截齒合金的失效形式及對策

程在望，劉華平

（蘇州新銳合金工具股份有限公司，湖北 潛江 433124）

0 引言

根據(jù)Sandvik的硬質(zhì)合金晶粒度分級標(biāo)準(zhǔn)，WC平均晶粒度在3.5～4.9μm的合金為粗晶硬質(zhì)合金，WC平均晶粒度在5.0～7.9μm的硬質(zhì)合金為超粗晶硬質(zhì)合金[1]。相同Co含量下，與傳統(tǒng)的中、細(xì)晶粒硬質(zhì)合金相比，超粗晶硬質(zhì)合金具有良好的斷裂韌性和抗熱疲勞性能，因而廣泛地應(yīng)用于制造工況條件惡劣的截齒和挖路齒。目前國內(nèi)市場上高端截齒合金 （主要用于惡劣條件）的需求量為300-350噸/年，但大部分市場被瑞典Sandvik公司和美國Kennametal公司占有。因此有必要提升截齒合金的性能，提高國產(chǎn)截齒合金市場占有率，實(shí)現(xiàn)高端截齒合金的國產(chǎn)化。1 截齒的失效形式

在采煤過程中，截齒合金在綜采機(jī)的巨大推進(jìn)力作用下以回轉(zhuǎn)方式割煤，除了受到高的周期性的壓應(yīng)力和剪切彎曲應(yīng)力外，還經(jīng)常由于煤層中存在堅(jiān)硬的夾矸而受到突發(fā)性的沖擊應(yīng)力。此外，由于截齒在生產(chǎn)過程中處于半程工作、半程空轉(zhuǎn)的狀態(tài)，工作時(shí)截齒合金表面與煤層嚴(yán)重摩擦而劇烈發(fā)熱，表面溫度瞬間可達(dá)600℃～800℃。空轉(zhuǎn)時(shí)則由于空氣和冷卻水作用，合金表面溫度急劇下降，處于一種激冷激熱狀態(tài)，在截齒合金內(nèi)部產(chǎn)生較大的溫度梯度。由于Co相和WC相的熱膨脹系數(shù)相差很大，造成合金內(nèi)部形成巨大的熱應(yīng)力，這種情況在合金表面尤其嚴(yán)重，最終在合金表面形成熱疲勞龜裂或掉塊，造成截齒失效。

表1是蔡和平統(tǒng)計(jì)的神府煤田 （普氏硬度f＝6～8）的截齒合金失效情況。從表中可以看出，煤層截齒合金的主要失效原因是合金抗熱疲勞性不夠。因此，通過提高硬質(zhì)合金的抗熱疲勞性從而提高使用壽命就很有意義。由于合金的抗熱疲勞性能和抗熱沖擊性能TFR與合金的韌性和熱導(dǎo)率有關(guān)。因此，提高合金熱導(dǎo)率、斷裂韌性，降低合金熱膨脹系數(shù)、彈性模量均可以提高合金的抗熱疲勞性能。

表1 截齒損壞方式[3]

硬質(zhì)合金的韌性主要取決于合金的Co含量和WC晶粒度，此外碳含量對其也有一定影響。WC晶粒度相同時(shí)，提高合金的Co含量可以增加合金的韌性和熱膨脹系數(shù)，降低合金熱導(dǎo)率、耐磨性。Co含量相同時(shí)，增加合金WC晶粒度，可以增大合金Co相平均自由程，減小界面熱阻[4]，從而提高合金的韌性和熱導(dǎo)率。根據(jù)“熱塑變效應(yīng)”理論[5]，在高溫條件下合金表面會發(fā)生一定的塑性流動，易造成WC晶粒從Co相中拔出，加速合金的磨損。超粗合金由于WC晶粒粗大，在一定程度抑制了這一現(xiàn)象，比相同硬度細(xì)晶合金具有更好的耐磨性。碳含量對硬質(zhì)合金韌性的影響主要通過影響W在Co中的固溶度實(shí)現(xiàn)，對WCCo硬質(zhì)合金而言，兩相區(qū)高碳側(cè)的合金韌性比低碳側(cè)好。但也有資料認(rèn)為[6]，對超粗、特粗晶硬質(zhì)合金，應(yīng)使合金的碳含量控制在兩相區(qū)的下限，提高合金的耐磨性，但并未得到實(shí)際使用的有效驗(yàn)證。綜上所述，提高截齒合金使用性能的措施為：適當(dāng)降低Co含量，提高合金的WC晶粒度。

2 國內(nèi)截齒合金現(xiàn)狀

根據(jù)收集的樣品統(tǒng)計(jì)，國產(chǎn)截齒合金Co含量為10%～13%，晶粒度約5～6μm。國外Sandvik/Kennametal公司截齒合金主要有兩類：Co含量10%，晶粒度6～7μm和Co含量7%，晶粒度12～13μm。表2是收集分析的客戶反映使用效果較好的截齒合金理化性能，圖1是其對應(yīng)的金相組織圖片。

結(jié)合表2和圖1可知，與Sandvik Co含量10%、晶粒度6～7μm的超粗合金相比，大部分國產(chǎn)截齒合金的晶粒偏細(xì)且均勻性較差，晶粒外形不圓滑。在實(shí)際作用中則表現(xiàn)為韌性或耐磨性匹配較差，易出現(xiàn)碎齒或不耐磨現(xiàn)象。

表2 使用效果較好的截齒合金理化性能

圖1 國內(nèi)截齒合金金相組織圖

作為國內(nèi)最早生產(chǎn)截齒合金的廠家之一，新銳公司在2009年就已開發(fā)出晶粒度5～6μm，使用情況良好的JZ10CC和XR12CC超粗合金，得到客戶的認(rèn)可和大批量訂貨。針對客戶反映的Sandvik10%Co、晶粒度6～7μm截齒合金使用效果較好的情況，新銳公司通過先進(jìn)的WC粗粉和球磨工藝，成功開發(fā)出Co相分布均勻，晶粒大小和均勻性與Sandvik相當(dāng)，綜合性能較好的截齒合金牌號——XR10CC，金相組織如圖1a所示。

3 截齒合金改進(jìn)方向

低鈷超粗是目前截齒合金的主要發(fā)展趨勢。但由于受于WC粗粉質(zhì)量和生產(chǎn)工藝限制，即使采用Fsss粒度超過20μm的WC粗粉，也難以制得晶粒度超過4.5μm以上的超粗硬質(zhì)合金。本文根據(jù)文獻(xiàn)和專利資料，提出了兩種適合工業(yè)化生產(chǎn)的超粗合金的制備方法。

3.1 預(yù)混合+柔性球磨

使用Y型混合器或三維混合器對WC粗粉和Co粉進(jìn)行預(yù)混合（干混、不加合金球），可以在WC和Co相分布均勻的前提下縮短球磨時(shí)間，降低球磨對WC粗粉的破碎作用，提高合金的晶粒度。但單純對WC粗粉、Co粉進(jìn)行預(yù)混合并不能得到性能良好的粗晶合金。對WC粉和Co粉進(jìn)行干混結(jié)果表明[7]：干混不會對WC粉末產(chǎn)生破碎作用，WC晶粒度接近原始WC粉料粒度，但壓坯易產(chǎn)生大孔洞和未壓好缺陷，難以在燒結(jié)中消除。此外，市面上銷售的Co粉多呈類球狀或短棒狀，F(xiàn)sss粒度雖然很小，但球或棒之間存在較多相互粘連象，常規(guī)的預(yù)混合很難將其分散，導(dǎo)致燒結(jié)后合金中存在大量Co湖，因此預(yù)混合須與球磨方法結(jié)合才能制得性能良好的超粗合金。

預(yù)混合和柔性球磨兩種方法相結(jié)合，可以降低WC受到的球磨強(qiáng)度，減少WC粗粉的破碎，降低WC粉末的表面畸變能，抑制液相燒結(jié)過程中WC的溶解—析出，使得WC晶粒外形圓滑化、提高WC晶粒的均勻性，進(jìn)一步提高合金的抗彎強(qiáng)度和斷裂韌性。吳沖滸在專利《柔性球磨技術(shù)制備超粗硬質(zhì)合金的方法》中[8]，使用Y型或雙錐形混合器對費(fèi)氏粒度18～22μm的WC粒和Co粉進(jìn)行預(yù)混合，并使用低球料比、低轉(zhuǎn)速的濕磨方式成功制取了平均晶粒度7～10μm的超粗硬質(zhì)合金。張博勛在專利《超粗晶硬質(zhì)合金混合料的制備工藝》中提出[9]：使用小直徑合金球可以減小對WC粉末顆粒的破碎，使得燒結(jié)后的WC晶粒度接近原始WC粒度。

3.2 納米粉末溶解—析出

硬質(zhì)合金中WC晶粒長大主要分為兩個(gè)階段：聚集再結(jié)晶和液相重結(jié)晶 （溶解—析出機(jī)理），其中液相重結(jié)晶在WC晶粒的長大中起主要作用。在正常燒結(jié)溫度下，WC在Co中的溶解度能達(dá)到35%～37.5%，由于粒徑差異導(dǎo)致細(xì)顆粒WC的單位面積表面能比粗顆粒WC大很多，造成細(xì)顆粒WC在液相Co中優(yōu)先溶解并析出在表面能低的粗顆粒WC上，使WC顆粒粗化。根據(jù)這一原理，白英龍使用納米粉末溶解法制備超粗WC-Co硬質(zhì)合金[10]，不僅使合金的平均晶粒尺寸增加1.3μm，而且使WC晶粒尺寸分布的均勻性得到提高，形狀復(fù)雜晶粒減少，晶粒發(fā)育程度得到改善。這一方法也在聶洪波等人的專利CN102808096A和伏坤的專利CN102534344A中得到了驗(yàn)證[11，12]。為進(jìn)一步提高納米粉末的溶解—析出效應(yīng)，可單獨(dú)對納米WC粉末進(jìn)行預(yù)球磨，增加其表面活性。

4 結(jié)論

本文通過分析截齒合金在硬煤層中的失效形式，對比國產(chǎn)截齒合金與Sandvik、Kennametal合金的性能、組織差異及使用差距，結(jié)合理論分析，得出如下結(jié)論：

（1）截齒合金的主要失效形式是熱疲勞失效。

（2）截齒合金性能提升方向：低Co粗晶。

（3）可以通過預(yù)混合+柔性球磨方法和納米粉末溶解—析出法制取超粗硬質(zhì)合金。

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