齒板材料ZG32CrMnSiNi2Mo的組織和性能研究*

劉志學(xué)，楊典典，劉元元，程巨強(qiáng)，堅(jiān)增運(yùn)

(西安工業(yè)大學(xué) 陜西省光電功能材料與器件重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710021)

選礦設(shè)備的先進(jìn)性直接影響著選礦生產(chǎn)過(guò)程的產(chǎn)品質(zhì)量和綜合經(jīng)濟(jì)效益，國(guó)內(nèi)外相關(guān)領(lǐng)域均非常重視選礦設(shè)備的開(kāi)發(fā)和發(fā)展，礦物加工是礦業(yè)生產(chǎn)的一個(gè)重要環(huán)節(jié)，而物料粉碎又是礦物加工環(huán)節(jié)中的關(guān)鍵.齒輥破碎機(jī)因具有生產(chǎn)率高，破碎比大，物料破碎粒度均勻，過(guò)粉碎率低，體積小，噪聲低，結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)單，安全可靠和維修方便等特點(diǎn)[1-2]，而被廣泛應(yīng)用于煤炭、冶金、礦山、化工和建材等行業(yè)，特別適用于煤礦或選煤廠對(duì)原煤(含矸石)進(jìn)行破碎和篩分.齒輥破碎機(jī)在破碎物料時(shí)，物料的局部首先受到輥齒的沖擊和擠壓作用而出現(xiàn)裂紋，隨著齒輥的轉(zhuǎn)動(dòng)及輥齒切入物料深度的增加，使裂紋擴(kuò)展導(dǎo)致物料崩落[3].在實(shí)際生產(chǎn)中，齒尖磨損是齒板的主要失效形式[4]，齒板作為齒輥破碎設(shè)備的主要耗材，在其實(shí)際工作過(guò)程中，在沖擊和擠壓物料時(shí)，會(huì)受到來(lái)自破碎物料的磨損，當(dāng)齒板磨損到一定程度時(shí)就需要對(duì)其進(jìn)行更換，而高頻率的停機(jī)更換齒板，降低了企業(yè)的生產(chǎn)效率，增加了操作人員的工作量.因此，提高齒板材料的耐磨性和使用壽命具有重要的意義.目前，用于齒板生產(chǎn)的材料主要有高錳鋼、中錳合金鋼、中碳合金鋼和高鉻鑄鐵等[5]，國(guó)外齒板材料主要以中碳低合金鋼為主，實(shí)際使用效果好，價(jià)格較貴；國(guó)內(nèi)以高錳鋼和中錳合金鋼為主，水韌處理后的高錳鋼和中錳合金鋼，具有高的韌性，但在使用中反映出耐磨性不理想，國(guó)內(nèi)也有部分廠家生產(chǎn)中碳低合金鋼齒板，但實(shí)際使用效果和壽命與國(guó)外同類產(chǎn)品有一定差距.本文以齒輥破碎機(jī)的工況條件和破損機(jī)理為基礎(chǔ)，結(jié)合合金元素在鋼中的作用，研制了一種新型齒板用鋼，研究了該材料的組織和性能，并與國(guó)外同類型進(jìn)口齒板進(jìn)行了對(duì)比和分析，為該材料的實(shí)際應(yīng)用奠定基礎(chǔ).

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料為自主研制的齒板用鋼ZG32CrMnSiNi2Mo和某進(jìn)口齒板材料，進(jìn)口齒板材料成分不詳，ZG32CrMnSiNi2Mo的具體設(shè)計(jì)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)w)見(jiàn)表1.ZG32CrMnSiNi2Mo的制備，采用0.5T中頻感應(yīng)電爐進(jìn)行煉鋼，采用Q235廢鋼為原料，當(dāng)廢鋼完全熔化后，取樣并進(jìn)行爐前成分分析，然后按照設(shè)計(jì)成分，加入中間合金調(diào)整鋼液成分，出爐前，對(duì)鋼液進(jìn)行脫氧，鈦鐵變質(zhì)劑放入澆包內(nèi)，利用鋼水沖包進(jìn)行變質(zhì)處理，具體工藝溫度為，鋼包預(yù)熱溫度500～700 ℃，澆注溫度1 560～1 590 ℃，采用消失模鑄造工藝，澆注成某型號(hào)的齒輥式破碎機(jī)齒板.實(shí)驗(yàn)用試樣取自研制的齒板和進(jìn)口齒板實(shí)體，線切割后分別加工成?6 mm的標(biāo)準(zhǔn)短拉伸試樣，?4 mm×24 mm的銷盤磨料磨損試樣及10 mm×10 mm×55 mm的標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣(U型缺口).熱處理過(guò)程為研制的齒板材料ZG32CrMnSiNi2Mo 900 ℃×15 m淬火后，分別在200 ℃、250 ℃、300 ℃、350 ℃、400 ℃、500 ℃和600 ℃進(jìn)行回火處理；進(jìn)口齒板材料940 ℃×15 m淬火后，分別在200 ℃、250 ℃、300 ℃、350 ℃、400 ℃、500 ℃和600 ℃進(jìn)行回火處理，為避免氧化脫碳，淬火處理時(shí)采用保護(hù)液覆蓋保護(hù).

采用萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)(CMT5105A型)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，采用擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)(JB-30型)進(jìn)行沖擊韌度試驗(yàn)，采用洛氏硬度計(jì)(HRC150型)測(cè)試硬度，采用ML-10銷盤磨料磨損進(jìn)行耐磨實(shí)驗(yàn)，磨料為180碳化硅水砂紙，磨程10.409 m，載荷0.5 kg，采用HX-1000測(cè)定磨損面的顯微硬度.4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用金相顯微鏡(EPIHOT300型)觀察金相組織，采用透射電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope，TEM)(型號(hào)：JEM-200CX)觀察微觀組織變化.

表1 ZG32CrMnSiNi2Mo的設(shè)計(jì)成分Tab.1 Design components of ZG32CrMnSiNi2Mo

2 結(jié)果及分析

2.1 兩種齒板材料的組織分析

圖1為進(jìn)口齒板材料的組織圖，圖1(a)為進(jìn)口齒板材料940 ℃淬火、200 ℃回火后的金相組織，由圖1(a)可以看出，組織由板條馬氏體+殘余奧氏體+少量碳化物組成，馬氏體板條界的取向差較小.圖1(b)為200 ℃回火后的TEM組織，由圖1(b)可以看出，殘余奧氏體主要以薄膜狀分布在馬氏體板條間，馬氏體板條的亞結(jié)構(gòu)主要是高密度的纏結(jié)位錯(cuò)，馬氏體中高密度的纏結(jié)位錯(cuò)是奧氏體向馬氏體晶格改組過(guò)程中，為了保持共格界面和調(diào)整應(yīng)變能而形成的亞結(jié)構(gòu)[6].圖1(c)為進(jìn)口齒板材料供貨狀態(tài)的金相組織，組織也是由板條馬氏體+殘余奧氏體+少量碳化物組成，對(duì)比圖1(a)并結(jié)合材料性能分析可推斷，進(jìn)口齒板的熱處理工藝應(yīng)該是淬火+低溫回火.

圖1 進(jìn)口齒板材料的組織

圖2為研制的齒板材料ZG32CrMnSiNi2Mo 900 ℃淬火、不同溫度回火后的組織.圖2(a)為200 ℃回火后的金相組織，由圖2(a)可以看出，組織主要由板條馬氏體+殘余奧氏體組成，組織中幾乎看不到碳化物存在.結(jié)合200 ℃回火后的TEM組織如圖2(b)所示，由圖2(b)可以看出，殘余奧氏體主要以薄膜狀分布在馬氏體板條間，馬氏體板條的亞結(jié)構(gòu)主要是高密度的纏結(jié)位錯(cuò)和少量的孿晶.圖2(c)～2(f)為ZG32CrMnSiNi2Mo 300～600 ℃回火后的組織，組織主要由板條馬氏體+殘余奧氏體+碳化物組成.圖2(c)為300 ℃回火后的金相組織，由圖2(c)可以看出，組織中有少量尺寸較細(xì)小的點(diǎn)狀或塊狀碳化物彌散存在，彌散分布的細(xì)小碳化物對(duì)材料具有一定的彌散強(qiáng)化作用；回火溫度超過(guò)300 ℃，隨回火溫度的升高，組織中的碳化物有數(shù)量增多，尺寸聚集增大的趨勢(shì).淬火后馬氏體的形態(tài)和內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)主要受鋼的成分和馬氏體的形成溫度影響，隨鋼的含碳量的增加和馬氏體形成溫度的降低，馬氏體的形態(tài)由板條狀向透鏡片狀轉(zhuǎn)化.

2.2 兩種齒板材料的性能分析

從進(jìn)口齒板實(shí)體上取樣進(jìn)行性能檢測(cè)，進(jìn)口商用齒板供貨態(tài)的性能為AKU30.0 J和硬度43.4 HRC.表2為兩種齒板材料淬火后不同溫度回火后的性能，由表2可以看出，進(jìn)口齒板940 ℃淬火未回火的性能為AKU34.2 J和硬度47.9 HRC，淬火后300 ℃以下回火，進(jìn)口齒板材料的硬度均相對(duì)較高且數(shù)值變化不大，回火溫度超過(guò)300 ℃，隨回火溫度的升高，進(jìn)口齒板材料的硬度逐漸降低；940 ℃淬火+200 ℃回火后，進(jìn)口齒板材料的沖擊韌度AKU為42.1 J，隨回火溫度的升高，沖擊韌度呈先降低后升高的變化趨勢(shì)，400 ℃回火，材料的沖擊韌度最低為25.8 J.綜上所述，進(jìn)口齒板材料在940 ℃淬火、200 ℃回火后，具有較好的綜合性能.

圖2 900 ℃淬火不同溫度回火后ZG32CrMnSiNi2Mo的組織

研制的齒板材料ZG32CrMnSiNi2Mo 900 ℃淬火后，隨回火溫度的升高，材料的抗拉強(qiáng)度和硬度均先升高后降低，300 ℃回火后兩個(gè)性能均為最大值，具體值分別為抗拉強(qiáng)度1 733 MPa和硬度49.6 HRC，材料強(qiáng)度和硬度較高的原因與組織(圖2(c))中彌散分布的細(xì)小碳化物的彌散強(qiáng)化作用有關(guān).隨回火溫度的升高，材料的沖擊韌度呈先升高后降低、再升高的變化.綜上所述，900 ℃淬火、200～350 ℃回火后，研制的齒板材料具有較佳的強(qiáng)韌性配合.

兩種齒板材料淬火后，隨回火溫度升高性能變化的原因與回火過(guò)程中材料組織的變化有關(guān).兩種齒板材料淬火后的組織均為馬氏體+殘余奧氏體，由于馬氏體處于較高的能量狀態(tài)，系統(tǒng)不穩(wěn)定，以及淬火后存在較高的殘留內(nèi)應(yīng)力，不適宜直接使用，因此一般需要進(jìn)行回火處理.回火過(guò)程中，馬氏體中過(guò)飽和的碳和合金元素會(huì)以碳化物(或合金碳化物)的形式析出，初期析出的是亞穩(wěn)碳化物，后期轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的碳化物，同時(shí)，殘余奧氏體會(huì)發(fā)生相變，α-Fe基體也會(huì)隨著溫度的升高發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶等，以消除組織內(nèi)部的位錯(cuò)、孿晶等晶體缺陷.

由兩種齒板材料的性能對(duì)比可看出：① 低溫回火后，相同回火溫度條件下，研制的齒板材料ZG32CrMnSiNi2Mo的硬度高于進(jìn)口齒板材料，這可能與ZG32CrMnSiNi2Mo中含有較高的碳量和合金含量有關(guān)；② 研制的齒板材料ZG32CrMnSiNi2Mo比進(jìn)口齒板材料具有較高的回火抗力，350 ℃和400 ℃回火后仍具有較高的硬度，具體數(shù)值分別為47.9 HRC和44.6 HRC，研制的齒板材料具有較高的回火抗力的原因與ZG32CrMnSiNi2Mo中含有相對(duì)較高的Si、Ni、Mn、Cr、Mo和Ti等合金元素有關(guān)，回火過(guò)程中，這些合金元素的存在能夠阻礙碳在馬氏體中的擴(kuò)散、減慢馬氏體的分解速度，另外非碳化物形成元素硅能夠溶解到ε碳化物中，使ε碳化物變得穩(wěn)定，從而減慢碳化物的聚集速度，推遲馬氏體的分解；③ 研制的齒板材料ZG32CrMnSiNi2Mo的沖擊韌度低于進(jìn)口齒板材料，主要有兩方面的原因:① 可能是ZG32CrMnSiNi2Mo含有相對(duì)較高的碳量和合金元素所致;② 通過(guò)組織對(duì)比可以看出，淬火處理后ZG32CrMnSiNi2Mo組織中馬氏體板條(或板條束)尺寸較進(jìn)口齒板材料粗大，這與研制的齒板采用消失模鑄造，導(dǎo)致鑄件冷卻速度較慢，鑄件中的氣體含量和夾雜數(shù)量較多及冶金質(zhì)量較低等因素有關(guān).

表2 兩種齒板材料淬火后不同溫度回火的性能Tab.2 Performance of two kinds of tooth plate materials after quenching and tempering at different temperatures

表3為兩種齒板材料的磨料磨損試驗(yàn)結(jié)果和相對(duì)耐磨性能，進(jìn)口齒板材料供貨狀態(tài)的磨損失重為0.027 7 g，選取該試樣作為標(biāo)準(zhǔn)試樣，可計(jì)算出不同熱處理狀態(tài)的兩種齒板材料的相對(duì)耐磨性.由表3可看出，進(jìn)口齒板材料940 ℃淬火后，250 ℃以下低溫回火后，相對(duì)耐磨性略高于供貨狀態(tài)，超過(guò)250 ℃，隨回火溫度升高，材料的相對(duì)耐磨性呈下降的變化趨勢(shì).研制的齒板材料ZG32CrMnSiNi2Mo 900 ℃淬火、200 ℃回火后，具有較好的相對(duì)耐磨性，其耐磨性為進(jìn)口齒板(供貨狀態(tài))的1.31倍，隨回火溫度升高，材料的相對(duì)耐磨性呈逐漸下降的變化趨勢(shì)，300 ℃以下低溫回火后，材料的耐磨性均明顯優(yōu)于進(jìn)口齒板(供貨狀態(tài))，相對(duì)耐磨性比進(jìn)口齒板(供貨狀態(tài))提高11%～31%.

表3 兩種齒板材料的耐磨性能Tab.3 Wear resistance of two kinds of tooth plate materials

注：相對(duì)耐磨性=標(biāo)樣磨損失重/試樣磨損失重

為了分析研制的齒板比進(jìn)口齒板相對(duì)耐磨性高的原因，檢測(cè)了磨損前后試樣磨損面的硬度變化情況.表4為進(jìn)口齒板材料在不同狀態(tài)，磨損實(shí)驗(yàn)前后磨損面的硬度變化.由表4可以看出，進(jìn)口齒板材料在供貨狀態(tài)，磨損前磨損面顯微硬度為430.4 HV，磨損后磨損面硬度提高到468.2 HV，提高的比例為8.78%；940 ℃淬火、不同溫度回火后，磨損面的顯微硬度均有不同程度的升高，升高比例隨回火溫度的升高而下降.表5為研制的齒板材料不同熱處理狀態(tài)磨損前后的硬度變化，由表5可以看出，不同熱處理后的實(shí)驗(yàn)材料在磨損后，磨損面的顯微硬度均有不同程度的提高，提高比例隨回火溫度的升高呈下降的變化趨勢(shì)，300 ℃以下低溫回火后，磨損面的顯微硬度提高比例較大為19.35%～22.2%.對(duì)比表4可以看出，在不同熱處理狀態(tài)，研制的齒板材料磨損面的硬度提高比例均大于進(jìn)口齒板材料，尤其是在低溫回火狀態(tài)，提高比例遠(yuǎn)大于進(jìn)口齒板材料.

兩種齒板材料在磨損后，磨損面的顯微硬度均有不同程度的提高的原因與組織中的殘余奧氏體的存在有關(guān)，組織中的殘余奧氏體是韌性相[7]，具有低的層錯(cuò)能，相對(duì)于鐵素體，具有低的屈服強(qiáng)度和高的加工硬化率，高的加工硬化率與比較難發(fā)生的點(diǎn)陣位錯(cuò)交滑移和應(yīng)變會(huì)誘導(dǎo)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變[8].在磨損過(guò)程中，磨損面會(huì)受到摩擦和載荷作用而發(fā)生塑性變形，當(dāng)形變積累到一定程度，鐵素體難以承受均勻變形時(shí)，發(fā)生殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，釋放局部應(yīng)力，使形變得以繼續(xù)進(jìn)行，磨損面上相變產(chǎn)生的高硬度馬氏體有利于材料耐磨性的提高.研制的齒板比進(jìn)口齒板相對(duì)耐磨性高，是因?yàn)檠兄频凝X板材料中碳和合金元素含量較高，淬火處理后組織中的殘余奧氏體量及穩(wěn)定性較高，磨損和塑性變形過(guò)程中殘余奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的數(shù)量較多.

表4 進(jìn)口齒板材料磨損前后硬度變化Tab.4 Change of hardness of imported tooth plate before and after wear

表5 ZG32CrMnSiNi2Mo磨損前后硬度變化Tab.5 Change of hardness of ZG32CrMnSiNi2Mo before and after wear

3 結(jié) 論

1) 進(jìn)口齒板材料在供貨狀態(tài)和940 ℃淬火、200 ℃回火后組織均由板條馬氏體、殘余奧氏體和少量碳化物組成.ZG32CrMnSiNi2Mo 900 ℃淬火、200 ℃回火組織主要由板條馬氏體+殘余奧氏體組成，300～600 ℃回火后的組織，組織主要由板條馬氏體、殘余奧氏體和碳化物組成，隨回火溫度的升高，組織中的碳化物有數(shù)量增多，尺寸聚集增大的趨勢(shì).

2) 進(jìn)口齒板交貨態(tài)的性能為沖擊韌度AKU30.0 J和硬度43.4 HRC，淬火后300 ℃以下回火，硬度均相對(duì)較高且數(shù)值變化不大，回火溫度超過(guò)300 ℃，隨回火溫度的升高，材料的硬度逐漸降低.ZG32CrMnSiNi2Mo淬火后，隨回火溫度的升高，材料的沖擊韌度呈先升高后降低、再升高的變化趨勢(shì)，抗拉強(qiáng)度和硬度均呈先升高后降低的變化趨勢(shì)，300 ℃回火后具有最大值，具體值分別為抗拉強(qiáng)度1 733 MPa和硬度49.6 HRC.

3) 進(jìn)口齒板材料250 ℃以下低溫回火后，相對(duì)耐磨性略高于供貨狀態(tài)，超過(guò)250 ℃，隨回火溫度升高，材料的相對(duì)耐磨性呈下降的變化趨勢(shì).ZG32CrMnSiNi2Mo 200 ℃回火后，具有較好的相對(duì)耐磨性，其耐磨性為進(jìn)口齒板(供貨狀態(tài))的1.31倍，隨回火溫度的升高，材料的相對(duì)耐磨性呈逐漸下降的變化趨勢(shì).兩種齒板材料在磨損后，磨損面的顯微硬度均有不同程度的提高，在低溫回火狀態(tài)，ZG32CrMnSiNi2Mo提高比例遠(yuǎn)大于進(jìn)口齒板材料.