中鉻鑄鐵磨輥成分優(yōu)化前后的組織與性能

吳鐵明 徐 陽(yáng) 陳湘茹

(1.上海宏鋼電站設(shè)備鑄鍛有限公司，上海 200240; 2.省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國(guó)家重點(diǎn)試驗(yàn)室，上海 200444; 3.上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)試驗(yàn)室，上海 200444;4.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200444)

雙輥式粉碎機(jī)用于破碎或粉碎煤矸石和礓石等硬質(zhì)固體塊，磨輥是破碎粉磨機(jī)械中的一個(gè)重要構(gòu)件，磨輥材料既需要有良好的耐磨性，也要有一定的韌性和低內(nèi)應(yīng)力性，使其具有較長(zhǎng)的使用壽命[1]。含鉻鑄鐵復(fù)合高強(qiáng)度普通球墨鑄鐵常常用于制造磨輥，如果使用鉻的質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于10%的高鉻鑄鐵，磨輥組織中的碳化物以M7C3型為主，韌性和耐磨性較好。但因其含鉻量高，成本高，使其應(yīng)用受到限制。如果使用鉻的質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于5%的低鉻鑄鐵，碳化物以M3C型為主，雖有一定抗磨性，但韌性差，無(wú)法經(jīng)受長(zhǎng)期的沖擊，使用壽命短[2]。鉻的質(zhì)量分?jǐn)?shù)在6%～10%的中鉻鑄鐵，同時(shí)含有M7C3型和M3C型碳化物，因此如何生產(chǎn)出滿足使用要求的中鉻復(fù)合抗磨磨輥，減少中鉻鑄鐵中M3C型碳化物的比例、增加M7C3型碳化物的含量，使其成為理想的磨輥制備材料，成了人們研究的重點(diǎn)。

中鉻鑄鐵可以克服高鉻鑄鐵價(jià)格高、低鉻鑄鐵脆性大的缺點(diǎn)，具有一定的硬度、韌性和耐磨性，在冶金礦山、火力發(fā)電、水泥等行業(yè)已得到了廣泛應(yīng)用[3]。但早期磨輥的制備通常以高鉻鑄鐵復(fù)合球墨鑄鐵為主[4]，中鉻鑄鐵的研究幾乎沒有，所以目前尚無(wú)系統(tǒng)的指導(dǎo)資料。本文在企業(yè)原有中鉻鑄鐵復(fù)合磨輥的基礎(chǔ)上進(jìn)行成分優(yōu)化，改善鑄鐵碳化物的形貌分布及其抗沖擊磨料磨損性能，為生產(chǎn)出一種既經(jīng)濟(jì)又綜合性能好、使用壽命長(zhǎng)的復(fù)合磨輥提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

原有中鉻鑄鐵復(fù)合磨輥由離心復(fù)合澆鑄工藝制得，其化學(xué)成分如表1所示，離心澆注后風(fēng)淬，再進(jìn)行500 ℃回火保溫6 h。

表1 原中鉻鑄鐵樣品的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the original medium- chromium cast iron sample (mass fraction) %

試樣經(jīng)研磨拋光后，采用4%的硝酸酒精溶液腐蝕4～6 s，然后在Carl Zeiss(Axio- Image A2M)光學(xué)顯微鏡上觀察試樣的組織形貌。并對(duì)試樣中碳化物成分進(jìn)行電子探針能譜分析。采用MLD- 10型動(dòng)載磨料磨損試驗(yàn)機(jī)[5]進(jìn)行磨料磨損試驗(yàn)，沖擊次數(shù)分別設(shè)定為1萬(wàn)、2萬(wàn)及3萬(wàn)次。具體試驗(yàn)方案為：試驗(yàn)時(shí)沖擊功設(shè)定為0.5 J，以模擬材料在實(shí)際工況下受到的相對(duì)沖擊功，對(duì)應(yīng)沖錘落體高度為5 mm。上試樣為試驗(yàn)材料，尺寸為10 mm×10 mm×30 mm，如圖1所示。以GCr15鋼為下試樣，經(jīng)840 ℃油淬處理。試驗(yàn)時(shí)下試樣以200 r/min速度旋轉(zhuǎn)，上試樣不斷沖擊下試樣。磨料為石英砂，粒度為10～20目，流量為200 ml/min。試樣磨損前后用丙酮進(jìn)行超聲波清洗，干燥后用精度為0.001 g分析天平稱重，取3個(gè)試樣的平均值，來(lái)衡量材料的耐磨性。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 原復(fù)合磨輥中鉻鑄鐵的組織與性能

原中鉻鑄鐵的顯微組織如圖2(a)所示。圖中白色物質(zhì)為共晶碳化物，有些呈蜂窩狀，有些則明顯粗化，黑色物質(zhì)為珠光體基體，基體中有棒狀二次碳化物析出并含有少量的殘留奧氏體，連續(xù)且無(wú)共晶碳化物的基體處為原初生奧氏體。結(jié)合表1成分可知，試驗(yàn)材料屬于亞共晶中鉻鑄鐵，其碳化物易交聯(lián)成網(wǎng)狀，且粗大，對(duì)基體的割裂作用較大，降低了韌性，增加材料脆性。此外，由于材料中的碳含量較高，鉻含量又偏低，因此碳化物數(shù)量較多，但多以M3C型存在，而M3C碳化物易于長(zhǎng)成片狀，甚至形成網(wǎng)狀，進(jìn)一步割裂了基體，降低了材料的韌性。

圖1 磨料磨損試樣的尺寸示意圖Fig.1 Schematic diagram of dimension for abrasive wear specimen

此外，基體中還析出了許多針狀和條狀碳化物，如圖2(b)所示。通常，針狀相的形成方式有兩種，一種是在熱暴露或使用過(guò)程中在晶內(nèi)沿孿晶面析出，另一種是在原有的碳化物周圍析出[6]。

圖2 原中鉻鑄鐵的顯微組織Fig.2 Microstructures of the original medium- chromium cast iron

圖2(b)可見，針狀相周圍存在著顆粒狀碳化物，且明顯有圓形轉(zhuǎn)變?yōu)榉叫蔚难莼厔?shì)。汪林等[7]研究指出，這種顆粒狀碳化物向針狀碳化物轉(zhuǎn)化的機(jī)制與原子擴(kuò)散過(guò)程有關(guān)。針狀碳化物由于成分激活，可以先在一個(gè)合適的晶面(慣習(xí)面)上析出，這時(shí)針狀碳化物附近會(huì)形成一個(gè)碳化物形成元素貧化區(qū)，當(dāng)貧化區(qū)擴(kuò)大到一定區(qū)域時(shí)，部分能量較高的碳化物溶解，即非共格的顆粒狀碳化物溶解，并通過(guò)原子擴(kuò)散使這些元素向貧化區(qū)即針狀相附近輸運(yùn)，以求達(dá)到平衡，這一過(guò)程的實(shí)現(xiàn)對(duì)針狀碳化物的繼續(xù)析出長(zhǎng)大極為有利，使針狀相的數(shù)量不斷增加，并造成新的貧化區(qū)，促使了顆粒狀碳化物向針狀碳化物的完全轉(zhuǎn)化。但是這些針狀或條狀碳化物會(huì)顯著降低基體界面的斷裂強(qiáng)度，增加材料脆化傾向，而且這些針狀碳化物是回火后的產(chǎn)物[8]。因此判斷，針狀碳化物的形成是因?yàn)榛鼗饻囟容^高，且回火時(shí)間較長(zhǎng)，導(dǎo)致更多的原子擴(kuò)散所致。

表2是原中鉻鑄鐵中塊狀碳化物及珠光體基體的電子探針能譜分析結(jié)果。由表可見，相對(duì)于基體，位置1處的碳化物含有較多的Cr和Mo元素，不含Cu、Mn和Si元素。根據(jù)相關(guān)研究結(jié)果[9]，M3C相中Fe的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為77.677%，Cr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為19.536%，而M7C3相中Fe的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為73.535%，Cr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為25.162%。此外M3C相中不含Si，M7C3相中含有微量Si，結(jié)合分析可知，塊狀的碳化物是M3C碳化物。

表2 原中鉻鑄鐵中碳化物和基體的元素分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 2 Element analysis results of carbides and matrix in the original medium- chromium cast iron (mass fraction) %

原中鉻鑄鐵試樣的磨料磨損試驗(yàn)結(jié)果如表3所示。從高壓磨輥機(jī)的工作狀況來(lái)看，輥?zhàn)拥哪p機(jī)制是輥面的高應(yīng)力磨料磨損和輥面亞表層的疲勞磨損共同作用的結(jié)果。磨料磨損主要有3種磨損機(jī)制：鑿削式磨料磨損、高應(yīng)力磨料磨損和低應(yīng)力磨料磨損[10]，而在0.5 J的沖擊功下屬于高應(yīng)力磨料磨損，可用于模擬磨輥的高應(yīng)力磨料磨損情況。

表3 原中鉻鑄鐵試樣的磨料磨損試驗(yàn)結(jié)果Table 3 Results of abrasive wear test of the original medium- chromium cast iron specimens

圖3為原中鉻鑄鐵試樣沖擊3萬(wàn)次下磨損表面SEM形貌。由圖3(a)和圖3(b)可以看出，在犁溝和鑿坑附近存在著不同程度的裂紋，引起層片狀剝落，這是由于材料含碳量較高，碳化物數(shù)量較多，分布彌散，在基體和碳化物的界面上形成微孔洞和微裂紋的概率較大，且裂紋擴(kuò)展距離較短[11]，因此原中鉻鑄鐵試樣的抗沖擊疲勞能力不足。由圖3(c)和圖3(d)可以看出，試樣中存在著較寬的切削區(qū)域，所用石英砂磨料的硬度為900～1 280 HV，相對(duì)于基體和M3C相而言，屬于硬磨料，磨料與磨輥間產(chǎn)生剪切力，使耐磨件表面溝壑與脊隆交替變換，導(dǎo)致裂紋的形成和擴(kuò)展，最后磨輥表面金屬以片狀磨屑形式斷裂脫落，屬于塑性磨損[12]。另外根據(jù)尺寸效應(yīng)[13]，圖3(c)中細(xì)小的碳化物是被石英砂直接切削掉的。綜上可知，原中鉻鑄鐵試樣在0.5 J沖擊力下主要以裂紋擴(kuò)展機(jī)制為主，鑿削磨損和顯微切削為輔，同時(shí)還伴有一些塑性磨損。

2.2 成分優(yōu)化措施

圖3 原中鉻鑄鐵試樣沖擊3萬(wàn)次后磨損表面的SEM形貌Fig.3 SEM morphologies of wear surface of the original medium- chromium cast iron specimens under 30 thousand times impact

根據(jù)工廠原中鉻鑄鐵試樣的試驗(yàn)結(jié)果，發(fā)現(xiàn)試樣中的碳化物主要以M3C型為主，并在基體中呈網(wǎng)狀分布，割裂了基體。M3C碳化物的韌性差，在長(zhǎng)期沖擊過(guò)程中易開裂剝落，導(dǎo)致試樣的磨損機(jī)制以裂紋擴(kuò)展為主，使用壽命較短。通過(guò)表1的成分可見，原試樣中的Cr含量偏低，Cr/C比僅有1.68，碳化物類型由M7C3型向M3C型轉(zhuǎn)變。在中鉻鑄鐵中，碳化物是材料的抗磨主體。C含量決定碳化物的數(shù)量，Cr含量決定碳化物的類型。但若wC≥3.2%時(shí)，共晶碳化物的含量迅速增加，造成材料沖擊韌性降低，易脆斷開裂，無(wú)法長(zhǎng)期服役[14]。此外，試樣中的Si/C比也偏低，而提高Si/C比，可以獲得更多的M7C3碳化物，其形貌也會(huì)發(fā)生改變，從而使材料具有較好的韌性。

經(jīng)反復(fù)試驗(yàn)，調(diào)整后的化學(xué)成分如表4所示?？梢娕c原樣品相比， 調(diào)整后試樣的碳含量顯著降低，鉻含量明顯提高，Si/C比提高為0.57，Cr/C比提高為3.18。為了提高試樣的韌性，并進(jìn)一步降低冶煉成本，應(yīng)適當(dāng)降低鉬含量，使熱處理曲線穿過(guò)珠光體區(qū)，基體組織仍保持為珠光體。并將熱處理工藝調(diào)整為500 ℃回火保溫12 h。

2.3 優(yōu)化后復(fù)合磨輥中鉻鑄鐵的組織及性能

表4 優(yōu)化后中鉻鑄鐵試樣的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 4 Chemical composition of the medium- chromium cast iron specimen after optimization (mass fraction) %

圖4(a)為優(yōu)化后中鉻鑄鐵的顯微組織，可以看出，基體中的碳化物數(shù)量減少，尺寸減小，形狀從連續(xù)網(wǎng)狀轉(zhuǎn)變?yōu)閿嗬m(xù)分布的桿狀、塊狀或顆粒狀，且菊花狀共晶碳化物分布趨勢(shì)明顯。M3C型碳化物呈蜂窩狀，M7C3型碳化物呈菊花狀和板條狀。試樣的基體仍以珠光體為主，如圖4(b)所示，并且隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，原試樣中出現(xiàn)的針狀和條狀碳化物都已消失。

圖4 優(yōu)化后中鉻鑄鐵的顯微組織Fig.4 Microstructures of the medium- chromium cast iron after optimization

表5為優(yōu)化后試樣中碳化物和基體元素的分析結(jié)果，從表5中可以看出，成分優(yōu)化后，碳化物中C、Cr元素含量顯著提高，這是因?yàn)镃r/C比和Si/C比的提高，有利于形成M7C3型碳化物，此外，Si原子能置換出基體中的Cr原子[15]，提高了碳化物的含鉻量，改善其形貌并提高其硬度。

表5 優(yōu)化后中鉻鑄鐵中碳化物和基體元素分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 5 Element analysis results of carbides and matrix in the medium- chromium cast iron after optimization (mass fraction) %

表6為優(yōu)化后的試樣在高應(yīng)力條件下的磨損結(jié)果，可以看出，經(jīng)優(yōu)化后，試樣在1萬(wàn)、2萬(wàn)和3萬(wàn)次沖擊下的磨損量都低于原樣品，這是由于碳化物形貌的改善，材料的韌性提高，脆性降低，抗磨損性能提高。圖5為優(yōu)化前后試樣耐磨性能的對(duì)比，可以發(fā)現(xiàn)，優(yōu)化后的試樣除了磨損量降低以外，隨著沖擊次數(shù)的增加，磨損量增加的趨勢(shì)也變緩，這是由于材料發(fā)生了加工硬化，消耗了大量的沖擊磨損能力，材料磨損層的硬度提高，從而提高其抗沖擊磨損的能力。

圖6是優(yōu)化后試樣在3萬(wàn)次沖擊磨損后的表面形貌，從圖6(a)和圖6(c)中可以看出，在相同沖擊次數(shù)條件下，優(yōu)化后樣品的表面相比原樣品嵌入了更多的磨料，由于優(yōu)化后試樣的碳化物更細(xì)小，分布更均勻，基體呈連續(xù)分布，硬質(zhì)磨料更易于嵌入基體中。從圖6(b)和圖6(d)中可以發(fā)現(xiàn)，試樣表面并無(wú)明顯的微裂紋，主要是因?yàn)镸7C3型碳化物的硬度要高于M3C型碳化物，基體的韌性得到提高，在碳化物分布的地方，微觀切削所占的比例增加，因材料脆性產(chǎn)生的微裂紋減少，相比于M3C型碳化物造成的大塊材料剝落，微觀切削所造成的沖擊磨損失重較低。

表6 優(yōu)化后試樣的磨料磨損試驗(yàn)結(jié)果Table 6 Results of abrasive wear test of specimens after optimization

圖5 優(yōu)化前后中鉻鑄鐵的磨損失重率對(duì)比Fig.5 Comparison of wear loss rates of the medium- chromium cast iron before and after optimization

3 結(jié)論

圖6 優(yōu)化后試樣在3萬(wàn)次沖擊磨損后的表面形貌Fig.6 Surface morphologies of medium- chromium cast iron specimen after optimization under 30 thousand times impact

(1)原中鉻鑄鐵試樣中的碳含量偏高，Cr/C比和Si/C比偏低，碳化物以M3C型為主，數(shù)量較多且較粗大，并交聯(lián)成網(wǎng)狀，降低了基體界面的斷裂強(qiáng)度，從而增加了材料脆化的傾向。在3萬(wàn)次沖擊磨損后試樣的失重率為4.81%，磨損機(jī)制主要是裂紋擴(kuò)展造成材料的剝落，還伴隨著一些鑿削磨損和顯微切削磨損。

(2)通過(guò)降低碳含量和鉬含量，提高鉻含量，優(yōu)化了材料的成分，優(yōu)化后試樣的Si/C比為0.57，優(yōu)于原樣的0.46，Cr/C比為3.18，兩倍于原樣的1.68。碳化物由交聯(lián)的網(wǎng)狀轉(zhuǎn)變?yōu)榫栈?，基體組織仍為珠光體。

(3)優(yōu)化后試樣在3萬(wàn)次沖擊后的磨料磨損失重率降低為1.36%，遠(yuǎn)低于原樣的4.81%，隨著沖擊次數(shù)的增加，磨損量增加的趨勢(shì)也變緩，說(shuō)明產(chǎn)生了加工硬化效應(yīng)，磨損機(jī)制由裂紋擴(kuò)展造成的剝落為主轉(zhuǎn)變?yōu)橐燥@微切削磨損為主。