中鉻鑄鐵磨輥成分優化前后的組織與性能

吳鐵明 徐 陽 陳湘茹

(1.上海宏鋼電站設備鑄鍛有限公司，上海 200240; 2.省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點試驗室，上海 200444; 3.上海市鋼鐵冶金新技術開發應用重點試驗室，上海 200444;4.上海大學材料科學與工程學院，上海 200444)

雙輥式粉碎機用于破碎或粉碎煤矸石和礓石等硬質固體塊，磨輥是破碎粉磨機械中的一個重要構件，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應力性，使其具有較長的使用壽命[1]。含鉻鑄鐵復合高強度普通球墨鑄鐵常常用于制造磨輥，如果使用鉻的質量分數高于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，使其應用受到限制。如果使用鉻的質量分數低于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，無法經受長期的沖擊，使用壽命短[2]。鉻的質量分數在6%～10%的中鉻鑄鐵，同時含有M7C3型和M3C型碳化物，因此如何生產出滿足使用要求的中鉻復合抗磨磨輥，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。

中鉻鑄鐵可以克服高鉻鑄鐵價格高、低鉻鑄鐵脆性大的缺點，具有一定的硬度、韌性和耐磨性，在冶金礦山、火力發電、水泥等行業已得到了廣泛應用[3]。但早期磨輥的制備通常以高鉻鑄鐵復合球墨鑄鐵為主[4]，中鉻鑄鐵的研究幾乎沒有，所以目前尚無系統的指導資料。本文在企業原有中鉻鑄鐵復合磨輥的基礎上進行成分優化，改善鑄鐵碳化物的形貌分布及其抗沖擊磨料磨損性能，為生產出一種既經濟又綜合性能好、使用壽命長的復合磨輥提供參考依據。

1 試驗材料與方法

原有中鉻鑄鐵復合磨輥由離心復合澆鑄工藝制得，其化學成分如表1所示，離心澆注后風淬，再進行500 ℃回火保溫6 h。

表1 原中鉻鑄鐵樣品的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical composition of the original medium- chromium cast iron sample (mass fraction) %

試樣經研磨拋光后，采用4%的硝酸酒精溶液腐蝕4～6 s，然后在Carl Zeiss(Axio- Image A2M)光學顯微鏡上觀察試樣的組織形貌。并對試樣中碳化物成分進行電子探針能譜分析。采用MLD- 10型動載磨料磨損試驗機[5]進行磨料磨損試驗，沖擊次數分別設定為1萬、2萬及3萬次。具體試驗方案為：試驗時沖擊功設定為0.5 J，以模擬材料在實際工況下受到的相對沖擊功，對應沖錘落體高度為5 mm。上試樣為試驗材料，尺寸為10 mm×10 mm×30 mm，如圖1所示。以GCr15鋼為下試樣，經840 ℃油淬處理。試驗時下試樣以200 r/min速度旋轉，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個試樣的平均值，來衡量材料的耐磨性。

2 試驗結果與分析

2.1 原復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。圖中白色物質為共晶碳化物，有些呈蜂窩狀，有些則明顯粗化，黑色物質為珠光體基體，基體中有棒狀二次碳化物析出并含有少量的殘留奧氏體，連續且無共晶碳化物的基體處為原初生奧氏體。結合表1成分可知，試驗材料屬于亞共晶中鉻鑄鐵，其碳化物易交聯成網狀，且粗大，對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，因此碳化物數量較多，但多以M3C型存在，而M3C碳化物易于長成片狀，甚至形成網狀，進一步割裂了基體，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程中在晶內沿孿晶面析出，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，且明顯有圓形轉變為方形的演化趨勢。汪林等[7]研究指出，這種顆粒狀碳化物向針狀碳化物轉化的機制與原子擴散過程有關。針狀碳化物由于成分激活，可以先在一個合適的晶面(慣習面)上析出，這時針狀碳化物附近會形成一個碳化物形成元素貧化區，當貧化區擴大到一定區域時，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，并通過原子擴散使這些元素向貧化區即針狀相附近輸運，以求達到平衡，這一過程的實現對針狀碳化物的繼續析出長大極為有利，使針狀相的數量不斷增加，并造成新的貧化區，促使了顆粒狀碳化物向針狀碳化物的完全轉化。但是這些針狀或條狀碳化物會顯著降低基體界面的斷裂強度，增加材料脆化傾向，而且這些針狀碳化物是回火后的產物[8]。因此判斷，針狀碳化物的形成是因為回火溫度較高，且回火時間較長，導致更多的原子擴散所致。

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果。由表可見，相對于基體，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。根據相關研究結果[9]，M3C相中Fe的質量分數為77.677%，Cr的質量分數為19.536%，而M7C3相中Fe的質量分數為73.535%，Cr的質量分數為25.162%。此外M3C相中不含Si，M7C3相中含有微量Si，結合分析可知，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果(質量分數)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結果如表3所示。從高壓磨輥機的工作狀況來看，輥子的磨損機制是輥面的高應力磨料磨損和輥面亞表層的疲勞磨損共同作用的結果。磨料磨損主要有3種磨損機制：鑿削式磨料磨損、高應力磨料磨損和低應力磨料磨損[10]，而在0.5 J的沖擊功下屬于高應力磨料磨損，可用于模擬磨輥的高應力磨料磨損情況。

表3 原中鉻鑄鐵試樣的磨料磨損試驗結果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域，所用石英砂磨料的硬度為900～1 280 HV，相對于基體和M3C相而言，屬于硬磨料，磨料與磨輥間產生剪切力，使耐磨件表面溝壑與脊隆交替變換，導致裂紋的形成和擴展，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]。另外根據尺寸效應[13]，圖3(c)中細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展機制為主，鑿削磨損和顯微切削為輔，同時還伴有一些塑性磨損。

2.2 成分優化措施

圖3 原中鉻鑄鐵試樣沖擊3萬次后磨損表面的SEM形貌Fig.3 SEM morphologies of wear surface of the original medium- chromium cast iron specimens under 30 thousand times impact

根據工廠原中鉻鑄鐵試樣的試驗結果，發現試樣中的碳化物主要以M3C型為主，并在基體中呈網狀分布，割裂了基體。M3C碳化物的韌性差，在長期沖擊過程中易開裂剝落，導致試樣的磨損機制以裂紋擴展為主，使用壽命較短。通過表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量，Cr含量決定碳化物的類型。但若wC≥3.2%時，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，無法長期服役[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，其形貌也會發生改變，從而使材料具有較好的韌性。

經反復試驗，調整后的化學成分如表4所示?？梢娕c原樣品相比， 調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，并進一步降低冶煉成本，應適當降低鉬含量，使熱處理曲線穿過珠光體區，基體組織仍保持為珠光體。并將熱處理工藝調整為500 ℃回火保溫12 h。

2.3 優化后復合磨輥中鉻鑄鐵的組織及性能

表4 優化后中鉻鑄鐵試樣的化學成分(質量分數)Table 4 Chemical composition of the medium- chromium cast iron specimen after optimization (mass fraction) %

圖4(a)為優化后中鉻鑄鐵的顯微組織，可以看出，基體中的碳化物數量減少，尺寸減小，形狀從連續網狀轉變為斷續分布的桿狀、塊狀或顆粒狀，且菊花狀共晶碳化物分布趨勢明顯。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，并且隨著保溫時間的延長，原試樣中出現的針狀和條狀碳化物都已消失。

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

表5為優化后試樣中碳化物和基體元素的分析結果，從表5中可以看出，成分優化后，碳化物中C、Cr元素含量顯著提高，這是因為Cr/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 優化后中鉻鑄鐵中碳化物和基體元素分析結果(質量分數)Table 5 Element analysis results of carbides and matrix in the medium- chromium cast iron after optimization (mass fraction) %

表6為優化后的試樣在高應力條件下的磨損結果，可以看出，經優化后，試樣在1萬、2萬和3萬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為優化前后試樣耐磨性能的對比，可以發現，優化后的試樣除了磨損量降低以外，隨著沖擊次數的增加，磨損量增加的趨勢也變緩，這是由于材料發生了加工硬化，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是優化后試樣在3萬次沖擊磨損后的表面形貌，從圖6(a)和圖6(c)中可以看出，在相同沖擊次數條件下，優化后樣品的表面相比原樣品嵌入了更多的磨料，由于優化后試樣的碳化物更細小，分布更均勻，基體呈連續分布，硬質磨料更易于嵌入基體中。從圖6(b)和圖6(d)中可以發現，試樣表面并無明顯的微裂紋，主要是因為M7C3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 優化后試樣的磨料磨損試驗結果Table 6 Results of abrasive wear test of specimens after optimization

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

3 結論

圖6 優化后試樣在3萬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，數量較多且較粗大，并交聯成網狀，降低了基體界面的斷裂強度，從而增加了材料脆化的傾向。在3萬次沖擊磨損后試樣的失重率為4.81%，磨損機制主要是裂紋擴展造成材料的剝落，還伴隨著一些鑿削磨損和顯微切削磨損。

(2)通過降低碳含量和鉬含量，提高鉻含量，優化了材料的成分，優化后試樣的Si/C比為0.57，優于原樣的0.46，Cr/C比為3.18，兩倍于原樣的1.68。碳化物由交聯的網狀轉變為菊花狀，基體組織仍為珠光體。

(3)優化后試樣在3萬次沖擊后的磨料磨損失重率降低為1.36%，遠低于原樣的4.81%，隨著沖擊次數的增加，磨損量增加的趨勢也變緩，說明產生了加工硬化效應，磨損機制由裂紋擴展造成的剝落為主轉變為以顯微切削磨損為主。