和环境，并能够在本文所述发明构想范围内，通过上述教导或相关领域的技术或知识 进行改动。而本领域人员所进行的改动和变化不脱离本发明的精神和范围，则都应在本发 明所附权利要求的保护范围内。

　　【主权项】

　　1.9A1203 · 2B2〇3W/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法，其特征在于，将硼酸铝晶须和Al-Mg-Si合金粉末混合，混合粉末预压成坯，将预压的坯件单轴热挤压得到复合材料棒材，最 后对所述复合材料棒材进行热处理;具体包括以下步骤： 将硼酸铝晶须和Al-Mg-Si合金粉末混合，加入丙酮中进行搅拌，超声清洗15-20min，然 后50°C烘干lh; 将烘干后的混合粉末进行球磨处理； 将球磨后的混合粉末装入挤压装置，进行冷压，冷压后静置，在同一挤压装置中升温至 挤压温度，保温挤压出复合材料； 将挤压出的复合材料进行热处理。2. 如权利要求1所述的9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法，其特征在于， 所述硼酸铝晶须，经100目筛框反复过筛lh，将过筛后的所述硼酸铝晶须用酸洗涤，再用蒸 馏水清洗，然后在200 °C下烘干2h。3. 如权利要求2所述的9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法，其特征在于， 所述酸为氢氟酸。4. 如权利要求3所述的9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si错基复合材料制备方法，其特征在于， 所述Al-Mg-Si合金粉末先进行过筛，将过筛后的所述Al-Mg-Si合金粉末在110°C下烘干 30min，所述Al-Mg-Si合金粉末平均粒径为22.7μπι。5. 如权利要求4所述的9Α12〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法，其特征在于， 所述硼酸铝晶须和Al-Mg-Si合金粉末的体积比为1:9。6. 如权利要求5所述的9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法，其特征在于， 所述球磨条件为选用Al 2〇3陶瓷，球料比10:1，球磨时间22小时，球磨速度400转/分。7. 如权利要求6所述的9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法，其特征在于， 所述冷压时，挤压模压头速度为2mm/min。8. 如权利要求7所述的9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法，其特征在于， 所述保温挤压条为挤压锥角为60°，挤压比25:1，挤压温度530°C，挤压速度2-3mm/min。9. 如权利要求8所述的9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法，其特征在于， 所述挤压装置内壁均匀涂覆润滑剂。10. 如权利要求9所述的9Al2〇3 · 2B2〇3w/Al-Mg-Si铝基复合材料制备方法，其特征在于， 所述热处理方法为先进行固溶处理，再进行时效处理；所述固溶处理的条件为530°C加热 lh，所述时效处理的条件为180°C恒温9h。

　　【文档编号】C22C49/06GK105839033SQ201610339499

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月20日

　　【发明人】马国俊, 金培鹏, 王金辉, 薛彩红, 陈春朴

　　【申请人】青海大学, 马国俊

　　一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺的制作方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺，包括以下步骤：步骤1)SiC粉体和碳纤维短丝表面处理；步骤2)SiC粉体和碳纤维短丝与Al粉混粉；步骤3)真空热等静压烧结；步骤4)对烧结后的坯料进行热旋压。本发明制备的轴承套具有热膨胀系数低、耐磨性好、润滑性好等优点，对保证轧件的尺寸精度和表面质量有重要作用。

　　【专利说明】

　　一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及乳机领域，具体涉及一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺。

　　【背景技术】

　　[0002]机械工业中，温度变化使机械零件的尺寸和几何形状发生相应的变化，它不可避免地影响配合精度和位置精度，降低产品的可靠性。同时，加工零部件的机床也因热变形而影响零部件的加工精度。随着现代科技的发展和机械精度的迅速提高，温度对机械的影响愈来愈大。在精密加工中，热变形引起的误差已占加工总误差的40-70%，特别是机械精度进入纳米精度时代，热变形误差影响更大。可以说，热变形所引起的误差目前己成为机械行业提高精度和保证质量的关键技术和难题。因此，人们更加重视研究温度引起的热误差对机械的影响，并己成为机械科学前沿领域的研究热点与重点之一。

　　[0003]轴套是套在转轴上的筒状机械零件，是滑动轴承的一个组成部分。一般来说，轴套与轴承座采用过盈配合，而与轴采用间隙配合。轴套在长期运行过程中，由于受摩擦等热作用致其永久性变形，进而导致机械胀紧配合力度达不到要求的缩紧力，轴套与主轴之间出现配合间隙，引起了轴套的磨损。轴套磨损后，直接影响其配合精度和位置精度，对于过盈配合，配合面间可能产生间隙或因过盈量增大而产生塑性变形;对于间隙配合，可能使间隙增大而影响运动精度或因间隙减小而影响运动件灵活性。

　　[0004]轴套变形后容易引起乳机轴轴向串动及乳机进水问题，对乳机运行状态的观察和维修实践表明，当乳机主轴产生窜动后，轴套与密封板之间间隙过大，导致乳机轴承密封损坏，造成乳机轴承开始进水；由于乳辊的轴向窜动，乳制过程中，乳件与乳辊会产生冲击，这在一定程度上加速了乳机轴承的磨损，而乳机轴承进水后会造成轴承润滑油乳化变质，破坏轴承润滑油的润滑性能。

　　[0005]为解决主轴转动发热和磨损问题，有资料采用水冷轴承座，即在轴承座内部设冷却水通道，冷却水通道用盖板封闭，盖板上开有冷却水的进水口和出水口。冷却水通道上面覆盖盖板后，再将盖板与轴承座的本体焊接等工艺，以达到轴承降温目的，提高轴承寿命。但这一工艺仅适用大型乳机，对于精密乳机，轴承座空间有限，同时精密乳机中轴套中包括了胀紧套、螺栓套等复合轴套，这一工艺并不适合。

　　【发明内容】

　　[0006]本发明的目的在于克服现有技术存在的以上问题，提供一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺，本发明制备的轴承套具有热膨胀系数低、耐磨性好、润滑性好等优点，对保证乳件的尺寸精度和表面质量有重要作用。

　　[0007]为实现上述技术目的，达到上述技术效果，本发明通过以下技术方案实现:

　　[0008]—种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺，包括以下步骤:

　　[0009]步骤I)SiC粉体和碳纤维短丝表面处理:将SiC粉体和碳纤维短丝直接放入箱式电阻炉中进行烘干处理；

　　[0010]步骤2)SiC粉体和碳纤维短丝与Al粉混粉:将SiC粉体、碳纤维短丝和铝合金粉混合配制出混合粉料，用行星球磨机或Y型混料机进行混料，并加入过程控制剂；

　　[0011]步骤3)真空热等静压烧结:将混合好的粉料装到的模具中放入烧结炉中，抽完真空后升温，至烧结温度后保温，保温期间施加压制压力，烧结成圆环状坯；

　　[0012]步骤4)对烧结后的坯料进行热旋压:将旋压机的芯模加热，同时，加热烧结后的SiC、碳纤维短丝与Al粉的圆环状坯，最后通过多道次热旋压制成轴套。

　　[0013]进一步的，所述步骤I)中，按重量份数计SiC粉体和碳纤维短丝的比例为2-4:1，所述箱式电阻炉的烘干温度为200°C-450°C，烘干时间为1.5-4.5小时。

　　[0014]进一步的，所述步骤2)中，按重量份数计SiC粉体、碳纤维短丝与Al粉混粉的比例为2-4:1:2-6,混料时间为0.5-2小时，

　　[0015]进一步的，所述过程控制剂为硬脂酸，所述硬脂酸的加入重量为混合粉料总重量的0.5-2 %。

　　[0016]进一步的，所述步骤3)中，烧结温度为600°C-1000°C，保温时间为2-5小时，保温期间施加30-200MPa压制压力。

　　[0017]进一步的，所述步骤4)中，旋压机的芯模加热温度为300-500°C，圆环状坯料的加热温度为320-550 °C。

　　[0018]本发明的有益效果是:

　　[0019]本发明实现了SiC粉体、碳纤维短丝与Al粉混粉后烧结制坯料，由于SiC粉体和碳纤维短丝热膨胀系数低，与Al粉混合烧结制成的轴套具有热膨胀系数低的优点，防止在工作的受热变形。

　　[0020]本发明在坯料中加入的SiC粉体能够使轴套具有很好的耐磨性，延长了轴套的使用时间。

　　[0021]本发明在坯料中加入的碳纤维短丝能够使轴套具有很好的自润滑性，减少了轴套对轴的磨损。

　　[0022]本发明实现了对烧结后的SiC粉体增强相Al合金粉末冶金坯料的热旋压，由于粉末冶金的坯料强度很高，很难进行冷塑性变形加工，通过热旋压实现了轴套的近终成型。

　　[0023]上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，并可依照说明书的内容予以实施，以下以本发明的较佳实施例详细说明如后。本发明的【具体实施方式】由以下实施例详细给出。

　　【具体实施方式】

　　[0024]下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

　　[0025]实施例1

　　[0026]制备高度为100mm，外径为110mm，壁厚为5mm的轴套。

　　[0027]1.SiC粉体和碳纤维短丝表面处理:将平均粒度20μπι的SiC粉体和直径7μπι、长度为1mm的碳纤维短丝按照2:1的重量份数比例放入箱式电阻炉中进行烘干处理，烘干温度200°C，烘干时间2小时，除去粉体表面的结晶水和一些吸附物，提高SiC粉体和碳纤维短丝的分散性，有利于复合材料中增强体的均匀分散，提高复合材料的热物理性能；

　　[0028]2.SiC粉体和碳纤维短丝与Al粉混粉:SiC粉体和碳纤维短丝与平均粒度为50μπι铝合金粉根据2:1: 3的配比配制出混合粉料，行星球磨机或Y型混料机进行混料一小时，加入I %过程控制剂硬脂酸；

　　[0029]3.真空热等静压烧结:将混合好的粉料装到的模具中放入烧结炉中，抽完真空后升温，至600°C烧结温度后保温3小时，保温期间施加40MPa压制压力，烧结成圆环状坯料，圆环还料尺寸高度为150mm，外径为140mm，壁厚为20mm;

　　[0030]4.对烧结后的坯料进行热旋压:将旋压机的芯模加热加热到320°C，同时，加热烧结后的SiC、碳纤维短丝与Al粉圆环状坯料到380°C温度，通过多道次热旋压制成外径为110mm，壁厚为5mm的套筒，再经线切割，制成多个高度为100mm，外径为110mm，壁厚为5mm的轴套，该轴套热膨胀系数低，为7.6 X 10-6K-1，耐磨性好。

　　[0031]实施例2

　　[0032]制备高度为150mm，外径为120mm，壁厚为6mm的轴套。

　　[0033]1.SiC粉体和碳纤维短丝表面处理:将平均粒度25μπι的SiC粉体和粉体和直径7μπι，长度为15mm的碳纤维短丝按照2.5:1的比例放入箱式电阻炉中进行烘干处理，烘干温度220°C，烘干时间3小时，除去粉体表面的结晶水和一些吸附物，提高SiC粉体和碳纤维短丝的分散性，有利于复合材料中增强体的均匀分散，提高复合材料的热物理性能；

　　[0034]2.SiC粉体和碳纤维短丝与Al粉混粉:SiC粉体和和碳纤维短丝与平均粒度为40μπι铝合金粉根据2.5:1:4的配比配制出混合粉料，行星球磨机或Y型混料机进行混料一小时，加入1.5%过程控制剂硬脂酸；

　　[0035]3.真空热等静压烧结:将混合好的粉料装到的模具中放入烧结炉中，抽完真空后升温，至800°C烧结温度后保温3.5小时，保温期间施加60MPa压制压力，烧结成圆环状坯料，圆环还料尺寸高度为200_，外径为148_，壁厚为20_ ；

　　[0036]4.对烧结后的坯料进行热旋压:将旋压机的芯模加热加热到350°C，同时，加热烧结后的SiC、碳纤维短丝与Al粉圆环状坯料到400°C温度，通过多道次热旋压制成外径为120mm，壁厚为6mm的套筒，再经线切割，制成多个高度为150mm，外径为120mm，壁厚为6mm的轴套，该轴套热膨胀系数低，为7.8 X 10-6K-1，耐磨性好。

　　[0037]实施例3

　　[0038]制备高度为180mm，外径为150mm，壁厚为8mm的轴套。

　　[0039]1.SiC粉体和碳纤维短丝表面处理:将平均粒度30μπι的SiC粉体和直径7μπι，长度为20mm的碳纤维短丝按照3:1的比例放入箱式电阻炉中进行烘干处理，烘干温度240°C，烘干时间3.5小时，除去粉体表面的结晶水和一些吸附物，提高SiC粉体和碳纤维短丝的分散性，有利于复合材料中增强体的均匀分散，提高复合材料的热物理性能；

　　[0040]2.SiC粉体和碳纤维短丝与Al粉混粉:SiC粉体和和碳纤维短丝与平均粒度为60μπι铝合金粉根据3:1: 5的配比配制出混合粉料，行星球磨机或Y型混料机进行混料一小时，加入I %过程控制剂硬脂酸；

　　[0041]3.真空热等静压烧结:将混合好的粉料装到的模具中放入烧结炉中，抽完真空后升温，至900°C烧结温度后保温4小时，保温期间施加10MPa压制压力，烧结成圆环状坯料，圆环还料尺寸高度为250mm，外径为184mm，壁厚为25mm;

　　[0042]4.对烧结后的坯料进行热旋压:将旋压机的芯模加热加热到400°C，同时，加热烧结后的SiC、碳纤维短丝与Al粉圆环状坯料到450°C温度，通过多道次热旋压制成外径为150mm，壁厚为8mm的套筒，再经线切割，制成多个高度为180mm，外径为150mm，壁厚为8mm的轴套，该轴套热膨胀系数低，为8.1 X 10-6K-1，耐磨性好。

　　[0043]采用该工艺制备的轴套热膨胀系数低，小于9X10-6K-1，所以避免了乳机特别是精密乳机主轴在转动时升温造成的热变形误差，同时由于利用SiC粉体耐磨性好，碳纤维短丝自润滑性好的优点，该工艺制备的轴套具有良好的耐磨性和自润滑性。因此无需采用水冷轴承座介入，能够广泛应用于精密乳机中使用。

　　[0044]上述实施例中，SiC粉体还可以选择不同粒度混合使用，20μπι占60 %、25μπι占40 %，参照这种粒度制备的轴套强度较比单用一种粒度的轴套强度大。SiC粉体、碳纤维短丝与Al粉混粉的比例为2-4:1:2-6,该参数制备出的轴套相对具有稳定的性能，通过SiC粉体与Al粉不同量的添加，能够改变轴套的软硬程度，以适应使用轴的材质硬度，避免过硬将轴损坏。

　　[0045]对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

　　【主权项】

　　1.一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺，其特征在于，包括以下步骤: 步骤l)SiC粉体和碳纤维短丝表面处理:将SiC粉体和碳纤维短丝直接放入箱式电阻炉中进行烘干处理； 步骤2)SiC粉体和碳纤维短丝与Al粉混粉:将SiC粉体、碳纤维短丝和铝合金粉混合配制出混合粉料，用行星球磨机或Y型混料机进行混料，并加入过程控制剂； 步骤3)真空热等静压烧结:将混合好的粉料装到的模具中放入烧结炉中，抽完真空后升温，至烧结温度后保温，保温期间施加压制压力，烧结成圆环状坯； 步骤4)对烧结后的坯料进行热旋压:将旋压机的芯模加热，同时，加热烧结后的SiC、碳纤维短丝与Al粉的圆环状坯，最后通过多道次热旋压制成轴套。2.根据权利要求1所述的一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺，其特征在于:所述步骤I)中，按重量份数计SiC粉体和碳纤维短丝的比例为2-4:1，所述箱式电阻炉的烘干温度为200°C -450 °C，烘干时间为I.5-4.5小时。3.根据权利要求1所述的一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺，其特征在于:所述步骤2)中，按重量份数计SiC粉体、碳纤维短丝与Al粉混粉的比例为2-4:1: 2-6，混料时间为0.5-2小时。4.根据权利要求1所述的一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺，其特征在于:所述过程控制剂为硬脂酸，所述硬脂酸的加入重量为混合粉料总重量的0.5-2%。5.根据权利要求1所述的一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺，其特征在于:所述步骤3)中，烧结温度为600 0C-1OOO 0C，保温时间为2-5小时，保温期间施加30_200MPa压制压力。6.根据权利要求1所述的一种低热膨胀耐磨轴套的制备工艺，其特征在于:所述步骤4)中，旋压机的芯模加热温度为300-500°C，圆环状坯料的加热温度为320-550°C。

　　【文档编号】B22F3/12GK105839034SQ201610347647

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月24日

　　【发明人】梁贺, 穆开洪

　　【申请人】苏州创浩新材料科技有限公司

　　一种纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料及其制备方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料及其制备方法，其中，所述金属陶瓷模具材料由如下重量份数的组分制备而得：纳米氧化铝、氮化硼、钐粉、矿渣粉、氢化钛、钒酸锂、硼酸铝晶须、三氧化二镓、纳米碳酸钙、二硼化钛、碘化亚铕、碳化铌、三氧化二钇、芥酸酰胺、碳化钽、二硫化钼、甲基乙烯基二氯硅烷。本发明提供的金属陶瓷模具材料显示良好的抗弯强度、断裂韧性和较长的使用寿命，克服了传统的金属陶瓷模具材料的易开裂、韧性差而导致使用寿命短的不足。同时，在实际使用过程中，本发明制备的模具容易脱模、耐磨性强，成型产品的质量较好，良率高。

　　【专利说明】

　　一种纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料及其制备方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明属于模具材料领域，具体涉及一种纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料及其制 备方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 模具是通信设备、工业器件、汽车零部件的制造中重要的工艺装备，享有"工业之 母"的美誉，具有效率高、质量好、节约原材料、降低成本等许多优点。据统计，各部门的机械 加工制品中60%以上的零部件都需要使用模具成型生产，因此模具在工业生产与发展中占 重要地位。

　　[0003] 金属陶瓷模具材料具有高强度、高硬度、耐高温、耐磨损等优点，在热挤压成型中 广泛使用。金属陶瓷模具材料中最主要为氧化铝基模具和氮化硅基模具。虽然金属陶瓷模 具材料具有以上优点，但是金属陶瓷模具材料中的金属相和陶瓷相的两者的热膨胀系数相 差较大，很容易产生裂纹而开裂，影响产品质量和模具使用寿命;此外，所使用的金属相在 模具成型过程中也很容易氧化，在挤压过程中也容易粘料，影响产品的质量和良品率。因 而，有必要对金属陶瓷模具材料的性能进行提升，提高模具的使用寿命，减少模具开裂，增 加韧性和材料的高温稳定性，以扩大金属陶瓷模具的应用。

　　【发明内容】

　　[0004] 本发明所要解决现有技术问题的至少一种，提供一种纳米氧化铝基金属陶瓷模具 材料及其制备方法。

　　[0005] 为了解决上述技术问题，本发明是通过以下技术方案实现的： 本发明公开了一种纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料，由如下重量份数的组分制备而 得:纳米氧化错78-90份、氮化硼13-25份、钐粉2_8份、矿渣粉4_9份、氢化钦1_5份、f凡酸裡 0.6-3份、硼酸铝晶须4-8份、三氧化二镓0.4-2份、纳米碳酸钙8-15份、二硼化钛1.3-4份、碘 化亚铕0.2-2份、碳化铌0.4-3份、三氧化二钇0.8-2.6份、芥酸酰胺0.5-2.5份、碳化钽0.8- 1.7份、二硫化钼0.5-2份、甲基乙烯基二氯硅烷0.2-2份。

　　[0006] 优选的，所述纳米氧化错的平均粒径为100_300nm。

　　[0007] 所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料，由如下重量份数的组分制备而得:纳米 氧化铝82份、氮化硼16份、钐粉5份、矿渣粉6份、氢化钛3份、钒酸锂2.3份、硼酸铝晶须5份、 三氧化二镓1.2份、纳米碳酸钙9份、二硼化钛1.9份、碘化亚铕0.6份、碳化铌1.7份、三氧化 二钇2.1份、芥酸酰胺0.9份、碳化钽1.2份、二硫化钼1.4份、甲基乙烯基二氯硅烷1份。

　　[0008] 所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料，由如下重量份数的组分制备而得:纳米 氧化铝87份、氮化硼16份、钐粉6份、矿渣粉5份、氢化钛2份、钒酸锂1.4份、硼酸铝晶须6份、 三氧化二镓1.6份、纳米碳酸钙9份、二硼化钛2.6份、碘化亚铕0.7份、碳化铌2.1份、三氧化 二钇1.3份、芥酸酰胺1.6份、碳化钽1.4份、二硫化钼1.3份、甲基乙烯基二氯硅烷0.7份。

　　[0009] 本发明还提供是一种所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料的制备方法，包括以 下步骤： (1) 配料:按照上述重量份对各组分配比称重； (2) 球磨混料:将除纳米氧化铝外的上其它配料投入球磨机中，其球料比为18-30:1，湿 磨12-24小时后，在60 °C下真空干燥24小时，得到球磨料，然后与纳米氧化铝混合均匀后，得 到混合粉体； (3) 成型烧结:将上述混合粉体压制成型，在400-600MPa压力下制得压坯，将压坯置于 真空热压烧结炉中，以升温速度为8-20°C/min升温至1560-1680°C温度，在25-40MPa压力 下，烧结1-3小时，然后随炉冷却即得纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料。

　　[0010] 优选的，所述步骤(2)中的湿磨介质为无水乙醇或丙酮，球料比为23:1。

　　[0011] 所述步骤(3)中的压制成型的压力为480MPa。

　　[0012] 所述步骤(3)中的烧结条件为以升温速度为17°C/min升温至1620°C温度，在28MPa 压力下，烧结1.5小时。

　　[0013] 由于采用了以上技术方案，本发明与现有技术相比具有如下有益效果： 本发明提供的金属陶瓷模具材料的抗弯强度为972-998MPa，断裂韧性为10.6- 12.4MPa，m1/2,使用寿命不小于5000次，显示良好的抗弯强度、断裂韧性和较长的使用寿命， 克服了传统的金属陶瓷模具材料的易开裂、韧性差而导致使用寿命短的不足。同时，在实际 使用过程中，本发明制备的模具容易脱模、耐磨性强，成型产品的质量较好，良率高。

　　【具体实施方式】

　　[0014] 下面结合具体实施例，对本发明作进一步详细描述。以下实施例用于说明本发明， 但不用来限制本发明的范围。

　　[0015] 实施例1 本实施例所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料的制备方法，包括以下步骤： (1) 配料:按照重量份对各组分配比称重:纳米氧化铝78份、氮化硼13份、钐粉2份、矿渣 粉4份、氢化钛1份、钒酸锂0.6份、硼酸铝晶须4份、三氧化二镓0.4份、纳米碳酸钙8份、二硼 化钛1.3份、碘化亚铕0.2份、碳化铌0.4份、三氧化二钇0.8份、芥酸酰胺0.5份、碳化钽0.8 份、二硫化钼0.5份、甲基乙烯基二氯硅烷0.2份； (2) 球磨混料:将除纳米氧化铝外的上其它配料投入球磨机中，其球料比为18:1，湿磨 12小时后，在60 °C下真空干燥24小时，得到球磨料，然后与纳米氧化铝混合均匀后，得到混 合粉体； (3) 成型烧结:将上述混合粉体压制成型，在400MPa压力下制得压坯，将压坯置于真空 热压烧结炉中，以升温速度为8 °C/min升温至1560 °C温度，在25MPa压力下，烧结1小时，然后 随炉冷却即得纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料。

　　[0016] 实施例2 本实施例所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料的制备方法，包括以下步骤： (1)配料:按照重量份对各组分配比称重:纳米氧化铝90份、氮化硼25份、钐粉8份、矿渣 粉9份、氢化钛5份、钒酸锂3份、硼酸铝晶须8份、三氧化二镓2份、纳米碳酸钙15份、二硼化钛 4份、碘化亚铕2份、碳化铌3份、三氧化二钇2.6份、芥酸酰胺2.5份、碳化钽1.7份、二硫化钼2 份、甲基乙烯基二氯硅烷2份； (2) 球磨混料:将除纳米氧化铝外的上其它配料投入球磨机中，其球料比为30:1，湿磨 24小时后，在60 °C下真空干燥24小时，得到球磨料，然后与纳米氧化铝混合均匀后，得到混 合粉体； (3) 成型烧结:将上述混合粉体压制成型，在600MPa压力下制得压坯，将压坯置于真空 热压烧结炉中，以升温速度为20°C/min升温至1680°C温度，在40MPa压力下，烧结3小时，然 后随炉冷却即得纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料。

　　[0017] 实施例3 本实施例所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料的制备方法，包括以下步骤： (1) 配料:按照重量份对各组分配比称重:纳米氧化铝84份、氮化硼19份、钐粉5份、矿渣 粉6份、氢化钛3份、钒酸锂1.8份、硼酸铝晶须6份、三氧化二镓1.2份、纳米碳酸钙11份、二硼 化钛2.6份、碘化亚铕1.1份、碳化铌1.7份、三氧化二钇1.7份、芥酸酰胺1.5份、碳化钽1.2 份、二硫化钼1.3份、甲基乙烯基二氯硅烷1.1份； (2) 球磨混料:将除纳米氧化铝外的上其它配料投入球磨机中，其球料比为24:1，湿磨 18小时后，在60°C下真空干燥24小时，得到球磨料，然后与纳米氧化铝混合均匀后，得到混 合粉体； (3) 成型烧结:将上述混合粉体压制成型，在500MPa压力下制得压坯，将压坯置于真空 热压烧结炉中，以升温速度为14°C/min升温至1620°C温度，在32MPa压力下，烧结2小时，然 后随炉冷却即得纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料。

　　[0018] 实施例4 本实施例所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料的制备方法，包括以下步骤： (1) 配料:按照重量份对各组分配比称重:纳米氧化铝82份、氮化硼16份、钐粉5份、矿渣 粉6份、氢化钛3份、钒酸锂2.3份、硼酸铝晶须5份、三氧化二镓1.2份、纳米碳酸钙9份、二硼 化钛1.9份、碘化亚铕0.6份、碳化铌1.7份、三氧化二钇2.1份、芥酸酰胺0.9份、碳化钽1.2 份、二硫化钼1.4份、甲基乙烯基二氯硅烷1份； (2) 球磨混料:将除纳米氧化铝外的上其它配料投入球磨机中，其球料比为23:1，湿磨 20小时后，在60 °C下真空干燥24小时，得到球磨料，然后与纳米氧化铝混合均匀后，得到混 合粉体； (3) 成型烧结:将上述混合粉体压制成型，在480MPa压力下制得压坯，将压坯置于真空 热压烧结炉中，以升温速度为17°C/min升温至1620°C温度，在28MPa压力下，烧结1.5小时， 然后随炉冷却即得纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料。

　　[0019] 实施例5 本实施例所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料的制备方法，包括以下步骤： (1) 配料:按照重量份对各组分配比称重:纳米氧化铝87份、氮化硼16份、钐粉6份、矿渣 粉5份、氢化钛2份、钒酸锂1.4份、硼酸铝晶须6份、三氧化二镓1.6份、纳米碳酸钙9份、二硼 化钛2.6份、碘化亚铕0.7份、碳化铌2.1份、三氧化二钇1.3份、芥酸酰胺1.6份、碳化钽1.4 份、二硫化钼1.3份、甲基乙烯基二氯硅烷0.7份； (2) 球磨混料:将除纳米氧化铝外的上其它配料投入球磨机中，其球料比为23:1，湿磨 20小时后，在60 °C下真空干燥24小时，得到球磨料，然后与纳米氧化铝混合均匀后，得到混 合粉体； (3)成型烧结:将上述混合粉体压制成型，在480MPa压力下制得压坯，将压坯置于真空 热压烧结炉中，以升温速度为17°C/min升温至1620°C温度，在28MPa压力下，烧结1.5小时， 然后随炉冷却即得纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料。

　　[0020] 对比例1 本对比例参照实施例1制备金属陶瓷模具材料，不同之处仅在于:本对比例中不含氢化 钛和钐粉。

　　[0021] 对比例2 本对比例参照实施例1制备金属陶瓷模具材料，不同之处仅在于:本对比例中不含钒酸 锂和碳化钽。

　　[0022] 性能测试 将上述所有实施例和对比例制备的金属陶瓷模具材料进行各项性能测试，其测试结果 见下表：

　　[0023]从上表可看出，本发明提供的金属陶瓷模具材料的抗弯强度为972_998MPa，断裂 韧性为10.6-12.4MPaiV2,使用寿命不小于5000次，显示良好的抗弯强度、断裂韧性和较长 的使用寿命，克服了传统的金属陶瓷模具材料的易开裂、韧性差而导致使用寿命短的不足。 同时，在实际使用过程中，本发明制备的模具容易脱模、耐磨性强，成型产品的质量较好，良 率高。通过两个对比例可知，氢化钛和钐粉，以及钒酸锂和碳化钽的相互协同作用对制备的 模具材料的以上性能均带来一定的有益影响。

　　【主权项】

　　1. 一种纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料，其特征在于，由如下重量份数的组分制备而 得:纳米氧化错78-90份、氮化硼13-25份、钐粉2_8份、矿渣粉4_9份、氢化钦1_5份、f凡酸裡 0.6-3份、硼酸铝晶须4-8份、三氧化二镓0.4-2份、纳米碳酸钙8-15份、二硼化钛1.3-4份、碘 化亚铕0.2-2份、碳化铌0.4-3份、三氧化二钇0.8-2.6份、芥酸酰胺0.5-2.5份、碳化钽0.8-1.7份、二硫化钼0.5-2份、甲基乙烯基二氯硅烷0.2-2份。2. 根据权利要求1所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料，其特征在于，所述纳米氧化 铝的平均粒径为100-300nm〇3. 根据权利要求1所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料，其特征在于，由如下重量份 数的组分制备而得:纳米氧化铝82份、氮化硼16份、钐粉5份、矿渣粉6份、氢化钛3份、钒酸锂 2.3份、硼酸铝晶须5份、三氧化二镓1.2份、纳米碳酸钙9份、二硼化钛1.9份、碘化亚铕0.6 份、碳化铌1.7份、三氧化二钇2.1份、芥酸酰胺0.9份、碳化钽1.2份、二硫化钼1.4份、甲基乙 烯基二氯硅烷1份。4. 根据权利要求1所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料，其特征在于，由如下重量份 数的组分制备而得:纳米氧化铝87份、氮化硼16份、钐粉6份、矿渣粉5份、氢化钛2份、钒酸锂 1.4份、硼酸铝晶须6份、三氧化二镓1.6份、纳米碳酸钙9份、二硼化钛2.6份、碘化亚铕0.7 份、碳化铌2.1份、三氧化二钇1.3份、芥酸酰胺1.6份、碳化钽1.4份、二硫化钼1.3份、甲基乙 烯基二氯硅烷0.7份。5. 如权利要求1-4任一项所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料的制备方法，其特征 在于，包括以下步骤： (1) 配料:按照上述重量份对各组分配比称重； (2) 球磨混料:将除纳米氧化铝外的上其它配料投入球磨机中，其球料比为18-30:1，湿 磨12-24小时后，在60 °C下真空干燥24小时，得到球磨料，然后与纳米氧化铝混合均匀后，得 到混合粉体； (3) 成型烧结：将上述混合粉体压制成型，在400-600MPa压力下制得压坯，将压坯置于 真空热压烧结炉中，以升温速度为8-20°C/min升温至1560-1680°C温度，在25-40MPa压力 下，烧结1-3小时，然后随炉冷却即得纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料。6. 根据权利要求5所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料的制备方法，其特征在于，所 述步骤(2)中的湿磨介质为无水乙醇或丙酮，其球料比为23:1。7. 根据权利要求5所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料的制备方法，其特征在于，所 述步骤(3)中的压制成型的压力为480MPa。8. 根据权利要求5所述的纳米氧化铝基金属陶瓷模具材料的制备方法，其特征在于，所 述步骤(3)中的烧结条件为以升温速度为17°C/min升温至1620Γ温度，在28MPa压力下，烧 结1.5小时。

　　【文档编号】C22C49/00GK105839035SQ201610216409

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月8日

　　【发明人】姚振红

　　【申请人】苏州捷德瑞精密机械有限公司

　　一种铝镁合金的热处理方法

　　【专利摘要】本发明涉及合金热处理技术领域，具体涉及一种铝镁合金的热处理方法，首先将铝镁合金放入真空热处理炉内，采用先升温再降温的方式随炉温控温至490?510℃，保温完成后，进行冷却；再将铝镁合金置于360?380℃条件下保温1?2h，并在保温温度下进行单道次变形，变形量为25?45％；然后进行冷轧，轧制速度为0.08?0.25m/s，冷轧压下量为30±5％，最后将其空冷至室温，本发明的热处理方法操作简单，易于实现，缩短了加工时间，利用本发明方法处理的铝镁合金，具有尺寸稳定性、抗腐蚀性能、力学性能及挤压性能优的特点，还具有其强度与塑性配合合理的优势。

　　【专利说明】

　　一种铝镁合金的热处理方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及合金热处理技术领域，具体涉及一种铝镁合金的热处理方法。

　　【背景技术】

　　[0002]铝镁合金是一种在铝合金中加入镁金属的合金，其具有较高的强度和刚度，质量轻，易加工，易回收等一系列优点，被广泛地应用于航空航天、交通运输、石油化工、轨道交通、消费电子等领域，尽管如此，我国铝镁合金产品仍然很难满足高端设备的制造，并且我国高端设备的零部件多数是从国外进口而来，而这些进口的零部件则是以我国低价出口的铝镁合金产品作为初级原材料，经过高端技术处理制成高附加值产品，因此，研究高性能铝镁合金成为亟待解决的问题。

　　[0003]众所周知，热处理是改善或调整铝镁合金力学性能和加工性能的重要手段，通过热处理工艺可以减小铝镁合金铸件的铸造内应力或淬火应力，从而提高工件的尺寸稳定性，或使铝镁合金得到强化，当合金元素的固溶度随温度变化时，铝镁合金即可以进行热处理强化。

　　[0004]但是，直径较大的铝镁合金在热处理过程中，由于加热到合金心部所需的时间过长，致使在热处理过程中铝镁合金受热不均，最后导致合金不同部位的组织不同，进而不利于挤压和产品性能的稳定。铝镁合金热处理中受热不均的问题极大地制约了现有技术中能够进行热处理强化的合金规格，从而限制了大尺寸型材的开发和应用。

　　【发明内容】

　　[0005]本发明为解决上述技术问题，提供一种铝镁合金的热处理方法。

　　[0006]具体通过以下方案得以实现:

　　[0007]—种铝镁合金的热处理方法，包括以下步骤:

　　[0008](I)将铝镁合金放入真空热处理炉内，采用先升温再降温的方式随炉温控温至490-510 0C，保温l_3h;所述真空工作压强< 0.65Pa;

　　[0009](2)完成真空热处理后，进行冷却；

　　[0010](3)将步骤(2)所得的铝镁合金，在360-380°C条件下保温l_2h，并在保温温度下进行单道次变形，变形量为25-45% ;

　　[0011](4)将步骤(3)所得的铝镁合金进行冷乳，乳制速度为0.08-0.25m/s，冷乳压下量为30 ± 5 %，最后将其空冷至室温。

　　[0012]所述采用先升温再降温的方式，是将铝镁合金随炉升温至180-210°C，保温l_2h，再升温至600-620°C，保温0.5h，再降温至490-510°C，保温l_3h。

　　[0013]所述升温至180-210°C，其升温速度为5-10°C/min。

　　[0014]所述升温至600-620°C，其升温速度为10-20°C/min。

　　[0015]所述降温至490-510°C，其降温速度为10-20°C/min。

　　[0016]所述步骤(2)中冷却，其冷却速度为50_80°C/s。

　　[0017]所述步骤(2)中冷却，所用冷却液的各成分重量百分比为:乙二醇25-70%;硅酸盐1-4%；海苯甲酸0.5-2 % ;氟化物0.1-1.5%;烷基酰胺0.05-0.3%；多元醇酯0.2-0.8 % ;海藻酸钠0.1-0.3%；消泡剂0.1-0.3% ;余量为去离子水。

　　[0018]所述铝镁合金，其原料的各成分重量百分比为:Mg5.9-6.2% , Cr0.15-0.35 %，Mn0.1-0.4% ,Cu0.1-0.3% ,Zn0.6-0.9% ,B0.1-0.5% ,Si < 0.2%，余量为铝;进一步地优选，Mg6.0% ,Cr0.2% ,Mn0.3% ,Cu0.2% ,Zn0.75% ,B0.3% ,S1.14%，余量为铝。

　　[0019]本发明的有益效果

　　[0020]本发明的铝镁合金热处理方法中，采用先升温后降温的加热方法，使合金进行后续热处理时其边部和心部之间的温度差减小，使铝镁合金能够均匀受热，从而减小铝镁合金铸件的淬火应力，从而提高工件的尺寸稳定性。

　　[0021]本发明方法进一步将单道次变形及冷乳工艺相结合，提高了铝镁合金的屈服强度和抗拉强度，使最终生产出的铝镁合金成品均有更好的强度与塑性配合。

　　[0022]本发明方法还通过合理地控制工艺参数，保证了铝镁合金内部组织结构的均匀性。

　　[0023]利用本发明方法处理铝镁合金，通过铝镁合金合理的原料成分配比，降低了合金熔体表面张力，减少二次晶间距，有助于减少铝镁合金构件的铸造内应力，进而有助于合金的热处理，另一方面，该成分配比，使得铝镁合金构件具有优良的抗腐蚀性能和力学性能。

　　[0024]本发明的热处理方法操作简单，易于实现，缩短了加工时间。

　　[0025]利用本发明方法处理铝镁合金还提高了合金的挤压性能。

　　【具体实施方式】

　　[0026]下面结合具体的实施方式来对本发明的技术方案做进一步的限定，但要求保护的范围不仅局限于所作的描述。

　　[0027]实施例1

　　[0028]用于航空航天器的铝镁合金的热处理方法，包括以下步骤:

　　[0029](I)将铝镁合金放入真空热处理炉内，以9°C/min的升温速度进行升温至205°C，保温卟，再以10°C/min的升温速度进行升温至620°C，保温0.5h，再以10°C/min的降温速度进行降温至510°C，保温2h;所述真空工作压强< 0.65Pa;

　　[0030](2)完成真空热处理后，喷射冷却液，以60°C/s冷却速度进行冷却；所述冷却液的各成分重量百分比为:乙二醇55%;硅酸盐I 海苯甲酸0.5%;氟化物0.1%;烷基酰胺0.3 % ;多元醇酯0.4 % ;海藻酸钠0.2%；消泡剂0.3%；余量为去离子水；

　　[0031](3)将步骤(2)所得的铝镁合金，在380°C条件下保温lh，并在保温温度下进行单道次变形，变形量为25%;

　　[0032](4)将步骤(3)所得的铝镁合金进行冷乳，乳制速度为0.25m/s，冷乳压下量为35%，最后将其空冷至室温。

　　[0033]所述铝镁合金，其原料的各成分重量百分比为:Mg6.0%，Cr0.2%，Mn0.3%，Cu0.2% ,Zn0.75% ,B0.3% ,S1.14%，余量为铝。

　　[0034]实施例2

　　[0035]铝镁合金薄壁构件的热处理方法，包括以下步骤:

　　[0036](I)将铝镁合金放入真空热处理炉内，以10°C/min的升温速度进行升温至180°C，保温2h，再以13 °C/min的升温速度进行升温至605 °C，保温0.5h，再以15 °C /min的降温速度进行降温至495°C，保温Ih;所述真空工作压强< 0.65Pa;

　　[0037](2)完成真空热处理后，喷射冷却液，以80°C/s冷却速度进行冷却；所述冷却液的各成分重量百分比为:乙二醇70 % ;硅酸盐3 % ;海苯甲酸1.8 % ;氟化物0.01-1.5%；烷基酰胺0.1 % ;多元醇酯0.8%；海藻酸钠0.1%；消泡剂0.25%；余量为去离子水；

　　[0038](3)将步骤(2)所得的铝镁合金，在365°C条件下保温1.5h，并在保温温度下进行单道次变形，变形量为30%;

　　[0039](4)将步骤(3)所得的铝镁合金进行冷乳，乳制速度为0.15m/s，冷乳压下量为30%，最后将其空冷至室温。

　　[0040]所述铝镁合金，其原料的各成分重量百分比为:Mg6.2% ,Cr0.35% ,Mn0.4%，Cu0.3% ,Zn0.6% ,B0.2%，S1.1%，余量为铝。

　　[0041 ] 实施例3

　　[0042 ]用于重载高速列车装备的铝镁合金的热处理方法，包括以下步骤:

　　[0043](I)将铝镁合金放入真空热处理炉内，以8°C/min的升温速度进行升温至210°C，保温2h，再以15°C/min的升温速度进行升温至600°C，保温0.5h，再以17°C/min的降温速度进行降温至505°C，保温3h;所述真空工作压强< 0.65Pa;

　　[0044](2)完成真空热处理后，喷射冷却液，以50°C/s冷却速度进行冷却；所述冷却液的各成分重量百分比为:乙二醇25% ;硅酸盐4% ;海苯甲酸2% ;氟化物0.01-1.5% ;烷基酰胺0.05 % ;多元醇酯0.6 % ;海藻酸钠0.25%；消泡剂0.2%；余量为去离子水；

　　[0045](3)将步骤(2)所得的铝镁合金，在380°C条件下保温lh，并在保温温度下进行单道次变形，变形量为25%;

　　[0046](4)将步骤(3)所得的铝镁合金进行冷乳，乳制速度为0.08m/s，冷乳压下量为25%，最后将其空冷至室温。

　　[0047]所述铝镁合金，其原料的各成分重量百分比为:Mg5.9%，Cr0.2%，Mn0.1%，Cu0.2% ,Zn0.9% ,B0.5% ,Si0.05%，余量为铝。

　　[0048]实施例4

　　[0049]用于制造医疗设备的铝镁合金的热处理方法，包括以下步骤:

　　[0050](I)将铝镁合金放入真空热处理炉内，以7°C/min的升温速度进行升温至190°C，保温1.5h，再以20 °C/min的升温速度进行升温至615 °C，保温0.5h，再以20 °C/min的降温速度进行降温至500°C，保温1.5h;所述真空工作压强< 0.65Pa;

　　[0051 ] (2)完成真空热处理后，喷射冷却液，以65°C/s冷却速度进行冷却；所述冷却液的各成分重量百分比为:乙二醇40 % ;硅酸盐2 % ;海苯甲酸0.8 % ;氟化物0.01-1.5%；烷基酰胺0.2 % ;多元醇酯0.5 % ;海藻酸钠0.3%；消泡剂0.1%；余量为去离子水；

　　[0052](3)将步骤(2)所得的铝镁合金，在360 °C条件下保温2h，并在保温温度下进行单道次变形，变形量为30%;

　　[0053](4)将步骤(3)所得的铝镁合金进行冷乳，乳制速度为0.2m/s，冷乳压下量为30%，最后将其空冷至室温。

　　[0054]所述铝镁合金，其原料的各成分重量百分比为:Mg6.0%，Cr0.2%，Mn0.3%，Cu0.2% ,Zn0.75% ,B0.3% ,S1.14%，余量为铝。

　　[0055]实施例5

　　[0056]用于制造油气开采装备的铝镁合金的热处理方法，包括以下步骤:

　　[0057](I)将铝镁合金放入真空热处理炉内，以5°C/min的升温速度进行升温至200°C，保温卟，再以17°C/min的升温速度进行升温至610°C，保温0.5h，再以13°C/min的降温速度进行降温至490 V，保温2.5h;所述真空工作压强< 0.65Pa;

　　[0058](2)完成真空热处理后，喷射冷却液，以70°C/s冷却速度进行冷却；所述冷却液的各成分重量百分比为:乙二醇50 % ;硅酸盐2 % ;海苯甲酸1.2 % ;氟化物0.01-1.5%；烷基酰胺0.15 % ;多元醇酯0.2 % ;海藻酸钠0.15%；消泡剂0.15%；余量为去离子水；

　　[0059](3)将步骤(2)所得的铝镁合金，在375 °C条件下保温2h，并在保温温度下进行单道次变形，变形量为45%;

　　[0060](4)将步骤(3)所得的铝镁合金进行冷乳，乳制速度为0.lm/s，冷乳压下量为30%，

　　最后将其空冷至室温。

　　[0061 ] 所述铝镁合金，其原料的各成分重量百分比为:Mg6.0 %，Cr0.15 %，Mn0.3 %，Cu0.1-0.3% ,Zn0.75% ,B0.3% ,S1.2%，余量为铝。

　　【主权项】

　　1.一种铝镁合金的热处理方法，其特征在于，所述热处理方法，包括以下步骤: (1)将铝镁合金放入真空热处理炉内，采用先升温再降温的方式随炉温控温至490-5100C，保温l_3h;所述真空工作压强< 0.65Pa; (2)完成真空热处理后，进行冷却； (3)将步骤(2)所得的铝镁合金，在360-380°C条件下保温l_2h，并在保温温度下进行单道次变形，变形量为25-45% ; (4)将步骤(3)所得的铝镁合金进行冷乳，乳制速度为0.08-0.25m/s，冷乳压下量为30±5%，最后将其空冷至室温。2.如权利要求1所述的铝镁合金热处理方法，其特征在于，所述采用先升温再降温的方式，是将铝镁合金随炉升温至180-210°C，保温l_2h，再升温至600-620°C，保温0.5h，再降温至490-51 (TC，保温 I _3h。3.如权利要求2所述的铝镁合金热处理方法，其特征在于，所述升温至180-210°C，其升温速度为5_10°C/min。4.如权利要求2所述的铝镁合金热处理方法，其特征在于，所述升温至600-620V，其升温速度为10-20°C/min。5.如权利要求2所述的铝镁合金热处理方法，其特征在于，所述降温至490-510°C，其降温速度为10-20°C/min。6.如权利要求1所述的铝镁合金热处理方法，其特征在于，所述步骤(2)中冷却，其冷却速度为 50-80 °C/S。7.如权利要求1或6所述的铝镁合金热处理方法，其特征在于，所述步骤(2)中冷却，所用冷却液的各成分重量百分比为:乙二醇25-70% ;硅酸盐1-4% ;海苯甲酸0.5-2% ;氟化物0.1-1.5% ;烷基酰胺0.05-0.3%;多元醇酯0.2-0.8% ;海藻酸钠0.1-0.3% ;消泡剂0.1-0.3% ;余量为去呙子水。8.如权利要求1所述的铝镁合金的热处理方法，其特征在于，所述铝镁合金，其原料的各成分重量百分比为:Mg5.9-6.2% ,Cr0.15-0.35%,Mn0.1-0.4%, Cu0.1-0.3% ,Zn0.6-0.9%，Β0.1-0.5%，Si< 0.2%，余量为铝。9.如权利要求8所述的铝镁合金的热处理方法，其特征在于，所述铝镁合金，其原料的各成分重量百分比为:Mg6.0% ,Cr0.2% ,Mn0.3% ,Cu0.2% ,Zn0.75% ,B0.3% ,S1.14% ,余量为招。

　　【文档编号】C22F1/047GK105839036SQ201610272060

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月27日

　　【发明人】李翔光, 于丹, 敖四海, 王昌明, 俞开升

　　【申请人】贵州航天风华精密设备有限公司

　　一种铜铬合金触头的激光表面改性方法

　　【专利摘要】本发明提供了一种铜铬合金触头的激光表面改性方法，包括如下步骤：步骤100，将待加工的铜铬合金触头放置在可控氧含量的操作室内，并利用控温夹具将所述铜铬合金触头固定住；步骤200，根据对所述铜铬合金触头的改性要求，选择使用的激光类型并调整激光的加工参数；步骤300，控制激光沿规定的路线对所述铜铬合金触头的表面进行逐步且全面的加工，得到在表面形成10～300μm细晶层的铜铬合金触头，在所述细晶层中，铬颗粒的粒度小于1μm。本发明的方法对基体产生的热影响小，除了提高屈服强度、拉伸强度和硬度等机械性能外，还可能够在铜铬合金触头的表面形成更致密的细晶层，大大降低触头表面的粗糙度，提高铜铬合金触头的电学性能和分断电流能力。

　　【专利说明】

　　一种铜铬合金触头的激光表面改性方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及材料加工领域，特别是涉及一种用于真空灭弧室的铜铬合金触头表面的激光改性方法。

　　【背景技术】

　　[0002]随着电网容量不断的扩大以及电压等级的不断提高，对用于电力系统的控制和开关设备的保护提出了更苛刻的要求，真空开关需要具有使用寿命长，检修间隔时间长、易于维护、适合频繁操作、体积小、重量轻等特点，在中压领域占主导地位并且逐渐渗透低压高压领域。真空灭弧室的发展与真空开关的发展紧密相联，真空灭弧室的触头的改良是决定灭弧室特性的重要因素之一，同时还决定了真空开关的应用范围和新产品的开发方向。

　　[0003]在中高压大功率真空灭弧室的应用中，触头起接通、承载和分断电流的作用，是真空灭弧室的核心部件，其机械和电器性能在很大程度上决定了真空灭弧室的性能及其运行的可靠性。目前，铜铬合金触头相较其它触头在分断电流、抗电弧烧蚀、耐电压强度、抗熔焊性能、截断电流和载流能力方面都具备优异的能力，是目前世界上公认的满足真空灭弧室要求的首选触头。

　　[0004]铜铬合金的制备一般有粉未烧结法、熔渗法、熔铸法和电弧熔炼法等方法，但由于铜、铬各自的特性，使得两者之间的融合性较差，且由于融合后两者本身的颗粒较大，导致其性能不能充分发挥。因此，目前常采用各种方法使铜铬合金的表面进行晶粒细化来达到提尚性能的目的。

　　[0005]其中，利用激光对铜铬合金触头进行表面改性可以在不改变材料整体特性的情况下，仅改变其工作区域的特性，以提高其性能，成本低且效果好，如改性后的铬粒子的粒度可以由20?170μηι降低至4?7μηι。但目前的激光改性方法还存在如下问题:

　　[0006](I)由于铜的导热系数大，对红外波长范围的激光反射率高(反射率大于98%)，在重熔过程中极易造成铬的偏析。

　　[0007](2)在采用低扫描速度对铜铬合金触头表面进行处理时，极易造成熔池的不稳定，出现溅射和等离子体严重等缺点，使得改性后的铜铬合金触头表面粗糙度急剧上升，重熔层厚度不均匀，易出现裂纹等现象。

　　[0008](3)重熔后铬粒子粒径仍处于微米量级，铜铬合金的饱和金属蒸气压依然保持在较低的水准，不能够有效降低截流值。

　　【发明内容】

　　[0009]本发明的目的是提供一种用于真空灭弧室的铜铬合金触头的表面激光改性方法，以在铜铬合金触头表面形成细晶层，从而降低粗糙度和提高硬度。

　　[0010]特别地，本发明提供一种铜铬合金触头的激光表面改性方法，包括如下步骤:

　　[0011]步骤100，将待加工的铜铬合金触头放置在可控氧含量的操作室内，并利用控温夹具将所述铜铬合金触头固定住；

　　[0012]步骤200，根据对所述铜铬合金触头的改性要求，选择使用的激光类型并调整激光的加工参数；

　　[0013]步骤300，控制激光沿规定的路线对所述铜铬合金触头的表面进行逐步且全面的加工，得到在表面形成10?300μπι细晶层的铜铬合金触头，在所述细晶层中，铬颗粒的粒度小于Iwn0

　　[0014]进一步地，在步骤100中，所述控温夹具通过循环的冷却介质进行降温，使所述铜铬合金触头在加工时的温度保持在300Κ?500Κ。

　　[0015]进一步地，在步骤100中，在所述控制室内充满惰性气体，且所述操作室内氧的含量至少低于0.5?500ppm。

　　[0016]进一步地，在步骤200中，所述铜铬合金触头的改性要求包括改性后的粗糙度要求和硬度要求。

　　[0017]进一步地，在步骤200中，所述激光为光纤式激光器，其中所述光纤式激光器的功率密度为15?17W/cm2，波长为10nm?5ym，焦距为-1Omm?10mm，扫描速度200?20000mm/mino

　　[0018]进一步地，所述铜铬合金触头中随着所述铜铬合金触头中铬的粒度由大到小，在指定的参数范围内，所述光纤激光器的功率密度逐步增大，波长逐步缩短，焦距逐步缩短，扫描速度逐步降低。

　　[0019]进一步地，在步骤300中，所述规定的路线是指:根据所述铜铬合金触头中铬的粒度大小设置相应的的激光改性路线;所述激光改性路线包括按一定间隔来回移动的、水平等间距分隔轨迹和绕圈移动的单螺旋环形轨迹;所述一定间隔是指:至少所述光纤激光器的功率密度、波长、焦距、扫描速度能够达到当前所述铜铬合金触头的改性要求。

　　[0020]进一步地，所述步骤300中，还包括温度监控步骤，所述温度监控步骤利用测温仪对所述激光改性时的所述铜铬合金触头表面温度进行监测，以使所述铜铬合金触头的反应温度保持在预定温度范围内。

　　[0021 ] 进一步地，在对所述铜铬合金触头加工前，还包括清理步骤，所述清理步骤通过丙酮清洗剂对所述铜铬合金触头待改性的表面进行清洗。

　　[0022]进一步地，在所述铜铬合金触头中，作为制备所述铜铬合金触头时金属添加剂的含量的质量百分比占总质量百分比的<1.5%。

　　[0023]本发明的方法对基体产生的热影响小，除了提高屈服强度、抗弯强度和硬度等机械性能外，还可能够在铜铬合金触头的表面形成更致密的细晶层，大大降低触头表面的粗糙度，提高铜铬合金触头的电学性能和分断电流能力，而且对铜铬合金触头的抗电弧烧蚀能力、耐电压强度、载流能力、表面接触电阻和表面抗熔焊能力均十分有利，并可以节约大量的金属络资源。

　　【附图说明】

　　[0024]图1是根据本发明一个实施例的激光表面改性方法流程示意图；

　　[0025]图2是采用熔铸法制造的铜铬合金触头的原始组织形貌示意图；

　　[0026]图3是图2所示铜铬合金触头经过本发明的激光表面改性方法改性后的形貌示意图；

　　[0027]图4是采用熔渗法制造的铜铬合金触头的原始组织形貌示意图；

　　[0028]图5是图4所示铜铬合金触头经过本发明的激光表面改性方法改性后的形貌示意图。

　　【具体实施方式】

　　[0029]如图1所示，本发明一个实施例所涉及的激光表面改性方法一般性地包括如下步骤:

　　[0030]步骤100，将待加工的铜铬合金触头放置在可控氧含量的操作室内，并利用控温夹具将所述铜铬合金触头固定住。

　　[0031]在本步骤中，采用控温夹具可以避免铜铬合金触头在改性时，激光作用在表面所产生的高温影响未加工部分(基体)。具体的控温夹具可以通过夹持的方式将待改性的铜铬合金触头固定住，利用内部的循环冷却介质对夹持端进行降温，进而带走铜铬合金触头上的热量，可以使铜铬合金触头在加工时的温度保持在300K?500K。冷却介质可以是水、风、油等常规冷却介质，也可以是冷却剂类利用挥发来散热的介质。

　　[0032]在本步骤中，为防止氧在改性时与铜、铬发生化学变化，可以对操作室进行抽真空作业或充入惰性气体。不论是那一种方法，至少要将操作室内的氧含量控制在0.5?500ppm的范围内。

　　[0033]在本实施例中，惰性气体优选采用氩气体。

　　[0034]步骤200，根据对所述铜铬合金触头的改性要求，选择使用的激光类型并调整激光的加工参数。

　　[0035]这里的改性要求是指改性后铜铬合金触头要达到的性能指标，该性能指标一般包括粗糙度要求和硬度要求，上述两个要求主要体现在改性后铜铬合金触头表面细晶层的性會K。

　　[0036]激光加工时的参数是针对前述改性要求而设置的激光工作参数，在本实施例中，采用的激光为光纤式激光器，如脉冲光纤激光器，采用光纤式激光器可以控制激光改性时的加工位置和改性路线。不同工艺制备的铜铬合金触头，其中铬的粒度大小不一样，因此需要针对铬的粒度大小进行相应的激光参数调整。一般的制备方法有熔铸法、熔渗法、混粉烧结法等。该光纤式激光器的调整范围中:功率密度可以为15?107W/cm2，波长可以为SOOnm?3μπι，焦距可以为-20mm?20mm，扫描速度可以为500?20000mm/min。其中随着铜铬合金触头中铬的粒度缩小，在上述范围内，该功率密度可以逐步增大，波长可以逐步变长，焦距可以逐步缩短，扫描速度可以逐步降低。

　　[0037]步骤300，控制激光沿规定的路线对所述铜铬合金触头的表面进行逐步且全面的加工，得到在表面形成10?300um细晶层的铜铬合金触头，在所述累晶层中，铬颗粒的粒度小于Iwn0

　　[0038]铜铬合金触头待加工的表面形状一般为圆形，本实施例针对该形状设置相应的激光改性加工路线，一般的激光改性路线包括主要按一定间隔来回移动的水平等间距分隔轨迹，和采用绕圈移动的单螺旋环形轨迹。在激光改性时，激光束沿着规定的路线逐步对铜铬合金触头的表面进行加工。通过对加工路线的规划，可以使激光束均匀的对铜铬合金触头表面进行线性改性，避免遗漏，能够降低加工后铜铬合金触头表面的粗糙度，并在提高硬度的同时，保持其均匀性。

　　[0039]本实施例中的一定间隔是指:至少光纤激光器的功率密度、波长、焦距、扫描速度能够达到当前铜铬合金触头的改性要求。如，当铬的粒度较小时，可以采用减少间隔距离的改性轨迹，而在铬的粒度较大时，可以增加相邻改性路线的间隔。具体的间隔距离可以根据实际实验确定。

　　[0040]本实施例利用高能量激光束逐步照射铜铬合金触头表面，使铜铬合金触头表面迅速升温，形成厚度约10?400μπι的热影响区，又因为铜的高导热系数和控温夹具的温度调控作用产生更大的冷却速度，在很短时间内就形成了符合要求深度和微观组织的细晶层。本实施例打破了早期只能通过增大功率来提高功率密度的限制，利用光束直径较小质量稳定的光纤式激光器，通过调整光束和规划改性路线，来获得较高的功率密度。而且在提高功率密度的同时，还不影响热输入的变化。

　　[0041]经过本实施例处理后的铜铬合金触头表面中，铬的固溶度可以达到8.19%?8.64%，固溶强化作用明显，显著提升了铜铬合金触头表面的屈服强度、拉伸强度和硬度等机械性能，而且本方法仅是改变了工作层的性能，而不会影响铜铬合金触头整体的导电性。

　　[0042]此外，本实施例通过控制激光束作用在铜铬合金触头表面的加工速度，可以改变加工时间，进而改变加工效果。另外通过减少激光作用在铜铬合金触头表面的时间，还可以控制热输入的增加，降低工件表面的粗糙度，提高能量的利用率。通过选取合适的波长，可以提高铜铬合金触头表面对激光能量的吸收率。选取适宜的焦距，可以提高激光在铜铬合金触头表面处理时的效率。

　　[0043]本实施例通过上述步骤可以使最终得到的铜铬合金触头其改性后的细晶层中，铬的粒度尺寸由20?180um降至Ιμπι以下，粗糙度Ra < 1.6μηι。

　　[0044]本发明的方法对基体产生的热影响小，除了提高屈服强度、拉伸强度和硬度等机械性能外，还可降低触头表面的粗糙度，大大提高铜络合金触头的电学性能和分断电流能力，而且使铜铬合金触头的抗电弧烧蚀能力、耐电压强度、载流能力、表面接触电阻和表面抗熔焊能力都进一步得到提高，并可以节约大量的金属铬资源。

　　[0045]进一步地，为提高激光效果，在对铜铬合金触头加工前，还可以对铜铬合金触头表面进行清洗，以避免工件表面的污渍对改性造成影响。具体的清洗可以通过丙酮清洗剂对铜铬合金触头待改性的表面进行清洗。

　　[0046]进一步地，为避免铜铬合金触头中的其它金属影响改性效果，在本发明的一个实施例中，该铜铬合金触头在制备时，作为添加剂的金属含量的质量百分比小于或等于总质量百分比的1.5%。常规的金属添加剂包括钨、钼、铁、锆或镍中的任意一种或两种，上述金属添加剂的总量需要控制在限定的范围，也可以完全没有金属添加剂。降低金属添加剂的含量可以提高铬的固溶度。

　　[0047]进一步地，在本发明的一个实施例中，为控制激光改性时的效果，可以对铜铬合金触头表面在改性时的温度进行监控，具体的监控可以利用测温仪，如红外测温仪，红外测温仪将检测光打到被激光改性处的铜铬合金触头表面，获取即时温度，以确认当前铜铬合金触头表面的反应温度是否达到预定的反应温度范围。

　　[0048]由铜铬二元合金相图可知，当温度在2173Κ以上时，铜和铬处于互溶状态，2023Κ液态铜中含有40 %的铬，液态铬中含有5.5 %的铜。1345Κ时，即共晶温度时最大固溶度为0.65%。随着温度降低，铬在铜中的溶解度迅速下降，常温下几乎不固溶;而铜在铬中溶解度几乎为0，即常温下铜和铬既不形成固溶体，又不形成金属间化合物，而是形成机械混合物。因此，及时掌握并调整当前铜铬合金触头表面的温度，可方便控制改性后铜铬合金触头表面的性能。具体温度调整可以通过对激光的移动速度、功率密度、波长、焦距等方面的调整实现。

　　[0049 ]以下用具体实施例来说明本发明的改性过程。

　　[0050]实施例一

　　[0051]步骤I，准备表面洁净的由熔铸法制备的铜铬合金触头工件，工件尺寸为直径51mm，厚度3mm;其中的铬质量百分比约为25%，粒度为20?70μπι;

　　[0052]步骤2，将上述工件放置于氧含量可控的Ar气体环境中(含氧量

　　[0053]步骤3，启动激光系统，对铜铬合金触头表面自动按规划好的移动轨迹进行改性处理；同时打开红外测温仪进行温度测量，测试出温度875K;

　　[0054]步骤4，经激光表面处理后，如图2、3所示，通过熔铸法制备的铜铬合金触头工件的剖面显微组织可以看见，铜铬合金触头表面形成了一层厚度均匀、厚度约为ΙΟΟμπι的细晶层。其中，络粒度尺寸约为400nm?800nm，表面粗糙度1.1ym < Ra < 1.3μηι，处理前铜络合金触头表面硬度95Ην，处理后铜铬合金触头表面硬度113Ην，处理后硬度提高，而铜铬合金触头导电率基本不变。

　　[0055]实施例二

　　[0056]步骤I，准备表面洁净的由熔渗法制备的铜铬合金触头工件，工件尺寸为直径51mm，厚度3mm;此工件的铬质量百分比约为30%，粒度为80?130μπι;

　　[0057]步骤2，将上述工件放置于氧含量可控的Ar气体环境中(含氧量

　　[0058]步骤3，启动激光系统，对铜铬合金触头表面自动按规划好的移动轨迹进行改性处理；同时打开红外测温仪进行温度测量，测试出温度1853K;

　　[0059]步骤4，经激光表面处理后，如图4、5所示，通过熔渗法制备的铜铬合金触头工件的剖面显微组织可以看见，铜铬合金触头表面形成了一层厚度约为200μπι的细晶层，铬粒子弥散分布于铜基体内，其粒度尺寸约为200nm?400nm，表面粗糙度I.3μπι< Ra < I.5μπι，处理前铜铬合金触头表面硬度103Ην，处理后铜铬触头表面硬度为133Ην，处理后硬度提高，而铜铬合金触头的导电率基本不变。

　　[0060]实施例三

　　[0061]步骤I，准备表面洁净的由混粉烧结法制备的铜铬合金触头工件，工件尺寸为直径51mm，厚度3mm;其中的铬质量百分比约为50%，粒度为130?180μπι;

　　[0062]步骤2，将上述工件放置于氧含量可控的Ar气体环境中(含氧量<400ppm)，由带水冷的控温夹具固定;设置激光改性时的处理参数，包括:功率密度8.5 X 105ff/cm2，离焦量+5mm，扫描速度 15000mm/min;

　　[0063]步骤3，启动激光系统，对铜铬合金触头表面自动按规划好的移动轨迹进行改性处理；同时打开红外测温仪进行温度测量，测试出温度1128K;

　　[0064]步骤4，经激光表面处理后，通过混粉烧结法制备的铜铬合金触头工件的剖面显微组织可以看见，铜铬合金触头表面形成了一层均匀且厚度约为70μπι的细晶层。其中，铬颗粒尺寸约为300nm?500nm，表面粗糙度1.Ομπι < Ra < 1.3μπι，处理前铜铬合金触头表面硬度115Ην，处理后铜铬合金触头表面硬度128Ην，处理后硬度提高，而铜铬合金触头导电率基本不变。

　　[0065]至此，本领域技术人员应认识到，虽然本文已详尽示出和描述了本发明的多个示例性实施例，但是，在不脱离本发明精神和范围的情况下，仍可根据本发明公开的内容直接确定或推导出符合本发明原理的许多其他变型或修改。因此，本发明的范围应被理解和认定为覆盖了所有这些其他变型或修改。

　　【主权项】

　　1.一种铜铬合金触头的激光表面改性方法，其特征在于，包括如下步骤: 步骤100，将待加工的铜铬合金触头放置在可控氧含量的操作室内，并利用控温夹具将所述铜铬合金触头固定住； 步骤200，根据对所述铜铬合金触头的改性要求，选择使用的激光类型并调整激光的加工参数； 步骤300，控制激光沿规定的路线对所述铜铬合金触头的表面进行逐步且全面的加工，得到在表面形成10?300μπι细晶层的铜铬合金触头，在所述细晶层中，铬颗粒的粒度小于1μmD2.根据权利要求1所述的激光表面改性方法，其特征在于， 在步骤100中，所述控温夹具通过循环的冷却介质进行降温，使所述铜铬合金触头在加工时的温度保持在300K?500K。3.根据权利要求1所述的激光表面改性方法，其特征在于， 在步骤100中，在所述控制室内充满惰性气体，且所述操作室内氧的含量至少低于0.5?500ppmo4.根据权利要求1所述的激光表面改性方法，其特征在于， 在步骤200中，所述铜铬合金触头的改性要求包括改性后的粗糙度要求和硬度要求。5.根据权利要求1所述的激光表面改性方法，其特征在于， 在步骤200中，所述激光器类型为光纤式激光器，其中所述激光的功率密度为15?17W/ 0112，波长为100111]1?54111，焦距为-101111]1?10111111，扫描速度200?20000111111/111；[11。6.根据权利要求5所述的激光表面改性方法，其特征在于， 所述铜铬合金触头中随着所述铜铬合金触头中铬的粒度由大到小，在指定的参数范围内，所述光纤激光器的功率密度逐步增大，波长逐步缩短，焦距逐步缩短，扫描速度逐步降低。7.根据权利要求5所述的激光表面改性方法，其特征在于， 在步骤300中，所述规定的路线是指:根据所述铜铬合金触头中铬的粒度大小设置相应的的激光改性路线;所述激光改性路线包括按一定间隔来回移动的、水平等间距分隔轨迹和绕圈移动的单螺旋环形轨迹;所述一定间隔是指:至少所述光纤激光器的功率密度、波长、焦距、扫描速度能够达到当前所述铜铬合金触头的改性要求。8.根据权利要求1所述的激光表面改性方法，其特征在于， 所述步骤300中，还包括温度监控步骤，所述温度监控步骤利用测温仪对所述激光改性时的所述铜铬合金触头表面温度进行监测，以使所述铜铬合金触头的反应温度保持在预定温度范围内。9.根据权利要求1所述的激光表面改性方法，其特征在于， 在对所述铜铬合金触头加工前，还包括清理步骤，所述清理步骤通过丙酮清洗剂对所述铜铬合金触头待改性的表面进行清洗。10.根据权利要求1所述的激光表面改性方法，其特征在于， 在所述铜铬合金触头中，作为制备所述铜铬合金触头时金属添加剂的含量的质量百分比占总质量百分比的<1.5%。

　　【文档编号】C22F1/02GK105839037SQ201610157029

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年3月18日

　　【发明人】虞钢, 张犁天, 李少霞, 郑彩云, 何秀丽, 宁伟健

　　【申请人】中国科学院力学研究所

　　一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法

　　【专利摘要】一种高强度高导电率Cu?Ag?Fe合金的制备方法，属于有色金属合金技术领域。其制备方法包括以下步骤：将Cu?Ag?Fe合金原料按配比熔炼，在1000～1300℃浇注制得铸态Cu?Ag?Fe母合金；在0.1～1T交变磁场作用下将Cu?Ag?Fe合金凝固；在0.1～30T稳恒磁场作用下对合金进行均匀化处理；然后进行预变形、中间退火热处理、再变形，最后在0.1～30T稳恒磁场下最终退火热处理，得到高强度高导电率Cu?Ag?Fe合金线材/板材，其导电率为55～88％IACS，抗拉强度为750～1760MPa。本方法利用电磁场、形变配合热处理制备Cu?Ag?Fe合金，不仅保留了Cu?Ag合金优良的导电性，并且提高了合金强度，降低了合金原料成本。

　　【专利说明】

　　一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法

　　技术领域

　　[0001]本发明属于有色金属合金技术领域，特别涉及一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002]高强度高导电率Cu-Ag合金主要用作接触线、集成电路引线框架材料、高脉冲磁体线圈导线材料等，是一种重要的结构功能材料。但是由于金属Ag的价格昂贵，致使Cu-Ag合金生产成本较高。同时，同为面心立方的Cu和Ag，在形变时滑移系类似，位错增殖有限，限制其强度的进一步提高。Cu-Ag合金的强度与导电性与从Cu中析出的纳米Ag相的间距和大小密切相关。因此，在不增加成本的前提下，研究开发进一步提高Cu-Ag合金性能的方法受到关注。

　　[0003]中国发明专利02110785.8公开了一种复相纤维强化Cu-Ag合金及其制备工艺，采用特定的熔炼、冷拉拔及中间热处理技术，使合金达到了800?1150MPa的高强度和60%?80% IACS的电导率。中国发明专利201010563335.6公开了一种利用磁场制备原位形变Cu-Ag复合材料的方法，采用施加磁场对6?25wt % Ag含量的Cu-Ag合金进行凝固、均勾化以及时效处理，并且配合多次拉拔变形，使合金的强度和导电率分别达到550MPa和65% IACS以上。Hong(Acta Metallurgica,1998,46:4111；Materials Science and Engineering A,1999，264:151)公布了&1-24%合金性能随最终热处理温度的关系，可以控制强度和导电性能的匹配。中国发明专利201010114104.7提供了一种在凝固阶段施加交流磁场，细化Fe枝晶，减小Fe偏析，实现Cu-Fe形变原位复合材料凝固的控制，同时结合热锻或热乳预变形、固溶处理、冷乳以及磁场控制时效工艺，使得材料的强度达到700?920MPa，导电率达到54%?60% IACS。中国发明专利200510026596.3中，公开了一种Cu-Fe-Ag原位复合材料的制备方法，通过固溶时效处理与冷拉拔配合工艺使材料的强度达到1000?1500MPa，导电率为60?70% IACS，这种工艺是利用固溶处理结合冷拉拔技术提高材料的强度和导电率。Huang(Metals and Materials Internat1nal，2013，19:225-230)报道了形变和均勾化热处理对(:11-6￥1:%48-(2-6)￥1:%?6三元合金性能的影响。多元微合金化是高强度高导电性铜合金的重要方向。体心立方结构的Fe弹性模量为211.4GPa，比Cu的弹性模量129.8GPa和Ag的弹性模量82.7GPa都高，在变形过程中，体心立方结构的Fe元素呈现〈I 10>织构，而面心立方的Cu和Ag元素呈现〈001〉和〈111〉的混合织构，其中〈001〉为择优取向织构。Fe的添加能够产生形变界面，起到界面强化。同时Fe的纳米析出会增强析出强化，而且由于F e的固溶会影响Ag的析出，同时降低合金成本。

　　[0004]综上，在已有的文献中并没有涉及交变磁场或稳恒磁场作用下Cu-Ag-Fe三元合金的均匀化、退火等热处理工艺的报道。

　　【发明内容】

　　[0005]本发明的目的是针对现有技术的问题，提出一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，本方法利用电磁场、形变配合热处理制备Cu-Ag-Fe合金，不仅保留了 Cu-Ag合金优良的导电性，并且提高了合金强度，降低了合金原料成本。

　　[0006]本发明的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，包括以下步骤:

　　[0007]步骤I，制备铸态Cu-Ag-Fe母合金:

　　[0008]将Cu-Ag-Fe合金原料按配比熔炼，在1000?1300°C浇注制得铸态Cu-Ag-Fe母合金；

　　[0009]步骤2，交变磁场作用下Cu-Ag-Fe合金的凝固:

　　[0010]将铸态Cu-Ag-Fe母合金，置于0.I?IT交变磁场中心位置，加热至1000?1300°C，保温5?30分钟，然后快速冷却，获得凝固态Cu-Ag-Fe合金；

　　[0011 ]步骤3，稳恒磁场作用下合金的均匀化处理:

　　[0012]将凝固态Cu-Ag-Fe合金，置于0.1?30T的稳恒磁场中心位置，加热至760?800°C，保温4?24小时，然后随炉缓慢冷却到室温；

　　[0013]步骤4，预变形:

　　[0014]将均匀化处理后的Cu-Ag-Fe合金，进行预变形处理，预变形的总减面率为0.3?0.7；

　　[0015]步骤5，中间退火热处理:

　　[0016]将预变形后的Cu-Ag-Fe合金，置于真空热处理炉中，加热至350?550°C，保温0.5?24小时，然后随炉缓慢冷却至室温；

　　[0017]步骤6，再变形:

　　[0018]将退火热处理后的Cu-Ag-Fe合金，进行再变形处理，再变形的总减面率均为0.5?

　　0.9999;获得Cu-Ag-Fe合金线材/板材；

　　[0019]步骤7，稳恒磁场作用下的最终退火热处理:

　　[°02°]将Cu-Ag-Fe合金线材/板材，置于0.1?30T的稳恒磁场中心位置，在真空环境中，加热至300?500°C，保温0.5?24小时，然后随炉缓慢冷却到室温，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线材/板材。

　　[0021 ] 所述的步骤I中，Cu-Ag-Fe合金，组分按重量百分比为:Ag含量为3 %?25%，Fe含量为0.1%?2%，余量为Cu。

　　[0022]所述的步骤I中，熔炼的具体操作为:以纯度99.9wt %以上的电解Cu、Ag和纯Fe为原料，按照配比加入到真空感应熔炼炉或真空电弧熔炼炉中熔炼，然后浇注在水冷铜模中，得到铸态Cu-Ag-Fe母合金；

　　[0023]所述的步骤4中，预变形处理采用的方法为锻造、乳制或拉拔处理。

　　[0024]所述的步骤6中，再变形处理采用的方法为锻造、乳制或拉拔处理，其中总减面率以步骤4得到的预变形合金为基准。

　　[0025]本发明的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金，导电率为55?88% IACS，抗拉强度为750?1760MPao

　　[0026]本发明的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金，通过在Cu-Ag合金中添加一定量的Fe元素同时施加电磁场作用，降低了Cu-Ag共晶的片层间距，结合不同变形方式获得Cu纤维组织、Cu-Ag共晶纤维组织和Fe纤维组织，起到纤维强化；同时配合不同时效处理工艺，降低了Ag、Fe在Cu基体中的固溶度，增大了Ag、Fe的纳米相的析出，增强了弥散强化，提高合金的导电率。

　　[0027]本发明的一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，与现有技术相比，其有?效果是:

　　[0028](I)通过在Cu-Ag-Fe合金的凝固过程中施加交变磁场，可以控制恪体对流和溶质分布，达到细化Cu枝晶、均匀化Fe分布的效果；

　　[0029](2)通过在Cu-Ag-Fe合金预变形前施加稳恒磁场均匀化处理，可以加速非平衡凝固组织在基体中分布趋于均匀，促进过饱和固溶元素从固溶体中析出，达到消除铸造应力，提高塑性，减小变形抗力的目的；

　　[0030](3)通过在形变Cu-Ag-Fe合金制备过程中施加中间退火处理，可以降低高温下Fe在Cu中的固溶度，有效促进低温下Fe从Cu中的析出，减少杂质散射，达到增加复合材料导电率的目的；

　　[0031](4)通过在最终产品中施加稳恒磁场进行退火处理，可以分别提高复合材料的强度和导电率10?20%;

　　[0032](5)通过实施以上

　　【发明内容】

　　，制备同样强度的Cu-Ag-Fe合金比现有技术制备的Cu-Ag合金的成本下降10%?20%。

　　【附图说明】

　　[0033]图1本发明实施例1步骤I制备的铸态Cu-Ag-Fe母合金宏观组织图；

　　[0034]图2本发明实施例2步骤6总减面率0.95的Cu-Ag-Fe合金线的透射电镜组织图；

　　[0035]图3本发明实施例3制备的Cu-Ag-Fe合金板材的应力-应变曲线。

　　【具体实施方式】

　　[0036]下面结合实施例对本发明做进一步说明。

　　[0037]实施例1

　　[0038]—种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，包括以下步骤:

　　[0039]步骤I，制备铸态Cu-Ag-Fe母合金:

　　[0040]一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金，组分按重量百分比为:Cu: Ag: Fe为94.1:5.4:

　　0.5ο

　　[0041 ]以纯度99.9wt%以上的电解Cu、Ag和纯Fe为原料，按照配比加入到真空感应熔炼炉中熔炼，然后浇注在水冷铜模中，浇注温度为1200°C，得到铸态Cu-Ag-Fe母合金，其宏观组织图见图1;

　　[0042]步骤2，交变磁场作用下Cu-Ag-Fe合金的凝固:

　　[0043 ]将制备的铸态Cu-Ag-Fe母合金，置于IT交变磁场中心位置，加热至1200 °C，保温1分钟后，快速冷却，获得凝固态Cu-Ag-Fe合金；

　　[0044]步骤3，稳恒磁场作用下合金的均匀化处理:

　　[0045]将凝固态Cu-Ag-Fe合金置于12T的稳恒磁场中心位置，加热至780 °C，保温12小时，进行均匀化处理，然后随炉缓慢冷却到室温；

　　[0046]步骤4，预变形:

　　[0047]将均匀化处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下进行冷锻，预变形的总减面率为0.4;

　　[0048]步骤5，中间退火热处理:

　　[0049]将预变形后的Cu-Ag-Fe合金，置于真空热处理炉中，加热至400°C，保温2小时，随炉缓慢冷却至室温；

　　[0050]步骤6，再变形:

　　[0051 ] 将退火热处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下条件下，进行总减面率(以步骤4得到的合金为基准)为0.9的拉拔，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线；

　　[0052]步骤7，稳恒磁场作用下的最终退火热处理:

　　[0053]将获得的Cu-Ag-Fe合金线材，置于12T的稳恒磁场中心位置，450°C真空退火处理2小时，随炉缓慢冷却到室温，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线材。

　　[0054]本实施例制得的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线材，导电率为77% IACS，抗拉强度为 1280MPa。

　　[0055]实施例2

　　[0056]—种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，包括以下步骤:

　　[°°57] 步骤I，制备铸态Cu-Ag-Fe母合金:

　　[0058]一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金，组分按重量百分比为:Cu: Ag: Fe为95.0:3.0:2.0。

　　[0059]以纯度99.9wt%以上的电解Cu、Ag和纯Fe为原料，按照配比加入到真空感应熔炼炉中熔炼，然后浇注在水冷铜模中，浇注温度为1300°C，得到铸态Cu-Ag-Fe母合金；

　　[0000]步骤2，交变磁场作用下Cu-Ag-Fe合金的凝固:

　　[0061]将制备的铸态Cu-Ag-Fe母合金，置于0.5T交变磁场中心位置，加热至1300°C，保温30分钟后，快速冷却，获得凝固态Cu-Ag-Fe合金；

　　[0062]步骤3，稳恒磁场作用下合金的均匀化处理:

　　[0063]将凝固态Cu-Ag-Fe合金置于12T的稳恒磁场中心位置，加热至800°C，保温24小时，进行均匀化处理，然后随炉缓慢冷却到室温；

　　[0064]步骤4，预变形:

　　[0065]将均匀化处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下进行锻造，预变形的总减面率为0.6;

　　[0066]步骤5，中间退火热处理:

　　[0067]将预变形后的Cu-Ag-Fe合金，置于真空热处理炉中，加热至550°C，保温24小时，随炉缓慢冷却至室温；

　　[0068]步骤6，再变形:

　　[0069]将退火热处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下条件下，进行总减面率(以步骤4得到的合金为基准)为0.95的拉拔，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线，其透射电镜组织图见图2;

　　[0070]步骤7，稳恒磁场作用下的最终退火热处理:

　　[0071 ]将获得的Cu-Ag-Fe合金线材，置于20T的稳恒磁场中心位置，500 °C真空退火处理24小时，随炉缓慢冷却到室温，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线材。

　　[0072]本实施例制得的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线材，导电率为78% IACS，抗拉强度为 1050MPa。

　　[0073]实施例3

　　[0074]—种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，包括以下步骤:

　　[0075]步骤I，制备铸态Cu-Ag-Fe母合金:

　　[0076]一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金，组分按重量百分比为:Cu: Ag: Fe为87.5:11.0:1.50

　　[0077]以纯度99.9wt%以上的电解Cu、Ag和纯Fe为原料，按照配比加入到真空感应熔炼炉中熔炼，然后浇注在水冷铜模中，浇注温度为1200°C，得到铸态Cu-Ag-Fe母合金；

　　[0078]步骤2，交变磁场作用下Cu-Ag-Fe合金的凝固:

　　[0079]将制备的铸态Cu-Ag-Fe母合金，置于0.5T交变磁场中心位置，加热至1200°C，保温30分钟后，快速冷却，获得凝固态Cu-Ag-Fe合金；

　　[0080]步骤3，稳恒磁场作用下合金的均匀化处理:

　　[0081]将凝固态Cu-Ag-Fe合金置于0.1T的稳恒磁场中心位置，加热至770°C，保温12小时，进行均匀化处理，然后随炉缓慢冷却到室温；

　　[0082]步骤4，预变形:

　　[0083]将均匀化处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下进行乳制，预变形的总减面率为0.5;

　　[0084]步骤5，中间退火热处理:

　　[0085]将预变形后的Cu-Ag-Fe合金，置于真空热处理炉中，加热至450°C，保温2小时，随炉缓慢冷却至室温；

　　[0086]步骤6，再变形:

　　[0087]将退火热处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下条件下，进行总减面率(以步骤4得到的合金为基准)为0.8的乳制，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材；

　　[0088]步骤7，稳恒磁场作用下的最终退火热处理:

　　[0089]将获得的Cu-Ag-Fe合金板材，置于30T的稳恒磁场中，450°C真空退火处理I小时，随炉缓慢冷却到室温，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材。

　　[0090]本实施例制得的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材，导电率为70%IACS，抗拉强度为1420MPa。本实施例制得的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材应力-应变曲线见图3。[0091 ] 实施例4

　　[0092]—种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，包括以下步骤:

　　[0093]步骤I，制备铸态Cu-Ag-Fe母合金:

　　[0094]一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金，组分按重量百分比为:Cu: Ag: Fe为74.9:25.0:0.1o

　　[0095]以纯度99.9wt%以上的电解Cu、Ag和纯Fe为原料，按照配比加入到真空感应熔炼炉中熔炼，然后浇注在水冷铜模中，浇注温度为1000°c，得到铸态Cu-Ag-Fe母合金；

　　[0096]步骤2，交变磁场作用下Cu-Ag-Fe合金的凝固:

　　[0097]将制备的铸态Cu-Ag-Fe母合金，置于0.5T交变磁场中心位置，加热至1000°C，保温10分钟后，快速冷却，获得凝固态Cu-Ag-Fe合金；

　　[0098]步骤3，稳恒磁场作用下合金的均匀化处理:

　　[0099]将凝固态Cu-Ag-Fe合金置于20T的稳恒磁场中心位置，加热至760 °C，保温4小时，进行均匀化处理，然后随炉缓慢冷却到室温；

　　[0100]步骤4，预变形:

　　[0101]将均匀化处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下进行乳制，预变形的总减面率为0.3;

　　[0102]步骤5，中间退火热处理:

　　[0103]将预变形后的Cu-Ag-Fe合金，置于真空热处理炉中，加热至350°C，保温2小时，随炉缓慢冷却至室温；

　　[0104]步骤6，再变形:

　　[0105]将退火热处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下条件下，进行总减面率(以步骤4得到的合金为基准)为0.9999的乳制，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材；

　　[0106]步骤7，稳恒磁场作用下的最终退火热处理:

　　[0107]将获得的Cu-Ag-Fe合金板材，置于1T的稳恒磁场中心位置，400°C真空退火处理2小时，随炉缓慢冷却到室温，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材。

　　[0108]本实施例制得的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材，导电率为76%IACS，抗拉强度为11OOMPa。

　　[0109]实施例5

　　[0110]—种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，包括以下步骤:

　　[0111]步骤I，制备铸态Cu-Ag-Fe母合金:

　　[0112]一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金，组分按重量百分比为:Cu: Ag: Fe为76.0:22.0:2.0ο

　　[0113]以纯度99.9wt%以上的电解Cu、Ag和纯Fe为原料，按照配比加入到真空感应熔炼炉中熔炼，然后浇注在水冷铜模中，浇注温度为1300°C，得到铸态Cu-Ag-Fe母合金；

　　[0114]步骤2，交变磁场作用下Cu-Ag-Fe合金的凝固:

　　[0115]将制备的铸态Cu-Ag-Fe母合金，置于0.5T交变磁场中心位置，加热至1300°C，保温20分钟后，快速冷却，获得凝固态Cu-Ag-Fe合金；

　　[0116]步骤3，稳恒磁场作用下合金的均匀化处理:

　　[0117]将凝固态Cu-Ag-Fe合金置于20T的稳恒磁场中心位置，加热至760 °C，保温8小时，进行均匀化处理，然后随炉缓慢冷却到室温；

　　[0118]步骤4，预变形:

　　[0119]将均匀化处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下进行乳制，预变形的总减面率为0.7;

　　[0120]步骤5，中间退火热处理:

　　[0121]将预变形后的Cu-Ag-Fe合金，置于真空热处理炉中，加热至500°C，保温4小时，随炉缓慢冷却至室温；

　　[0122]步骤6，再变形:

　　[0123]将退火热处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下条件下，进行总减面率(以步骤4得到的合金为基准)为0.95的乳制，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材；

　　[0124]步骤7，稳恒磁场作用下的最终退火热处理:

　　[0125]将获得的Cu-Ag-Fe合金板材，置于20T的稳恒磁场中，450°C真空退火处理2小时，随炉缓慢冷却到室温，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材。

　　[0126]本实施例制得的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材，导电率为55% IACS，抗拉强度为 1760MPa。

　　[0127]实施例6

　　[0128]—种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，包括以下步骤:

　　[0129]步骤I，制备铸态Cu-Ag-Fe母合金:

　　[0130]一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金，组分按重量百分比为:Cu: Ag: Fe为93.5:6.0:

　　0.5ο

　　[0131]以纯度99.9wt %以上的电解Cu、Ag和纯Fe为原料，按照配比加入到真空电弧熔炼炉中熔炼，然后浇注在水冷铜模中，浇注温度为1200°C，得到铸态Cu-Ag-Fe母合金；

　　[0132]步骤2，交变磁场作用下Cu-Ag-Fe合金的凝固:

　　[0133]将制备的铸态Cu-Ag-Fe母合金，置于0.1T交变磁场中心位置，加热至1200°C，保温10分钟后，快速冷却，获得凝固态Cu-Ag-Fe合金；

　　[0134]步骤3，稳恒磁场作用下合金的均匀化处理:

　　[0135]将凝固态Cu-Ag-Fe合金置于1T的稳恒磁场中心位置，加热至780°C，保温18小时，进行均匀化处理，然后随炉缓慢冷却到室温；

　　[0136]步骤4，预变形:

　　[0137]将均匀化处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下进行冷锻，预变形的总减面率为0.4;

　　[0138]步骤5，中间退火热处理:

　　[0139]将预变形后的Cu-Ag-Fe合金，置于真空热处理炉中，加热至400°C，保温2小时，随炉缓慢冷却至室温；

　　[0140]步骤6，再变形:

　　[0141]将退火热处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下条件下，进行总减面率(以步骤4得到的合金为基准)为0.98的拉拔，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线；

　　[0142 ]步骤7，稳恒磁场作用下的最终退火热处理:

　　[0143]将获得的Cu-Ag-Fe合金线材，置于0.1T的稳恒磁场中心位置，400°C真空退火处理4小时，随炉缓慢冷却到室温，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线材。

　　[0144]本实施例制得的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线材，导电率为72% IACS，抗拉强度为 1150MPa。

　　[0145]实施例7

　　[0146]—种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，包括以下步骤:

　　[0147]步骤I，制备铸态Cu-Ag-Fe母合金:

　　[0148]一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金，组分按重量百分比为:Cu: Ag: Fe为81.9:18.0:0.1o

　　[0149]以纯度99.9wt%以上的电解Cu、Ag和纯Fe为原料，按照配比加入到真空感应熔炼炉中熔炼，然后浇注在水冷铜模中，浇注温度为1000°c，得到铸态Cu-Ag-Fe母合金；

　　[0150]步骤2，交变磁场作用下Cu-Ag-Fe合金的凝固:

　　[0151]将制备的铸态Cu-Ag-Fe母合金，置于0.5T交变磁场中心位置，加热至1100°C，保温5分钟后，快速冷却，获得凝固态Cu-Ag-Fe合金；

　　[0152]步骤3，稳恒磁场作用下合金的均匀化处理:

　　[0153]将凝固态Cu-Ag-Fe合金置于30T的稳恒磁场中心位置，加热至770°C，保温12小时，进行均匀化处理，然后随炉缓慢冷却到室温；

　　[0154]步骤4，预变形:

　　[0155]将均匀化处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下进行乳制，预变形的总减面率为0.4;

　　[0156]步骤5，中间退火热处理:

　　[0157]将预变形后的Cu-Ag-Fe合金，置于真空热处理炉中，加热至350°C，保温0.5小时，随炉缓慢冷却至室温；

　　[0158]步骤6，再变形:

　　[0159]将退火热处理后的Cu-Ag-Fe合金，在室温下条件下，进行总减面率(以步骤4得到的合金为基准)为0.5的乳制，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材；

　　[0160]步骤7，稳恒磁场作用下的最终退火热处理:

　　[0161 ]将获得的Cu-Ag-Fe合金板材，置于1T的稳恒磁场中心位置，300 °C真空退火处理

　　0.5小时，随炉缓慢冷却到室温，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材。

　　[0162]本实施例制得的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金板材，导电率为88% IACS，抗拉强度为 750MPa。

　　【主权项】

　　1.一种高强度高导电率CU-Ag-Fe合金的制备方法，其特征在于，具体包括以下步骤: 步骤I，制备铸态Cu-Ag-Fe母合金: 将Cu-Ag-Fe合金原料按配比熔炼，在1000?1300 °C浇注制得铸态Cu-Ag-Fe母合金； 步骤2，交变磁场作用下Cu-Ag-Fe合金的凝固: 将铸态Cu-Ag-Fe母合金，置于0.1?IT交变磁场中心位置，加热至1000?1300°C，保温5?30分钟，然后快速冷却，获得凝固态Cu-Ag-Fe合金； 步骤3，稳恒磁场作用下合金的均匀化处理: 将凝固态Cu-Ag-Fe合金，置于0.1?30T的稳恒磁场中心位置，加热至760?800°C，保温4?24小时，然后随炉缓慢冷却到室温； 步骤4，预变形: 将均匀化处理后的Cu-Ag-Fe合金，进行预变形处理，预变形的总减面率为0.3?0.7; 步骤5，中间退火热处理: 将预变形后的Cu-Ag-Fe合金，置于真空热处理炉中，加热至350?550°C，保温0.5?24小时，然后随炉缓慢冷却至室温； 步骤6，再变形: 将退火热处理后的Cu-Ag-Fe合金，进行再变形处理，再变形的总减面率均为0.5?0.9999;获得Cu-Ag-Fe合金线材/板材； 步骤7，稳恒磁场作用下的最终退火热处理: 将Cu-Ag-Fe合金线材/板材，置于0.1?30T的稳恒磁场中心位置，在真空环境中，加热至300?500°C，保温0.5?24小时，然后随炉缓慢冷却到室温，获得高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金线材/板材。2.如权利要求1所述的一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，其特征在于，所述的步骤I中，Cu-Ag-Fe合金，组分按重量百分比为:Ag含量为3.0 %?25 %，Fe含量为0.1 %?2%，余量为Cu。3.如权利要求1所述的一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，其特征在于，所述的步骤I中，熔炼的具体操作为:以纯度99.9wt %以上的电解Cu、Ag和纯Fe为原料，按照配比加入到真空感应熔炼炉或真空电弧熔炼炉中熔炼，然后浇注在水冷铜模中，得到铸态Cu-Ag-Fe母合金。4.如权利要求1所述的一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，其特征在于，所述的步骤4中，预变形处理采用的方法为锻造、乳制或拉拔处理。5.如权利要求1所述的一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，其特征在于，所述的步骤6中，再变形处理采用的方法为锻造、乳制或拉拔处理。6.如权利要求1所述的一种高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金的制备方法，其特征在于，所述方法制备的高强度高导电率Cu-Ag-Fe合金，导电率为55?88% IACS，抗拉强度为750?1760MPao

　　【文档编号】C22F1/08GK105839038SQ201610218372

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月8日

　　【发明人】左小伟, 李蕊, 王恩刚, 赵聪聪, 张 林

　　【申请人】东北大学

　　一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法

　　【专利摘要】一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，它涉及一种TiAl合金板材的制备方法。本发明的目的是要解决现有TiAl合金板材组织不均匀、综合性能下降的问题。制备方法：一、制坯，得到长方体TiAl合金轧制坯料；二、包套，得到包套的TiAl合金坯料；三、高温轧制前双步热处理，得到双步热处理TiAl合金坯料；四、高温轧制、道次间保温，得到高温轧制的TiAl合金板材；五、去应力退火，得到退火后TiAl合金板材；六、机械加工去除包套，得到的TiAl合金板材。优点：采用轧制前进行双步热处理，获得具有均匀组织的TiAl合金板材。本发明主要用于制备均匀组织的TiAl合金板材。

　　【专利说明】

　　一种均匀组织的T i AI合金板材的制备方法

　　技术领域

　　[0001 ]本发明涉及一种TiAl合金板材的制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002]作为一种新型的高温轻质结构材料，TiAl合金具有低密度(3.9?4.2g/cm3)、高熔点、高的比强度和比刚度、优异的抗氧化性能和蠕变性能，在汽车、航空航天发动机以及其他高温结构零部件等方面具有广阔的应用潜力。但是TiAl合金热加工窗口窄、高温变形能力差、变形过程中容易开裂、热变形后的组织不均匀以及室温塑性差等缺陷制约了 TiAl合金的实际工程化应用。

　　[0003]目前，国内外对TiAl合金板材展开了大量的研究，其中铸锭冶金法是制备TiAl合金板材的有效手段之一，其过程主要为:熔炼铸锭，均匀化热处理，热等静压、等温锻造或者包套近等温锻造，最后进行TiAl板材乳制。通过等温锻造或者包套近等温锻造很难使原始铸态TiAl合金中粗大的层片状组织完全破碎，残留的层片状组织在后续的TiAl合金板材乳制过程中也很难完全消除，粗大的层片组织一般具有锯齿状晶界，这种晶界能够有效地阻碍热变形过程中层片状晶团在外力偶矩作用下发生转动，残留的层片组织越多、晶粒尺寸越大，热变形过程中变形抗力越大，在板材乳制过程中很容易产生微裂纹甚至板材的开裂，并且导致最终TiAl合金板材变形量小，组织不均匀，板材性能下降等问题，传统的铸锭冶金法很难得到组织均匀，性能优异的TiAl合金板材。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明的目的是要解决现有TiAl合金板材组织不均匀、综合性能下降的问题，而提供一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法。

　　[0005]—种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，具体是按以下步骤进行:

　　[0006]—、制坯:将熔炼得到的铸锭进行均匀化热处理和热等静压制得TiAl合金预制坯料，采用机械加工的方法将预制坯料加工成长方体坯料，得到长方体TiAl合金乳制坯料；

　　[0007]步骤一中所述的均匀化热处理参数为:800°C?1100°C保温6h?48h ；

　　[0008]步骤一中所述的热等静压处理参数为:热等静压温度为1000°C?1250°C，热等静压压力为140MPa?200MPa，热等静压时间为Ih?5h;

　　[0009]步骤一中所述的长方体T i AI合金乳制还料的厚度为3_?3 Omm ；

　　[0010]二、包套:采用机械加工的方法将步骤一得到的长方体TiAl合金乳制坯料进行表面打磨，得到表面光洁度为Ra6?Ra8的TiAl合金坯料，然后将表面光洁度为Ra6?Ra8的TiAl合金坯料置于凹槽包套中进行焊合，得到包套的TiAl合金坯料；

　　[0011]步骤二中所述凹槽包套的材质为304不锈钢、纯钛或钛合金；

　　[0012]三、高温乳制前双步热处理:①、将包套的TiAl合金坯料放入炉子中，将炉子从室温升温至1300°C?1380°C，在温度为1300°C?1380°C下保温5min?60min，得到第一步热处理包套的TiAl合金坯料;②、将第一步热处理包套的TiAl合金坯料转移至温度为1200°C?1300°C的炉子中保温1min?240min，得到双步热处理TiAl合金坯料；

　　[0013]四、高温乳制、道次间保温:将步骤三中得到的双步热处理TiAl合金坯料从炉子中取出后放到乳机上进行乳制，应变速率为0.001s—1?Is—、道次变形量为5%?35%，道次回炉保温，乳制的总变形量为65%?85%，得到高温乳制的TiAl合金板材；

　　[0014]步骤四中所述的道次回炉保温操作如下:单次乳制结束后得到的TiAl合金坯料放到炉温为1200°C?1300°C的炉子中保温10min?60min;

　　[0015]五、去应力退火:将高温乳制的TiAl合金板材放入炉温为800°C?1000°C的炉子中保温2h?10h，然后随炉冷却至室温，得到退火后TiAl合金板材；

　　[0016]六、机械加工去除包套:采用机械加工的方法去除步骤五得到的退火后TiAl合金板材上的凹槽包套，得到的TiAl合金板材。

　　[0017]本发明的优点:

　　[0018]一、本发明直接将经过热等静压处理过的TiAl合金铸锭进行乳制，相对于传统的铸锭冶金法制备TiAl合金板材，省去了中间等温锻造或包套近等温锻造的过程，降低了TiAl合金板材的制备成本，节省了人力财力。

　　[0019]二、本发明在乳制前采用双步热处理手段，使粗大的层片组织全部转化为细小、等轴的双态组织，在乳制过程中有利于晶粒的转动，降低高温乳制过程的变形抗力，避免乳制过程中板材的开裂，提高TiAl合金的热加工性能，改善了 TiAl合金板材的显微组织，获得具有均匀组织的高性能TiAl合金板材。

　　【具体实施方式】

　　[0020]【具体实施方式】一:本实施方式是一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，具体是按以下步骤进行::

　　[0021]—、制坯:将熔炼得到的铸锭进行均匀化热处理和热等静压制得TiAl合金预制坯料，采用机械加工的方法将预制坯料加工成长方体坯料，得到长方体TiAl合金乳制坯料；

　　[0022]步骤一中所述的均匀化热处理参数为:800°C?1100°C保温6h?48h;

　　[0023]步骤一中所述的热等静压处理参数为:热等静压温度为1000°C?1250°C，热等静压压力为140MPa?200MPa，热等静压时间为Ih?5h;

　　[0024]步骤一中所述的长方体TiAl合金乳制还料的厚度为3mm?30mm;

　　[0025]二、包套:采用机械加工的方法将步骤一得到的长方体TiAl合金乳制坯料进行表面打磨，得到表面光洁度为Ra6?Ra8的TiAl合金坯料，然后将表面光洁度为Ra6?Ra8的TiAl合金坯料置于凹槽包套中进行焊合，得到包套的TiAl合金坯料；

　　[0026]步骤二中所述凹槽包套的材质为304不锈钢、纯钛或钛合金；

　　[0027]三、高温乳制前双步热处理:①、将包套的TiAl合金坯料放入炉子中，将炉子从室温升温至1300°C?1380°C，在温度为1300°C?1380°C下保温5min?60min，得到第一步热处理包套的TiAl合金坯料;②、将第一步热处理包套的TiAl合金坯料转移至温度为1200°C?1300°C的炉子中保温1min?240min，得到双步热处理TiAl合金坯料；

　　[0028]四、高温乳制、道次间保温:将步骤三中得到的双步热处理TiAl合金坯料从炉子中取出后放到乳机上进行乳制，应变速率为0.001s—1?Is—、道次变形量为5%?35%，道次回炉保温，乳制的总变形量为65%?85%，得到高温乳制的TiAl合金板材；

　　[0029]步骤四中所述的道次回炉保温操作如下:单次乳制结束后得到的TiAl合金坯料放到炉温为1200°C?1300°C的炉子中保温10min?60min;

　　[0030]五、去应力退火:将高温乳制的TiAl合金板材放入炉温为800°C?1000°C的炉子中保温2h?10h，然后随炉冷却至室温，得到退火后TiAl合金板材；

　　[0031]六、机械加工去除包套:采用机械加工的方法去除步骤五得到的退火后TiAl合金板材上的凹槽包套，得到的TiAl合金板材。

　　[0032]本实施方式直接将经过热等静压处理过的TiAl合金铸锭进行乳制，相对于传统的铸锭冶金法制备TiAl合金板材，省去了中间等温锻造或包套近等温锻造的过程，降低了TiAl合金板材的制备成本，节省了人力财力。

　　[0033]本实施方式在乳制前采用双步热处理手段，使粗大的层片组织全部转化为细小、等轴的双态组织，在乳制过程中有利于晶粒的转动，降低高温乳制过程的变形抗力，避免乳制过程中板材的开裂，提高TiAl合金的热加工性能，改善了 TiAl合金板材的显微组织，获得具有均匀组织的高性能TiAl合金板材。

　　[0034]【具体实施方式】二:本实施方式与【具体实施方式】一不同的是:步骤一中所述的长方体TiAl合金乳制坯料成分为:T1-(43?45)Α1-(6?9)Nb-(0.1?l)X(at.%)，其中X为元素

　　B、元素S1、元素C或元素Y中的一种或其中几种的混合。其他步骤及参数与【具体实施方式】一相同。

　　[0035]【具体实施方式】三:本实施方式与【具体实施方式】一或二不同的是:步骤一中所述的长方体TiAl合金乳制坯料成分为:T1-(43?45)Al-6(Nb，V)-(0.1?l)X(at.%);其中X为元素B、元素S1、元素C或元素Y中的一种或其中几种的混合。其他步骤及参数与【具体实施方式】一或二相同。

　　[0036]本实施方式11-(43?45从1-6(恥，￥)-(0.1?1)乂(3丨.％)中6(恥，￥)表示元素恥和元素V的总量为6at.%，但元素Nb与元素V的原子百分比是任意比的。

　　[0037]【具体实施方式】四:本实施方式与【具体实施方式】一至三之一不同的是:步骤一中所述的长方体TiAl合金乳制坯料成分为:T1-43Al-9V-0.3Y(at.% )。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至三相同。

　　[0038]【具体实施方式】五:本实施方式与【具体实施方式】一至四之一不同的是:步骤三①中将包套的TiAl合金坯料放入炉子中，将炉子从室温升温至1340°C?1380°C，在温度为1340°(:?1380°(:下保温51^11?601^11，得到第一步热处理包套的1141合金坯料。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至四相同。

　　[0039]【具体实施方式】六:本实施方式与【具体实施方式】一至五之一不同的是:步骤三①中将包套的TiAl合金坯料放入炉子中，将炉子从室温升温至1320°C?1340°C，在温度为1320<?1340<下保温5111；[11?601]1；[11，得到第一步热处理包套的1141合金还料。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至五相同。

　　[0040]【具体实施方式】七:本实施方式与【具体实施方式】一至六之一不同的是:步骤三①中将包套的TiAl合金坯料放入炉子中，将炉子从室温升温至1300°C?1320°C，在温度为1300°(:?1320°(:下保温51^11?601^11，得到第一步热处理包套的1141合金坯料。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至六相同。

　　[0041 ]【具体实施方式】八:本实施方式与【具体实施方式】一至七之一不同的是:步骤三②中将第一步热处理包套的TiAl合金坯料转移至温度为1260 °C?1300 °C的炉子中保温1min?240min，得到双步热处理TiAl合金坯料。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至七相同。

　　[0042]【具体实施方式】九:本实施方式与【具体实施方式】一至八之一不同的是:步骤三②中将第一步热处理包套的TiAl合金坯料转移至温度为1220 °C?1260 °C的炉子中保温1min?240min，得到双步热处理TiAl合金坯料。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至八相同。

　　[0043]【具体实施方式】十:本实施方式与【具体实施方式】一至九之一不同的是:步骤三②中将第一步热处理包套的TiAl合金坯料转移至温度为1200 °C?1220 °C的炉子中保温1min?240min，得到双步热处理TiAl合金坯料。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至九相同

　　[0044]【具体实施方式】十一:本实施方式与【具体实施方式】一至十之一不同的是:将步骤三中得到的双步热处理TiAl合金坯料从炉子中取出后放到乳机上进行乳制，应变速率为

　　0.001 S—1?0.5 s—1，道次变形量为5 %?25 %，道次回炉保温，乳制的总变形量为65 %?75%，得到高温乳制的TiAl合金板材。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至十相同。

　　[0045]【具体实施方式】十二:本实施方式与【具体实施方式】一至十一之一不同的是:将步骤三中得到的双步热处理TiAl合金坯料从炉子中取出后放到乳机上进行乳制，应变速率为

　　0.0I s—1?I s—1，道次变形量为5 %?30 %，道次回炉保温，乳制的总变形量为65 %?80 %，得到高温乳制的TiAl合金板材。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至十一相同。

　　[0046]【具体实施方式】十三:本实施方式与【具体实施方式】一至十二之一不同的是:步骤四中将步骤三中得到的双步热处理TiAl合金坯料从炉子中取出后放到乳机上进行乳制，应变速率为Os—1，道次变形量为5%?35 %，道次回炉保温，乳制的总变形量为65 %?85%，得到高温乳制的TiAl合金板材。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至十二相同。

　　[0047]【具体实施方式】十四:本实施方式与【具体实施方式】一至十三之一不同的是:步骤四中所述的道次回炉保温操作如下:单次乳制结束后得到的TiAl合金坯料放到炉温为1260°C?1300°C的炉子中保温1min?30min。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至十三相同。

　　[0048]【具体实施方式】十五:本实施方式与【具体实施方式】一至十四之一不同的是:步骤四中所述的道次回炉保温操作如下:单次乳制结束后得到的TiAl合金坯料放到炉温为1220°C?1260°C的炉子中保温1min?30min。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至十四相同。

　　[0049]【具体实施方式】十六:本实施方式与【具体实施方式】一至十五之一不同的是:步骤四中所述的道次回炉保温操作如下:单次乳制结束后得到的TiAl合金坯料放到炉温为1200°C?1220°C的炉子中保温1min?30min。其他步骤及参数与【具体实施方式】一至十五相同。

　　[0050]采用下述试验验证本发明效果

　　[0051 ]试验一:本试验的一种高性能TiAl合金板的制备方法按以下步骤进行:

　　[0052]一、制坯:将熔炼得到的铸锭进行均匀化热处理和热等静压制得TiAl合金预制坯料，采用机械加工的方法将预制坯料加工成长方体坯料，得到长方体TiAl合金乳制坯料；

　　[0053]步骤一中所述的均匀化热处理参数为:90°C保温1h;

　　[0054]步骤一中所述的热等静压处理参数为:热等静压温度为1200°C，热等静压压力为160MPa，热等静压时间为4h;

　　[0055]步骤一中所述的长方体TiAl合金乳制还料的厚度为20mm;

　　[0056]步骤一中所述的长方体1141合金乳制坯料成分为:11-4341-9￥-0.3￥(&1%);

　　[0057]二、包套:采用机械加工的方法将步骤一得到的长方体TiAl合金乳制坯料进行表面打磨，得到表面光洁度为Ra7的TiAl合金坯料，然后将表面光洁度为Ra6?Ra8的TiAl合金坯料置于凹槽包套中进行焊合，得到包套的TiAl合金坯料；

　　[0058]步骤二中所述凹槽包套的材质为钛合金；

　　[0059]三、高温乳制前双步热处理:①、将包套的TiAl合金坯料放入炉子中，将炉子从室温升温至1300°C，在温度为1300°C下保温20min，得到第一步热处理包套的TiAl合金坯料；②、将第一步热处理包套的TiAl合金坯料转移至温度为1200°C的炉子中保温60min，得到双步热处理TiAl合金坯料；

　　[0060]四、高温乳制、道次间保温:将步骤三中得到的双步热处理TiAl合金坯料从炉子中取出后放到乳机上进行乳制，应变速率为0.5s—、道次变形量为30%，道次回炉保温，乳制的总变形量为85%，得到高温乳制的TiAl合金板材；

　　[0061]步骤四中所述的道次回炉保温操作如下:单次乳制结束后得到的TiAl合金坯料放到炉温为1200 0C的炉子中保温I Omin;

　　[0062]五、去应力退火:将高温乳制的TiAl合金板材放入炉温为900°C的炉子中保温6h，然后随炉冷却至室温，得到退火后TiAl合金板材；

　　[0063]六、机械加工去除包套:采用机械加工的方法去除步骤五得到的退火后TiAl合金板材上的凹槽包套，得到的TiAl合金板材。

　　[0064]本试验步骤六中得到的TiAl合金板材的厚度< 3.5mm。

　　[0065]经过检测可知:本试验得到TiAl合金板材的室温塑性大于2%，室温下强度大于750MPa，温度为750°C高温下强度大于500MPa。

　　【主权项】

　　1.一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，其特征在于它是按以下步骤进行: 一、制坯:将熔炼得到的铸锭进行均匀化热处理和热等静压制得TiAl合金预制坯料，采用机械加工的方法将预制坯料加工成长方体坯料，得到长方体TiAl合金乳制坯料； 步骤一中所述的均匀化热处理参数为:800 °C?1100 °C保温6h?48h ； 步骤一中所述的热等静压处理参数为:热等静压温度为1000°C?1250°C，热等静压压力为140MPa?200MPa，热等静压时间为Ih?5h; 步骤一中所述的长方体TiAl合金乳制还料的厚度为3mm?30mm; 二、包套:采用机械加工的方法将步骤一得到的长方体TiAl合金乳制坯料进行表面打磨，得到表面光洁度为Ra6?Ra8的TiAl合金坯料，然后将表面光洁度为Ra6?Ra8的TiAl合金坯料置于凹槽包套中进行焊合，得到包套的TiAl合金坯料； 步骤二中所述凹槽包套的材质为304不锈钢、纯钛或钛合金； 三、高温乳制前双步热处理:①、将包套的TiAl合金坯料放入炉子中，将炉子从室温升温至1300°C?1380°C，在温度为1300°C?1380°C下保温5min?60min，得到第一步热处理包套的TiAl合金坯料;②、将第一步热处理包套的TiAl合金坯料转移至温度为1200°C?1300°C的炉子中保温1min?240min，得到双步热处理TiAl合金坯料； 四、高温乳制、道次间保温:将步骤三中得到的双步热处理TiAl合金坯料从炉子中取出后放到乳机上进行乳制，应变速率为0.001s—1?Is—1，道次变形量为5 %?35 %，道次回炉保温，乳制的总变形量为65%?85%，得到高温乳制的TiAl合金板材； 步骤四中所述的道次回炉保温操作如下:单次乳制结束后得到的TiAl合金坯料放到炉温为1200°C?1300°C的炉子中保温10min?60min; 五、去应力退火:将高温乳制的TiAl合金板材放入炉温为800 °C?1000 °C的炉子中保温2h?10h，然后随炉冷却至室温，得到退火后TiAl合金板材； 六、机械加工去除包套:采用机械加工的方法去除步骤五得到的退火后TiAl合金板材上的凹槽包套，得到的TiAl合金板材。2.根据权利要求1所述的一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，其特征在于步骤一中所述的长方体TiAl合金乳制坯料成分为:T1-(43?45)Α1-(6?9)Nb-(0.1?1)X(at.%)，其中X为元素B、元素S1、元素C或元素Y中的一种或其中几种的混合。3.根据权利要求1所述的一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，其特征在于步骤一中所述的长方体TiAl合金乳制坯料成分为:T1-(43?45)Al-6(Nb，V)-(0.1?1)X(at.%);其中X为元素B、元素S1、元素C或元素Y中的一种或其中几种的混合。4.根据权利要求1所述的一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，其特征在于步骤一中所述的长方体TiAl合金乳制坯料成分为:T1-43Al-9V-0.3Y(at.%)05.根据权利要求1所述的一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，其特征在于步骤三①中将包套的Ti Al合金坯料放入炉子中，将炉子从室温升温至1300 0C，在温度为1300 V下保温20min，得到第一步热处理包套的TiAl合金坯料。6.根据权利要求1所述的一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，其特征在于步骤三②中将第一步热处理包套的TiAl合金坯料转移至温度为1200°C°C的炉子中保温60min，得到双步热处理TiAl合金坯料。7.根据权利要求1所述的一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，其特征在于步骤四中将步骤三中得到的双步热处理TiAl合金坯料从炉子中取出后放到乳机上进行乳制，应变速率为0.05s—1，道次变形量为30 %，道次回炉保温，乳制的总变形量为85 %，得到高温乳制的TiAl合金板材。8.根据权利要求1或7所述的一种均匀组织的TiAl合金板材的制备方法，其特征在于步骤四中所述的道次回炉保温操作如下:单次乳制结束后得到的TiAl合金坯料放到炉温为1200 0C的炉子中保温I Omin。9.根据权利要求1所述的一种高性能TiAl合金板的制备方法，其特征在于步骤五中将高温乳制的TiAl合金板材放入炉温为800 0C?900 0C的炉子中保温6h?1h，然后随炉冷却至室温，得到退火后TiAl合金板材。

　　【文档编号】C22F1/18GK105839039SQ201610265054

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月26日

　　【发明人】陈玉勇, 张宇, 孔凡涛, 王晓鹏

　　【申请人】哈尔滨工业大学

　　一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅的制作方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅，包括锅体和感应加热器。锅体包括锅壳、保温板、保温砖、常规浇注料、高铝砖和高铝浇注料；若干个感应加热器安装在锅体的四周壁的外侧；感应加热器的内部设有线圈和溶沟通道。本发明的技术方案，通过线圈产生交变磁场，使熔沟通道内的金属熔液感应加热，熔沟内的铝液在交变磁场下产生电动力，在熔沟通道内发生流动，最终喷射入锅体内，同时锅体内的铝液进入熔沟通道内，从而产生热交换，最终使锅体内的铝液达到设定的温度值。锅体的保温板、保温砖、常规浇注料、高铝砖和高铝浇注料组成锅体的耐材结构，能够保护锅体在进行镀铝作业时免受铝液的侵蚀。

　　【专利说明】

　　一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅

　　技术领域

　　[0001]本发明属于热浸镀技术领域，涉及一种镀锅，特别涉及一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅。

　　【背景技术】

　　[0002]镀铝产品在各行业内有着越来越广泛的应用。由于镀铝、镀铝硅的产品具有在高温环境下优越的抗腐蚀性能，使得此类产品在家电、汽车等领域下取得了长足的发展。之前镀铝产品大量依赖于国外进口。目前，国内钢铁企业自主投资研发建设镀铝生产线设备。而镀铝锅是镀铝生产线的关键设备。

　　[0003]镀铝和镀铝硅产品及其制造工艺具有如下技术性能要求和特点:a.铝和铝硅溶液具有很强的腐蚀性;b.铝溶液工作温度高，在90°C-(KTC之间；c.铝和铝硅溶液的凝固点很高，由于温度波动大，易发生凝固；d.铝和铝硅溶液在高温下和带钢上附着的氧化铁极易形成铝渣。基于上述技术特点，开发镀铝铝锅主要存在以下技术难点:高温下铝易和耐材中的硅发生化学反应降低耐材抗侵蚀能力；高温下铝和氧化铁易结合形成化合物铝渣，铝渣会造成感应加热器熔沟堵塞，降低感应加热器使用寿命;高温下铝液的穿透性强，容易发生泄漏危及人生安全。如何解决这些问题是技术人员的主要目标。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明的目的是为了克服上述技术难点，提供一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅，它能够在高温工作环境下避免铝液对锅体的腐蚀，降低作业中铝渣的产生量，延长镀锅使用寿命。

　　[0005]实现上述目的的技术方案是:一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅，包括锅体和感应加热器。

　　[0006]所述锅体包括锅壳、保温板、保温砖、常规浇注料、高铝砖和高铝浇注料;所述锅壳为长方体，所述锅壳的顶部开口，所述锅壳的四周壁和底面的外侧表面上焊接有加强筋板；所述保温板设置在所述锅体的四周壁和底面的内侧表面上;所述保温砖设置在所述保温板内侧;所述常规浇铸料覆盖于所述保温砖的内侧表面上;所述高铝砖设置在所述常规浇注料的四周壁的内侧;所述高铝浇注料覆盖于所述常规浇注料的底面的表面上；

　　[0007]若干个所述感应加热器安装在所述锅体的四周壁的外侧;所述感应加热器的内部设有溶沟通道;所述溶沟通道的截面为圆形。

　　[0008]进一步的，所述感应加热器包括钢壳、铁芯、线圈、衬套和耐火材料;所述钢壳支撑和固定内部设置的所述铁芯和所述线圈；所述线圈连接外部电源;所述衬套位于所述钢壳内，所述线圈的外侧，支撑所述耐火材料。

　　[0009]更进一步的，所述感应加热器朝向锅体中心的开口斜向上的设置在所述锅体的四周壁的外侧。

　　[0010]更进一步的，所述感应加热器内部安装有干振料。

　　[0011]本发明的一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅的技术方案，锅体的四周壁采用一层高铝砖、一层浇注料、一层保温砖和一层保温板的结构形式，确保铝液凝固点发生在高铝砖内，而一旦铝液穿透高铝砖层，浇注料可以起到阻止铝液继续穿透的作用，确保操作人员的人生安全。外侧的保温砖和保温板可以减少由热传导带来的热损失。锅体的底面采用了高铝浇注料层结构，其作用等同锅体的四周壁的高铝砖的结构设计。由于铝液在高温下容易和耐材中的硅发生化学反应，形成新的化合物，造成大量铝渣，同时降低耐材的抗腐蚀能力。通过米用尚招质低娃含量的尚招砖和尚招饶注料，可大大提尚耐材的抗腐蚀性能，同时也降低了造渣量。铝液中容易产生铝渣，且铝渣容易附着在熔沟内部，从而造成熔沟堵塞，缩短感应加热器使用寿命。感应加热器通过采用圆形截面的熔沟通道可以大大提高铝液的流动性，使加热后的铝液快速喷出感应加热器，流入锅内，从而实现快速热交换，由于高速流动，内部温度均匀，铝渣不易附着熔沟内部，从而提高了感应加热器的使用寿命O

　　【附图说明】

　　[0012]图1为本发明的一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅的截面结构示意图；

　　[0013]图2为本发明的一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅的主视图；

　　[0014]图3为本发明的一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅的俯视图。

　　【具体实施方式】

　　[0015]为了能更好地对本发明的技术方案进行理解，下面通过具体实施例并结合附图进行详细说明:

　　[0016]请参阅图1和图2，本发明的一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅，包括锅体、感应加热器16。

　　[0017]锅体包括锅壳1、保温板11、保温砖10、常规浇注料9、高铝砖8和高铝浇注料15。锅壳I为长方体，锅壳I的顶部开口，锅壳I的四周壁和底面的外侧表面上焊接有加强筋板，采用加强筋板的钢制壳体可以防止锅壳I发生变形。保温板11设置在锅体I的四周壁和底面的内侧表面上;保温砖10设置在保温板11内侧;保温板11和保温砖10是用来减少金属熔液热传导造成的热损失。保温砖10的砖与砖之间通过保温砖火泥密封。常规浇铸料9覆盖于保温砖10的内侧表面上，用来阻止从高铝砖8的结构层渗漏过来的金属熔液继续往钢壳方向渗漏。高铝砖8设置在常规浇注料9的四周壁的内侧，高铝砖8是直接和金属熔液接触的耐火层，具有很强的抗腐蚀性能，高铝砖8的砖与砖之间通过高铝砖火泥进行密封。高铝浇注料15覆盖于常规浇注料9的底面的表面上，和金属熔液直接发生接触，具有很强的抗腐蚀能力。喉口浇注料12应用于感应加热器16与锅体结合的喉口部位。

　　[0018]感应加热器16包括钢壳2、铁芯3、线圈4、熔沟通道5、衬套和耐火材料。钢壳2支撑和固定内部设置的铁芯3、线圈4和内部其他部件。铁芯3由矽钢片制作而成，相当于变压器铁芯，线圈4连接外部工频或中频电源。衬套位于钢壳2内，线圈4的外侧，用以支撑耐火材料。耐火材料起到隔离金属熔液的作用，具有很强的抗腐蚀能力。熔沟通道5通过特殊模具形成，其截面为圆形。

　　[0019]感应加热器16朝向锅体中心的开口斜向上的设置在锅体的四周壁的外侧。感应加热器16内部安装有干振料。可根据对于生产作业的不同功率需求对锅体配置不同数量的感应加热器16。在本实施例中，3个感应加热器16安装在锅体的四周壁的外侧。

　　[0020]线圈4通电后，在线圈4周围产生交变磁场，金属恪液在磁场中产生祸流并发热，从而达到加热金属熔液的目的。金属熔液在线圈4产生的磁场下，在熔沟通道5内部循环流动并被加热，此熔沟通道5内的金属形成的闭环相当于变压器的二次侧线圈。经过加热的金属溶液喷射入锅体内的铝液或铝硅液中，锅体的铝液或铝硅液同时会进入熔沟内，这样冷热金属熔液产生热交换，形成一个循环加热的过程，最终使锅体内的铝液和铝硅液达到设定的温度值。

　　[0021]本技术领域中的普通技术人员应当认识到，以上的实施例仅是用来说明本发明，而并非用作为对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对以上所述实施例的变化、变型都将落在本发明的权利要求书范围内。

　　【主权项】

　　1.一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅，包括锅体和感应加热器，其特征在于， 所述锅体包括锅壳、保温板、保温砖、常规浇注料、高铝砖和高铝浇注料;所述锅壳为长方体，所述锅壳的顶部开口，所述锅壳的四周壁和底面的外侧表面上焊接有加强筋板;所述保温板设置在所述锅体的四周壁和底面的内侧表面上；所述保温砖设置在所述保温板内侧;所述常规浇铸料覆盖于所述保温砖的内侧表面上;所述高铝砖设置在所述常规浇注料的四周壁的内侧;所述高铝浇注料覆盖于所述常规浇注料的底面的表面上； 若干个所述感应加热器安装在所述锅体的四周壁的外侧;所述感应加热器的内部设有溶沟通道;所述溶沟通道的截面为圆形。2.根据权利要求1所述的一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅，其特征在于，所述感应加热器包括钢壳、铁芯、线圈、衬套和耐火材料;所述钢壳支撑和固定内部设置的所述铁芯和所述线圈；所述线圈连接外部电源;所述衬套位于所述钢壳内，所述线圈的外侧，支撑所述耐火材料。3.根据权利要求1或2所述的一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅，其特征在于，所述感应加热器朝向锅体中心的开口斜向上的设置在所述锅体的四周壁的外侧。4.根据权利要求1或2所述的一种用于镀铝生产线上的熔沟式有芯感应锅，其特征在于，所述感应加热器内部安装有干振料。

　　【文档编号】C23C2/00GK105839040SQ201610387876

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年6月2日

　　【发明人】孔国平, 江秀心

　　【申请人】应达工业（上海）有限公司, 无锡应达工业有限公司

　　一种制备成分渐变合金材料的热浸镀工艺方法及其设备的制造方法

　　【专利摘要】本发明涉及一种制备成分渐变合金材料的热浸镀工艺方法及相关设备。该方法直接在基材表面得到合金材料，快速制备成分渐变的镀层合金或镁合金。该方法具体内容如下：（1）以钢（或镍、铜等高熔点材料）丝或带作为基体材料；（2）在坩埚中熔化合金；（3）基体材料经表面处理后，穿过液态合金进行热浸镀；（4）添加合金元素改变金属液成分；（5）得到延基体材料运动方向，成分渐变的合金材料。该方法可在短时间内制备某一成分范围内大量成分渐变的合金镀层，制备成品可作为高通量实验的样品。与其他高通量实验样品的制备方法相比，该方法效率高、成本低，且制备的材料可进行后续加工。

　　【专利说明】

　　一种制备成分渐变合金材料的热浸镀工艺方法及其设备

　　技术领域

　　[0001]本发明属于合金制备技术领域，涉及一种成分渐变合金的制备方法和相关设备。

　　【背景技术】

　　[0002]热浸镀金属镀层常用于钢材的防腐处理，提高钢材的使用寿命。金属镀层钢材在建筑业、汽车、家用电器、造船业、电气业等多个领域得到广泛应用。为了提高镀层的耐蚀性、成品率和美观度，实际生产中还会向镀液中添加如镁、钛、钒、镍、铬、稀土等合金元素。但是，热浸镀工艺复杂，制备成本高，新型镀层的开发周期长。

　　[0003]镁合金作为低密度轻质材料，在航空、航天、汽车、机械制造、生物材料等领域广泛应用。并镁合金还具有良好的散热性，可以作为CPU、LED灯的散热器。但是镁合金耐蚀性很差，极大地限制了其在非惰性环境中的应用。开发高耐蚀镁合金已经成为社会迫切的需要。但传统半经验式的开发工艺效率低:合金样品制备周期长、元素范围筛选缓慢，最佳元素成分筛选难度大。

　　[0004]“材料高通量实验”是在短时间内完成大量样品的制备与表征测试。核心价值在于将高重复的制备与表征实验进行快速并行处理，以量变实现材料研究效率的质变。作为“材料基因组技术”的三大方法之一，“材料高通量实验”与“材料计算模拟”和“材料信息学/数据库”有机结合、互相补充，充分发挥其加速材料研发的效能。

　　[0005]借鉴传统连续热浸镀工艺，本发明设计了一种制备成分渐变合金材料的工艺方法。本方法可用于制备成分渐变的和合金镀层材料，筛选最佳元素含量;并且，该方法还可用于制备元素成分渐变的镁合金材料。

　　【发明内容】

　　[0006]本发明目的是开发一种制备成分渐变合金材料的热浸镀工艺方法，快速制备成分渐变的热浸镀镀层合金或镁合金，作为高通量实验的样品。

　　[0007]本发明的第一个方面是提供了一种制备成分渐变合金材料的热浸镀工艺方法，其特征在于有以下的工艺步骤:

　　a.用规格为长度为20m，直径为Imm丝或长宽厚为15mX0.1OmX0.0lm的金属带作为基体材料，其中金属成分为钢或镍或铜，安装于浸镀设备上；

　　b.将镀液合金在锌锅中完全熔化，熔化温度为5800C-700 0C ；

　　c.将浸镀组件沉没辊和退火炉浸没于镀液中，并在退火炉内充入10%H2+90%N2混合的还原性气氛；

　　d.基体材料经过表面清洗和温度在600°C-85(TC的退火还原后，穿过液态合金进行连续热浸镀；

　　e.当在基体材料表面能获得质量稳定的合金材料时，向锌锅内加入目标合金，使镀液内目标合金元素成分缓慢稳定改变;随着目标合金的缓慢溶解，得到延基体材料运动方向，特定成分渐变的合金材料。

　　[0008]本发明的第二个方面是提供了一种用于制备成分渐变合金材料的热浸镀设备。其特征部分在于以下部分:

　　a.参考工业化连续热浸镀工艺，提供了小型化连续热浸镀设备，主要包括用于基体材料清洁处理的碱洗酸洗池(或燃烧除油炉)、用于氢气还原的退火炉、进行浸镀金属镀液的锌锅、浸镀后镀层材料的退火炉、镀层平整用气刀、用于镀层冷却的水雾喷嘴；

　　b.增加了一组用于合金元素添加的辅助装置。

　　[0009]本发明提供的制备成分渐变合金材料的热浸镀工艺方法具有如下优点:

　　I.该方法可以在丝、带材表面获得成分连续变化的合金材料；

　　2.该方法较磁控溅射或3D打印技术，制备合金材料的效率高、成本低；

　　3.该方法得到的合金组织处于稳态或亚稳态，具有更广泛的适用性，可以进行后续深加工，从而可对合金材料的其他性能进行深入研究，研究意义更大。

　　【附图说明】

　　[0010]图1为用于制备成分渐变合金材料的热浸镀整体设备主视图，图中标号:1.碱洗酸洗池(或燃烧除油炉)；2.还原退火炉；3.锌锅;4.退火炉，炉内放置气刀；5.水雾冷却喷嘴;6.合金添加辅助装置。

　　[0011 ]图2为热浸镀设备浸镀部分俯视图；

　　图3为含Ti 0.035%的Al-Zn-S1-Ti镀层SEM照片，深灰色为富Al相，浅灰色为富Zn相；

　　图4为Mg-4Nd-1Zn-0.5Zr合金SEM照片，深色为Mg集体，灰色为富Nd相。

　　【具体实施方式】

　　[0012]在一下实施例中具体列举了本发明优选的实施方式，但是应当理解，本发明的保护范围不仅限于此。以下实例中所使用的原材料均为商业购买，未经进一步处理直接使用。

　　[0013]实施例1

　　使用制备成分渐变合金材料的热浸镀设备进行实验如附图1，以长度为20 m，直径为Imm的钢丝为基体材料，安装在浸镀设备上。将成分为55A1 -43.4Zn-1.6Si的镀液合金在锌锅中完全融化并搅拌均匀，镀液合金融化温度为610 °C。将浸镀组件沉没辊和退火炉浸没于镀液中，并在退火炉内持续充入氢压混合气(10%H2+90%N2)。用碱性溶液和酸性溶液对钢丝进行表面清洗，去除表面的油污和氧化皮，露出新鲜的Fe基体。清洗后的钢丝的递送速率为1.0 m/min的速度通过850 °C的退火炉进行还原退火。钢丝退火后进入锌锅进行连续热浸镀。待钢丝表面形成质量均匀的合金镀层时，利用合金添加辅助装置向镀液中缓慢浸入Zn-1Ti合金块。Zn-1Ti合金经6 min完全浸入，8 min完全融化。同时每隔2min取一次镀液样品，并标记钢丝位置。随着Zn-1Ti合金的溶解及钢丝的递送，在钢丝表面制备了成分连续变化的镀层合金，其成分范围为55Al-43.4Zn-l.6Si到55Al-43.4Zn-l.6S1-0.lTi，其中含Ti

　　0.035%的Al-Zn-S1-Ti镀层SEM照片如附图2所示。深灰色为富Al相，浅灰色为富Zn相。

　　[0014]实施例2

　　使用制备成分渐变合金材料的热浸镀设备进行实验如附图1，以长宽厚为15 m X0.10m X0.01 m的钢带为基体材料，安装在浸镀设备上。将成分为55A1 -43.4Zn-1.6Si的镀液合金在锌锅中完全融化并搅拌均匀，镀液合金融化温度为630 °C。将浸镀组件沉没辊和退火炉浸没于镀液中，并在退火炉内持续充入氢氮混合气(10%H2+90%N2)。用碱性溶液和酸性溶液对钢带进行表面清洗，去除表面的油污和氧化皮，露出新鲜的Fe基体。清洗后的钢带的递送速率为0.6 m/min的速度通过750 °(:的退火炉进行还原退火。钢带退火后进入锌锅进行连续热浸镀。待钢带表面形成质量均匀的合金镀层时，利用合金添加辅助装置，向镀液中浸入纯Mg块。Mg块经10 min完全浸入，15min完全融化。同时每隔2min取一次镀液样品，并标记钢带位置。随着镁的溶解及钢带的递送，在整块钢带上镀上连续的镀层合金，其成分范围为55Al-43.4Zn-l.6Si到53Al-41.4Zn-1.6S1-4Mg。

　　[0015]实施例3

　　使用制备成分渐变合金材料的热浸镀设备进行实验如附图1，以长度为20 m，直径为Imm的铜丝为基体材料，安装在浸镀设备上。将成分为99.5Mg-0.5Zr的合金液在坩锅中完全融化并搅拌均匀，合金融化温度为680 V，合金液表面用。将浸镀组件沉没辊和退火炉浸没于镀液中，并在退火炉内持续充入氢氮混合气(10%H2+90%N2)。用碱性溶液和酸性溶液对铜丝进行表面清洗，去除表面的油污和氧化皮，露出新鲜的Cu基体。清洗后的铜丝的递送速率为1.2 m/min的速度通过800 °(:的退火炉进行还原退火。铜丝退火后进入锌锅进行连续热浸镀。待铜丝表面形成质量均匀的合金镀层时，利用合金添加辅助装置，向镀液中缓慢浸入Zn-Ti合金块。Nd_20Zn合金经3 min完全浸入，15 min完全融化。同时每隔2min取一次合金液样品，并标记铜丝位置。随着Zn-Nd合金的溶解及铜丝的递送，在铜丝表面制备了成分连续变化的镀层合金，其成分范围为99.5Mg-0.5Zr到93.5Mg-5Nd_ IZn-0.5Zr，其中Mg-Nd-Zn-Zr镀层SEM照片如附图3所示。深色为Mg基体，灰色为富Nd相。

　　[0016]实施例4

　　使用制备成分渐变合金材料的热浸镀设备进行实验如附图1，以长宽厚为15 m X0.15m X0.01 m的镍带为基体材料，安装在浸镀设备上。将成分为99.5Mg-0.5Zr的合金液在坩锅中完全融化并搅拌均匀，合金融化温度为690 °C。将浸镀组件沉没辊和退火炉浸没于镀液中，并在退火炉内持续充入氢压混合气(10%H2+90%N2)。用碱性溶液和酸性溶液对镍带进行表面清洗，去除表面的油污和氧化皮，露出新鲜的Ni基体。清洗后的钢带的递送速率为

　　0.8 m/min的速度通过750 °C的退火炉进行还原退火。镍带退火后进入锌锅进行连续热浸镀。待镍带表面形成质量均匀的合金镀层时，利用合金添加辅助装置，向镀液中缓慢浸入Zn-Ti合金块。La_50Zn合金经3 min完全浸入，10 min完全融化。同时每隔2min取一次合金液样品，并标记镍带位置。随着镁的溶解及钢带的递送，在整块钢带上镀上连续的镀层合金，其成分范围为 99.5Mg-0.5Zr 到 95.5Mg-2Nd_2Zn-0.5Zr。

　　【主权项】

　　1.一种制备成分渐变合金材料的热浸镀工艺方法，其特征在于该方法具有以下的工艺步骤: a.用规格为长度为20m，直径为Imm丝或长宽厚为15mX0.1OmX0.0Im的金属带作为基体材料，其中金属成分为钢或镍或铜，安装于浸镀设备上； b.将镀液合金在锌锅中完全熔化，熔化温度为5800C-700 0C ； c.将浸镀组件沉没辊和退火炉浸没于镀液中，并在退火炉内充入10%出+90%犯混合的还原性气氛； d.基体材料经过表面清洗和温度在600°C-85(TC的退火还原后，穿过液态合金进行连续热浸镀； e.当在基体材料表面能获得质量稳定的合金材料时，向锌锅内加入目标合金，使镀液内目标合金元素成分缓慢稳定改变;随着目标合金的缓慢溶解，得到延基体材料运动方向，成分渐变的合金材料。2.—种用于制备成分渐变合金材料的热浸镀设备，其特征在于以下部分: a.参考工业化连续热浸镀工艺，提供了小型化连续热浸镀设备，主要包括用于基体材料清洁处理的碱洗酸洗池(或燃烧除油炉)、用于氢气还原的退火炉、进行浸镀金属镀液的锌锅、浸镀后镀层材料的退火炉、镀层平整用气刀、用于镀层冷却的水雾喷嘴； b.增加了一组用于合金元素添加的辅助装置。

　　【文档编号】C23C2/40GK105839041SQ201610230731

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月14日

　　【发明人】李谦, 刘蔚, 冯钰钧, 林羲, 周佳为, 刘成, 张捷宇, 周国治

　　【申请人】上海大学

　　一种镀锌桶及其制备方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种镀锌桶及其制备方法，所述制备方法包括：将铁片裁剪、焊接制得桶坯体M；将利用酸洗液对桶坯体M进行酸洗，之后放入到镀锌助液中浸泡12?18min，取出后干燥；将锌粉、铝粉、硅粉、锡粉、铅粉和镁粉混合，并加热熔融，形成镀锌液N；将干燥后的桶坯体M浸入到热镀槽中，并将镀锌液N加入到热镀槽中与之接触，取出冷却后形成所述镀锌桶，解决了传统工艺制得的镀锌桶，其表面的镀锌层较薄，容易产生划痕，同时镀层不均匀，容易出现漏镀的现象的问题。

　　【专利说明】

　　_种镀锌桶及其制备方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明涉及包装桶的制备，特别涉及一种镀锌桶及其制备方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 镀锌桶是一种常用的包装桶，其应用非常广泛。在铁桶表面镀上一层锌，不仅美 观，还能起到良好的防锈效果。但是传统工艺制得的镀锌桶，其表面的镀锌层较薄，容易产 生划痕，同时镀层不均匀，容易出现漏镀的现象。

　　[0003] 因此，提供一种镀锌层较厚、不易产生划痕，同时镀层均匀，不易出现漏洞现象的 镀锌桶及其制备方法是本发明亟需解决的问题。

　　【发明内容】

　　[0004] 本发明所要解决的技术问题是提供一种镀锌桶及其制备方法，解决了传统工艺制 得的镀锌桶，其表面的镀锌层较薄，容易产生划痕，同时镀层不均匀，容易出现漏镀的现象 的问题。

　　[0005] 为实现上述目的，本发明提供以下的技术方案：一种镀锌桶的制备方法，其中，所 述制备方法包括： (1) 将铁片裁剪、焊接制得桶还体Μ; (2) 利用酸洗液对桶坯体Μ进行酸洗，之后放入到镀锌助液中浸泡12-18min，取出后干 燥； (3) 将锌粉、铝粉、硅粉、锡粉、铅粉和镁粉混合，并加热熔融，形成镀锌液N; (4) 将步骤(2)中干燥后的桶坯体Μ浸入到热镀槽中，并将镀锌液N加入到热镀槽中与之 接触，取出冷却后形成所述镀锌桶。

　　[0006] 优选的，所述镀锌液Ν中，相对于100重量份的锌粉，所述铝粉的用量为60-70重量 份，所述硅粉的用量为10-20重量份，所述锡粉的用量为2-8重量份，所述铅粉的用量为1-5 重量份，所述镁粉的用量为5-10重量份。

　　[0007] 优选的，所述酸洗液的原料包括有盐酸、硝酸和水，且盐酸、硝酸和水的体积比为： 1:1-2:1-2〇

　　[0008] 优选的，所述步骤（2)中，干燥采用热吹风的方式，且热吹风的温度控制在70-75 Γ。

　　[0009] 优选的，所述镀锌助液的原料由氯化铵、月硅酸丙三醇和水组成。

　　[0010] 优选的，所述步骤(3)中热熔温度为700-800°C，熔融时间为15-20min。

　　[0011] 优选的，所述步骤(4)中冷却采用风冷的方式，且气流温度为10-20°C。

　　[0012] 本发明提供了一种镀锌桶，其中，所述镀锌桶由上述的制备方法制得。

　　[0013] 有益效果:本发明提供了一种镀锌桶及其制备方法，所述制备方法包括:将铁片裁 剪、焊接制得桶坯体M;利用酸洗液对桶坯体Μ进行酸洗，之后放入到镀锌助液中浸泡12- 18min，取出后干燥;将锌粉、铝粉、硅粉、锡粉、铅粉和镁粉混合，并加热熔融，形成镀锌液Ν; 将干燥后的桶坯体Μ浸入到热镀槽中，并将镀锌液N加入到热镀槽中与之接触，取出冷却后 形成所述镀锌桶，制得的镀锌桶的镀锌层较厚、不易产生划痕和磨损，同时镀层均匀，不易 出现漏洞现象。

　　【具体实施方式】

　　[0014]下面详细说明本发明的优选实施方式。

　　[0015] 实施例1 一种镀锌桶的制备方法，所述制备方法包括:将铁片裁剪、焊接制得桶坯体Μ;利用酸洗 液对桶坯体Μ进行酸洗，之后放入到镀锌助液中浸泡12min，取出后干燥;将100g锌粉、60g铝 粉、l〇g硅粉、2g锡粉、lg铅粉和5g镁粉混合，并加热熔融(热熔温度700°C，时间15min)，形成 镀锌液N;将干燥后的桶坯体Μ浸入到热镀槽中，并将镀锌液N加入到热镀槽中与之接触，取 出风冷(气流温度为l〇°C)后形成所述镀锌桶Α1。

　　[0016] 实施例2 一种镀锌桶的制备方法，所述制备方法包括:将铁片裁剪、焊接制得桶坯体Μ;利用酸洗 液对桶坯体Μ进行酸洗，之后放入到镀锌助液中浸泡18min，取出后干燥;将100g锌粉、70g铝 粉、20g硅粉、8g锡粉、5g铅粉和10g镁粉混合，并加热熔融（热熔温度800°C，时间20min)，形 成镀锌液N;将干燥后的桶坯体Μ浸入到热镀槽中，并将镀锌液N加入到热镀槽中与之接触， 取出风冷(气流温度为20°C)后形成所述镀锌桶Α2。

　　[0017] 实施例3 一种镀锌桶的制备方法，所述制备方法包括:将铁片裁剪、焊接制得桶坯体Μ;利用酸洗 液对桶坯体Μ进行酸洗，之后放入到镀锌助液中浸泡15min，取出后干燥;将100g锌粉、65g铝 粉、15g硅粉、5g锡粉、3g铅粉和7g镁粉混合，并加热熔融(热熔温度750°C，时间18min)，形成 镀锌液N;将干燥后的桶坯体Μ浸入到热镀槽中，并将镀锌液N加入到热镀槽中与之接触，取 出风冷(气流温度为15°C)后形成所述镀锌桶A3。

　　[0018] 对比例1 一种镀锌桶的制备方法，所述制备方法包括:将铁片裁剪、焊接制得桶坯体Μ;利用酸洗 液对桶还体Μ进行酸洗，之后放入到镀锌助液中浸泡10min，取出后干燥;将100g锌粉、50g铝 粉、5g硅粉、lg锡粉、0.5g铅粉和2g镁粉混合，并加热熔融（热熔温度600°C，时间10min)，形 成镀锌液N;将干燥后的桶坯体Μ浸入到热镀槽中，并将镀锌液N加入到热镀槽中与之接触， 取出风冷(气流温度为5°C)后形成所述镀锌桶D1。

　　[0019] 对比例2 一种镀锌桶的制备方法，所述制备方法包括:将铁片裁剪、焊接制得桶坯体Μ;利用酸洗 液对桶还体Μ进行酸洗，之后放入到镀锌助液中浸泡20min，取出后干燥;将100g锌粉、80g铝 粉、25g硅粉、10g锡粉、8g铅粉和12g镁粉混合，并加热熔融(热熔温度850 °C，时间25min)，形 成镀锌液N;将干燥后的桶坯体Μ浸入到热镀槽中，并将镀锌液N加入到热镀槽中与之接触， 取出风冷(气流温度为25°C)后形成所述镀锌桶D2。

　　[0020] 测试例1 用测试摩擦块对制得的镀锌桶A1-A3，D1和D2的表面进行摩擦，观察其表面的磨损和划 痕情况。

　　[0021] 表1

　　通过表1可以看出，在本发明范围内制得的镀锌桶A1-A3经过测试后，其表面无磨损和 划痕情况，且镀膜面积百分比高，而在本发明范围外制得的镀锌桶D1和D2其表面有轻微或 严重的磨损和划痕，镀膜面积百分比低，有漏镀的现象。

　　[0022] 以上所述的仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本领域的普通技术人员 来说，在不脱离本发明创造构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明 的保护范围。

　　【主权项】

　　1. 一种镀锌桶的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括： (1) 将铁片裁剪、焊接制得桶还体Μ; (2) 利用酸洗液对桶坯体Μ进行酸洗，之后放入到镀锌助液中浸泡12-18min，取出后干 燥； (3) 将锌粉、铝粉、硅粉、锡粉、铅粉和镁粉混合，并加热熔融，形成镀锌液N; (4) 将步骤(2)中干燥后的桶坯体Μ浸入到热镀槽中，并将镀锌液N加入到热镀槽中与之 接触，取出冷却后形成所述镀锌桶。2. 根据权利要求1所述的制备方法，其中，所述镀锌液Ν中，相对于100重量份的锌粉，所 述铝粉的用量为60-70重量份，所述硅粉的用量为10-20重量份，所述锡粉的用量为2-8重量 份，所述铅粉的用量为1-5重量份，所述镁粉的用量为5-10重量份。3. 根据权利要求1所述的制备方法，其中，所述酸洗液的原料包括有盐酸、硝酸和水，且 盐酸、硝酸和水的体积比为:1:1-2:1-2。4. 根据权利要求1所述的制备方法，其中，所述步骤(2)中，干燥采用热吹风的方式，且 热吹风的温度控制在70-75°C。5. 根据权利要求1所述的制备方法，其中，所述镀锌助液的原料由氯化铵、月硅酸丙三 醇和水组成。6. 根据权利要求1所述的制备方法，其中，所述步骤(3)中热熔温度为700-800°C，熔融 时间为15_20min。7. 根据权利要求1所述的制备方法，其中，所述步骤(4)中冷却采用风冷的方式，且气流 温度为10-20 °C。8. -种镀锌桶，其特征在于，所述镀锌桶由权利要求1-7中任意一项所述的制备方法制 得。

　　【文档编号】C23C2/30GK105839042SQ201610377087

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月30日

　　【发明人】马雷, 马义, 刘腾尧

　　【申请人】宿迁市三石包装容器有限公司

　　抗腐蚀的矽钢片的制作方法

　　【专利摘要】本发明涉及一种抗腐蚀的矽钢片，它的截面形状为日字形，它包括E型结构（5）和I型结构（4），所述E型结构（5）由一条长边（1）和三条短边（2）组成，其特征在于所述E型结构的长边（1）与I型结构（4）的长度相等，抗腐蚀的矽钢片的表面涂覆有防腐作用的保护层。本发明在生产裁剪过程中能很好的利用材料，不会造成浪费，其表面有抗腐蚀性的保护层，能有效防腐，保证了设备的稳定运行。

　　【专利说明】

　　抗腐蚀的矽钢片

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及一种矽钢片，尤其涉及一种裁剪时节省材料的抗腐蚀的矽钢片，属于机电技术领域。

　　【背景技术】

　　[0002]矽钢片主要用来制作各种变压器、电动机和发电机的铁芯。传统的电动机用矽钢片，其横截面形状为C型或者E型，在生产裁剪过程中会不能很好的利用材料，造成大量浪费。

　　[0003]现有的矽钢片使用时间较长后表面会被腐蚀，从而影响整体设备的正常运行。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明的目的在于克服上述不足，提供一种裁剪时节省材料的抗腐蚀的矽钢片。

　　[0005]本发明的目的是这样实现的:

　　一种抗腐蚀的矽钢片，它的截面形状为日字形，它包括E型结构和I型结构，所述E型结构由一条长边和三条短边组成，所述所述E型结构的长边与I型结构的长度相等，所述抗腐蚀的矽钢片的表面涂覆有涂覆有保护层，保护层包括粘结底层和抗腐蚀面层;所述的粘结底层由以下重量份原料组成:镍93?94份，铝4?5.5份，氧化硅I?1.5份，氧化硼0.5?I份，所述的抗腐蚀面层由以下重量份原料组成:钼27?30份，铬7.5?9.5份，硅2.2?3份，铁0.5?I份，镍1.5?2份，碳0.05?0.08份，磷0.02?0.03份，硫0.02?0.03份，钴54?61份。

　　[0006]与现有技术相比，本发明的有益效果是:

　　本发明在生产裁剪过程中能很好的利用材料，不会造成浪费；绝缘涂料的组分中没有铬元素，其表面涂覆有保护层，所述保护层包括粘结底层和抗腐蚀面层，抗腐蚀面层位于粘结底层上面，因此矽钢片的抗腐蚀性能好，保证了设备的稳定运行。

　　【附图说明】

　　[0007]图1为本发明抗腐蚀的矽钢片裁剪示意图。

　　[0008]图2为本发明抗腐蚀的矽钢片E型结构的示意图。

　　[0009]其中:

　　长边I 短边2

　　矩形结构3 I型结构4 E型结构5。

　　【具体实施方式】

　　[0010]参见图1和图2，本发明涉及的一种抗腐蚀的矽钢片，它的截面形状为日字形，包括E型结构5和I型结构4，所述E型结构5由一条长边I和三条短边2组成，所述所述E型结构的长边I与I型结构4的长度相等。

　　[0011]在裁剪时，由于一般的抗腐蚀的矽钢片原材料截面为矩形结构3，可以先将矩形结构3内部裁剪出两个I型结构4，然后将剩余部分裁剪成两个E型结构5。

　　[0012]所述矽钢片的表面涂覆有保护层，所述保护层包括粘结底层和抗腐蚀面层，抗腐蚀面层位于粘结底层上面。

　　[0013]所述粘结底层采用重量成分镍93份，铝4份，氧化硅I份，氧化硼0.5份的合金粉末，用普莱克斯-7700型等离子喷涂机喷涂。SG-100型喷枪内送粉，阳极:02083-730，阴极01083A-720，气体分配环03083-112。氩气流量:93-97标准立方英尺/小时，氦气流量:20-24标准立方英尺/小时，电弧电流:842?858安培，电弧电压30.4-32.4伏特，喷枪功率25.7?27千瓦时，送粉盘转速:2.9?3.1转/分，送粉载气流量:8.8?9.2标准立方英尺/小时，送粉量:43?47克/分，喷涂距离为95毫米，涂层厚度0.10毫米。

　　[0014]所述抗腐蚀面层采用重量成分钼27份，铬7.5份，硅2.2份，铁0.5份，镍1.5份，碳

　　0.05份，磷0.02份，硫0.02份，钴54份的合金粉末。用普莱克斯-7700型等离子喷涂机喷涂。SG-100型喷枪内送粉，阳极02083-358，阴极01083A-112，分配环03083-113。氩气流量:86?90标准立方英尺/小时，氦气流量:83?87标准立方英尺/小时，电弧电流:977?993安培，电弧电压38.5?40.5伏特，喷枪功率38?40千瓦时，送粉盘转速:2.9?3.1转/分，送粉载气:7.8?8.2标准立方英尺/小时，送粉量:27.6?31.6克/分，喷涂距离为100毫米，涂层厚度0.3毫米。

　　【主权项】

　　1.一种抗腐蚀的矽钢片，它的截面形状为日字形，它包括E型结构(5)和I型结构(4)，所述E型结构(5)由一条长边(I)和三条短边(2)组成，其特征在于所述E型结构的长边(I)与I型结构(4)的长度相等。所述抗腐蚀的矽钢片的表面涂覆有保护层，保护层包括粘结底层和抗腐蚀面层;所述的粘结底层由以下重量份原料组成:镍93?94份，铝4?5.5份，氧化硅I?.1.5份，氧化硼0.5?I份，所述的抗腐蚀面层由以下重量份原料组成:钼27?30份，络7.5?.9.5份，硅2.2?3份，铁0.5?I份，镍1.5?2份，碳0.05?0.08份，磷0.02?0.03份，硫0.02?0.03份，钴54?61份。

　　【文档编号】C22C27/04GK105839043SQ201610344461

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月24日

　　【发明人】徐浩

　　【申请人】江阴市创佳电器有限公司

　　一种钛合金齿轮的制造方法

　　【专利摘要】本发明涉及一种钛合金齿轮的制造方法，将钛合金加工的齿轮零件制品表面经过氮化处理后，表面生成强共价键TiN陶瓷膜层，这层TiN陶瓷膜层表面硬度大幅提升，承载载荷能力显著提高。本发明制造的齿轮，重量轻，同时具有承载力高、耐磨性好的特点，适用于机械传动系统中，尤其是航空、航天领域。

　　【专利说明】

　　一种钛合金齿轮的制造方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及一种制造方法，尤其是一种钛合金齿轮的制造方法。

　　【背景技术】

　　[0002]钛合金材料因为其强度高、中温力学性能稳定，耐蚀性好的特点，以及其密度大约在4.5g/cm3左右，对于未来航空航天器件减重至关重要，钛合金的耐蚀性可以在核工业、海洋及石化领域发挥出无可替代的作用，且钛合金无磁性，在精密元器件领域将有广泛的应用前景。由于钛合金的硬度与渗碳或氮化后齿轮钢的心部硬度相接近，可以用来制造齿轮等传动零件，然而与渗碳层或氮化层的高硬度相比，钛合金制作的齿轮表层承载力相对低，耐磨性较差，即便是使用TB系列可热处理强化型钛合金，其承载能力仍然无法与渗碳钢渗碳层或氮化钢氮化层相比。因此，钛合金齿轮表面强化技术将是未来钛合金齿轮广泛应用必须面对的技术共性问题。

　　【发明内容】

　　[0003]本发明的目的是提供一种钛合金齿轮的制造方法，使用该方法制造的齿轮具有承载力高、耐磨性好的特点。

　　[0004]本发明的具体技术方案是，所述的钛合金齿轮的制造方法包括以下步骤:

　　1、将钛合金加工成齿轮，所述的齿轮除齿面外均加工至要求尺寸，齿面处的加工余量不大于0.01mm；

　　2、将齿轮置于钛合金氮化炉内，抽真空至10—2Tor以下后，进行氮化；

　　3、为保证氮化后齿轮变形问题，氮化炉的升温速率在0.5?5°C/min，升温至450?600°C时保温I?2h;

　　4、继续以0.5?3°C /min的升温速率继续升温至700?950 °C范围内进行保温，保温时间为10?50h;

　　5、氮化后随炉冷却至200°C以下打开炉门，取出齿轮；

　　6、将齿轮空冷至室温后，对齿面部分修磨至规定尺寸。

　　[0005]所述的钛合金包括ΤΑ(α相)、ΤΒ(β相)和Τ(:(α+β双相)三大类钛合金材料，以及TiAUTi3Al和Ti2AlNb三种钛金属间化合物。

　　[0006]本发明将钛合金加工的齿轮零件制品表面经过氮化处理后，表面生成强共价键TiN陶瓷膜层，这层TiN陶瓷膜层表面硬度大幅提升，承载载荷能力显著提高。经测试，该膜层在10g载荷作用下，膜层显微硬度可以达到HV800以上，有效硬化层厚度在0.1Omm以上。因此，通过本发明制造的齿轮，重量轻的同时，具有承载力高、耐磨性好的特点，适用于机械传动系统中，尤其是航空、航天领域。

　　【具体实施方式】

　　[0007]钛合金齿轮的制造方法包括以下步骤: 1、将钛合金加工成齿轮，所述的齿轮除齿面外均加工至要求尺寸，齿面处的加工余量不大于0.01mm；

　　2、将齿轮置于钛合金氮化炉内，抽真空至10—2Tor以下后，进行氮化；

　　3、为保证氮化后齿轮变形问题，氮化炉的升温速率在0.5?5°C/min，升温至450?600°C时保温I?2h;

　　4、继续以0.5?3°C /min的升温速率继续升温至700?950 °C范围内进行保温，保温时间为10?50h;

　　5、氮化后随炉冷却至200°C以下打开炉门，取出齿轮；

　　6、将齿轮空冷至室温后，对齿面部分修磨至规定尺寸。

　　[0008]所述的钛合金包括ΤΑ(α相)、ΤΒ(β相)和Τ(:(α+β双相)三大类钛合金材料，以及TiAUTi3Al和Ti2AlNb三种钛金属间化合物。

　　实施例

　　[0009]某直升机传动系统上使用齿轮，要求重量轻的同时，表面硬度要达到HV700以上，其具体的制造方法如下:

　　1、将钛合金加工成齿轮，所述的齿轮除齿面外均加工至要求尺寸，齿面处的加工余量为0.0 Imm; 2、将齿轮置于钛合金氮化炉内，抽真空至8 X I O—3Tor后，进行氮化；

　　3、为保证氮化后齿轮变形问题，氮化炉的升温速率在2°C/min，升温至400°C时保温Ih;

　　4、继续以1.5°C/min的升温速率继续升温至800°C范围内进行保温，保温时间为20h;

　　5、氮化后随炉冷却至130°C打开炉门，取出齿轮；

　　6、将齿轮空冷至室温后，对齿面部分磨削至规定尺寸。

　　[0010]钛合金齿轮线切割后进行硬度检验，硬度数值分别取氮化表面和芯部未氮化位置，各取三个位置点的硬度平均值，表面硬度为HV983，芯部硬度为HV317，表面氮化层组织耐磨性好，齿轮的心部组织韧性好，钛合金齿轮氮化后，满足要求。

　　【主权项】

　　1.一种钛合金齿轮的制造方法，其特征在于，所述的方法包括以下步骤: 1)将钛合金加工成齿轮，所述的齿轮除齿面外均加工至要求尺寸，齿面处的加工余量不大于0.0lmm;所述的钛合金包括α相ΤΑ、β相TB和α+β双相TC三大类钛合金材料，以及TiAl、Ti3Al和Ti2AlNb三种钛金属间化合物； 2)将齿轮置于钛合金氮化炉内，抽真空至10—2Tor以下后，进行氮化； 3)为保证氮化后齿轮变形问题，氮化炉的升温速率在0.5?5°C/min，升温至450?600°C时保温I?2h; 4)继续以0.5?3°C/min的升温速率继续升温至700?950 °C范围内进行保温，保温时间为10?50h; 5)氮化后随炉冷却至200°C以下打开炉门，取出齿轮； 6)将齿轮空冷至室温后，对齿面部分修磨至规定尺寸。

　　【文档编号】C23C8/24GK105839044SQ201610389167

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年6月3日

　　【发明人】孙振淋, 辛玉武, 刘慧 , 许建武, 徐奉鑫, 吴彦芬, 曲延龙, 王忠明, 刘智超, 陆山

　　【申请人】哈尔滨东安发动机（集团）有限公司

　　一种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法

　　【专利摘要】一种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法属于稀土磁性材料及表面处理领域。本发明包括预处理，将钕铁硼磁体进行打磨、清洗；把预处理后的钕铁硼磁体放入真空炉内密封，通过真空泵抽取真空，炉内气压降到20pa以下时，充入0.1～0.2Mpa氮气，再抽真空，如此反复2～3次进行洗气。然后对真空炉升温，温度达到400～750℃后，充入氮气，使其压力保持在1×103～1×105pa的范围，处理时间控制在2～24h，待完成防腐处理后，随炉冷却，会在磁体表面生成一层厚度为1～50μm含有氮元素的化合物耐腐蚀层。本发明不仅操作简单，无污染，且处理过的钕铁硼磁体耐腐蚀性能强，适合于批量生产，且对磁体的大小和形状没有限制。

　　【专利说明】

　　一种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法

　　技术领域

　　[0001] 本发明属于稀土磁性材料及表面处理领域，具体涉及的是一种提高烧结钕铁硼磁 体防腐性能的方法。

　　【背景技术】

　　[0002] 钕铁硼作为第三代稀土永磁体材料，由于具有优异的磁性能和良好的机械加工特 性，被广泛应用于航空航天、微波通讯、电机、风力发电及汽车等诸多技术领域。但这类永磁 体化学稳定性差，在使用过程中易氧化，在潮湿的条件下会发生严重的电化学腐蚀，恶化磁 性能并影响磁体的使用寿命。

　　[0003] 目前，提高钕铁硼磁体的防腐性能的方法主要是添加合金元素和表面处理，添加 合金元素能在一定成度上提高磁体抗蚀性，但由于合金元素的加入，部分元素会溶解在钕 铁硼磁体主相中，损害磁体的磁性能。表面处理方法是提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的重 要途径，主要的处理工艺有电镀、化学镀、喷涂以及真空离子镀等表面处理工艺，但这些工 艺存在明显的缺点，电镀法电镀时存在边角效应，镀层厚度不均匀，缺陷多，不适合有深孔、 复杂的零件;化学镀与电镀相似，镀层与基体结合力较差，易起皮脱落并且会产生大量的污 水，且处理难度高危害大;喷涂法对于处理体积较小的磁体时难度高，涂料浪费严重，并且 这些保护层也存在与磁体的结合不牢等问题，一旦保护层部分或全部脱落，其耐腐蚀性能 就会迅速下降；真空离子镀虽然可以提高镀层与基体的结合力，但这种工艺存在设备投资 大，生产效率低，无法对复杂零件进行处理的缺点。

　　【发明内容】

　　[0004] 本发明的目的在于提供一种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法，该方法操作简 单，无污染，且处理过的钕铁硼磁体耐腐蚀性能强。本发明通过以下技术方案实现的：

　　[0005] -种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法，包括以下步骤：

　　[0006] 第一步:预处理，将钕铁硼磁体进行打磨、清洗；

　　[0007] 第二步：防腐处理，将钕铁硼磁体置于氮气氛下加热处理，表面生成一层耐腐蚀 层。

　　[0008] 所述的一种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法，预处理打磨在800~2000目砂 纸上进行，打磨后先用丙酮溶液超声清洗，随后再用无水乙醇超声清洗，氮气吹干备用。

　　[0009] 所述的一种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法，防腐处理工艺为，把预处理后 的钕铁硼磁体放入真空炉内密封，通过真空栗抽取真空，炉内气压降到20pa以下时，充入 0.1~0.2Mpa氮气，再抽真空，如此反复2~3次进行洗气。然后对真空炉升温，温度达到400 ~750°C后，充入氮气，其压力保持在1 X 103~1 X 105pa的范围，处理时间控制在2~24h，使 氮气与表层钕铁硼反应，形成厚度为1~50μπι含有氮元素的化合物。待完成防腐处理后，可 在保持炉腔内氮气压力不变或再对炉腔进行抽真空处理的基础上随炉冷却。

　　[0010] 与现有技术相比，本发明优点在于:操作简单，对于磁体的大小和形状没有限制， 适合于批量生产，并且可在钕铁硼烧结结束降温过程中通入氮气进行防腐处理，节约能源， 无污染，且处理过的钕铁硼磁体耐腐蚀性能强。

　　【具体实施方式】

　　[0011]下面结合具体实施对本发明做进一步详细的说明：

　　[0012] 实施例1:选用未充磁的铁硼磁体，采用以下方法来对该钕铁硼磁体进行表面防腐 处理，提高其耐腐蚀性能。

　　[0013] -种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法，包括以下步骤：

　　[0014] 第一步:预处理:在800目砂纸上进行打磨，打磨后先用丙酮溶液超声清洗，随后再 用无水乙醇超声清洗，氮气吹干备用。

　　[0015] 第二步：防腐处理:把预处理后的钕铁硼磁体放入真空炉内密封，通过真空栗抽取 真空，炉内气压降到l〇pa时，充入0.15Mpa氮气，再抽真空，如此反复3次进行洗气。然后对真 空炉升温，温度达到500 °C后，充入氮气，使其压力保持在2 X 104pa，处理时间为24h。完成防 腐处理后，保持炉腔内氮气压力不变的基础上随炉冷却。

　　[0016] 耐腐蚀测试实验说明该工艺可使钕铁硼磁体耐腐蚀性能显著提高：常温下，在 0.5mol/L H2S〇4溶液中的10 X 10 X 10mm3样品腐蚀速率测试结果如下：

　　[0017]

　　[0018] 实施例2:选用未充磁的铁硼磁体，采用以下方法来对该钕铁硼磁体进行表面防腐 处理，提高其耐腐蚀性能。

　　[0019] -种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法，包括以下步骤：

　　[0020] 第一步:预处理:在1500目砂纸上进行打磨，打磨后先用丙酮溶液超声清洗，随后 再用无水乙醇超声清洗，氮气吹干备用。

　　[0021] 第二步:防腐处理:把预处理后的钕铁硼磁体放入真空炉内密封，通过真空栗抽取 真空，炉内气压降到20pa时，充入0.2Mpa氮气，再抽真空，如此反复2~3次进行洗气。然后对 真空炉升温，温度达到400°C后，充入氮气，使其压力保持在lX105pa，处理时间为12h，完成 防腐处理后，保持炉腔内氮气压力不变的基础上随炉冷却。

　　[0022] 常温下，在0.5mol/L H2S〇4溶液中的10X 10X 10mm3样品失重速率测试结果如下： [0023]

　　【主权项】

　　1. 一种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法，其特征在于，包括下述步骤： 第一步:预处理 将钕铁硼磁体进行打磨、清洗； 第二步:防腐处理 把预处理后的钕铁硼磁体放入真空炉内密封，通过真空栗抽取真空，炉内气压降到 20pa以下时，充入0.1~0.2Mpa氮气，再抽真空，如此反复2~3次进行洗气;然后对真空炉升 温，温度达到400~750°C后，充入氮气，使其压力保持在1 X 103~1 X 105pa的范围，处理时间 控制在2~24h，待完成防腐处理后，随炉冷却，表面生成一层耐腐蚀层。2. 根据权利要求1所述的一种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法，其特征在于:预处 理为，打磨在800~2000目砂纸上进行，打磨后先用丙酮溶液超声清洗，随后再用无水乙醇 超声清洗，氮气吹干备用。3. 根据权利要求1所述的一种提高烧结钕铁硼磁体防腐性能的方法，其特征在于:形成 的耐腐蚀层厚度为1~50μηι。

　　【文档编号】C23C8/26GK105839045SQ201610237819

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年4月17日

　　【发明人】王亮, 王波, 严辉, 宋雪梅, 王如志, 张铭, 侯育冬, 朱满康, 刘晶冰, 汪浩

　　【申请人】北京工业大学

　　一种钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法

　　【专利摘要】本发明公开了一种钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的表面处理方法。该方法采用金属清洗剂去除工件表面油污，将预处理后的工件固定在工件架上，关闭真空室门，并开动工件架旋转；真空室被抽到背底真空低于1x10?2Pa；开启辅助加热装置，将含有工件的真空室升温至150?200℃；通入氩气，采用空心阴极离子源获得等离子束，真空室炉壁为阳极，工件架为阴极；导入工作气体，工件施加直流偏压600V?800V；获得含有工作气体成分的高离化率等离子体，整个试样被笼罩在该等离子体中；控制渗氮层厚度。本发明渗氮层生长速率可以达到速率30?50微米/小时。

　　【专利说明】

　　一种钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及提高钢铁工件表面硬度的方法，尤其采用离子源辅助离子氮化实现低温快速获得钢铁材料表面硬化的处理方法，属于金属材料表面改性领域。

　　【背景技术】

　　[0002]铁基材料，如高速工具钢、模具钢和奥氏体不锈钢广泛应用于现代机械制造工业的各个领域。为提高由这些材质制成的工件表面硬度，目前已开发了许多技术，但离子氮化仍是其中重要的一种广泛应用的方法。传统的离子氮化采用在较高真空压力(400-600Pa)、较高处理温度(450-600°C)下的正常辉光放电实现离子氮化，通常需要大约10小时离子氮化才能得到约100微米的渗氮层。较高温度下长时间渗氮导致合金元素向外扩散较，影响铁基材料的理化、力学性能，且时间成本较高。

　　[0003]渗氮过程中氮势、温度、氮粒子的能量、激活能影响氮的扩散。中国发明专利申请CN103233197A公开了一种奥氏体不锈钢低温快速离子渗氮的方法，提出在降低渗氮气压、并采用氮气+氢气作为工作气体，可以降低渗氮温度，当真空室压力为80-160Pa，N2/H2比值为4/13，辉光离子氮化8小时获得约50微米的渗氮层。中国发明专利申请CN101294284A公开了一种耐冲蚀抗疲劳等离子表面复合强化方法，为防止高温渗氮过程导致AISI410不锈钢基体贫铬，实施例报道在400°C下采用氮气+氢气混合气体辉光放电渗氮15小时，控制真空压力不详，可获得约100微米厚渗氮层。其中中国发明专利申请CN103233197A采用低真空压力，提高辉光放电产生的离子的自由程，使离子轰击表面时能量提高，因此可实现低温渗氮;但该现有技术渗氮时间依然很长。

　　【发明内容】

　　[0004]本发明所要解决的技术问题在于，针对钢铁基金属工件的离子氮化表面改性，提供一种便于操作的钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法，以利于工业应用。

　　[0005]本发明为解决上述技术问题所采取的技术方案为:

　　[0006]—种钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法，包括如下步骤:

　　[0007]I)钢铁基金属工件表面预处理:采用金属清洗剂去除工件表面油污，漂洗烘干后待用；

　　[0008]2)工件放入离子氮化真空系统:将预处理后的工件固定在工件架上，关闭真空室门，并开动工件架旋转;真空室被抽到背底真空低于1x10—2Pa;开启辅助加热装置，将含有工件的真空室升温至150_200°C ；

　　[0009]3)开启辅助离子源:通入氩气，使真空室压强为0.2-0.3Pa，采用空心阴极离子源获得等离子束，束流电流为100-150A;施加束电流后，真空室温度达到300-350°C并稳定；

　　[0010]4)开启辉光放电:真空室炉壁为阳极，工件架为阴极;在空心阴极等离子体出口下方的导气管导入工作气体，使真空室真空达到3.0-10.0Pa后，工件施加直流偏压600V-800V;获得含有工作气体成分的高离化率等离子体，整个试样被笼罩在该等离子体中；

　　[0011]5)控制渗氮层厚度:控制空心阴极离子源束电流100A-150A，工件偏压600-800V，真空室工作压强3-5Pa，真空室温度300-350°C、渗氮2-3小时;渗氮结束后从真空室内取出工件，获得表面洁净的渗氮工件。

　　[0012]为进一步实现本发明目的，优选地，所述工作气体为氮气，氮气与氢气的混合气体，或氮气、氢气与碳氢化合物气体的混合物。

　　[0013]优选地，所述工作气体为流量比N2/H2=2:1-4:1的氮气与氢气的混合气体。

　　[0014]优选地，所述工作气体为氮气、氢气与碳氢化合物气体的混合物，其中氮气与氢气的流量比N2/H2=2:1-4:1，碳氢化合物气体占5-lOvol %。

　　[0015]优选地，所述碳氢化合物为甲烷或乙炔中的一种或两种。

　　[0016]优选地，所述导气管的出口位于离子体枪阴极口下方50毫米，横向距离空心阴极等尚子枪轴线50晕米处。

　　[0017]优选地，步骤3)所述真空室压强为0.2Pa。

　　[0018]优选地，工作气体的渗氮速率达到30-50微米/小时。

　　[0019]本发明解决了如何高效提高渗氮等离子体的离化率以及对钢铁金属工件表面充分活化的问题。本发明采用离子源辅助，尤其空心阴极离子源辅助，高能离子源获得Ar+离化率达到近30%的等离子束，其余为中性Ar原子和电子。该等离子束与充入真空室的工作气体充分碰撞，可以降低真空室内辉光放电的电压，在超过500V电压下即可实现氮气、氮气+氢气的真空气体放电；同时大幅度提供真空室等离子体的离化率。高离化率同时意味着可从工件表面溅射更多量的铁原子与氮反应，及表面渗氮的氮势大幅度提高。

　　[0020]本发明在离子氮化时，工作气体中混合氢气或含氢的碳氢气体，获得高密度的高能H+，并在工件负偏压牵引下轰击工件表面，即使在低温下，可使工件表面与氢发生还原反应，获得清洁活化的表面，为高能粒子轰击溅射出铁原子提供基础。工作气体采用含有氢气或能分解获得氢气的气体与氮气混合构成。

　　[0021]如果能够进一步提高真空室内等离子体中氮离子的密度，则钢铁工件的表面渗氮的效率将获得明显提高。

　　[0022]本发明采用离子源获得高离化率的Ar+，同高能电子一起碰撞渗氮气氛中的氮及氢，提高氮/氢的离化效率，从而实现低温渗氮时大幅度提高渗氮速率(即，单位时间渗氮层厚度)的目标。本发明方法明显优于Sato T.,etc., (Surface and Coatings Technology,169-170(2003):45-48)报道采用高能电子束辅助可以提高等离子体中的离化率方法。

　　[0023]本发明采用的低温离子渗氮炉为具有空心阴极离子源、辅助加热、通气和抽气系统的真空系统。

　　[0024]与现有技术相比，本发明的优点在于:

　　[0025]I)真空室内的辅助离子源获得氩离子体，有效提高了辉光放电工作等离子体中的氮离子密度和氢离子密度；

　　[0026]2)高密度的氢离子能降低工件表面还原、活化所需温度；

　　[0027]3)高密度氮离子有效降低渗氮时氮扩散能皇，提高可自由扩散的氮含量，实现低温高速渗氮，渗氮速率可达到甚至超过30-50微米/小时。

　　【附图说明】

　　[0028]图1为实施例1-4不同工作气体组成对H13钢渗氮层硬度梯度的影响结果图。渗氮时真空室温度300-350°C，偏压500-800V，离子源束流100-150A；渗氮2小时。

　　[0029]图2为对比试验获得的传统离子氮化10小时H13钢渗氮层形貌图。520°C，800V，工作气体为氨气，真空室压力400Pa。

　　[0030]图3-1、图3-2和图3-3分别为本发明实施例1-3不同工作气体、束流、偏压、真空室压力下氮化2小时后Hl3钢渗氮层形貌图。

　　【具体实施方式】

　　[0031]为更好地理解本发明，下面结合附图和实施例对本发明作进一步描述，但本发明的实施方式不限如此。

　　[0032]以下实施例中，采用H13钢试片进行本发明低温离子氮化。实施例采用配置了具有空心阴极离子源、偏压电源、辅助加热、通气和抽气系统、安装在真空室内部二重转动工件架的离子氮化真空系统HIPS_820(韩国iSYS公司，http://gsbcisysinc.en.ec21.com/)。

　　[0033]实施例1工作气体为纯氮气

　　[0034]I)将尺寸为100mmx30mmx2mm的H13钢试片抛光后置入含5wt%市售“奇强”金属除油污清洗剂的水溶液中，煮沸约5分钟后，将试片用干净市水漂洗干净并烘干;将试片装挂在卡具上，放入真空镀膜装置HIPS-820;

　　[0035]2)关闭真空室门，并开动工件架旋转；真空室被抽到背底真空低于8x10—3Pa后，开启辅助加热并设定为200°C，真空室升温到指定温度后，进入下一步骤。

　　[0036]3)通入氩气，使真空室压强为0.2Pa，开启空心阴极离子源，维持束电流为150A;并设定真空室辅助加热温度为350 °C。

　　[0037]4)通入氮气，维持真空室压强为5Pa;在工件架施加直流偏压800V;产生的等离子体在试片表面渗氮，渗氮2小时后关闭偏压和离子源及气体。

　　[0038]5)炉温降至150°C后，取出试片。试片表面光洁，测试的硬度分布结果如图1，渗层金相如图3-1所示。图1中实施例1的渗层-硬度分布曲线表明采用纯氮气工作气体，2小时的渗氮层深度为40-45微米；图3-1金相组织中黑色衬度区为渗氮区，灰色衬度区为基体无渗氮区，测得的渗氮层厚度约50微米，与硬度分布测试结果一致。

　　[0039]图2是采用华南理工大学金属系的传统离子渗氮设备LDMC系列AQZD辉光渗氮炉(武汉801集团)在520°C，偏压800V;工作气体为氨气，真空室压力400Pa的条件下10小时获得的渗氮样品组织，从金相图上看，渗氮层深度大约为100微米。结果表明HCD辅助氮化时渗氮层速率为25微米/小时，比传统离子氮化速率(约10微米/小时)提升显著。

　　[0040]实施例2工作气体为氮气/氢气流量比为2:1的混合气体

　　[0041]I)将尺寸为100mmx30mmx2mm的H13钢试片抛光后置入含5wt%市售“奇强”金属除油污清洗剂的水溶液中，煮沸约5分钟后，将试片用干净市水漂洗干净并烘干;将试片装挂在卡具上放入HIPS-820真空镀膜装置；

　　[0042]2))关闭真空室门，并开动工件架旋转;真空室被抽到背底真空低于1x10—2Pa后，开启辅助加热并设定为150°C，真空室升温到指定温度后，进入下一步骤。

　　[0043]3)通入氩气，使真空室压强为0.2Pa，开启空心阴极离子源，维持束电流为100A;并设定真空室辅助加热温度为300 °C。

　　[0044]4)通入氮气/氢气流量比为2:1的混合气体，维持真空室压强为1Pa;在工件架施加直流偏压800V;产生的等离子体在试片表面渗氮，渗氮2小时后关闭偏压和离子源及气体。

　　[0045]5)炉温降至150°C后，取出试片。试片表面光洁，测试的硬度分布结果如图1，渗层金相如图3-2所示(402-3000C，偏压800V，离子源束流100A，工作气体为N2/H2=2:1,渗氮真空为I OPa)。表明本发明渗氮速度快，渗氮层厚度生长速率可以超过50微米/小时。

　　[0046]实施例3工作气体为流量比N2/H2/CH4=10:3:1的混合气体

　　[0047]I)将尺寸为100mmx30mmx2mm的!113钢试片抛光后置入含5*1:%市售“奇强”金属除油污清洗剂的水溶液中，煮沸约5分钟后，将试片用干净市水漂洗干净并烘干;将试片装挂在卡具上放入HIPS-820真空镀膜装置；

　　[0048]2))关闭真空室门，并开动工件架旋转;真空室被抽到背底真空低于0.8x10—2Pa后，开启辅助加热并设定为170°C，真空室升温到指定温度后，进入下一步骤。

　　[0049]3)通入氩气，使真空室压强为0.2Pa，开启空心阴极离子源，维持束电流为120A;并设定真空室辅助加热温度为330 °C。

　　[0050]4)通入流量比N2/H2/CH4=10:3:1的混合气体，维持真空室压强为3Pa;在工件架施加直流偏压600V;产生的等离子体在试片表面渗氮，渗氮2小时后关闭偏压和离子源及气体。

　　[0051]5)炉温降至150°C后，取出试片。试片表面光洁，测试的硬度分布结果如图1，渗层金相如图3-3所示(403-330°C，偏压600V，离子源束流120A，工作气体为N2/H2/CH4=10:3:1,渗氮真空为3Pa)。表明本发明渗氮层厚度生长速率可以达到30-50微米/小时。

　　[0052]实施例4工作气体为氮气/氢气流量比为4:1的混合气体

　　[0053]I)将尺寸为100mmx30mmx2mm的H13钢试片抛光后置入含5wt%市售“奇强”金属除油污清洗剂的水溶液中，煮沸约5分钟后，将试片用干净市水漂洗干净并烘干;将试片装挂在卡具上放入HIPS-820真空镀膜装置；

　　[0054]2))关闭真空室门，并开动工件架旋转;真空室被抽到背底真空低于0.8x10—2Pa后，开启辅助加热并设定为170°C，真空室升温到指定温度后，进入下一步骤。

　　[0055]3)通入氩气，使真空室压强为0.2Pa，开启空心阴极离子源，维持束电流为120A;并设定真空室辅助加热温度为330 °C。

　　[0056]4)通入氮气/氢气流量比为4: I的混合气体，维持真空室压强为1Pa;在工件架施加直流偏压800V;产生的等离子体在试片表面渗氮，渗氮2小时后关闭偏压和离子源及气体。

　　[0057]5)炉温降至150°C后，取出试片。试片表面光洁，测试的硬度分布结果如图1。

　　[0058]以上实例的试验结果表明:采用本发明方法获得的离子氮化层表面组织与传统离子氮化层组织一致，但氮化层生长速率大幅度增加。即使在纯氮气工作气氛下，实施例1在330 °C下氮化2小时获得约50微米厚渗氮层，当工作气体中适量加入氢气和甲烷时，在300-350°C下2小时可获得渗氮层厚度约100微米;而采用传统离子氮化技术，在较高温度520°C下10小时的氮化层厚度也仅为约100微米。另外，当工作气氛中含有氢气和碳氢化合物气体时，渗氮层的硬度沿着深度的梯度大幅度降低。目前行业被共识是渗氮层硬度梯度趋于平缓，有利于有效提高氮化层的结合力和使用寿命。

　　[0059]以上所述的实施例对本发明的技术方案进行了详细说明，实施例并不限制本发明，凡在本发明的原则范围内所做的任何修改、补充或类似方式替代等，均应包含在本发明的保护范围之内。

　　【主权项】

　　1.一种钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法，其特征在于包括如下步骤: 1)钢铁基金属工件表面预处理:采用金属清洗剂去除工件表面油污，漂洗烘干后待用； 2)工件放入离子氮化真空系统:将预处理后的工件固定在工件架上，关闭真空室门，并开动工件架旋转;真空室被抽到背底真空低于1x10—2Pa;开启辅助加热装置，将含有工件的真空室升温至150-200°C; 3)开启辅助离子源:通入氩气，使真空室压强为0.2-0.3Pa，采用空心阴极离子源获得等离子束，束流电流为100-150A;施加束电流后，真空室温度达到300-350°C并稳定； 4)开启辉光放电:真空室炉壁为阳极，工件架为阴极;在空心阴极等离子体出口下方的导气管导入工作气体，使真空室真空达到3.0-10.0Pa后，工件施加直流偏压600V-800V;获得含有工作气体成分的高离化率等离子体，整个试样被笼罩在该等离子体中； 5)控制渗氮层厚度:控制空心阴极离子源束电流100A-150A，工件偏压600-800V，真空室工作压强3-5Pa，真空室温度300-350°C、渗氮2_3小时;渗氮结束后从真空室内取出工件，获得表面洁净的渗氮工件。2.根据权利要求1所述的钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法，其特征在于，所述工作气体为氮气、氮气与氢气的混合气体，或氮气、氢气与碳氢化合物气体的混合物。3.根据权利要求2所述的钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法，其特征在于，所述工作气体为流量比N2/H2=2:1-4:1的氮气与氢气的混合气体。4.根据权利要求2所述的钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法，其特征在于，所述工作气体为氮气、氢气与碳氢化合物气体的混合物，其中氮气与氢气的流量比N2/H2=2:1-4:1，碳氢化合物气体占5-10vol%。5.根据权利要求2或4所述的钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法，其特征在于，所述碳氢化合物为甲烷或乙炔中的一种或两种。6.根据权利要求1所述的钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法，其特征在于，所述导气管的出口位于离子体枪阴极口下方50毫米，横向距离空心阴极等离子枪轴线50毫米处。7.根据权利要求1所述的钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法，其特征在于，步骤3)所述真空室压强为0.2Pa。8.根据权利要求1所述的钢铁工件表面低温高效快速离子渗氮的方法，其特征在于，工作气体的渗氮速率达到30-50微米/小时。

　　【文档编号】C23C8/38GK105839046SQ201610298874

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年5月6日

　　【发明人】彭继华, 朱振中, 苏东艺

　　【申请人】华南理工大学, 广州今泰科技股份有限公司

　　一种金属渗锌渗层防腐工艺的制作方法

　　【专利摘要】本发明涉及一种金属渗锌渗层防腐工艺，包括将锌镍渗层和金属基体置于密闭的金属容器中加热，加热速率为50～60℃/min，加热至480～500℃时保温加热120～180分钟；锌镍渗层的加入量为金属基体重量的1.5％?4.5％，锌镍渗层由锌粉、镍粉、铝粉和催渗剂颗粒按照1∶0.03～0.05∶0.02～0.04∶0.09～0.15的重量比制成，原料的粒径控制在0.1～1mm，催渗剂颗粒由40～90wt％氯化稀土和10～60wt％助剂组成，助剂由50～70wt％氯化钾、20～40wt％氯化钠和2～10wt％硼酸组成。本发明的工艺周期短，渗层的强度和耐磨性好，成品机械性能和防腐性能优越。

　　【专利说明】

　　一种金属渗锌渗层防腐工艺

　　技术领域

　　[0001]本发明涉及黑色金属防腐技术，具体说是一种金属渗锌渗层防腐工艺。

　　【背景技术】

　　[0002]金属防腐技术主要是通过对物体表面进行特殊的处理，形成一层保护层，使物体在各种腐蚀性物质或环境的作用下所引起的破坏或变质的反应减缓，以达到延长物体使用寿命的目的。常见的金属防腐技术主要有电镀锌、热浸锌、碳氮共渗和达克罗等。这些处理技术有的会污染环境(如电镀锌和热浸锌)，有的会影响基体的机械性能(如热浸锌和碳氮共渗)，有的防腐性能欠佳(如电镀锌和热浸锌)，有的硬度低、耐磨性差易损坏(如达克罗)。为此，专利号为CN101319300A的发明专利提出了一种“锌镍渗层黑色金属防腐工艺”，采用锌镍渗层技术，在黑色金属表面形成了一层锌镍渗层。该工艺不会污染环境，不会影响基体的机械性能，能耗低，成品综合性能优良，可以有效避免其他工艺存在的缺陷。但该专利提出的工艺，仍然存在以下不足:加热共渗所需的时间长(通常要加热4?6小时)，共渗层的强度和耐磨性仍有待提尚，防腐性能有待提尚。

　　【发明内容】

　　[0003]为了克服上述现有技术的缺陷，本发明所要解决的技术问题是提供一种工艺周期短、成品机械性能和防腐性能更优越的金属渗锌渗层防腐工艺。

　　[0004]为了解决上述技术问题，本发明采用的技术方案为:

　　[0005]一种金属渗锌渗层防腐工艺，包括:

　　[0006]对黑色金属基体依次进行碱洗脱脂和抛丸除锈处理；

　　[0007]将锌镍渗层和金属基体置于密闭的金属容器中进行加热，边加热边旋转容器，转速为5?10转/分钟，加热速率为50?60°C/min，加热至480?500°C时保温加热120?180分钟；

　　[0008]加热完毕后，随炉冷却至100°C以下出炉，然后水洗去灰；

　　[0009]其中，锌镍渗层的加入量为金属基体重量的1.5%_4.5%，锌镍渗层由锌粉、镍粉、铝粉和催渗剂颗粒按照锌粉:镍粉:铝粉:催渗剂颗粒=1:0.03?0.05:0.02?0.04:0.09?0.15的重量比混合而成，锌粉、镍粉、铝粉和催渗剂颗粒的粒径控制在0.1?1mm，所述催渗剂颗粒按重量百分比由40?90wt%的氯化稀土和10?60wt%的助剂组成，所述助剂按重量百分比由50?70wt%的氯化钾、20?40wt%的氯化钠和2?10wt%的硼酸组成。

　　[0010]本发明的有益效果在于:通过向锌镍渗层中加入催渗剂并严格控制各组分的配比和粒径尺寸，以及优化锌镍渗层的加入量和共渗过程的升温、恒温和冷却条件，使共渗所需的时间缩短至120?180分钟，整体工艺周期大大缩短。锌镍渗层的附着力强，厚度可达150?300微米，硬度可达350HV以上，确保金属构件25?28年不锈，可经受撞击、碾压，可焊性好。渗层可耐湿热，耐酸碱，中性盐雾试验可达600小时以上，封闭后可达1000小时。渗层厚度均匀紧密，成品外观均匀性好，特别适于螺纹件、铸锻件等复杂工件。渗层表面经封闭可按用户需求涂装各种颜色。加工过程无三废排放，属清洁生产工艺，环境友好。投资小，上马快，生产效率高，耗料省，成本低，原料来源广。

　　【具体实施方式】

　　[0011 ]为详细说明本发明的技术内容、所实现目的及效果，以下结合实施方式予以说明。

　　[0012]本发明最关键的构思在于:向锌镍渗层中加入催渗剂并严格控制各组分的配比和粒径尺寸，以及优化锌镍渗层的加入量和共渗过程的升温、恒温和冷却条件，使共渗所需的时间缩短至120?180分钟，锌镍渗层的厚度可达150?300微米，锌镍渗层的硬度可达350HV以上，延长制品防腐年限5?8年。

　　[0013]具体的，本发明提供的金属渗锌渗层防腐工艺，包括:

　　[0014]对黑色金属基体依次进行碱洗脱脂和抛丸除锈处理；

　　[0015]将锌镍渗层和金属基体置于密闭的金属容器中进行加热，边加热边旋转容器，转速为5?10转/分钟，加热速率为50?60°C/min，加热至480?500°C时保温加热120?180分钟；

　　[0016]加热完毕后，随炉冷却至100°C以下出炉，然后水洗去灰；

　　[0017]其中，锌镍渗层的加入量为金属基体重量的1.5%_4.5%，锌镍渗层由锌粉、镍粉、铝粉和催渗剂颗粒按照锌粉:镍粉:铝粉:催渗剂颗粒=1:0.03?0.05:0.02?0.04:0.09?0.15的重量比混合而成，锌粉、镍粉、铝粉和催渗剂颗粒的粒径控制在0.1?1mm，所述催渗剂颗粒按重量百分比由40?90wt%的氯化稀土和10?60wt%的助剂组成，所述助剂按重量百分比由50?70wt%的氯化钾、20?40wt%的氯化钠和2?10wt%的硼酸组成。

　　[0018]在上述实施例中，水洗去灰后还可以包括钝化处理，以进一步提高锌镍渗层的耐腐蚀性能，从而起到保护锌镍渗层的作用。钝化液可以采用浓HN03、浓H2S04、HC103、K2Cr207或KMnO4，钝化时间为I?2h，钝化完成后水洗干燥。

　　[0019]在钝化处理后，还可以根据用户需求实施各种色彩封闭。

　　[0020]整个工艺过程无酸洗和污染环境的六价铬等重金属的参与与排放，洗灰水澄清后可重复利用，沉底的灰干燥后可再用，脱脂清洗水PH值为7.5?8.5，完全达到国家一级排放标准，因而该技术无三废排放，友好环境。

　　[0021]加热渗层温度为480?500°C，比热浸锌温度低200°C左右，因而节能效果显著。

　　[0022]加热渗层过程是在密闭的金属容器中完成，渗层厚度均匀可控，无热浸锌过程的酸雾、锌蒸汽挥发和镀锌层的厚薄不均、流挂、盲孔螺纹积液等现象，因而不仅防腐层外观质量由于热浸锌，而且比热浸锌省锌15%左右。另外工作环境优于热浸锌，有利于工人劳动保护。

　　[0023]优选的，所述氯化稀土为La、Ce、Pr、Nd按任意比例组成的混合氯化稀土或者为单质的La或Ce的氯化稀土。

　　[O O2 4 ]优选的，所述催渗剂颗粒按重量百分比由4 O w t %的氯化稀土和6 O w t %的助剂组成，所述助剂按重量百分比由70wt%的氯化钾、24wt%的氯化钠和6wt%的硼酸组成。

　　[0025]经过测试，本发明的锌镍渗层的厚度可达150?300微米，可调，外层厚约50微米左右，由Fe、Zn、Al、Ni等多相固溶体组成，内层为Zn、Al、Ni在基体中的扩散层，约100?250微米左右，锌镍渗层的硬度可达350HV以上。复合防腐层中性盐雾试验600小时以上不出红锈，复合防腐层二氧化硫试验120小时以上不出红锈。

　　[0026]从上述描述可知，本发明的有益效果在于:通过向锌镍渗层中加入催渗剂并严格控制各组分的配比和粒径尺寸，以及优化锌镍渗层的加入量和共渗过程的升温、恒温和冷却条件，使共渗所需的时间缩短至120?180分钟，整体工艺周期大大缩短。锌镍渗层的附着力强，厚度可达150?300微米，硬度可达350HV以上，确保金属构件25?28年不锈，可经受撞击、碾压，可焊性好。渗层可耐湿热，耐酸碱，中性盐雾试验可达600小时以上，封闭后可达1000小时。渗层厚度均匀紧密，成品外观均匀性好，特别适于螺纹件、铸锻件等复杂工件。渗层表面经封闭可按用户需求涂装各种颜色。加工过程无三废排放，属清洁生产工艺，环境友好。投资小，上马快，生产效率高，耗料省，成本低，原料来源广。

　　[0027]实施例1

　　[0028]对黑色金属基体依次进行碱洗脱脂和抛丸除锈处理；

　　[0029]将锌镍渗层和金属基体置于密闭的金属容器中进行加热，边加热边旋转容器，转速为5?10转/分钟，加热速率为50?60°C/min，加热至500°C时保温加热120分钟；

　　[0030]加热完毕后，随炉冷却至室温出炉，然后水洗去灰；

　　[0031]其中，锌镍渗层的加入量为金属基体重量的1.5%，锌镍渗层由锌粉、镍粉、招粉和催渗剂颗粒按照锌粉:镍粉:铝粉:催渗剂颗粒=1:0.03:0.02:0.09的重量比混合而成，锌粉、镍粉、铝粉和催渗剂颗粒的粒径控制在0.1?1mm，所述催渗剂颗粒按重量百分比由40wt %的氯化稀土和60wt %的助剂组成，所述氯化稀土为单质La的氯化稀土，所述助剂按重量百分比由70wt%的氯化钾、20wt%的氯化钠和10wt%的硼酸组成。

　　[0032]经测试，实施例1的锌镍渗层的厚度为155微米，锌镍渗层的硬度为352HV。复合防腐层中性盐雾试验600小时以上不出红锈，复合防腐层二氧化硫试验120小时以上不出红锈。

　　[0033]实施例2

　　[0034]对黑色金属基体依次进行碱洗脱脂和抛丸除锈处理；

　　[0035]将锌镍渗层和金属基体置于密闭的金属容器中进行加热，边加热边旋转容器，转速为5?10转/分钟，加热速率为50?60°C/min，加热至480°C时保温加热180分钟；

　　[0036]加热完毕后，随炉冷却至100°C出炉，然后水洗去灰；

　　[0037]其中，锌镍渗层的加入量为金属基体重量的4.5%，锌镍渗层由锌粉、镍粉、招粉和催渗剂颗粒按照锌粉:镍粉:铝粉:催渗剂颗粒=1:0.05:0.04:0.15的重量比混合而成，锌粉、镍粉、铝粉和催渗剂颗粒的粒径控制在0.1?1mm，所述催渗剂颗粒按重量百分比由90wt %的氯化稀土和1wt %的助剂组成，所述氯化稀土为单质Ce的氯化稀土，所述助剂按重量百分比由68wt%的氯化钾、30wt%的氯化钠和2wt%的硼酸组成。

　　[0038]经测试，实施例2的锌镍渗层的厚度为160微米，锌镍渗层的硬度为365HV。复合防腐层中性盐雾试验600小时以上不出红锈，复合防腐层二氧化硫试验120小时以上不出红锈。

　　[0039]实施例3

　　[0040]对黑色金属基体依次进行碱洗脱脂和抛丸除锈处理；

　　[0041]将锌镍渗层和金属基体置于密闭的金属容器中进行加热，边加热边旋转容器，转速为5?10转/分钟，加热速率为50?60°C/min，加热至480°C时保温加热180分钟；

　　[0042]加热完毕后，随炉冷却至室温出炉，然后水洗去灰；

　　[0043]其中，锌镍渗层的加入量为金属基体重量的4.0%，锌镍渗层由锌粉、镍粉、招粉和催渗剂颗粒按照锌粉:镍粉:铝粉:催渗剂颗粒=1:0.05:0.02:0.15的重量比混合而成，锌粉、镍粉、铝粉和催渗剂颗粒的粒径控制在0.1?1mm，所述催渗剂颗粒按重量百分比由40wt %的氯化稀土和60wt %的助剂组成，所述氯化稀土为La、Ce、Pr、Nd按照La: Ce: Pr: Nd=1:0.5:0.2:0.5的重量比例组成的混合氯化稀土，所述助剂按重量百分比由70wt%的氯化钾、24wt%的氯化钠和6wt%的硼酸组成。

　　[0044]经测试，实施例3的锌镍渗层的厚度为250微米，锌镍渗层的硬度为385HV。复合防腐层中性盐雾试验600小时以上不出红锈，复合防腐层二氧化硫试验120小时以上不出红锈。

　　[0045]综上所述，本发明提供的金属渗锌渗层防腐工艺，工艺周期短，加工过程无三废排放，生产成本低，渗层的强度和耐磨性好，成品机械性能和防腐性能优越。

　　[0046]以上所述仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书内容所作的等同变换，或直接或间接运用在相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。

　　【主权项】

　　1.一种金属渗锌渗层防腐工艺，其特征在于，包括: 对黑色金属基体依次进行碱洗脱脂和抛丸除锈处理； 将锌镍渗层和金属基体置于密闭的金属容器中进行加热，边加热边旋转容器，转速为5?10转/分钟，加热速率为50?60°C/min，加热至480?500°C时保温加热120?180分钟； 加热完毕后，随炉冷却至100 °C以下出炉，然后水洗去灰； 其中，锌镍渗层的加入量为金属基体重量的1.5%-4.5%，锌镍渗层由锌粉、镍粉、招粉和催渗剂颗粒按照锌粉:镍粉:铝粉:催渗剂颗粒=1: 0.03?0.05:0.02?0.04:0.09?0.15的重量比混合而成，锌粉、镍粉、铝粉和催渗剂颗粒的粒径控制在0.1?1mm，所述催渗剂颗粒按重量百分比由40?90wt%的氯化稀土和10?60wt%的助剂组成，所述助剂按重量百分比由50?70wt%的氯化钾、20?40wt%的氯化钠和2?10wt%的硼酸组成。2.根据权利要求1所述的金属渗锌渗层防腐工艺，其特征在于:水洗去灰后还包括钝化处理，钝化液为浓HNO3、浓H2SO4、HC103、K2Cr207或KMnO4，钝化时间为I?2h，钝化完成后水洗干燥。3.根据权利要求1所述的金属渗锌渗层防腐工艺，其特征在于:所述碱洗脱脂中所用的清洗水的pH值为7.5?8.5。4.根据权利要求1所述的金属渗锌渗层防腐工艺，其特征在于:所述氯化稀土为La、Ce、Pr、Nd按任意比例组成的混合氯化稀土或者为单质的La或Ce的氯化稀土。5.根据权利要求1所述的金属渗锌渗层防腐工艺，其特征在于:所述催渗剂颗粒按重量百分比由40wt%的氯化稀土和60wt%的助剂组成，所述助剂按重量百分比由70wt%的氯化钾、24wt%的氯化钠和6wt%的硼酸组成。

　　【文档编号】C23C10/52GK105839047SQ201610429109

　　【公开日】2016年8月10日

　　【申请日】2016年6月16日

　　【发明人】徐志建

　　【申请人】福建大统铁路精密装备股份有限公司