多元低合金钢_高铬铸铁骨架复合锤头的研制鉴定资料.doc

多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制鉴 定 资 料郑州海特机械有限公司二零一零年十一月鉴定文件之一多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制鉴 定 大 纲鉴 定 委 员 会二零一零年十一月鉴 定 大 纲一 项目名称：多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制二 任务来源：自选三 鉴定性质：新工艺、新技术、新材料四 鉴定内容 （1）审查提供的鉴定文件是否齐全、完整、规范。 （2）审查工艺是否合理、理论分析是否正确、依据是否充分可靠，各项工艺参数是否得当。 （3）对该项目从技术水平、经济效益和社会效益等方面做出全面评价。五 鉴定目的 审查多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制项目的工艺是否合理，能否满足多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的要求，评价该项目的技术水平和应用价值，并做出适当的鉴定意见。六 鉴定程序（1）成立鉴定委员会；（2）由鉴定委员会审查鉴定程序及内容；（3）审查技术资料；（4）审查专利的实施情况并验证是否成功用于工艺生产；（5）提出鉴定意见；（6）讨论通过鉴定结论。七 资料目录（1）多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制鉴定大纲（2）多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制研制总结报告 （3）多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制研制报告（4）多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制企业标准（5）多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制检测报告（6）多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制用户意见（7）多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制科技查新报告（8）多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制经济及社会效益分析（9）多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制专利文件及证件鉴定资料之二多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制研 制 总 结 报 告郑州海特机械有限公司二零一零年十一月多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制研 制 总 结 报 告1 项目背景近年来，我国汽车工业迅猛发展，2004年国内汽车产量突破了500万辆，2005年汽车生产量比上年增加15%达到580万辆，至2009年，中国汽车产量突破1300万辆，跃居世界第一汽车产销大国。汽车重量的70%左右均为钢铁，我国汽车平均使用寿命15年计，在1020年后，报废汽车所产生的钢材将是一个可观的数目，但是如何高效高质量的回收这些钢材，是我们将来必然会面临的问题。回收废旧汽车有着非常重要的意义，主要表现在以下几个方面：降低能耗，节约能源；减少对环境的污染，保护环境；缩短建设工期，节约投资。对于拿废钢铁作为炼钢原料，按“回收钢电炉连铸连轧”的短工艺流程将比按“采矿高炉转炉钢材”长工艺流程节约大量的工期、人力和物力。汽车金属材料回收过程中的主要设备是金属破碎机，破碎机的锤头是破碎机的主要工作零件。目前国内的破碎机锤头有：高锰钢锤头、高铬铸铁锤头、低合金钢锤头和铸钢/高铬铸铁复合锤头。其中高锰钢锤头抗破断能力在现有的四种锤头中最高，但硬度和耐磨性较低，高锰钢加工硬化后具有高的耐磨性适用于高强力挤压或冲击的工况，若冲击较低不能对高锰钢进行加工硬化，则会加速高锰钢的磨损；高铬铸铁锤头的硬度和耐磨性均较高，但抗破断能力较低，使用过程中易破裂而损坏，只适宜用于冲击载荷小的工况条件，多为小型锤头；低合金钢锤头的各种性能均比较低；铸钢/高铬铸铁复合锤头的综合性能相对较好，但是现有的复合技术存在各种问题，生产工艺复杂，使用寿命有限。复合锤头的制备方法有镶铸法、双液双金属复合法等。双液浇注方法较为复杂，浇注过程中必须使用高温保护剂，结合部位容易产生气孔、夹渣，影响锤头的性能，复合质量不稳定。如果能够设计一种适合金属破碎锤头的材料及其成形工艺，使得生产的锤头产品锤头基体材料具有较高的强度和良好的冲击韧性，满足锤头对抗破断能力的要求；锤头的前端具有良好的耐磨性和硬度，满足了锤头前端对抗磨损能力的要求，必将极大的提高生产效率与社会效益。2 项目研制过程根据目前国内金属破碎机锤头的材料以及成形工艺存在的问题，同时结合锤头的工况条件及失效形式，本项目开发了一种多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头及其成形工艺。复合锤头采用多元低合金钢作为基体材料，在锤头的前端复合高铬铸铁耐磨骨架。基体材料具有较高的强度和良好的冲击韧性，能够满足锤头对抗破断能力的要求；耐磨骨架的材料具有高耐磨性，能够满足锤头前端对抗磨损能力的要求。2.1新型多元低合金钢的研制通过降低钢中的含碳量，保证钢的韧性，改善低合金钢的加工性；通过多元合金化来提高钢的强度，同时添加Ni和Mo元素改善钢的韧性；利用微量合金化元素Nb、V、Ti在钢液中形成大量微细的碳氮化物，作为非自发结晶核心，使晶粒细化，获得良好的韧性，同时通过Nb、V、Ti的沉淀析出提高强度。新型多元低合金钢的成分为：C：0.31-0.35，Mn：0.70-1.10，Si：0.40-0.60，Cr：0.55-0.80，Ni：0.40-0.60，Mo：0.40-0.60，B0.008，P0.018，S0.018，余量为铁。采用正火+淬火+低温回火复合热处理工艺，正火作为预先热处理可以实现细化晶粒、消除应力，淬火使奥氏体在更低温度下分解并配以低温回火获得回火马氏体，实现锤头基体材料高强高韧的综合性能。实验测得：多元低合金钢的组织为回火马氏体，抗拉强度为700740Mpa；冲击韧度为1820J/cm2。2.2骨架的结构及成形工艺的研制耐磨骨架采用洛氏硬度为5055的高铬铸铁，其化学成分为：碳C，2.5%3.0%；铬Cr，1822%；锰Mn，0.51.0%；硅Si，0.51.0%；钼Mo，0.51.0%；铜Cu：0.8%1.2%；钛Ti，0.1%；磷P，0.06%；硫S，0.06%；余量为杂质和Fe。骨架采用消失模铸造，一体成形，预置于锤头型腔内时，定位准确，预置方便。骨架的结构为14排在扇形面上等间距分布的倒锥棒，由根部的框架联接为一体，骨架上的倒锥棒排列有序，分布均匀，契合锤头的工作部分，对基体的割裂作用较小，骨架上的倒锥棒上大下小，结合牢固。2.3新型复合锤头成形工艺的研制本项目开发了一种多元低合金钢/高铬铸铁复合锤头及其制作工艺，专利申请号为201010290976.9，研制的复合锤头所采用多元低合金钢作为基体材料，与过共晶高铬铸铁耐磨骨架复合铸造成形。复合锤头成形工艺过程为：高铬铸铁耐磨骨架消失模成形过共晶高铬铸铁熔炼负压浇注高铬铸铁耐磨骨架预置于锤头型腔腔内多元低合金钢熔炼浇注锤头淬火低温回火。 2.4水玻璃砂硬化供气设备的研制复合锤头造型时采用普通的水玻璃砂，为了提高硬化效率并解决CO2过吹问题，本项目发明了一种装置简单、CO2供应量和吹气时间确定的硬化水玻璃砂用CO2定量供气装置，并已申请专利，申请号为201020541051.2。本项目研制的硬化水玻璃砂用CO2定量供气装置，通过压力传感器控制总阀门的开关实现储气罐内恒定的压强，延时控制开关控制电磁阀实现固定的吹气时间，最终实现CO2定量供气全自动化，并采用电阻丝加热器对CO2气瓶出气管进行预热，防止结霜堵塞。结构简单、安装方便；易于操作、安全稳定；真正解决了CO2的过吹问题，使CO2的利用率达到95%以上。2.5热处理设备的研制复合锤头采用水淬+低温回火，淬火介质为水。由于锤头是大重量、厚壁铸件，所以淬火时要用能够快速冷却的淬火装置，为此本项目开发了一种适合于各种铸件尤其是大厚壁件的淬火处理的双侧逆向螺旋桨搅拌淬火装置，并已申请专利，申请号为201020541055.0。本项目开发的双侧逆向螺旋桨搅拌淬火装置，通过双侧螺旋桨的快速搅拌，使淬火工件表面的淬火液高速流动，加快了淬火液与淬火工件的热交换速度，强烈的水冲击能够破坏淬火工件表面产生的气化膜，提高热传导效率，得到较高的表面硬度和淬火深度，变频电机通过调节搅拌速度来控制水的冷却速度。该装置具有安装操作方便，通用性好，维修方便的优点，适合于各种铸件尤其是重大厚壁件的淬火处理。2.4复合锤头的应用新型复合锤头综合性能良好好，既有高的抗破断能力，又有高的硬度和耐磨性，与高锰钢锤头相比，硬度和耐磨性提高了22.5倍；与高铬铸铁锤头相比，抗破断能力提高了23倍，且生产工艺简单，效率高，成本低，锤头品质好。复合锤头的生产量已经达100余吨，应用结果表明采用本项目研制的锤头锤头各部分性能都能满足使用要求，且使用寿命比高锰钢等锤头提高了2倍，并已成功被河南省新乡四达有限公司应用，效果良好，创造了良好的社会和经济效益。3 结论（1）开发的复合锤头采用多元低合金钢作为基体材料，在锤头的前端复合高铬铸铁耐磨骨架。基体材料具有较高的强度和良好的冲击韧性，能够满足锤头对抗破断能力的要求；耐磨骨架的材料具有高耐磨性，能够满足锤头前端对抗磨损能力的要求。（2）开发了一种多元低合金钢高铬铸铁骨架复合锤头成形工艺，其过程为：高铬铸铁耐磨骨架消失模成形过共晶高铬铸铁熔炼负压浇注高铬铸铁耐磨骨架预置于锤头型腔腔内多元低合金钢熔炼浇注锤头正火淬火低温回火。（3）开发了一种新型锤头用多元低合金钢，这种低合金钢成本较低，具有较好的强度和韧性，并制定了成分工艺规范：C：0.31-0.35，Mn：0.70-1.10，Si：0.40-0.60，Cr：0.55-0.80，Ni：0.40-0.60，Mo：0.40-0.60，B0.008，P0.018，S0.018，余量为铁。（4）设计了一种高铬铸铁耐磨骨架，其结构为14排在扇形面上等间距分布的倒锥棒，由根部的框架联接为一体。骨架采用消失模铸造一体成形，定位准确，预置方便。（5）本项目在研制复合锤头时，开发了硬化水玻璃砂用CO2定量供气装置和双侧逆向螺旋桨搅拌淬火装置，提高了复合锤头的生产效率和产品质量。（6）新型复合锤头生产效率高，产品质量高，综合性能良好，与高锰钢锤头相比寿命提高了2倍，具有广阔的市场前景及良好的经济社会效益性。鉴定文件之三多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制研 制 报 告郑州海特机械有限公司二零一零年十一月多元低合金钢/高铬铸铁骨架复合锤头的研制研 制 报 告1 项目的研究背景及提出1.1 项目的研究背景及意义1.1.1 我国的汽车行业的新态势近年来，我国汽车工业迅猛发展，2004年国内汽车产量突破了500万辆，2005年汽车生产量比上年增加15%达到580万辆，至2009年，中国汽车产量已突破1300万辆，跃居世界第一汽车生产大国。随着国内汽车量的不断增加和人民生活水平的提高，汽车进入家庭的速率也在不断提升。据统计截止2004年底，我国汽车保有量达到2742万辆，比上年增长15%，其中轿车920万辆，比上年增长19.3%，私有汽车保有量1365万辆，比上年增长18.6%，其中，私人轿车保有量为600万辆。根据中汽协会的统计表明我国的汽车年产销量双双超过870万辆，其中汽车生产为888.24万辆，同比增长22.02%，比上年净增160.27万辆。有专家预测到2010年我国的汽车年产、销量将达到1500万辆；我国汽车的私有汽车保有量将达到7000万辆。汽车重量的70%左右均为钢铁。我国生产的汽车有中、轻、轿三种主要车型。我们可以按照各种车型都为三分之一来初步计算下，按平均每辆车的耗材为3吨，其中金属占2.4吨计算。2009年我国生产的1300万辆汽车中，耗费材料约3900万吨，其中包括3120万吨金属材料，780万吨非金属材料，按照我国汽车平均使用寿命15年计，在1020年后，报废汽车所产生的可回收利用的钢材将是一个可观的数目，但是如何高效高质量的回收这些材料，是我们将来必然会面临的问题。1.1.2 国内外报废汽车的回收利用情况目前西方发达国家如美、德、英等国报废汽车回收拆解业基木是采取报废汽车进场后，首先将可利用的零部件拆解、保养、入库、销售，车体压扁后集中到机械破碎厂进行破碎加工，即零部件拆解与破碎加工工序分开进行。但车体进行压扁破碎工序前必须经过拆卸轮胎、回收玻璃、残油清洁等工序。破碎工序均采用大型自动化破碎机加工，其特点是：效率高，从业人员少。但由于破碎处理产生的不易分解的再生资源（线路板、铜、铝、铅、锌及不锈钢等非磁性混合金属）和非金属废弃物多，资源回收率仅达75%。相比之下，目前我国报废汽车回收拆解的流程是，报废汽车进场后，消费用户自行拆解可利用的零配件，对无利用价值的残车体通过氧气切割机械剪切工具进行破碎加工，分品种销售。这种方法的优点是：就业人员多、废弃物少、资源利用率高（可达90%）。缺点是：生产效率低、工作条件恶劣、劳动强度大，因达不到清洁生产而造成二次污染严重。并且回收利用市场很不规范，任意拼装整车销售，造成很大隐患。自1999年12月湖北力帝机床股份有限公司与美国纽维尔公司合作研制的我国首条破碎生产线PSX-6080已经于2001年1月投产使用，破碎生产线的使用大大提高了我国报废汽车的利用率和破碎效率。我国报废汽车的回收应该从拆解向使用大型自动化破碎机方向转变。1.1.3 回收报废汽车的重要意义近年来汽车工业已成为我国钢铁的消耗大项，同时也是我国钢铁的储存大项。同时在十多年后报废汽车回收金属作为可循环利用的废钢铁资源，还具有载能、减排等特性。因此，研究利用破碎机回收废旧汽车有着非常重要的意义，主要表现在以下几个方面：降低能耗，节约能源。如果铁钢比从1.08降到0.72，则平均吨钢直接能耗可降低18%，全年节能折成标准煤2000万吨；减少对环境的污染，保护环境。据测定，旧汽车对环境的污染非常严重，在汽车尾气排放中，80%来自旧汽车；如果露天堆放报废汽车也将对环境造成一定的负面影响；缩短建设工期，节约投资。对于拿废钢铁作为炼钢原料，按“回收钢电炉连铸连轧”的短工艺流程将比按“采矿高炉转炉钢材”长工艺流程节约大量的工期、人力和物力。1.2 项目的提出及意义汽车报废回收金属要使用到金属破碎机，破碎机的锤头是破碎机的主要工作零件。目前国内的破碎机锤头有：高锰钢锤头、高铬铸铁锤头、低合金钢锤头和铸钢/高铬铸铁复合锤头。其中高锰钢锤头抗破断能力在现有的四种锤头中最高，但硬度和耐磨性较低，高锰钢加工硬化后具有高的耐磨性适用于高强力挤压或冲击的工况，若冲击较低不能对高锰钢进行加工硬化，则会加速高锰钢的磨损；高铬铸铁锤头的硬度和耐磨性均较高，但抗破断能力较低，使用过程中易破裂而损坏，只适宜用于冲击载荷小的工况条件，多为小型锤头；低合金钢锤头的各种性能均比较低；铸钢/高铬铸铁复合锤头的综合性能相对较好，但是现有的复合技术存在各种问题，生产工艺复杂，使用寿命有限。复合锤头的制备方法有镶铸法、双液双金属复合法等。双液浇注方法较为复杂，浇注过程中必须使用高温保护剂，结合部位容易产生气孔、夹渣，影响锤头的性能，复合质量不稳定。镶铸法制造复合锤头的工艺简单，是理想的制造复合锤头的方法。目前已有人已研制出一种骨架增强体复合锤头，该发明采用硬质合金做成骨架增强体，虽然很好的发挥了骨架增强体中硬质相的高耐磨性，但存在一些不足：硬质合金粉末成本高，预置定位困难，工作效率低。如果能够设计一种适合金属破碎锤头的材料及其成形工艺，使得生产的锤头产品锤头基体材料具有较高的强度和良好的冲击韧性，满足锤头对抗破断能力的要求；锤头的前端具有良好的耐磨性和硬度，满足了锤头前端对抗磨损能力的要求，必将极大的提高生产效率与社会效益。2 项目的研究内容及目标2.1 研制指导思想本项目研究的目的是研制一种锤头基体材料具有较高的强度和良好的冲击韧性、锤头的前端具有良好的耐磨性和硬度的新型锤头，并制定其生产工艺规范。其研制的指导思想如下：（1）锤头材料需要具有较高的强度和良好的冲击韧性，而锤头前端又要具有良好的耐磨性，单一的材料不能同时满足强韧性和耐磨性的要求，本项目决定采用锤头结构复合来满足锤头不同部位的性能要求。（2）锤头材料不但要有高的强韧性，立足国情又要采用低成本的原材料，所以本项目需要研制一种具有高强韧性性、低成本的锤头基体材料。（3）增强体也要具有高的耐磨性和低的生产成本，同时设计的增强体结构应满足成形工艺简单、定位准确、预置方便、和锤头基体结合牢固等特点。（4）研究一种适合生产复合锤头的成形及热处理工艺，使得产品性能稳定，质量优良，出品率高。2.2 项目的研究内容（1）分析破碎机锤头的工况条件以及失效形式，提出新型复合锤头的成形设计方案；（2）设计一种具有高强韧性的锤头基体材料；（3）选取耐磨骨架的材料，设计耐磨骨架的结构和成形工艺；（4）设计锤头造型工艺、熔炼工艺和热处理工艺，制定复合锤头的复合铸造成形工艺；（5）制定破碎机复合锤头的生产工艺规程。2.3 研究技术路线本项目研制的复合锤头，是由高铬铸铁耐磨骨架与多元低合金钢基体复合而成。研究的技术路线为：复合锤头成形的设计确定锤头基体材料的成分锤头增强体高铬铸铁耐磨骨架的化学成分及结构高铬铸铁耐磨骨架的铸造工艺复合锤头铸造工艺热处理工艺。锤头基体材料研发化学成分设计热处理工艺设计试样制备组织检测性能检测制定材料工艺规范增强体成形工艺结构设计成形工艺设计复合锤头造型工艺造型工艺规范造型设备设计复合锤头成形工艺复合锤头热处理工艺热处理工艺规范热处理设备设计复合锤头试制复合锤头组织和性能检测复合锤头产品合格复合锤头应用增强体材料选择3 锤头结构及成形工艺设计3.1 破碎机锤头的工况条件金属破碎机是回收废钢的常用设备，主要用于破碎韧性较好的金属材料。其工作原理为：在转子圆盘上挂着很多大锤头，当物料进入破碎机后即遭受到高速回转的锤头的冲击而破碎。因此金属破碎机锤头的工况条件是：锤头转速高并受到物料的巨大反冲击作用，同时锤头的工作面还受到物料的长期反复磨损。3.2 破碎机锤头的失效形式3.2.1 破碎机锤头的断裂失效破碎金属时，携带一定冲击能量的锤头产生冲击载荷作用在金属上，锤头顶端在锤击过程中应力高度集中而使金属局部达到强化极限和破坏极限而破断。有文献指出锤头单位截面上所受的冲击功ak为：ak=E/S=3n2D2d3/24Ra式中：R锤头截面积长度的一半，m；a锤头的截面宽度，m；n转子转速，r/min；D转子直径，m；d料块直径，m；料块密度，kg/m3；由上式可知，ak与R、a成反比，即横截面积大的锤头ak值小，耐冲击能力强，不易破碎；转子的直径和转速越大，则ak值越大，锤头也易被冲击破碎。金属破碎机破碎的是金属材料，相比矿物材料金属材料韧性较好、密度较大，为了高效地破碎金属材料，破碎锤头就需要有更高的转速，这就造成锤头承受更高的冲击功。如果锤头的性能不能满足抗破断能力的要求，工作中极易发生断裂，形成巨大的危害。3.2.2 破碎机锤头的磨损失效锤头在工作期间，除受到撞击外，还受到物料的冲刷，这样长期反复使用，锤头的工作面就会受到破坏，使表面形状发生变化，如果用在金属破碎机上，锤头两侧的棱角就都会被磨成光滑的圆弧面，如图3-1所示。锤头在工作初期表面形状未发生改变时，锤头主要受到撞击磨损，物料以正向力撞击金属表面产生塑性变形和撞击坑。当锤头的工作面磨成圆弧后，此时其表面受力发生了变化，原来锤头锤面受力F，现在作用在磨损面上的力F可分解为2个分力，一个是垂直于锤面的法向力Ff = Fsin，一个是平行于锤面的切向力Fq = Fcos。前者对锤头产生撞击作用，后者对锤面造成切削、冲刷。二者的大小取决于冲击角。在锤头工作初期，冲击角 = 90，这时主要表现为撞击磨损，当锤头磨损后，角变小，Fq变大，这就使金属从锤面上迁移，表现为冲刷磨损，此类磨损是锤头失效的主要形式。当锤头工作面两侧的棱角完全磨损后，锤头工作面继续受到物料的作用力F，发生工作部分整体磨损。此时就要马上停机更换新的锤头，大大降低了破碎效率，也降低了锤头的使用效率。图3-1 锤式破碎机锤头受力分析3.3 锤头结构设计根据锤头的工况条件及失效形式，本项目提出了新型复合锤头的设计思路。断裂是破碎机锤头最严重的失效形式，高速旋转的锤头具有巨大的机械能，断裂时在惯性的作用下将产生不可估计的危害。为了避免锤头发生断裂，锤头的基体材料应选取具有较高强度和良好韧性的金属材料。又由锤头的磨损失效分析可知，锤头的磨损主要发生在锤头的前端，单一的高强韧性材料不能满足锤头对耐磨性的要求，将造成锤头前端整体磨损导致锤头失效，只有提高锤头前端的耐磨性才能有效提高锤头的使用寿命。本项目提出开发一种高强韧性的基体材料，使其满足锤头对抗破断能力的要求；在锤头前端复合耐磨增强体，使其具有良好的耐磨性和较高的硬度，满足锤头前端对抗磨损能力的要求，充分发挥两种材料的优点，综合性能显著提高。3.4 锤头基体材料的选取锤头基体材料要具有较高强度和韧性，又要实现高的性价比，本项目选择多元低合金钢作为基体金属，并通过添加微量合金元素来提高其强韧性。基体金属通过降低钢中的含碳量，保证钢的韧性，改善低合金钢的加工性；添加Mn、Cr等合金元素增加钢组织中奥氏体的稳定性，细化铁素体晶粒，通过多元合金化来提高钢的强度，同时添加Ni元素改善钢韧性；利用微量合金化元素Nb、V、Ti在钢液中形成大量微细的碳氮化物，作为非自发结晶核心，使晶粒细化，获得良好的韧性，同时通过Nb、V、Ti的沉淀析出提高强度。采用正火+淬火+低温回火复合热处理工艺，正火作为预先热处理可以实现细化晶粒、消除应力，淬火使奥氏体在更低温度下分解并配以回火获得回火马氏体，实现高强高韧的综合性能。3.5 增强体的设计3.5.1 增强体材料的选取增强体是用来提高锤头前端的耐磨性，因此要具有高的硬度和耐磨性。采用洛氏硬度为5055的高铬铸铁，其化学成分为：碳C，2.5%3.0%；铬Cr，1822%；锰Mn，0.51.0%；硅Si，0.51.0%；钼Mo，0.51.0%；铜Cu：0.8%1.2%；钛Ti，0.1%；磷P，0.06%；硫S，0.06%；余量为杂质和Fe。3.5.2 增强体的结构及成形工艺（1）为了充分发挥增强体的耐磨性，增加体要复合在锤头前端，其结构应与锤头前端相匹配。（2）为了保证增强体满足对耐磨性能的要求同时又不割裂基体，一般增强体重量占锤头总重量的36%比较合适，其结构设计为14排等间距分布的棒状结构。（3）为了能在锤头砂型中高效准确的预置增强体，圆形锥棒应为一体成形，因此在棒状结构的根部设置栅形连接框架。（4）为了防止增强体受到物料冲击断裂而脱落，其结构为锥棒且直径小的一端朝向锤体前端；栅形框架截面为梯形，上底连接锥棒，上底长小于下底长。（5）为了提高生产效率，耐磨增强体采用消失模铸造，一体成形。因此本项目设计了一种一体成形的高铬铸铁骨架增强体，其具体形状及其在锤头中的复合位置见图3-2和3-3，骨架上的倒锥棒排列有序，分布均匀，契合锤头的工作部分，对基体的割裂作用较小，骨架上的倒锥棒上大下小，结合牢固，防止脱落，一体成形预置方便、定位准确，省时省力，生产效率高，骨架复合在锤头的工作部位，可作为浇注过程中的内冷铁，激冷热节，配合冒口补缩调整铸件各部的凝固顺序，促成定向顺序凝固，使得锤头工作部分晶粒均匀细小、组织细密、性能良好。图3-2 高铬铸铁骨架图3-3 锤头铸造工艺3.6 锤头的复合工艺设计本项目研制的复合锤头是由消失模铸造成形的一体高铬铸铁骨架，预置在锤头砂型的型腔中，再进行多元低合金钢液的浇注，制备出工作部位复合有高铬铸铁耐磨骨架的复合锤头。复合锤头成形工艺过程为：高铬铸铁耐磨骨架消失模成形过共晶高铬铸铁熔炼负压浇注高铬铸铁耐磨骨架预置于锤头型腔腔内多元低合金钢熔炼浇注锤头正火淬火低温回火。这种复合锤头的工作部分由基体和骨架复合而成，工作部分因复合有耐磨骨架从而具有良好的耐磨性，基体材料具有较高的强度和良好的冲击韧性，本发明充分发挥了两种材料的优点，综合性能显著提高。4 锤头基体材料的研究4.1 锤头基体材料的性能指标断裂是锤头最严重的失效形式，锤头工作过程中发生断裂将造成巨大的危害。为了防止锤头断裂，锤头基体材料应具有如下性能指标：屈服强度Rp0.2：1200Mpa；抗拉强度Rm：1500Mpa；伸长率A4d：5%；冲击功Ak：20J；硬度:40HRC。4.2 锤头基体材料的成分设计(1)碳碳是固溶强化，提高淬透性，影响显微组织，决定材料硬度和韧性最为重要的元素。C使钢的强度、硬度提高。C与合金元素形成碳化物，在正常奥氏体化条件下，碳化物的溶解、扩散均匀化，往往不充分，使奥氏体稳定性降低，淬透性变差；C含量增加，钢的韧性降低，过高的C含量是不利的。但C含量过低，钢的淬硬性差，耐磨性低。碳含量应控制在满足强度、硬度的情况下，保持最低值。由于设计的破碎机锤头主要应用在破碎金属材料，需要一定的强度和韧性，所以C含量的选取范围为0.25-0.35。(2)硅虽然硅在提高钢的淬透性方面的作用较差，但是它与其他元素一同加入钢中时，其作用要比它们单独使用时要大得多。硅在钢中能与铬、锰、碳等合金元素配合增加钢的淬透性。并且还具有良好的脱氧能力。硅在钢中的不利方面是：降低钢的塑性和韧性，提高韧-脆性转变温度，增大钢中碳的活度，使热处理中的脱碳倾向加大。所以硅含量的选取范围为0.40-0.80。(3)锰锰在钢中一部分固溶于铁素体（或奥氏体）中，另一部分形成含锰合金渗碳体(Fe，Mn)3C。锰的最主要优点是能显著地提高钢的淬透性。锰的不利的一面是增大钢的过热敏感性，另外还增加回火脆性。所以锰含量的选取范围为0.60-1.10。(4)铬铬既能固溶于铁素体中，又能与钢中的碳形成多种碳化物。它与碳的结合能力大于Fe和Mn而次于W和Mo。它可以在渗碳体中置换部分铁原子而形成含铬合金渗碳体(Fe，Cr)3C。由于铬的提高淬透性和固溶强化作用，能提高钢在热处理状态下的强度和硬度。在淬火回火状态下，随着铬含量的增加，基体中的残余奥氏体的数量也随之增加，硬度取决与基体，因而下降不多，而残余奥氏体对冲击韧性的影响却比较显著，因而，随着铬含量的增加，冲击韧性明显地提高。铬在钢中的不利方面是增大回火脆性和热敏感性。所以铬含量的选取范围为0.50-1.00。(5)钼钼在钢中既可固溶于铁素体或奥氏体中，又可形成碳化物，当含钼量高时，会由于碳化钼的弥散析出而产生沉淀强化作用。钼可使钢的C曲线右移从而显著地提高钢的淬透性，其作用强于铬而次于锰。所以钼含量的选取范围为0.30-0.80。(6)镍Ni不溶于碳化物，而无限固溶于铁，有扩大奥氏体相区的作用，是形成和稳定奥氏体的主要合金元素，它有助于降低合金的临界冷却速度，但同时也使Ms点降低，镍和钼同时加入时，降低临界冷却速度的作用比钼、铜复合加入时强。加入一定的Ni可提高淬透性，使组织在常温下保留少量残余奥氏体，以提高其韧性。所以镍含量的选取范围为0.30-1.00。(7)钛在钢中加入微量的钛，可以明显细化铸钢晶粒，减少枝晶偏析，提高钢的强度和韧性。主要原因是钛与铸钢中的N、C形成高熔点化合物Ti(C，N)，这些化合物利于铸钢的晶粒细化，提高枝晶间和枝晶内合金元素的分布均匀性，还可以提高钢的强度和硬度，改善铸钢耐磨性。但加入量过多，含钛的化合物数量增加且粗化，反而导致钢的强度和韧性下降。所以钛含量的选取范围为0.030-0.080。(8)硼硼作为微量元素加入钢中，能显著提高钢的淬透性，并能与钢中残留的N、O化合形成稳定的夹杂物，而失去有益的作用，只有以固溶形式存在的硼才起有益作用，这部分B大多富集或吸附在晶界上。硼在铁中只能微量固溶，若加入量过多，使钢的脆性增大。所以硼的加入量要小于0.1。(9)硫和磷硫、磷是夹杂物的主要形成元素。硫、磷量高时，夹杂物增多，多元共晶组织在枝晶间形成，导致韧性严重下降。故，硫、磷含量应控制在0.04%以下。综合以上各元素在钢铁材料当中的作用，本实验设计三种不同成分的材料，在经过一系列热处理与性能检测以后，希望从这三种经过成分微调后的材料中找出综合力学性能较好的锤头材料，提高锤头的使用寿命，降低成本，为回收废钢和社会创造更多的价值。在成分控制上主要从三个方面加以考虑，其一是添加微量硼，提高钢的淬透性；其二是适当地增加含碳量，确保合金有较高的强度；其三是添加Cr、Ni、Mo等多元合金，提高钢的强度和韧性。其设计成分如表4-1：表4-1 锤头的化学成分（%）MetalCMnSiPSCrNiMoBCNM300.25-0.280.80-1.000.30-0.600.0180.0180.55-0.850.55-0.800.20-0.550.001TRI50X0.30-0.340.70-1.000.40-0.600.0180.0180.55-0.800.40-0.600.40-0.60TRI50XB0.31-0.350.70-1.100.40-0.600.0180.0180.55-0.800.40-0.600.40-0.600.0084.3 熔炼工艺设计熔炼工艺采用中频感应电炉熔炼，这种工艺熔炼时钢中合金元素烧损少，易于利用回炉料，合金元素收得率高。熔炼过程中应尽量避免搅动金属液以减少炉料的氧化。为获得较高的合金元素收得率，熔炼时，金属炉料要选择合理的顺序和适宜的时间加入。加料顺序为：生铁、废钢钼铁硅铁、锰铁、铬铁。采用插Al脱氧，钢水出炉1/3之后，加入硅钙钡脱氧剂，Al和硅钙钡脱氧剂复合使用可以使其使用量将为原来的50-60%，之后加入钛铁进行预处理，钢水出炉2/3之后，最终加入硼铁，这是因为B非常活泼，过早加入与钢中残留的N、O化合形成稳定的夹杂物，从而失去有益的作用。合适的温度可保证钢水的流动性，从而保证充型能力，既可避免因温度过低产生表面皱皮、冷隔或铸件不完整，又可避免因温度过高而造成铸件表面严重粘砂和产生热裂纹。所以出炉温度要严格控制在15501580。4.4 砂型制备采用水玻璃砂造型，干混23分钟后，加水玻璃湿混46分钟。铸型造好后，吹CO2硬化(吹气压力0.150.25Mpa，吹气时间12分钟)以待浇注。根据铸造手册上的标准要求，制作标准铸钢Y型试块模具，模具为木模。模具如下图4-1所示。图4-1 Y型试块模具4.5 热处理工艺研究4.5.1 淬火工艺的设计由于锤头的基体材料的性能要求满足屈服强度Rp0.2：1200Mpa；抗拉强度Rm：1500Mpa；伸长率A4d：5%；冲击功Ak：20J；硬度:40HRC。查铸钢手册可知：采用正火+回火即能满足性能要求。（1）淬火温度对于合金钢，由于大多数合金元素阻碍奥氏体晶粒长大(Mn、P是例外)，所以淬火温度允许比Ac3+(3050)更高一些，使合金元素充分溶入奥氏体和均匀化，提高过冷奥氏体的稳定性，增加淬透性。由于本项目材料加入的合金元素量较多，故对淬火温度的影响较大。根据低合金钢的淬火温度范围，确定本项目材料的淬火温度范围在850950之间。（2）保温时间铸钢件奥氏体化保温温度应根据铸钢化学成分和要求的性能选定。铸钢件热处理保温时间的确定应考虑两个方面的因素：一是使铸件表面与心部温度均匀一致；二是组织均匀化。试样尺寸为10mm，且奥氏体化发生后还发生有一系列的变化，合金元素溶解于奥氏体，合金元素在奥氏体中的扩散、均匀化。最后确定淬火保温时间为30分钟。（3）淬火方法淬火的目的是得到完全的马氏体组织。为此，铸钢淬火时的冷却速率必须大于铸钢的临界冷却速率。否则不能获得马氏体组织及其相应的性能。但冷却速率过高易于导致铸件变形或开裂。铸钢在Ms点以下希望冷却缓慢一些，以防止淬火变形或开裂，同时考虑到加入合金元素的量，以及成本问题。常用淬火介质及其冷却性能见表4-2。为了满足上述要求，本项目淬火方式选择：40的水为淬火介质。表4-2 常用淬火介质及其冷却性能名称最大冷却速度时平均冷却速度(/s)备注所在温度()冷却速度(/s)650500300200静止自来水，20340775135450冷却速度由20mm银球所测。各冷却速度均系根据有关冷却特性曲线估算。静止自来水，40285545110410静止自来水，602202758018510%NaCl水溶液，2058020001900100015%NaOH水溶液，20560283027507755%Na2CO3水溶液，204301640114082010号机油，20430230606510号机油，80430230705520号机油，2050012010050（4）淬火对组织和性能的影响图4-2为TRI50XB试样不同淬火温度，相同回火温度的金相组织，从组织上看，试样经940淬火300回火的金相组织相对比较粗大。20uma. 860淬火300回火20umb. 900淬火300回火20umc. 940淬火300回火图4-2 TRI50XB试样不同淬火温度，300回火温度的金相组织图4-3 TRI50XB试样在不同淬火温度下的力学性能从图4-3中可看出：淬火温度为860时的硬度明显低于在900、940时淬火的硬度，这是由于淬火温度偏低，试样没有完全奥氏体化，溶于高温奥氏体中的合金元素少，淬火组织中除了马氏体组织外，还有少量贝氏体组织出现。而在900淬火时，淬火组织主要为高硬度的马氏体组织，达到较高硬度；同时随着加热温度的升高，部分C和合金元素溶入奥氏体中，使Ms转变点下降，同时碳化物也随着奥氏体化温度的升高而不断溶解细化，可避免粗大碳化物颗粒处的应力集中，使其前端不易形成微裂纹，从而能够改善材料的韧性。而940淬火，淬火钢硬度较900淬火的硬度也明显下降。这是由于此时奥氏体成分的均匀性提高，奥氏体晶粒尺寸明显增大，使奥氏体的稳定性增加，从而使淬火组织中残余奥氏体含量增加，钢的硬度下降。如果淬火温度过高还会造成热处理件表面发生氧化和表面脱碳，氧化会严重影响淬火冷却速度，进而使淬火零件出现软点或硬度不足；表面脱碳会降低淬火钢的表面硬度及耐磨性。可见淬火温度应该选择在900左右。从淬火介质上看，虽然水作为淬火介质的成本低廉，但在实验过程中发现，水的冷却速度较快，容易在材料内部产生较大的内应力，而产生裂纹。为了保证材料的生产应用的综合性能需求，选择40水作为淬火介质。取得了较好的淬火效果。4.5.2 回火工艺的设计在淬火过程中生成的马氏体和残余奥氏体在室温下都处于亚稳定状态，马氏体处于碳过饱和状态，残余奥氏体处于过冷状态，它们都趋于向铁素体加渗碳体（碳化物）的稳定状态转化，但这种转化需要一定的温度和时间条件，因此淬火钢件必须立即回火，以消除或减少内应力，防止变形和开裂，并获得稳定的组织和需要的性能。图4-4 TRI50XB试样900淬火不同回火温度的力学性能图4-4为TRI50XB试样900淬火，不同回火温度的力学性能，随着回火温度的升高和回火时间的延长，过饱和的碳从马氏体中很快析出，当保温时间超过2h后，马氏体的含碳量变化不大，马氏体基体中的含碳量不断降低，合金元素含量、位错密度和孪晶数量都减少，因此各强化的数量也减少，故硬度降低，韧性呈上升趋势。而从试验材料的实际应用上来看，在250时回火时的硬度和冲击韧度配合最佳。4.5.3 热处理对冲击韧度的影响图4-5为TRI50X试样900淬火冲击断口的SEM形貌，图4-5(a)中从显微组织上看是解理断口，显示解理断裂时河流花样的变化情况，河流花样是沿着相互平行的许多平面以不连续的方式扩展的，在扩展的过程中，当河流花样前沿与简单的倾斜型小角晶界相遇时，河流方向随之改向。由于这种断裂方式为脆性断裂，可判断试样的韧性不理想。图中的球状物质为夹杂物，钢中的夹杂物主要的来源，一是钢在冶炼和凝固过程中发生一系列物理及化学反应形成的内在夹杂物，二是冶炼和浇注过程中耐火材料的混入而造成的外来夹杂物。从图4-5（b）中可以看到夹杂物的成分，主要为Fe、C的氧化物。a. 2#试样900淬火的冲击断口b. 冲击断口的夹杂物图4-5 TRI50X试样900淬火冲击断口的SEM形貌图4-6为TRI50X试样900淬火、250回火冲击断口的SEM形貌，从图(a)中可以看到，试样的断口有一定量的韧窝存在，这表明试样经过回火后的韧性得到明显改善。但存在大量的夹杂物，虽然由夹杂物生核成韧窝，并决定韧窝的尺寸，但过多的夹杂物存在于晶界上，也会更容易生成裂纹，所以试样的韧性在回火后有所提高，但并不很理想。图(b)是其中夹杂物的能谱分析，可判断夹杂物为碳化物。根据Fe、C含量的关系，可判断为Fe3C型碳化物。a. TRI50X试样900淬火250回火冲击断口b. 冲击断口的夹杂物图4-6 TRI50X试样900淬火250回火冲击断口的SEM形貌有上述分析可知，试样经过回火后的韧性得到明显改善。为了得到较高的硬度和较好的冲击韧度，锤头应进行调质处理，淬火温度应该选择在900左右，回火稳度应选择在250左右。4.6 B对锤头材料组织和性能的影响4.6.1 B对锤头材料组织的影响对铸态下的实验材料进行金相组织观察，结果如图4-7所示。试样的铸态组织为片状珠光体组织+铁素体，黑色组织为珠光体，白色组织为铁素体。而片状珠光体是由均匀的奥氏体直接分解生成的，珠光体的形成一般起始于奥氏体的晶界，并且是交替进行的，所以片层只能沿端向发展。另外，理论计算表明，新相成片状时，应变能最小。对于钢中的片状珠光体产物的力学性能，主要取决于其组织形态，即集团的大小与层间距。从图4-7中，看到随着B含量的增加，铸态组织趋于均匀化，片状珠光体的片间距变小，铸态组织得到很好的细化。这是因为B的加入起到了细化组织的作用，并且随着B含量的增加，细化作用越来越明显。a. CNM30试样b. TRI50X试样c. TRI50XB试样图4-7 铸态试样的金相组织图4-8为实验试样经过900淬火，250回火后的金相组织，通过金相组织可知，试样经过热处理后，组织为回火马氏体少量残余奥氏体极少量碳化物，并在加入铌后，能看到组织细化。这是由于B有强烈提高钢的淬透性的能力，可使铸钢通过调质获得很细的晶粒。而一般情况下，在B的加入量大于0.005%时，就可以使其晶粒明显细化。图4-9为TRI50XB试样经过900淬火250回火后，碳化物的SEM形貌及能谱分析，从图中可以看到，碳化物含碳量为28.63%，其它主要金属元素Mo、Cr、Fe的总含量近为71.37%，这属于M7C3型的碳化物，既(Cr Mo Fe) 7C3。除此之外，对于Mo来说，还能形成(Mo Fe) 3C，还有二元碳化物MoC、Mo2C和三元碳化物(Mo Fe)23C6、(Mo Fe)6C3等。a. CNM30试样b. TRI50X试样c. TRI50XB试样图4-8 热处理后试样的金相组织图4-9 碳化物的SEM形貌及能谱分析4.6.2 B对锤头材料性能的影响4.6.2.1 B对硬度的影响图4-10为实验试样在铸态下的硬度值，从图中可以看到，根据合金元素碳B加入量的增多，硬度不断增加。但TRI50X试样的硬度较CNM30试样稍高，这是由于碳的加入量较大，而碳是主要的强化元素。这与金相组织照片的结果一致，表明B的加入有助于细化晶粒，能使硬度得到提高。图4-10 实验试样在铸态下的硬度值4.6.2.2 B对淬透性的影响 表4-3为实验试样在900淬火时，试样的淬透性实验结果，从表中可以看到，TRI50X试样从端部到心部的硬度值下降了4HRC，CNM30试样从端部到心部的硬度值下降为3.1HRC，而TRI50XB试样从端部到心部的硬度值仅下降了1.9HRC，从下降的趋势来看，TRI50XB试样表现出的淬透性最好，而TRI50X试样的硬度值下降最多，说明试样的淬透性相对较差。也表明了，B含量的增加对淬透性有较好的作用，随着钼含量的增加，淬透性不断提高，同时也表现了良好的淬硬性。表4-3 实验试样900淬火的淬透性实验结果试样编号取样位置（mm）端部中心端部5152535455555453525155CNM3054.954.153.653.052.852.251.852.352.953.554.054.8TRI50X53.352.252.051.350.850.049.350.651.352.052.453.0TRI50XB56.556.155.655.255.054.754.654.955.455.856.156.24.6.2.3 B对冲击韧度的影响图4-11为实验试样在900淬火250回火后的冲击韧度曲线。图4-11 实验试样在900淬火250回火后的冲击韧度曲线图