4-外文翻译-烧结厂反击式破碎机的AISI A2工具钢打浆机头的开发.doc
1213型锤式破碎机结构设计与三维建模【多排锤】【含CAD图纸PROE三维模型和说明书】
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多排锤
含CAD图纸三维模型和说明书
1213
型锤式
破碎
结构设计
三维
建模
CAD
图纸
模型
说明书
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1烧结厂反击式破碎机的AISI A2工具钢打浆机头的开发摘要介绍了一台冲击式破碎机的工具钢（AISI A2）打浆机头的故障分析，以及开发合适的热处理工艺以改善其性能。打手头因其针孔位置的脆性断裂而过早失效。该研究包括目视检查，断层成像，化学分析，使用光学和扫描电子显微镜（SEM）表征微结构，EDS分析以及显微硬度分布的测定。使用SEM和EDS分析的微观结构表征揭示了马氏体基体中的大量连续的粗碳化物网状物。它增加了硬度（64HRC）以及基体的不均匀性（如微观硬度分布图所示），并降低了韧性（3J），因为粗碳化物网络非常硬且脆。在制造商方面，奥氏体化温度和热处理的回火温度都较低。新推荐的热处理导致较少量的不连续Cr-碳化物以及大量均匀分布在整个基体中的细小沉淀物，从而使硬度（59 HRC）和韧性（6.5 J）达到应用所需的最佳组合。按照推荐的热处理工艺生产的打浆机机头表现出比以前更好的性能（寿命增加4倍）。关关键词键词反击式破碎机；锤子；AISI A2；工具钢；网状碳化物；脆性断裂；韧性；热处理介绍烧结矿被用作高炉炼铁的原料。烧结是一种通过初期熔合将基础混合物凝聚成多孔物质的过程。基础混合材料是通过按比例混合铁矿粉，地面助熔剂材料，磨碎的焦炭粉和还原混合物，然后在堆场中逐层堆积来制备的。基料混合原料的颗粒是烧结矿质量的重要因素。通过在冲击式破碎机中破碎，然后以适当的比例筛分和混合不同的颗粒来实现正确的造粒。在烧结矿中用作助熔剂的石灰石和纯橄榄石通过吊杆重新加热轮回收，并送到三台150 tph的锤磨机中，称为初级破碎机，然后将它们送到二级破碎机（Hammer Mills）中，它们被研磨成3.2毫米的大小。 粉碎后，将这些材料筛分并储存在配料箱中。该冲击式破碎机广泛用于粉碎石灰石，白云石和纯橄榄石等原料，用于烧结配料的床上用品和混合设备。它使用多个旋转搅拌头（锤子）通过撞击固定在机器冲击壁上的磨削衬套来粉碎原材料1。打浆机头在锯齿形周向排列的搅拌臂帮助下连接到转子轴（图1）。通过调整旋转锤头与冲击壁之间的距离，可以改变破碎机的颗粒产品的细度。图1 (a)冲击式破碎机，显示了转子轴比头总成，(b)更近地观察一个打头。冲击式破碎机的搅拌头在脆性断裂下经常失败（在15天内）。打击面上打击头的逐渐磨损是一种正常的失效模式，而其突然的脆性断裂是一个值得关注的问题。冲击式破碎机中的锤头或锤头不仅会受到磨损，还会受到冲击或冲击载荷的作用。因此，打击头材料的韧性是延长锤子硬度或耐磨性能的重要因素2-26。每个月都需要更换大量的打浆机头，因为它们经常发生破损，导致维护成本高和生产损失。在现有的文献2-10中提供了关于合金铸铁和AISI H11，H13，D2和M2等工具钢的几项工作，这些文献涉及微观结构和机械特性。但是在空气淬火工具钢AISI A2及其作为反击式破碎机（锤式破碎机）中的打浆机头材料的应用在公开文献中很少见。此外，在现有文献中没有关于AISI A2工具钢作为粉碎锤的性能的工业或应用数据。这项工作提出了对AISI A2搅拌头过早失效的根本原因进行分析，并开发合适的热处理工艺以改善其性能。实验程序和结果实验程序和结果实地考察和视觉观察烧结厂有两台原料床上用品和混合（RMBB）单元，分别是RMBB1和RMBB2，其中有6台冲击式破碎机和7台冲击式破碎机。 冲击式破碎机粉碎烧结中使用的助熔剂材料，如石灰石，白云石，辉石岩等。以约675rpm的转速旋转的初级破碎机首先将原材料从-50mm的网孔破碎成 -15毫米。然后这些再次在具有约830rpm的二次破碎机的帮助下破碎成大小-3.15毫米。破碎机的容量大约为125吨/小时，它包含40-52个打浆机头。图1（a）显示了转子轴搅拌头组件。 打浆机头在帮助下附在打浆机臂上。如图1（b）所示，销子插入打击头内的孔中。 图2（a）和（b）显示了不合格的搅拌器头从其针孔位置断裂。 失效搅拌器头部的断裂表面（图2c和d）显示明亮的颗粒外观，表明脆性断裂。 打击头的另一端被发现磨损（图2a和b），原因是在输入助焊剂材料磨损时受到磨损或撞击。 虽然搅拌器头表面的逐渐磨损是所需的失效模式，但在服务期间从针孔位置断裂是一个必须解决的问题。图2 (a，b) 打样头样品在打孔位置处失败(c，d)靠近打头针孔附近的裂缝面3断口包含断裂表面的小样品在断裂发生位置的针孔附近被切割。 将样品进行超声波清洗以检查裂隙表面。 使用在15kV的加速电压下操作的扫描电子显微镜（SEM）（型号：JXA6400，JEOL，Japan）检查断裂表面。 在各种放大率下记录断裂表面各个位置的显微照片。 如图3所示，检查裂纹萌生区附近的断裂表面显示断裂表明脆性断裂。 搅拌头的脆性断裂表明其在使用过程中的冲击载荷下失效。图3分形图(92000)失败的击剑头显示了脆性断裂的分裂。物料从失败的打浆机机头上切下一小块样品，并准备进行化学分析。样品的化学分析使用X射线荧光光谱法（XRF）进行;碳（C）和硫（S）含量采用红外燃烧技术测定。打击头的化学分析结果汇总在表1中。化学分析发现更接近AISI A2（ASTM A681）等级的空气淬火中等合金冷作工具钢，其铬（Cr）含量稍高，降低钒量（V）。锰，铬和钼是这种等级钢中的主要合金元素，其赋予高淬透性并且钢可在空气中硬化。 AISI A2提供了在使用中原材料粉碎操作所需的耐磨性和韧性的最佳组合。图4给出了从制造商那里得到的搅拌机头的热处理周期。铸造材料在850-870下热处理1h / in。随后空气冷却。风冷材料在175-200的温度范围内以两个阶段回火3h / in。表1锤头头样品化学分析(wt%)。表1 beater头样品化学分析(wt%)。SampleCMnSiSPCrMoVWBeater head1.010.670.500.0300.0265.71.020.120.010ASTM A681 type A20.951.050.41 0.10.5 0.03 max0.03 max4.755.5 0.91.4 0.150.54（a（ （b）图4 (a) 锤头制造商所给出的典型热处理时间表，(b)推荐的锤头热处理周期微观结构检查从失败的搅拌头上切下样品用于横截面的微观结构检查。然后将样品安装在树脂中，研磨并使用标准金相技术抛光。用Villelas试剂（1g苦味酸，5mL盐酸和100mL乙醇）蚀刻后，在光学显微镜（Leica，型号：DMRX，德国）上检查横截面。在图5（a）和（b）中显示了破碎打击头的横截面的典型显微照片。打击头横截面的微观检查揭示了马氏体基体和晶界上的链状块状碳化物网络（图5a和b）。碳化物表现为明亮的相，它们优先沿着晶界聚集。使用图像分析软件在各个领域测量碳化物的面积分数。发现碳化物的平均面积分数为7.20.45。打击头元件所需的最重要的材料特性是硬度，韧性和耐磨性。随着碳化物数量的增加，硬度和耐磨性也增加，但在热处理时必须小心，以避免韧性损失2,3,6,7。粗大的碳化物团簇对韧性产生不利影响;在使用过程中，碳化物易碎易于引发裂纹2,8,9。图5失败锤头的微观结构:(a)微观结构(950)显示马氏体基体和碳化物网络在晶界处(b)放大后的微观结构(9200)显示在前奥氏体晶界的连续碳化物网络。扫描电子显微镜和EDS分析在加速电压为15kV的扫描电子显微镜（SEM）的帮助下，对样品的蚀刻横截面进行了检查，以了解其微观结构以及元素表征。显微照片显示在晶界有粗大的碳化物网状结构，还有一些带有马氏体基体的细小球状沉淀物（图6a和b）。进行晶界网络的能量色散谱（EDS）以及细小沉淀物（如图6a和b所示），进行元素化表征，分析结果汇总在表2中。 EDS分析表明，基体内的晶界网络和细小沉淀物是碳化铬。碳化物化学计量不能通过EDS微观分析确定。但是对类似材料2,10,11的文献调查，如AISI H11，H13，M2，D2等，以及早期文献5,12-15讨论的类似碳化物的电子探针显微分析表明，边界碳化物网络为M7C3型（原碳化物）和细小球状沉淀物为M23C6（其中M = Cr）型（次碳化物）。如图6（b）所示，在晶界处的大块碳化物网状骨架状形态显然表明它的共晶起源（一次碳化物），即起始于凝固阶段2,5,8- 10，13。 5另一方面，基体中细小的球状析出物表明在铸件热处理过程中形成的二次碳化物2,5,8,11。（a（ (b)图6 锤头样品截面的SEM显微图(a)微图(91000)，在马氏体基体中，在晶界处显示粗碳化物网络，并在马氏体基体内呈现细析出物(b)显微图(91500)显示了粗碳化物网络中EDS分析的位置，以及矩阵内的细析出物。表2 EDS的结果在不同的分析(wt %)如图6所示硬度测量在标准ASTM E384后，从失败的锤头制备的样品的截面上测量了宏观和显微硬度值。在Vickers硬度试验机中，用30kgf的负载测量了宏观硬度值。在横截面随机位置进行了5次测量，得到平均宏观硬度值;macro-hardness值被发现78112 HV30(相当于&64 HRC)。AISI A2工具钢材料的宏观硬度较高，由于材料的硬度较高，对其韧性有不利影响。显微硬度值在500 lm的一个固定间隔内，由一组50gf的微维氏硬度试验机和15 s的压痕持续时间进行测量;显微硬度剖面如图7(a)所示。硬度值在600-1000 HV0.05的范围内变化。除硬度剖面外，还分别测量了一些晶界碳化物网络的显微硬度值。电石网络的平均显微硬度测定为1375 15 HV0.05;在现有文献12,16中，发现碳化物网络的微硬度值与M7C3型主要碳化物的值(1400 HV)相似。位置CiSrCnMeFoM附注111.710.4016.680.6864.56.03二次碳化物219.3540.9230.638.71主要的硬质合金31.004.830.5092.710.96矩阵49.640.4812.4073.723.76二次碳化物517.2131.6745.086.03主要的硬质合金61.055.3392.231.39矩阵6图7在横截面上测量的显微硬度剖面锤头(a)破坏的锤头 (b)在推荐的热处理之后测量冲击韧性在标准冲击试验机（Striking Energy：30010 J）的帮助下，在环境温度下，根据IS 1757：1988 17，使用V型缺口夏比试样进行样品冲击试验。 至少进行了三次测试以获得打击头样品的平均冲击能量值。 样品的平均冲击能量值为30.2 J。在实验室中对打头的热处理进行改进在实验室中对打头的热处理进行改进搅拌头制造商给出的热处理产生了具有显着粗粒的微观结构边界碳化物网络。 粗晶界碳化物网络不利地影响材料的韧性，使其在冲击下容易断裂2,8。 在目前的调查中，对一些铸型打头材料(由同一制造商提供)进行了适当的热处理。热处理是在可控气氛炉中进行的。材料被预热到788摄氏度，并保持在这个温度直到被浸泡。然后,加热到954C和1 h /in。最大的横截面。奥氏体化后,材料从熔炉中取出并在空气中冷却，然后在两个阶段立即回火，温度为200-250摄氏度。热处理后的显微结构表征在实验室中，用“显微结构检查”一节所述的方法，制备了一种样品，并在实验室中对其进行了热处理。光学显微结构如图8(a)和(b)所示，微观结构主要表现为马氏体基体，在晶界处有少量初级共晶碳化物。但这些碳化物的形式并不是连续的网络,而他们是不连续的,出席一些晶界上的离散位置联合国就像观察图5(a)和(b)。扫描电子mi - croscopy(SEM)以及碳化物的EDS分析进行了研究其形态和类型。SEM和EDS分析表明，在晶界和许多球状精细碳化物(副碳- m23c6型)的晶界和大量球状精细碳化物的分布均匀分布在整个基质中，如图9和表3所示。7图8 (a)在建议热处理后，锤头的微结构(950)(b)微观结构(9200)在前奥氏体晶界的离散位置上显示出具有不连续碳化物的马氏体基体。图9在前奥氏体晶界处的不连续碳化物网络(92500)以及在基体内的精细球状碳化物析出物。实验室热处理后的机械特性在实验室中对铸坯头块进行热处理后，对试样进行硬度和冲击韧性值的测试，分别在“硬度测量”和“冲击韧性测量”各部分进行分析。macro-hardness值测量是67010高压(相当于59 HRC)。如图7(b)所示，在样品的横截面上测量的mi- cror硬度值的剖面如图7(b)所示。在实验室处理的beater头块热处理的硬度值(600-750 HV)比在制造商端处理的600 - 1000hv更低。目前的硬度值与典型AISI A2工具钢的(60 HRC)一致10,18。此外，测量的显微硬度剖面(图7b)与较早的测量值相对平滑或均匀。用v形缺口试样进行了热处理后的锤头试样的冲击试验。能量值的影响被测量是6.50.3 J显示显著改善(117%)相比,韧性的制造商。这两种样品的硬度剖面和冲击韧性的差异(即:由于采用了新的热处理计划，生产出的热处理样品和现有的实验室热处理样品都是由原始碳化物的粗化网络相对自由的。碳化物的粗连续网络增加了硬度，但在冲击荷载作用下，粗碳化物管网破坏的韧性增加了2,8。讨论通过分析，找出了冲击破碎机锤头失效的根本原因，并通过适当的热处理方法对其进行了开发。失败的打头样品的微观结构和力学特性均表明热处理不当。在铸造过程中形成的粗硬碳化物网络是有8害的;在热处理过程中，由粗连续碳化物网络形成均匀分布在基体上的次生碳化物的细球状沉淀物。使它们在某些位置不连续或分离，而不是减少它们的数量5。由制造商给出的热处理时间表(图4)显示在淬火过程中，在淬火过程中，奥氏体化温度较低2,18。在热处理过程中，由于奥氏体化温度较低，产生精细次生碳化物的mas-主要碳化物并没有完全溶解在基体中;这产生了粗碳化物网络，少量的精细碳化物析出，使材料脆性或韧性较差2,5,19。建议制造商采用“改善实验室中搅拌器头的热处理”一段适当的热处理计划，以改善搅拌器头的微观结构;奥氏体化tem -perature预热后增加到954C在788C和回火温度增加到200 - 200C。新的热处理保证了显著的效果。在基体中粗碳化物的粗化网络的溶解，然后是均匀分布在整个基体(图8和图9)的细小的球状次生汽车-等待粒子的沉淀。推荐的热处理时间安排导致了显微结构的改善，其硬度和韧性都得到了最佳的组合。材料的冲击韧性从3增加到3.6.5 J。，根据a级AISI A2的规格要求，117%的硬度值。硬度剖面(图7b)相对于较早的一个确保更均匀的矩阵，也表现出相对平稳的趋势。按照推荐的热处理时间表生产的新喷头，事实上，比早期的更适合于人工。服务期限为15天至2个月，即通过4次。新锤头的失效模式也从突然的脆性断裂转变为逐渐磨损在突出在表面上。结论从上述分析可以得出以下结论:(1)对AISI A2刀具钢锤头的断口形貌和断口形貌的观察，表明其在冲击载荷作用下，在脆性模式下的针孔位置失效。(2)微观结构检查发现了大量粗颗粒的粗晶粒边界网络。粗碳钢网的硬度高(64 HRC)，韧性较低(3 J)，使其易碎。(3)对beater head的热处理进度表进行了分析，表明其不适当的微结构是由于低奥氏体化(850-870 C)的结果，以及在制造商端热处理时的温度(175-200 C)。(4)新推荐的热处理时间表(预热788C,奥氏体化在954C符合低下由两个阶段回火200 - 500C)导致少量的不连续和大量的细碳化物网络分布式pre - cipitates回火马氏体内部的二次碳化物矩阵。改进后的显微结构产生了硬度(59 HRC)和韧性(6.5 J)的最佳组合，使锤头的使用寿命提高了4倍。参考文献1Y. 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