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加热温度对低铬铸铁齿辊材料组织和性能的影响,加热,温度,对于,铸铁,材料,组织,以及,性能,机能,影响
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加热温度对低铬铸铁齿辊材料组织和性能的影响 加热温度对低铬铸铁齿辊材料组织和性能的影响摘要本课题通过热处理实验、金相显微组织观察、硬度测试、冲击试验及扫描电镜分析，研究了低铬铸铁齿辊材料的组织和性能。实验结果表明：在加热的过程中， 高磞高碳低铬白口铸铁的化学成分接近于共晶莱氏体中的渗碳体和奥式体协同生长，长成及不规则的片状和蜂窝结构；低硼低碳低铬白口铸铁处于低共晶度的亚共晶状态，液体在结晶过程中达到共晶成分的时刻，奥氏体树枝晶已非常发达树枝间分枝间形成的共晶奥氏体趋向于在初生奥氏体表面生长，而共晶渗碳体只能在奥氏体空隙中结晶，形成离异共晶。在其金相图中空冷由珠光体+共晶碳化物+二次碳化物组成，水冷或商用淬火液由回火马氏体+二次碳化物+共晶碳化物组成。力学性能变化是因为随着加热温度的升高，硬度值呈先增高后降低的趋势，这是因为随加热温度的升高，固溶在奥氏体中的碳和合金元素增加，产生固溶强化效果，从而淬火后的组织的硬度值升高；达到峰值后硬度值下降是因为随着温度的继续升高，固溶在奥氏体中的合金元素继续增多，奥氏体的稳定性增加，淬火后残余奥氏体量有所增加，硬度有所降低。不同加热温度试样的断口均属于脆性断裂，断口上碳化物和马氏体断裂机制明显不同，为碳化物解理断裂，马氏体组织断裂机理为准解理断裂，断口伴随有大量的塑性变形痕迹。关键词：高碳高硼低铬白口铸铁；低碳低硼低铬白口铸铁；加热温度；力学性能； 显微组织Heating temperature on low-chromium cast ironRoll Materials Affect the microstructure and propertiesAbstractThis topic through heat treatment experiments, observation of microstructure, hardness testing, impact testing and SEM analysis to study the low- chromium cast iron roll tooth microstructure and mechanical properties of materials. Experimental results show that: In the heating process, low -carbon high chromium cast iron boron chemical composition close to the eutectic ledeburite cementite and austenite cooperative growth, and grow into irregular flakes and cellular structure;low chromium cast iron boron carbon eutectic degree in Hypoeutectic state, the liquid reaches the eutectic composition of the time in the crystallization process, between austenite dendrites branch has been very well developed branches formed between eutectic Albrightbody tends to grow on the surface of primary austenite, and cementite eutectic crystallization only gap in the austenite formation divorced eutectic.Because of the mechanical properties change with the heating temperature, the higher the hardness value was decreased after the first, because the heating temperature rises, increasing the dissolved carbon and alloying elements in the austenite, resulting in a solid solutionstrengthening effect, thereby increasing the hardness after quenching tissue; hardness is decreased after the peak as the temperature continues to rise due to solid solution alloying elements in the austenite will continue to grow , increasing the stability of the austenite，the amount of residual austenite after quenching increases, the hardness decreased.Fracture different heating temperature of the sample belongs to brittle fracture, the fracture carbide and martensite significantly different fracture mechanisms for cleavage fracture of carbides, martensite fracture mechanism organizations prevail cleavage fracture, fracture accompanied by a large number of plasticdeformation traces.Key words: Low carbon andboronin low chromiumwhite cast iron; Heating temperature; Mechanical properties; Microstructure目 录1 绪论11.1 题目背景11.2 课题研究的意义11.3 热处理的分类、作用及工艺31.3.1预备热处理31.3.2 最终热处理31.4国内外研究现状及意义42 试验方法方案92.1试验原料配置92.2试样的制备92.3试样的热处理92.3.1高碳高硼低铬白口铸铁的热处理102.3.2低碳低硼低铬白口铸铁的热处理102.4力学性能测试112.5金相的磨制以及金相相片的照取112.6 SEM扫描113 实验数据分析123.1铸态低铬白口铸铁组织及力学性能分析123.1.1铸态低铬白口铸铁金相组织分析123.1.2铸态低铬白口铸铁力学性能分析123.2加热温度对高硼高碳低铬白口铸铁组织的影响133.2.1高硼高碳低铬白口铸铁商用正火液淬火金相组织分析133.2.2高硼高碳低铬白口铸铁试样空冷金相组织分析153.3加热温度对低硼低碳低铬白口铸铁组织的影响163.3.1低硼低碳低铬白口铸铁水淬金相组织分析163.3.2低硼低碳低铬白口铸铁空冷金相组织分析183.4加热温度对高硼高碳低铬白口铸铁力学性能的影响203.4.1高硼高碳低铬白口铸铁热处理20%正火液淬火力学性能分析203.4.2高硼高碳低铬白口铸铁热处理空淬的力学性能分析213.5加热温度对低硼低碳低铬白口铸铁力学性能的影响223.5.1加热温度对低硼低碳低铬白口铸铁水淬的影响223.5.2加热温度对低硼低碳低铬白口铸铁空冷的影响243.6不同加热温度处理下实验材料的SEM断口分析254 结论26参考文献27III1 绪论1.1 题目背景在现代国民经济建设中，经常需要进行物料破碎，物料的破碎及涉到矿山、冶金、建材、交通建设等多个行业。根据行业不同，常被用于物料的破碎主要有露天矿山的表层岩石、石灰石矿、铁矿、金矿、铜矿、铅锌矿、镍矿、滑石矿、铝矾土矿石，石膏矿、焦炭、电厂煤块等。当前在破碎物料领域里，煤矿和相关的发电行业所占比列最大，大约占总领域的50%，石料工业约占6%，金属矿产业约占21%，石灰石产业约占14%，非金属矿产业约占9%，化工原料产业约占4%1。在我国的选煤厂，齿辊式破碎机以其结构简单、工作可靠、成本低廉等特点得到了较广泛的应用。齿辊式破碎机按照破碎辊的数目分为单齿辊破碎机、双齿辊破碎机和多齿辊( 三辊、四辊和六辊) 破碎机。其中单齿辊、双齿辊和四齿辊破碎机在工业现场应用得最广泛。单辊破碎机的齿辊较长，主要用作粗碎；双齿辊破碎机和四齿辊破碎机的齿辊较短，主要用作中碎和细碎。齿辊破碎机是通过几个辊子之间或辊子和辊板利用破碎齿的剪切、挤压作用对物料进行破碎（如图1，为组合式齿辊破碎机的工作原理，图2，为双齿辊破碎机工作原理）2。因此，可以看出齿辊破碎机在破碎过程中，会产生大量的摩擦且齿辊是破碎机中主要破碎物料的零件，破碎过程中齿辊承受着严重的磨料磨损，磨损的非常厉害，为了延长它的寿命，齿辊材料多用耐磨合金制造，要求有较高的硬度和良好的耐磨性3。同样也需要大量的耐磨材料。因此对耐磨材料的研究和开发具有实际的使用需求和经济效益。 图1.1 组合式破碎机 图1.2双齿辊破碎机1.2 课题研究的意义近年来，随着铬、钼、镍、钨、钒等合金元素在钢铁材料中使用量的不断增加，及价格的飞速上涨，供应日趋紧张，导致普通钢铁耐磨材料生产成本不断攀升。导致耐磨材料的价格不断地上升。而硼是我国富有的元素，价格低且稳定。近年来，利用硼化物的高硬度和良好的热稳定性，以它为主要硬质相耐磨材料的研究日益受到国内外材料界的重视，特别是以硼为主要合金元素的耐磨堆焊合金表现出优异的耐磨性。钢材渗硼获得的含硼化物表面也表现出优异的耐磨性3。硼在地壳中的含量约达0.0003%，与钨、钼含量相近，在我国属于富有元素，价格低廉且稳定。由于硼在a-Fe和Y-Fe中的溶解度分别小于0.0004%和0.02%4，向铁基合金中加入硼元素后，只有很少部分固溶于基体，大部分会在凝固时形成硬度高、高温稳定性好的硼化物或含硼碳化物，表现出类似高铬铸铁的性能。另一方面，我们知道一般所研究的钢铁耐磨材料中的耐磨硬质相主要为碳化物和硼化物两种。普通白口铸铁中的耐磨硬质相是Fe3C但Fe3C在晶间呈连续网状分布，初性太差，显然难以满足恶劣工况条件的要求。以高铬铸铁为代表的合金白口铸铁通过加入大量的铬、钼等元素，使碳化物转变为硬度更高、条棒状分布的(Fe，Cr)7C3或(Fe，Cr)23C6型合金碳化物，性能大大提高5，目前研究和应用已经较为深入和成熟。但是，由于铬、钼、镍等合金供应日趋紧张，价格飞涨，限制了高铬铸铁的进一步推广应用。因此，近年来，利用硼化物性能上的特性，对硼化物作为为主要硬质相的耐磨材料的研究越来越受到国内外材料界的重视。特别是通过调节材料中硼、碳元素含量，以获得强初性好的板条状马氏体基体和一定数量的高硬度的硼化物的理想组织，最终可以得到同时具备优异耐磨性和强韧性的材料。之前，国内外学者对高硼铁基耐磨材料进行了比较广泛和深入的研究6-8，但是目前向高硼铁基合金中同时加入一定含量的钨、钼、钒、铬等优质合金元素的研究还比较欠缺。因此，高硼铁基耐磨材料的力学性能，特别是铸态性能还具有很大的提高空间。鉴于上述分析，在普通耐磨铸铁的基础上，用廉价而丰富的硼元素部分取代其中的铬、镍、钼、钒等合金元素，不但可以保证普通高速钢材料对于硬度和耐磨性能的生产要求，同时还可以明显降低铸铁耐磨材料中合金元素的含量，减少材料的生产成本；降低碳含量以提高基体韧性和强度等，这些都对新型的齿辊材料的推广应用有明显促进作用。也就是说，我们有望获得一种比普通耐磨才材料性价比更高，应用前景的更加可观的耐磨铸铁材料。低铬白口铸铁的凝固组织为：M3C型共晶碳化物(Fe,Cr)3C呈连续网状分布，包围着索氏体基体。低铬铸铁合金渗碳体是硬度较高（不低于HV1100）的脆性相，可以作为抗磨损的骨架。但是它的连续分布状态使韧性较好的基体被分割开，削弱材料的韧性。低铬铸铁韧性和抗磨能力的矛盾比较突出。因此限制了低铬铸铁的应用范围。而加以适当的热处理则可以改善材料的这些缺陷。是我们得到性价比较好的耐磨材料。 所以受上述硼化物改善钢铁材料耐磨性的启迪，本研究设想在普通铸铁中加入较多的硼，同时加入少量的铬、钼、铜等元素，研制了一种新型低铬白口铸铁。使其可以投入生产使用从而降低耐磨材料的成本。当在铸铁中加入大量硼时，其组织中会出现大量多的网状的连续的组织，影响铸铁的性能。本研究通过不同热处理加热温度的选择，进行奥氏体化。再加以淬、火回火处理解决材料的缺陷。为齿辊耐磨材料的热处理工艺参数提供参考，对实际生产起到指导作用。1.3 热处理的分类、作用及工艺 热处理的作用就是提高材料的机械性能、消除残余应力和改善金属的切削加工性。按照热处理不同的目的，热处理工艺可分为两大类：预备热处理和最终热处理。 1.3.1预备热处理 预备热处理的目的是改善加工性能、消除内应力和为最终热处理准备良好的金相组织。其热处理工艺有退火、正火、时效、调质等。 （1） 退火和正火 退火和正火用于经过热加工的毛坯。含碳量大于 0.5% 的碳钢和合金钢，为降低其硬度易于切削，常采用退火处理；含碳量低于 0.5 % 的碳钢和合金钢，为避免其硬度过低切削时粘刀，而采用正火处理。退火和正火尚能细化晶粒、均匀组织，为以后的热处理作准备。退火和正火常安排在毛坯制造之后、粗加工之前进行。 （2）时效处理 时效处理主要用于消除毛坯制造和机械加工中产生的内应力。 为避免过多运输工作量，对于一般精度的零件，在精加工前安排一次时效处理即可。但精度要求较高的零件（如座标镗床的箱体等），应安排两次或数次时效处理工序。简单零件一般可不进行时效处理。 除铸件外，对于一些刚性较差的精密零件（如精密丝杠），为消除加工中产生的内应力，稳定零件加工精度，常在粗加工、半精加工之间安排多次时效处理。有些轴类零件加工，在校直工序后也要安排时效处理。 （3）调质 调质即是在淬火后进行高温回火处理，它能获得均匀细致的回火索氏体组织，为以后的表面淬火和渗氮处理时减少变形作准备，因此调质也可作为预备热处理。由于调质后零件的综合力学性能较好，对某些硬度和耐磨性要求不高的零件，也可作为最终热处理工序。 1.3.2 最终热处理 最终热处理的目的是提高硬度、耐磨性和强度等力学性能。 （1） 淬火 淬火有表面淬火和整体淬火。其中表面淬火因为变形、氧化及脱碳较小而应用较广，而且表面淬火还具有外部强度高、耐磨性好，而内部保持良好的韧性、抗冲击力强的优点。为提高表面淬火零件的机械性能，常需进行调质或正火等热处理作为预备热处理。其一般工艺路线为：下料锻造正火（退火）粗加工调质半精加工表面淬火精加工。 （2） 渗碳淬火 渗碳淬火适用于低碳钢和低合金钢，先提高零件表层的含碳量，经淬火后使表层获得高的硬度，而心部仍保持一定的强度和较高的韧性和塑性。渗碳分整体渗碳和局部渗碳。局部渗碳时对不渗碳部分要采取防渗措施（镀铜或镀防渗材料）。由于渗碳淬火变形大，且渗碳深度一般在 0.5 2mm 之间，所以渗碳工序一般安排在半精加工和精加工之间。其工艺路线一般为：下料锻造正火粗、半精加工渗碳淬火精加工。 当局部渗碳零件的不渗碳部分采用加大余量后，切除多余的渗碳层的工艺方案时，切除多余渗碳层的工序应安排在渗碳后，淬火前进行。 （3） 渗氮处理 渗氮是使氮原子渗入金属表面获得一层含氮化合物的处理方法。渗氮层可以提高零件表面的硬度、耐磨性、疲劳强度和抗蚀性。由于渗氮处理温度较低、变形小、且渗氮层较薄（一般不超过 0.6 0.7mm ），渗氮工序应尽量靠后安排，为减小渗氮时的变形，在切削后一般需进行消除应力的高温回火。1.4国内外研究现状及意义 据统计，我国每年消耗 300 万吨以上的金属耐磨件，主要是用于矿山、煤炭、石油、冶金的行业。其中因磨粒磨损失效的约占 50%，造成了巨大的经济损失。因此，具有良好性能和经济性的耐磨材料是人们一直以来十分关注的。 目前广泛应粒磨损的材料主要有三大类：锰系耐磨合金钢，以中锰和高锰钢为代表；铬系耐磨合金钢，以中铬合金钢为代表；抗磨白口铸铁等9。1） 锰系耐磨合金钢我国在20世纪5060年代几乎把高锰钢作为万能的耐磨材料使用。实践中发现，高锰钢作为耐磨件是有条件限制的，只有在冲击大、应力高、磨料硬的情况下，高锰钢表面产生加工硬化现象，表面硬度可由HB200提高到HB500550左右出现良好的耐磨性9。为了解决高锰钢在低冲击条件下加工硬化不充分，耐磨性不高的问题，人们研究开发了中锰钢。中锰钢通过降低奥氏体的含锰量，从而降低奥氏体的稳定性，使其在冲击不大的条件下，也能产生足够的加工硬化效果，达到提高材料耐磨性和使用寿命的目的。中锰钢的主要应用领域是工程机械的小型锤式破碎机锤头、反击式破碎机锤头和衬板、小型球磨机衬板和鳄式破碎机鳄板等。作为锤头和板锤应用，在破碎石灰石时，中锰钢的使用寿命比高锰钢提高一倍。作为球磨机衬板使用，其使用寿命比高锰钢提高5010。2） 铬系耐磨合金钢 铬系耐磨合金钢中铬合金钢应用较为广泛。中铬合金钢在国外是以CrMo低合金钢为基础产生的铬系耐磨钢。国外CrMo低合金钢采用油淬火，在我国耐磨材料生产厂家热处理条件差，考虑到生产的可行性，提高铬含量，采用空冷淬火，以解决高锰钢在低冲击下加工硬化不足的问题，故发展了中铬合金铸钢11。3） 抗磨白口铸铁在抗磨白口铸铁方面国内外广泛使用镍硬白口铸铁和铬白口铸铁。镍硬白口铸铁铸态组织由网状分布的(Fe，Cr)3C共晶碳化物+初生奥氏体+共晶奥氏体转变产物组成，这种铸铁含镍量高，铸态下奥氏体即可直接转变为马氏体，但因Mf温度低于室温，残余奥氏体含量高达30%60%，碳化物是呈连续网状分布的渗碳体，显微硬度为8401200HV，具有较好的抗磨性11。 多年来，国内外的研究者对于铬在铸铁中的作用进行了大量的试验研究12，13，研制开发出适用于各种工况的铬白口铸铁。主要有低铬、中铬和高铬白口铸铁。铬在白口铸铁中有两方面作用：一是促进碳化物形成，改变碳化物结构、性能和形态；二是固溶于奥氏体，改变奥氏体相变的性质。人们利用这两方面作用，获得各种预期的金属组织，满足抗磨零件的技术要求。白口铸铁的力学性能和抗磨能力在很大程度上取决于碳化物的结构、性能、形态和分布。高铬白口铸铁是20世纪60年代才开始实际应用于工业生产。高铬铸铁的铬含量11%25%，生产成本也较高。它还存在高温热处理易开裂以及为了改善淬透性，需加入价格昂贵的镍、钼、铜合金元素等，同时铸态硬度高，不适合于机械加工等缺点。中铬白口铸铁是我国开发的一种含铬量711%，而不含镍的白口铸铁11。中铬白口铸铁是我国开发的一种含铬量711，而不含镍的白口铸铁。中铬白口铸铁中的碳化物为(Fe,Cr)3C和(Fe,Cr)7C3的混合型，耐磨性介于高铬白口铸铁和低铬白口铸铁之间，其耐磨性能可以与镍硬铸铁相媲美。中铬白口铸铁的化学成分与其基体有关，珠光体基体的化学成分为：C2.5-3.6，Si0.5-2.2，Mn0.5-1.0，Cr7-11；马氏体基体的化学成分除了上述成分外，还需要加入Mo0.3-1.0，Cu0.5-2.0以提高淬透性11。低铬白口铸铁是含有渗碳体型碳化物的铬白口铸铁。目前比较成熟的低铬白口铸铁化学成分范围11：2.4%3.2%C，0.6%1.5%Si，0.4%0.8%Mn，2.0%5.0%Cr。低铬白口铸铁的凝固组织为：M3C型共晶碳化物(Fe,Cr)3C呈连续网状分布，包围着索氏体基体。低铬铸铁合金渗碳体是硬度较高（不低于HV1100）的脆性相，可以作为抗磨损的骨架。但是它的连续分布状态使韧性较好的基体被分割开，削弱材料的韧性11。韧性和抗磨能力的矛盾比较突出。因此限制了低铬铸铁的应用范围。当今硼是一种十分重要的元素，对金属材料的发展起着推动作用。在铸铁中加入少量的硼能大幅提高铸铁的淬透性；硼还可以提升铸铁在高温下的强度以及蠕变等性能，并且改善其热加工性能；硼(B)还可以作为替换元素，代替铸铁中镍(Ni)、铬(Cr)、锰(Mn)、钼(Mo)等贵重元素，在保证铸铁的使用寿命以及性能的同时，还可以节约成本。添加适量的硼制备合金，并结合适宜的热处理、合金化、稀土变质等方法将得到以硼化物为耐磨相的合金耐磨材料，该材料具有较好的硬度、耐磨性，有一定的初性，而且生产成本低，生产工艺简便。 以硼作为主要合金元素的铸造铁基合金经历了相当长一段发展过程。在早期钢铁工业中，硼是作为一种杂质来处理的，后来发现微量的硼加入合金钢中可以极大地改善钢的淬透性；加入堆焊合金中可提高其耐磨性；加入耐热钢中可改善其高温强度和蠕变性；加入不锈钢和耐热钢中可改善其热加工性能；加入白口铸铁中可以细化某共晶碳化物、改善碳化物的形态和分布，从而提高白口铸铁的力学性能25-28。硼元素的这些优异特性引起了材料科学研究者的高度关注，他们开始对硼元素在钢中的存在形式和作用机理进行了深入细致的研究。1937年，美国一家钢铁公司开始工业化生产硼钢。二战期间，由于战略性合金元素的短缺，硼钢的研究和应用掀起了一个高潮。1938年，在含3.5%-4.5%Ni的镍硬白口铸铁中加入0.7%-1.2%B是最早在白口祷铁中加入高含量硼元素的研究，研究发现硼的加入改善了白口铸铁的萍透性，使其具有非常好的抗磨料磨损能力29，这进一步推动了硼在钢铁工业生产中的应用。近年来，随着钼、钨、钒、铬等合金元素价格上涨，市场供应日益紧张，国内外学者开展了大量对高硼铸造铁基耐磨合金的研究。20世纪80年代末，前苏联学者研究了B4.9%-5.1%、Cr2.85%-3.10%、Si 0.85%-1.00%，C 含量分别为 0.15%、0.39%-0.82%和1.2%成分下的合金组织、硬度和热稳定性8。研究发现，低碳时合金主要为共晶Fe2B相，增加碳含量，出现了 M3C和M23(C，B)6相；随着碳含量的增加，合金硬度变化较小；当碳含量在0.82%-1.2%范围变化时，合金热稳定性最好。1990年，前苏联Nevar等人设计了一种成分为C0.2%-0.5%，B2.1%-6.5%，Si0.15%-0.60%，Mnl.5%-6.0%，Col.0%-4.0%用于铸造的高硼合金11，研究表明这种合金具有较强的硬度、初性及良好的耐磨性，然而由于合金中含有较多的钴，成本偏高，而且锰含量较高，导致淬火后残余奥氏体的量增加，降低了材料的耐磨性。日本的Aso等人也研究了 Fe-15%Cr-C-B合金的共晶凝固过程和凝固组织13。研究发现，当B含量大于2%、C含量小1%时，Fe-15%Cr-C-B铸态下的基体组织为贝氏体；而B含量小于1%、C含量大于2%时，则转变为珠光体。淬火热处理后，合金基体组织全部由马氏体构成。而后，针对硼化物在硬度与热稳定性上的优势，以硼化物为主要硬质相的耐磨材料的研究日益受到国内外材料界的重视。20世纪90年代初，澳大利亚昆士兰大学Kelly等人提出由于硼在a-Fe和Y-Fe中只能微量固溶，向铁中加入高含量的硼，除了少量固溶于基体外，大部分会形成高硬度的硼化物，因此，通过改变硼、碳含量，不仅可以调节组织中共晶硼化物的体积分数，还可以调节基体中碳的含量，从而使材料同时获得优异的耐磨性和强初性。基于上述设想，Kelly等人提出了在高硼铸造合金中降低碳含量，以获得高初性的板条状马氏体基体组织，同时以高铬合金为基础，开发一种力学性能优异的Fe-Cr-B合金的理念10。研究发现11，虽然Fe-Cr-B合金的硬度，耐磨性以及耐热冲击性能都具有较高的水平，但是由于组织中存在类似亚共晶结构的连续网状分布的共晶硼化物，导致合金初性较差。高硼铁基合金拥有高硬度、优异的耐磨性和耐腐烛性，但其耐磨相硼化物呈网状结构分布于基体中，导致脆性较大，对该合金的实际使用造成不利影响。采用合适的热处理工艺，可明显改变由硼形成的连续的网状结构。对制备的材料采用正确的热处理加热淬火温度区，可使材料中存在的缺陷进一步的减少，使其硬度、韧性等性能进一步的提升。从而更好的应用于齿辊材料的制作上。热处理是改善材性能的主要途径之一。热处理工艺的主要步骤是将固态合金材料进行加热、保温、冷却，通过一系列工艺可以改变材料的凝固组织，从而改善其综合性能。Lakeland 12，13等研究了添加大量硼元素的铁基合金轧辊，并申请了美国专利。在他的研究中硼含量不少于0.5%，且大部分在0.5%2.5%内，铬含量则在3%到18%。他的研究表明此类轧辊具有良好的耐磨性和抗热冲击能力。在他的专利中此类轧辊可以单独铸造成型，也可以铸造成复合轧辊，同时具有可焊性，可以进行焊接修补。粟文弘对热处理对高硼铁基合金性能和组织影响研究中得出：在9301030的淬火加热温度范围内，淬火加热温度越高，组织晶粒越粗大，但同时也能增加硼的溶解量，即可以更大程度地破坏硼化物网状结构，提升高硼铁基合金的初性，所以淬火温度更高所获得工件的冲击靭性也更高。淬火保温时间为90min或120min，工件的综合性能更好。淬火保温时间为60min时，工件未均匀透热，导致硬度较高，冲击任性较差，影响实际使用14。刘仲礼1522 2004-2007 年间研究了高硼白口铸铁。他利用硼在铁中溶解度极低且碳基本上不溶于硼化物的特点，研究了用 Fe-B 共晶代替 Fe-C 共晶的耐磨材料。根据复合材料混合定律他在低碳低合金钢的成分基础上添加 1.44%的硼元素，淬火后得到马氏体的基体和共晶硼化物，硬度在HRC55左右，冲击韧性在11J/cm2左右。呈网状的连续共晶硼化物是高硼白口铸铁韧性提高的主要障碍。采用 Ti、V和稀土联合变质能够有效细化晶粒，有利于热处理后粒化硼化物，使韧性提高。另外，在高硼白口铸铁中添加更多的铬元素，在提高共晶硼化物显微硬度的同时生成不同晶格类型的硼化物，使硼化物由连续网状向断网状转变，更进一步提高了韧性。添加 9.25%的铬元素奥氏体化后空冷得到马氏体，硬度在HRC59左右，冲击韧性达到15 J/cm2。我国旅澳学者Guo Changqing22、23合金的研究，研究发现在铁合金中加入比铁原子半径大的铬、钼和钒等元素，有助于提高硼在铁基合金中的固溶度，改善铁基合金性能。另外还发现Fe-Cr-B合金的显微组织由树枝晶基体和在树枝晶基体之间分布着的共晶体组成。Fe-Cr-B合金中的主要硬质相有在某些晶粒的中心部位分布着的13个呈棒状的硼碳化合物和呈细片状的硼化物，呈不规则厚片连续的、网状分布的M2B硼化物以及夹在M2B硼化物之间的呈细薄片状的富钼硼化物。目前国内外已经或正在开发的高硼铁基耐磨合金都是在合金铸铁基础上发展起来的，存在生产成本高，熔炼工艺复杂，热处理易变形和开裂的不足，对于在普通碳钢和低合金钢中加硼作为主要合金元素的高硼铁基耐磨合金的研究，特别是高硼铁基耐磨合金中合金元素的相互作用机理及其组织形态控制的报道更少，高硼铁基耐磨合金的应用更是空白。高硼铁基耐磨合金中硼化物的高硬度和良好的热稳定性以及合金元素加入量少和生产成本低且工艺简单的优势，预示着它在未来的耐磨材料领域，特别是碎石机的磨损部件上有着广泛的应用前景，它也将是耐磨材料的重要发展方向。302 试验方法方案2.1试验原料配置本试验材料成分详见表2.1、2.2。表2.1高碳高硼低铬白口铸铁组成材料元素CSiMnCrMoCuBTiRe含量/%2.83.60.81.61.52.43.07.00.20.80.30.70.30.6微量微量表2.2低碳低硼低铬白口铸铁组成材料元素CSiMnCrMoCuBTiRe含量/%2.22.60.81.61.52.42.05.00.20.80.30.70.10.4微量微量2.2试样的制备耐磨铸铁采用750kg中频电炉熔炼，原料为铸造生铁、废钢及各类中间合金，熔清后炉前分析成分，通过中间合金的加入调整成分至要求范围，采用硅铁和锰铁预脱氧，采用纯铝终脱氧，硼铁合金、钛铁合金及稀土硅合金冲包加入，出炉温度14501500，浇注温度13801420。高碳高硼低铬白口铸铁浇注Y型标准试块及相关铸件，实验用试块取自Y型标准试块，采用线切割技术将试样切成101055mm大小的样块供实验室用。低碳碳低硼低铬白口铸铁采用直接浇铸的办法101055mm大小的试样，供实验使用。试样如图2.1： 图2.1 试样尺寸图2.3试样的热处理热处理炉SX-5-19箱式电阻炉（高温炉）、101型电热鼓风干燥箱（回火炉） 。热处理温度的选择，计算碳当量，根据铁碳相图，确定奥氏体的形成温度。取相应的温度范围供试验使用。高磞高碳低铬白口铸铁碳当量：CE=C+1/3(Si+P)=2.83.6+1/3（0.81.6+0）=(3.074.13)%低硼低碳低铬白口铸铁碳当量：CE=C+1/3(Si+P)=2.22.6+1/3(0.81.6+0)=(2.473.07)%图2.2铁碳相图根据确定的碳当量，对比铁碳相图如图2.2选择高磞高碳低铬铸铁试样、低硼低碳低铬铸铁试样选择同样的热处理温度范围：800、840、880、920、960、1000、1040、1080为相应的热处理温度。2.3.1高碳高硼低铬白口铸铁的热处理热处理选用的不同温度：800、840、880、920、960、1000、1040、1080保温时间：0.5h冷却介质：空冷和20%商用正火液冷却回火温度：200回火时间：2h2.3.2低碳低硼低铬白口铸铁的热处理热处理选用的不同温度：800、840、880、920、960、1000、1040、1080保温时间：0.5h冷却介质：空冷和水冷回火温度：200回火时间：2h2.4力学性能测试力学性能试样取自于低铬铸铁通过线切割加工成10mm10mm55mm的冲击试样。采用HRC150型洛氏硬度测定冲击试样的硬度。采用402MVDTM数显显微硬度计测试试样组织中碳化物和基体的显微硬度。冲击实验设备为JB-30摆锤式冲击试验机。2.5金相的磨制以及金相相片的照取 将冲断试样两个，选一个做保护，进行SEM断口扫描。另一个用于金相的磨制。将选择用作磨制金相的试样选择较平的面在砂轮机上打磨成平面，然后在180、280、400、600、800、1000、1200、1500、2000号水磨砂纸上打磨到表面光滑。再在抛光机上进行抛光，直到表面光亮并且没有划痕为止。至此磨制过程完毕。将磨制好的金相试样放入8%的硝酸酒精中腐蚀10min，然后在金相显微镜（尼康EPIPHOT300U）下进行金相照片的照取。取100、200、500倍做实验分析使用。2.6 SEM扫描 将保存好的断口进行磨制满足扫描条件后进行扫描，收集扫描结果，供数据分析使用。采用FEIQuanta 400FEG型扫描电子显微镜观察冲击断口形貌及金相组织形貌观察，SEM观察金相时需要对试样进行深腐蚀。3 实验数据分析3.1铸态低铬白口铸铁组织及力学性能分析3.1.1铸态低铬白口铸铁金相组织分析图3.1a为高碳高硼低铬白口铸铁铸态金相组织，3.1b为低碳低硼低铬白口铸铁铸态金相组织。黑色块状组织为珠光体是由共晶奥氏体冷却到室温转变而来的；网状组织为莱氏体， 白色基体为共晶渗碳体。高磞高碳低铬白口铸铁的化学成分接近于共晶莱氏体中的渗碳体和奥氏体协同生长，长成及不规则的片状和蜂窝结构；低硼低碳低铬白口铸铁处于低共晶度的亚共晶状态，液体在结晶过程中达到共晶成分的时刻，奥氏体树枝晶已非常发达树枝间分枝间形成的共晶奥氏体趋向于在初生奥氏体表面生长，而共晶渗碳体只能在奥氏体空隙中结晶，形成离异共晶。 a.高碳高硼低铬白口铸铁铸态金相图 b.低碳低硼低铬白口铸铁铸态金相图图3.1两种材料铸态金相组织图3.1.2铸态低铬白口铸铁力学性能分析表3.1为两种白口铸铁材料硬度值和冲击功值。由表3.1可以看出两种材料均有较高的硬度值，但是冲击功值都比较低。表3.1两种材料硬度值和冲击功值材料硬度平均值/HRC冲击功平均值/J高硼低铬白口铸铁541.5低硼低铬白口铸铁51.12.13.2加热温度对高硼高碳低铬白口铸铁组织的影响在8001080奥氏体化淬火+200回火后，合金的鱼骨状共晶硼化物的变化不大，部分网状二次硼碳化合物有断网现象，基体组织全部转变为马氏体组织。低碳低硼系列合金的基体主要由宽度约 0.10.2m 的板条马氏体组成，当奥氏体化温度超过 1040时，合金基体中会出现部分针状马氏体中碳和高碳高硼系列合金的基体主要由混合马氏体组成。3.2.1高硼高碳低铬白口铸铁商用正火液淬火金相组织分析高碳高硼系列的高硼铁基合金由于其含碳量和含硼量比较高，在铸态组织中出现了三元包晶组织，使硼碳化合物的体积分数明显增加，基体所占的比例明显减少。铸态初生奥氏体的数量少，存在许多共晶和三元包晶奥氏体夹在硼碳化合物之间。因此，在重新奥氏体化加热时，奥氏体晶粒的大小基本不受奥氏体化温度高低的影响，即不会由奥氏体化温度的增高，奥氏体晶粒会出现长大的现象。只是随着奥氏体化温度的增加，组织中的 Fe3(C,B)相会发生分解，一部分碳和一部分硼会扩散到奥氏体之中，增加奥氏体的碳量和硼量。但共晶硼化物和三元包晶硼碳化合物的形态和分布不会发生变化，他们仍然保持鱼骨状和菊花片状结构，且比较均匀地分布。图3.2，3.3 为高硼高碳低铬铸铁奥氏体化热处理后高碳高硼系列合金光学显微组织，从图中可以看出，热处理后的组织与铸态组织没有明显的差别，只是基体组织全部由铸态的珠光体组织转变为全部的马氏体组织，合金的硬度大大提高。马氏体的形态均为隐晶马氏体，未出现明显的针状马氏体。随着合金的含碳量的增加，组织中硼碳化合物的数量增加，组织几乎全部为三元包晶组织。 a.800 b.840 c.880d.920 e.960f.1000 g.1040h.1080图3.2高硼高碳低铬白口铸铁商用正火液淬火金相图 由金相图可看出，相比于铸态的高硼高碳低铬白口铸铁组织，经过热处理的材料基体中的析出物明显增减，在刚开始的800的保温条件下，析出物和铸态条件下的组织较相近，但随温度的升高析出物增加而材料的力学性能也随之增加。说明析出物可以影响到材料的硬度，参照铁碳相图，亚共晶组织首先析出为初生的奥氏体相（Fe3C），在随后的升温过程中二次渗碳体的析出量增加，碳可以以二次渗碳体的形式析出，也可以一（B，C）、（B、C、Cr）、Fe（B、C、Cr）的形式出现这样一来，析出物的数量就随之增加，在920时达到最大值，则其析出物的量也最多。之后如果再继续升高温度则二次碳化物的溶入速度大于析出速度奥氏体中合金元素升高稳定性变大Ms ，M f 点降低。在冷却过程当中得到马氏体含量减少，残余奥氏体增加，所以材料的硬度降低。 3.2.2高硼高碳低铬白口铸铁试样空冷金相组织分析因为此两组工艺材料相同，只有冷却也不同，则得出的材料的硬度及冲击韧性有很大的差别，所以除了热处理加热保温奥氏体化外，不同的冷却速度下两组试样的金相图差别较大，虽然同为三元包晶相图，但其后者的析出物的量明显的增加且二次析出相明显减少。且因为其冷却速度较慢得到马氏体组织较少，但因为其硼碳的含量较大，所以其析出二次相对其硬度影响还是有明显的变化的。 a.800b.840 c.880 d.920 e.960 f.1000 g.1040 h.1080图3.3高硼高碳低铬白口铸铁试样空冷金相图3.3加热温度对低硼低碳低铬白口铸铁组织的影响3.3.1低硼低碳低铬白口铸铁水淬金相组织分析低碳低硼低铬白口铸铁变化系列的高硼铁基合金热处理后的光学显微组织可以发现：随着含硼量的增加，组织中共晶硼化物和二次硼碳化合物的数量明显增加，当硼含量超过 1.5以后，组织中还会出现三元包晶组织，使硼碳化合物的数量显著增加。看来在高硼铁基合金中，硼元素主要以化合物析出。奥氏体化温度对组织的影响主要表现为:当奥氏体化温度低于 1000时，合金基体主要是板条马氏体，如图3.4，3.5所示；当奥氏体化温度达到 1040时，组织中二次 Fe23(C，B)6相和包晶组织中的Fe3(C，B)相的溶解量增加，从而提高奥氏体的含碳量和含硼量，奥氏体在随后的淬火过程中形成混合马氏体。当硼量较低时，奥氏体的晶粒比较大。 a.800 b.840 c.880 d.920 e.960 f.1000 g.1040 h.1080图3.4低硼低碳低铬白口铸铁水淬金相图 低硼低碳低铬铸铁的结构为连续的网状结构，其加热过程中同样使连续的网住结构断裂，所以其冲击韧性提高。此材料；材料水淬，硬度值较高，究其因，一方面保温过程中二次析出物的量的增加，但在920下达到最高，之后的加热过程中析出的二次碳化物重熔，此时再继续提高加热温度，碳及合金元素在奥氏体中的溶解度提高，二次碳化物的溶入速度加快当二次碳化物的析出速度和溶入速度相等时，试样硬度达到极值。之后如果再继续升高温度则二次碳化物的溶入速度大于析出速度奥氏体中合金元素升高稳定性变大Ms ，M f 点降低。在随后的冷却过程中淬得的马氏体含量下降，残余奥氏体含量升高，导致试样的总体硬度下降。3.3.2低硼低碳低铬白口铸铁空冷金相组织分析此组试验与上组试验同样只有在冷却速度上不同，因此从冷速上考虑，在冷速较快的情况下，材料中的奥氏体快速转变成马氏体，使材料的硬度变大，但此组材料使用的是空冷，所以转变的速度不快，所以硬度变化不大，只有在加热过程当中析出的二次析出物来改变材料的硬度，又因为材料的碳硼铬含量均较低，所以硬度的变化值不大。组织为珠光体+共晶组织+碳化物，碳化物类型为M3C型，随着温度的升高，碳化物由最初的网状结构变为断网状结构，这是因为在加热过程中碳化物熔断于高温奥氏体区，在后来的回火过程中基体析出碳化物数量增加。 a.800 b.840 c. 880 d.920 e.960 f.1000 g.1040 h.1080图3.5低硼低碳低铬白口铸铁空冷金相图3.4加热温度对高硼高碳低铬白口铸铁力学性能的影响3.4.1高硼高碳低铬白口铸铁热处理20%正火液淬火力学性能分析实验材料不同加热温度硬度测试结果如表3.2所示，图3.6是由表3.2不同加热温度实验材料硬度平均值所做出的变化趋势图。由图3.6可以看出，800-920随着温度升高，硬度值升高，920加热保温0.5h时实验材料硬度最高，之后随着加热温度的升高，硬度有降低的趋势，硬度值的变化范围为54.167.4HRC。这是因为随加热温度的升高，固溶在奥氏体中的碳和合金元素增加，产生固溶强化效果，从而淬火后的组织的硬度值升高；920以后硬度值下降是因为随着温度的继续升高固溶在奥氏体中的合金元素继续增加，奥氏体的稳定性增加，淬火后残余奥氏体量有所增加，硬度有所降低。表3.2高硼低铬白口铸铁正火液硬度值及冲击功值热处理温度/硬度平均值/HRC平均冲击功/J80054.1284057.11.588064.5292067.4296066.71100065.51.5104065.41.5108064.41图3.6高硼低铬白口铸铁正火液硬度值随温度变化折线图该材料在热处理过程中920条件下，硬度（HRC）、冲击韧性均处于最佳性能。所以选择该温度为最佳热处理温度。3.4.2高硼高碳低铬白口铸铁热处理空淬的力学性能分析实验材料不同加热温度硬度测试结果如表3.3所示，图3.7是由表3.3不同加热温度实验材料硬度平均值所做出的变化趋势图。由图3.7可以看出，800-960随着温度升高，硬度值升高，960加热保温0.5h时实验材料硬度最高为59.2HRC，之后随着加热温度的升高，硬度有降低的趋势，但下降幅度不大，硬度值的变化范围为54.159.2HRC。这是因为随加热温度的升高，固溶在奥氏体中的碳和合金元素增加，产生固溶强化效果，从而淬火后的组织的硬度值升高；960以后硬度值下降是因为随着温度的继续升高固溶在奥氏体中的合金元素继续增加，奥氏体的稳定性增加，淬火后残余奥氏体量有所增加，硬度有所降低。其冲击韧性功范围在12.5J之间，确定断裂类型为脆性断裂。从硬度值的角度说960时硬度最大，但其冲击韧性最小，不选用960。在920和880条件下，冲击韧性差别不大，故选用硬度值（HRC）较大的920作为实际生产使用。表3.3高硼低铬白口铸铁空淬硬度值及冲击功值热处理温度/硬度平均值/HRC平均冲击功/J80054.1184054.5188057.32.592058.5296059.21100059.11.5104059.11.5108058.41图3.7高硼低铬白口铸铁空冷硬度值随温度变化折线图3.5加热温度对低硼低碳低铬白口铸铁力学性能的影响 3.5.1加热温度对低硼低碳低铬白口铸铁水淬的影响实验材料不同加热温度硬度测试结果如表3.4所示，图3.8是由表3.4不同加热温度实验材料硬度平均值所做出的变化趋势图。表3.4低硼低铬白口铸铁水淬硬度值及冲击功值热处理温度/硬度平均值/HRC平均冲击功/J80050.6384054.23.588067.5492066.5596065.54.3100065.74.4104064.33.81080663.8图3.8低硼低铬白口铸铁水淬硬度值随温度变化折线图由图3.8可以看出，800-880随着温度升高，硬度值升高，880加热保温0.5h时实验材料硬度最高为67.5HRC，之后随着加热温度的升高，硬度有降低的趋势，但下降幅度不大，硬度值的变化范围为50.667.5HRC。这是因为随加热温度的升高，固溶在奥氏体中的碳和合金元素增加，产生固溶强化效果，从而淬火后的组织的硬度值升高；880以后硬度值下降是因为随着温度的继续升高固溶在奥氏体中的合金元素继续增加，奥氏体的稳定性增加，淬火后残余奥氏体量有所增加，硬度有所降低。其冲击韧性功范围在35J之间，变化范围较小，确定断裂类型为脆性断裂。从硬度值的角度说880时硬度最大，但其冲击韧性小于920，且两者硬度值相差不大，故选920作为实际生产使用。3.5.2加热温度对低硼低碳低铬白口铸铁空冷的影响实验材料不同加热温度硬度测试结果如表3.5所示，图3.9是由表3.5不同加热温度实验材料硬度平均值所做出的变化趋势图。表3.5低硼低铬白口铸铁空淬硬度值及冲击功值热处理温度/硬度平均值/HRC平均冲击功/J80051.13.184052.13.388052.42.592052.52.396052.63.91000533.5104054.44108053.64图3.9低硼低铬白口铸铁空淬硬度值随温度变化折线图从表3.5可以看出硬度值变化范围为51.154.4HRC；冲击功变化范围为2.34J，变化范围不大，不做衡量标准。从图3.9可以看出空冷对该组试样的硬度影响不大范围不大，所以考虑从硬度，冲击韧性对比，选择960较为合适。3.6不同加热温度处理下实验材料的SEM断口分析图3.10为本实验冲击实验断口形貌图，a、b、c、d分别为高硼高碳低铬白口铸铁热处理20%商用正火液淬火断口形貌，高磞高碳低铬白口铸铁热处理空淬断口形貌，低硼低碳低铬白口铸铁水淬断口形貌，低硼低碳低铬白口铸铁空淬断口形貌。其冲击吸收能量为2J、2J、5J、3.9J。从图可以看出，不同加热温度试样的断口均属于脆性断裂，断口上碳化物和马氏体断裂机制明显不同，为碳化物解理断裂，马氏体组织断裂机理为准解理断裂，断口伴随有大量的塑性变形痕迹。 (a) (b) 图3.10冲击试样断口形貌图 (c) (d)4 结论本文通过对加热温度对低铬铸铁齿辊材料组织性能影响的研究，分析低铬白口铸铁的显微硬度、冲击韧性、微观组织、断口形貌，探讨加热温度对低铬铸铁的组织和性能的影响。总结论文的工作，可以得出以下结论：1920为高碳高硼低铬白口铸铁20%商用正火液实际生产使用最佳温度。920为高碳高硼低铬白口铸铁空冷实际生产使用最佳温度。920为低碳低硼低铬白口铸铁空冷实际生产使用最佳温度。960为低碳低硼低铬白口铸铁水冷实际生产使用最佳温度。2随着加热温度的升高，硬度值呈
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