低碳中合金鋼破碎機(jī)錘頭的研制

周鵬，劉蘭俊，王輝，劉建升，張其飛

(合肥工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，合肥 230009)

在冶金、礦山、電力、建材和機(jī)械等行業(yè)中，耐磨材料都是在極其惡劣的條件下服役的。作為破碎各種物料的破碎機(jī)錘頭，在破碎物料過(guò)程中會(huì)承受很大的沖擊力以及物料對(duì)表面的擠壓，特別是礦石材料顆粒尖銳的部分，會(huì)直接刺入破碎機(jī)表面并將材料推向兩旁或者前緣，從而造成很大的磨損。由此，制備破碎機(jī)錘頭的材料必須具有較大的抗沖擊能力，防止斷裂，而且需要有較高的硬度，防止材料發(fā)生大的塑性變形而形成犁皺[1]。

1 破碎機(jī)錘頭

在20世紀(jì)70—80年代，破碎機(jī)錘頭普遍采用奧氏體高錳鋼材質(zhì)，它的特點(diǎn)是組織為經(jīng)過(guò)水韌處理的奧氏體，韌性值較高，一般能達(dá)到200 J/cm2以上，但硬度值特別低。在面對(duì)較高沖擊時(shí)，能夠發(fā)生加工硬化，使得材料的硬度值得到較大程度的提升;在中小沖擊工況下，由于加工硬化程度低，硬度很低，使得材料的耐磨性能非常差。近年來(lái)，低中合金鋼作為耐磨材料的應(yīng)用越來(lái)越廣泛，人們也努力研究各種鑄造工藝和熱處理工藝以得到材料的最佳性能。文中以低碳中合金鋼為對(duì)象，研究熱處理工藝對(duì)其結(jié)構(gòu)和顯微組織的影響，充分發(fā)揮材料的力學(xué)性能，為破碎機(jī)錘頭的使用提供參考。一般破碎機(jī)錘頭的尺寸如圖1所示[2]。

圖1 破碎機(jī)錘頭尺寸Fig.1 Size of crusher hammer

2 實(shí)驗(yàn)材料

為了得到較好性能的新材料，首先要對(duì)鋼進(jìn)行合金化，以提高其淬透性，降低奧氏體化溫度，以得到更多的奧氏體，從而在奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程中得到更多的馬氏體，極大地提高鋼的硬度，細(xì)化晶粒，并對(duì)回火穩(wěn)定性和回火脆性有很大影響[3]。

1)碳。碳含量直接影響到材料的硬度和韌性，當(dāng)碳含量過(guò)低時(shí)，材料的淬透性差，韌性較高，硬度低不耐磨;反之則硬度高韌性差，材料易斷裂。碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)的多少還影響到奧氏體的形成以及基體的硬度。綜合考慮選擇碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)在 0.25% ～0.35%較為合適。

2)鉻。鉻是一種強(qiáng)的碳化物形成元素，特別是Cr7C3對(duì)提高耐磨性有很大幫助，它易與碳形成難溶于奧氏體的合金碳化物，從而減緩?qiáng)W氏體的形成速度，而碳化物形成元素也能阻礙晶粒長(zhǎng)大。另外能顯著提高鋼的淬透性和回火抗力。確定鉻的質(zhì)量分?jǐn)?shù)在6.5% ～7.0%。

3)硅、錳。Si能抑制碳化物析出，并使C曲線右移，可阻止轉(zhuǎn)變過(guò)程中發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變;同時(shí)Si能延緩回火時(shí)碳化物晶核的形成和長(zhǎng)大，提高鋼的抗回火軟化能力，防止因使用溫度升高引起碳化物析出，硬度降低;Si還能使鐵素體強(qiáng)化，在韌性不降低的情況下，提高金屬材料的耐磨性。Mn能減緩珠光體轉(zhuǎn)變時(shí)合金滲碳的形核長(zhǎng)大，同時(shí)它又?jǐn)U大了γ→α的轉(zhuǎn)變程度，故高的錳含量可有效提高奧氏體的穩(wěn)定性。它和S很容易發(fā)生反應(yīng)生成MnS，從而降低了硫的有害作用。確定Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.8% ～1.0%，Mn 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.8% ～1.0%。

4)鉬、鎳、釩。Mo能提高材料的熱強(qiáng)性，防止回火脆性，在提高基體耐磨性的同時(shí)改善韌性。Ni可改變鋼種位錯(cuò)滑移特點(diǎn)，使位錯(cuò)易繞過(guò)某些障礙，避免產(chǎn)生大的應(yīng)力集中，從而提高基體的韌性。V是強(qiáng)碳化物形成元素，能有效地細(xì)化奧氏體晶粒。少量的釩在加熱時(shí)可溶入奧氏體中，增加鋼的淬透性和提高回火穩(wěn)定性。確定 Mo的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.4% ～0.5%，Ni的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 0.6% ～ 0.8%，V的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.4% ～0.5%。

5)磷、硫。P，S在耐磨鋼中一般是有害元素，在鋼中易形成晶界夾雜物，造成晶粒長(zhǎng)大以及應(yīng)力集中，增大鋼的脆性，因此要將其值盡量降低。考慮到凈化它們會(huì)大大提高材料的成本，故而確定P的質(zhì)量分?jǐn)?shù)＜0.03%，S的質(zhì)量分?jǐn)?shù)＜0.03%。

3 試樣制備

試驗(yàn)采用中頻無(wú)芯感應(yīng)電爐，將廢鋼、生鐵、鉻鐵、鎳、釩鐵以及鉬鐵依次加入，在鋼液熔化程度達(dá)到90%以上后加入鈦鐵和稀土對(duì)其進(jìn)行復(fù)合變質(zhì)處理，以達(dá)到凈化鋼液，增加非自發(fā)形核核心，細(xì)化鑄態(tài)晶粒，使夾雜物分布更加均勻的目的。在鋼液出爐前幾分鐘加入錳鐵和硅鐵對(duì)其進(jìn)行脫氧處理，然后插鋁終脫氧。鋼液出爐溫度為1600～1650℃，出爐后澆注成楔形試塊。同時(shí)對(duì)澆注的材料取樣打磨后用光譜分析儀分析其成分，經(jīng)分析鑄態(tài)試塊成分和設(shè)計(jì)的試樣成分基本符合。

4 熱處理工藝及性能分析

4.1 淬火工藝與性能

材料的鑄態(tài)組織為基體硬度不高的珠光體，且晶粒非常粗大，強(qiáng)韌性不足。材料經(jīng)過(guò)硝酸(硝酸的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%)酒精溶液腐蝕后在VHX－600K型金相顯微鏡上觀察到的鑄態(tài)金相顯微組織如圖2所示。

由圖2可以看到大量的魏氏體組織，晶粒內(nèi)成分分布不均勻。由于澆注時(shí)溫度梯度的影響造成了粗大樹(shù)枝晶廣泛分布，因而材料的性能很差，需要進(jìn)行熱處理。

圖2 鑄態(tài)組織(×400)Fig.2 As-cast microstructure(×400)

鋼的臨界溫度通過(guò)經(jīng)驗(yàn)公式[4]和材料的DSC實(shí)驗(yàn)切線法分析確定為Ac3在820℃左右，一般奧氏體化溫度要高于Ac390～120℃，取奧氏體化溫度分別為920，940，960，980，1000 ℃，在 SSX-16-13 箱式電阻爐內(nèi)進(jìn)行熱處理，保溫3 h后在10%PQL淬火液中進(jìn)行淬火處理，完成后對(duì)其表面進(jìn)行打磨。然后在HR-150A型洛氏硬度計(jì)上完成硬度測(cè)試，硬度為6個(gè)點(diǎn)的平均值。不同奧氏體化溫度熱處理下的硬度平均值分別為 43.8，46.2，53.5，51.9，49.7 HRC。由此可以看出，奧氏體化溫度在960℃以下時(shí)，材料的硬度隨溫度的升高而升高;反之材料的硬度逐漸降低。原因是在較低的奧氏體化溫度時(shí)，組織沒(méi)有完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，導(dǎo)致淬火后組織中仍殘留有部分鐵素體，使得材料的硬度值不高。在960℃和980℃時(shí)，材料的奧氏體化完全，試樣的組織非常均勻，在淬火后完全轉(zhuǎn)變?yōu)榇慊瘃R氏體，基體組織很硬。奧氏體化溫度為1000℃時(shí)，過(guò)熱度太大，使奧氏體形成速度加快，奧氏體形核后迅速長(zhǎng)大，先長(zhǎng)大的奧氏體晶粒與后長(zhǎng)大的奧氏體晶粒尺寸不一致，且它們內(nèi)部的合金成分也不相同，使得淬火后的馬氏體組織性能很差。由于奧氏體組織比容小，溫度過(guò)高時(shí)，其在淬火轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時(shí)體積急劇膨脹，造成很大的殘余應(yīng)力，使得試樣組織變形和開(kāi)裂。綜上所述，其奧氏體化溫度范圍應(yīng)為960～980℃，最終，選取材料的奧氏體化溫度為960℃進(jìn)行分析。

4.2 回火工藝與性能

材料經(jīng)過(guò)淬火后，內(nèi)部應(yīng)力較大，韌性不足，需要對(duì)其進(jìn)行相應(yīng)的回火處理，使不穩(wěn)定的組織轉(zhuǎn)化為穩(wěn)定的組織。選取220，250，280，310℃等4個(gè)回火溫度，回火保溫4 h后空冷至室溫。熱處理結(jié)束后將試樣打磨成10 mm×10 mm×55 mm的標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，沖擊韌性測(cè)試參照GB 229－63《金屬常溫沖擊韌性試驗(yàn)方法》在JB-300擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行[5]。經(jīng)過(guò)硬度和韌性測(cè)試后，試樣的力學(xué)性能值見(jiàn)表1，其中沖擊韌性值為3個(gè)試樣的平均值。

表1 耐磨鋼性能數(shù)據(jù)Tab.1 Mechanical properties data of wear resistant steel

由表1中可以看出，回火后材料的硬度下降很少，表明鋼的回火穩(wěn)定性很高。硬度呈緩慢下降的趨勢(shì)，而韌性先增加后減小再增加。這主要是由于回火溫度較低時(shí)，馬氏體分解析出彌散的ε碳化物，隨溫度的升高淬火馬氏體逐漸轉(zhuǎn)變使得韌性值增大。當(dāng)溫度繼續(xù)升高時(shí)，由于合金含量較高造成Ms和Mf點(diǎn)下降，相當(dāng)于部分馬氏體在這個(gè)過(guò)程中由于溫度較高而在冷卻時(shí)部分轉(zhuǎn)化為貝氏體，形成馬/貝晶粒并逐漸長(zhǎng)大，沖擊韌性值降低，并且在回火溫度進(jìn)入第一類(lèi)回火脆性區(qū)內(nèi)時(shí)，材料的韌性值急劇下降。在材料溫度進(jìn)一步上升時(shí)，材料跳出脆性區(qū)后韌性值又有一定程度的上升。960℃淬火時(shí)不同回火溫度對(duì)材料力學(xué)性能的影響曲線如圖3所示。

圖3 960℃淬火時(shí)不同回火溫度對(duì)材料力學(xué)性能的影響Fig.3 Mechanical property of material with quenching at 960℃and different tempering temperatures

由此可見(jiàn)，耐磨鋼材在250℃時(shí)綜合力學(xué)性能較好，硬度值為 51.1HRC，韌性值為 141.4 J/cm2。該熱處理狀態(tài)下的金相顯微組織如圖4所示，其組織為板條狀馬氏體+殘余奧氏體+少量彌散的碳化物?？梢钥闯觯鄬?duì)于鑄態(tài)組織，粗大的樹(shù)枝晶消失，夾雜物的尺寸較小而且分布均勻，薄膜狀的殘余奧氏體分布于馬氏體板條間，能顯著提高韌性。

圖4 960℃淬火、250℃回火溫度下的金相組織Fig.4 Metallographic structure of material with quenching at 950℃and tempering at 250℃

5 結(jié)語(yǔ)

1)實(shí)驗(yàn)?zāi)湍ヤ摰拇阃感院軓?qiáng)，回火穩(wěn)定性較好，在250℃到310℃之間回火時(shí)，硬度值下降較少。材料的金相組織為回火馬氏體+殘余奧氏體+彌散的碳化物。

2)材料在經(jīng)過(guò)960℃淬火3 h，250℃回火4 h的熱處理工藝后綜合力學(xué)性能最佳，硬度超過(guò)51HRC，韌性值大于141 J/cm2，完全滿足現(xiàn)有物料磨損的工況要求，可以在絕大多數(shù)沖擊狀態(tài)下使用。

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[2]范春起，王忠民.低合金耐磨鋼破碎機(jī)板錘的研究[J].鑄造技術(shù)，2006，28(9):931 －934.

[3]崔占全，王昆林，吳潤(rùn).金屬學(xué)與熱處理[M].北京:北京大學(xué)出版社，2010:314－322.

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[5]張細(xì)菊，吳潤(rùn)，夏先平，等.低鉻耐磨鑄鐵球組織及性能研究[J].武漢冶金科技大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版)，1997，20(1):49 －53.