淬火回火工藝對Cr26過共晶高鉻鑄鐵組織及性能的影響

張 凱， 張建平， 鐘 寧， 盧尚文

(1. 湖南工業(yè)職業(yè)技術學院 汽車工程學院， 湖南 長沙 410036;2. 三一重工股份有限公司， 湖南 長沙 410199；3. 上海海事大學 海洋科學與工程學院， 上海 200135)

高鉻鑄鐵是一種價格低廉而耐磨性能優(yōu)異的耐磨材料[1]，高鉻鑄鐵按組織形態(tài)可分為亞共晶和過共晶兩種。過共晶高鉻鑄鐵鑄造組織由初生碳化物和共晶奧氏體、碳化物組成[2]。過共晶高鉻鑄鐵含高體積分數(shù)的高硬初生碳化物(碳化物硬度大于1200 HV)，因此具有優(yōu)異的耐磨性，是工程機械耐磨部件的首選材料，如混凝土泵車上輸送混凝土的泵管中，改變輸送方向的雙層復合結(jié)構(gòu)彎管的內(nèi)層就是過共晶高鉻鑄鐵材質(zhì)。過共晶高鉻鑄鐵的鑄態(tài)組織宏觀硬度較低，基體奧氏體對碳化物的支撐效果差，為充分發(fā)揮其耐磨性，需進行熱處理[3]。某企業(yè)對Cr26過共晶高鉻鑄鐵進行淬火和回火處理后，硬度在59～61 HRC之間，使用壽命無法達到客戶要求的泵送6萬方混凝土要求。為此，聯(lián)合企業(yè)對該Cr26高鉻鑄鐵的化學成分進行重新設計，優(yōu)化淬火和回火工藝參數(shù)，對碳化物形態(tài)和基體組織進行調(diào)控，研究了淬火和回火參數(shù)對高鉻鑄鐵組織、硬度和耐磨性的影響，為工程機械用過共晶高鉻鑄鐵壽命的提升提供參考。

1 試驗材料與方法

1.1 化學成分

試驗用高鉻鑄鐵采用300 kg中頻感應爐冶煉，在原高鉻鑄鐵成分基礎上，添加了增加碳化物形成元素和提高回火穩(wěn)定性的V、Mo、Ni元素，以提高硬度和耐磨性，主要化學成分見表1。

表1 試驗用高鉻鑄鐵的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical composition of the tested high chromium cast iron (mass fraction, %)

1.2 試驗工藝

以鑄鐵、增碳劑、高碳鉻鐵為主要原料，出鋼溫度1500～1550 ℃，澆注溫度1400～1450 ℃，澆注位置和取樣方向如圖1所示。出鋼時，在澆包內(nèi)加入0.25%稀土鎂硅變質(zhì)處理。將鑄件線切割成金相、硬度、沖擊和磨損試樣，然后在高溫箱式爐中進行淬火和回火工藝試驗，具體工藝路線如圖2所示。

圖1 覆膜砂鑄造澆注示意圖Fig.1 Schematic diagram of the coated sand casting

圖2 試驗Cr26過共晶高鉻鑄鐵的熱處理工藝Fig.2 Heat treatment process of the tested Cr26 hypereutectic high chromium cast iron

1.3 性能測試和組織觀察

采用D8Advance型X射線衍射儀對Cr26過共晶高鉻鑄鐵進行物相分析，試驗采用Cu靶Kα射線，連續(xù)掃描方式，掃描范圍為20°～100°，步長為0.02°。采用Olympus光學顯微鏡觀察顯微組織，并用Image Pro-plus 6.0軟件分析碳化物含量，測試方法為在一個熱處理工藝參數(shù)下隨機取10個位置，每個位置選取3個 視場，在視場內(nèi)采用面積法測量碳化物含量，總計獲得30個視場的碳化物含量，取平均值。為觀察碳化物整體形貌，沿XOY平面和垂直于YO方向取樣，用體積分數(shù)為4%硝酸酒精腐蝕48 h后，采用JEOL-7500F掃描電鏡對深腐蝕碳化物形貌和顯微組織進行了觀察，并用牛津能譜儀進行了成分分析。采用HBRV-187.5型電動布洛維硬度計測量硬度，每個試樣測5個點，取平均值。采用尺寸為10 mm×10 mm×55 mm無缺口試樣，在ZBC2302-C型沖擊試驗機上進行沖擊試驗，結(jié)果取5個試樣沖擊吸收能量的平均值。采用往復式BrukerUMT-3摩擦試驗機進行磨損性能測試，測試溫度為常溫，對磨材料為石英砂，設定原成分Cr26高鉻鑄鐵(熱處理工藝為1050 ℃×1.5 h風冷+500 ℃×6 h 空冷)的耐磨性為1，試驗Cr26高鉻鑄鐵在不同淬火回火工藝下的耐磨性=原成分Cr26高鉻鑄鐵磨損量/試驗Cr26高鉻鑄鐵在不同淬火回火工藝下的磨損量。采用掃描電鏡觀察試樣磨損后的形貌。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 熱處理工藝對合金相組成的影響

圖3為鑄態(tài)和經(jīng)1050 ℃淬火+500 ℃回火試樣的X射線衍射圖譜，從圖3可以看出，試驗Cr26高鉻鑄鐵兩種狀態(tài)下的基體均以馬氏體為主，有殘留奧氏體存在，鉻的碳化物主要以M7C3形式存在。熱處理使殘留奧氏體衍射峰減弱，碳化物衍射峰增強。由于Cr26系列高鉻鑄鐵合金含量高，合金元素溶入奧氏體提高了其穩(wěn)定性，使得即使經(jīng)過后續(xù)淬火、回火處理仍然保留了一定量的殘留奧氏體，如果要降低殘留奧氏體含量，可考慮多次回火[4-5]。

圖3 試驗Cr26過共晶高鉻鑄鐵試樣的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of the tested Cr26 hypereutectic high chromium cast iron

2.2 熱處理工藝對組織的影響

圖4為試驗Cr26高鉻鑄鐵鑄態(tài)、980、1050和1100 ℃淬火后的顯微組織。由圖4可見，試驗Cr26高鉻鑄鐵組織為過共晶組織，近六邊形碳化物為初生碳化物，其他短棒狀碳化物為共晶碳化物。與鑄態(tài)下的初生碳化物相比，980 ℃和1050 ℃淬火的初生碳化物形貌無顯著變化，而1100 ℃淬火時，初生碳化物與基體的界面已變模糊，這表明部分碳化物已發(fā)生溶解。

圖4 試驗Cr26過共晶高鉻鑄鐵不同溫度淬火后的顯微組織(a)鑄態(tài)；(b)980 ℃；(c)1050 ℃；(d)1100 ℃Fig.4 Microstructure of the tested Cr26 hypereutectic high chromium cast iron quenched at different temperatures(a) as-cast； (b) 980 ℃； (c) 1050 ℃； (d) 1100 ℃

采用Image Pro-plus 6.0軟件測定試驗Cr26高鉻鑄鐵不同淬火溫度下的碳化物含量，結(jié)果如圖5所示。

圖5 試驗Cr26過共晶高鉻鑄鐵不同溫度淬火后的碳化物含量Fig.5 Carbide content of the tested Cr26 hypereutectic high chromium cast iron quenched at different temperatures

由圖5可見，隨著淬火溫度的變化，碳化物含量在37.26%～38.25%之間變化。980 ℃淬火時碳化物含量略高于鑄態(tài)，而1050、1100 ℃淬火時碳化物含量與鑄態(tài)無明顯差異。有研究表明[6]，Cr含量為11%～26%、C含量為2%～4%、Mo含量為0%～4%時，碳化物含量K可按照公式(1)進行估算：

K=12.33WC+0.55WCr-15.2%

(1)

將試驗Cr26高鉻鑄鐵的C含量和Cr含量代入公式(1)進行計算，得出其碳化物含量約為39%，與本文統(tǒng)計所獲得的數(shù)據(jù)基本一致。

鑄態(tài)Cr26高鉻鑄鐵經(jīng)過980 ℃淬火后，原奧氏體基體中的合金元素以碳化物的形式析出[7]，從而使淬火后的碳化物數(shù)量高于鑄態(tài)。隨著淬火溫度進一步升高，奧氏體基體中合金元素的溶解度增大，而共晶碳化物中合金元素向基體擴散加劇，因此隨著淬火溫度的升高，共晶碳化物體積分數(shù)不斷下降[8-9]，抵消了奧氏體基體中碳化物析出導致的碳化物含量增加。因此，1050和1100 ℃淬火后碳化物含量與鑄態(tài)無顯著差異。

圖6為試驗Cr26高鉻鑄鐵1050 ℃淬火和不同溫度回火后的顯微組織。Cr26高鉻鑄鐵在回火時繼續(xù)發(fā)生殘留奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變和二次碳化物的析出，從殘留奧氏體中析出的二次碳化物非常細小，隨著回火溫度的升高，馬氏體進一步向回火索氏體轉(zhuǎn)變[10-11]。從圖6可以看出，回火時碳化物形貌未發(fā)生明顯變化。

圖6 試驗Cr26過共晶高鉻鑄鐵1050 ℃淬火和不同溫度回火后的顯微組織Fig.6 Microstructure of the tested Cr26 hypereutectic high chromium cast iron quenched at 1050 ℃ and tempered at different temperatures(a) 250 ℃； (b) 350 ℃； (c) 500 ℃； (d) 600 ℃

圖7為試驗Cr26高鉻鑄鐵1050 ℃淬火+500 ℃回火試樣的掃描電鏡照片和能譜分析結(jié)果。由圖7(a)可清晰地觀察到熱處理后形成的二次碳化物，其尺寸不到1 μm。對初生碳化物進行能譜分析可以發(fā)現(xiàn)合金元素V、Ni和Mo。由圖7(b)可以清楚看到Cr主要分布在初生和共晶碳化物中。

圖7 試驗Cr26過共晶高鉻鑄鐵1050 ℃淬火和500 ℃回火后的碳化物形貌(a)與Cr元素分布(b)Fig.7 Carbide morphology(a) and Cr element distribution(b) of the tested Cr26 hypereutectic high chromium cast iron quenched at 1050 ℃ and tempered at 500 ℃

圖8為試樣經(jīng)深度腐蝕后在XOY平面和垂直于OY方向截面的碳化物形貌。過共晶高鉻鑄鐵經(jīng)過淬火+回火后，存在初生碳化物、共晶碳化物和二次碳化物3種形態(tài)的碳化物。文獻[12]指出，可從尺寸上對3種碳化物進行區(qū)分，共晶碳化物截面尺寸在2.5～6.9 μm，二次碳化物截面最大尺寸在1 μm左右，而截面尺寸超過10 μm的為初生碳化物。從碳化物形貌看，初生碳化物截面呈六邊形的長桿狀，部分六邊形存在中空結(jié)構(gòu)，而共晶碳化物和二次碳化物呈短棒狀。

圖8 試驗Cr26過共晶高鉻鑄鐵深腐蝕后的碳化物形貌(a)XOY平面；(b)垂直于OY方向截面Fig.8 Morphologies of the deep corroded carbides in the tested Cr26 hypereutectic high chromium cast iron(a) XOY section； (b) section perpendicular to OY direction

過共晶高鉻鑄鐵初生碳化物截面為六邊形，是因為初生碳化物是以螺旋方式生長，沿著生長方向旋轉(zhuǎn)上升，在旋轉(zhuǎn)包抄過程中，形成中空的六邊形殼體，繼續(xù)向內(nèi)凝固，六邊形殼體不斷增厚，如中空部分的熔體凝固收縮過程中，得不到殼體外熔體的補充，將形成中空的六邊形結(jié)構(gòu)[13-14]。對比XOY平面和垂直O(jiān)Y方向截面的初生碳化物尺寸和形貌看，初生碳化物優(yōu)先沿OY方向(徑向)生長，這是因為覆膜砂鑄造時，砂殼為室溫，有利于建立從中間流道鐵水到砂殼的大溫度梯度，營造沿OY方向的定向凝固環(huán)境。對于輸送混凝土的彎管，混凝土輸送方向是OX方向，而碳化物沿OY方向生長，正好使得碳化物生長方向垂直于混凝土輸送方向，而初生碳化物橫截面硬度顯著高于縱截面，碳化物這種定向生長的方式將有利于提高彎管的使用壽命[15-16]。

2.3 熱處理工藝對硬度和沖擊性能的影響

圖9為試驗Cr26高鉻鑄鐵經(jīng)不同溫度淬火和回火后的硬度和沖擊性能。由圖9(a)可見，Cr26高鉻鑄鐵在淬火和回火后的硬度較鑄態(tài)大幅提高，這是因為鑄態(tài)中含有大量的殘留奧氏體。經(jīng)淬火和回火后，碳化物析出，殘留奧氏體合金含量減少，穩(wěn)定性降低并向馬氏體轉(zhuǎn)變。二次碳化物的析出和殘留奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變使淬火和回火后的硬度大幅提高，在1050 ℃淬火和500 ℃回火時達到峰值。研究表明[17]，回火溫度在400 ℃以下時，對殘留奧氏體的穩(wěn)定性影響較小，超過400 ℃時，殘留奧氏體的穩(wěn)定性大幅降低，從殘留奧氏體中析出二次碳化物，伴隨著殘留奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，馬氏體和二次碳化物增加使得基體硬度隨回火溫度增加，并在回火溫度為500 ℃時出現(xiàn)硬度峰值?；鼗饻囟瘸^500 ℃時，隨著回火溫度進一步升高，二次碳化物不斷析出，殘留奧氏體合金含量降低，隨后轉(zhuǎn)變的馬氏體硬度將低于早前轉(zhuǎn)變的馬氏體硬度。同時，隨著回火溫度的升高，馬氏體發(fā)生分解，轉(zhuǎn)變成回火索氏體，使硬度降低。

由圖9(b)可見，隨著回火溫度的提高，Cr26高鉻鑄鐵的沖擊吸收能量先增加后降低，然后再次增加。鑄態(tài)組織因?qū)\晶馬氏體在共晶碳化物附近形成，為裂紋擴展提供了通道，因此沖擊吸收能量降低[17]。隨著回火溫度的升高，在250 ℃回火時，由于試樣中的殘余應力得到釋放，沖擊吸收能量有所提高。當回火溫度超過250 ℃時，因二次碳化物的生成，使得裂紋更易在二次碳化物附近形成，而基體由殘留奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變，使得基體抵抗裂紋擴展能力降低，導致沖擊吸收能量降低。回火溫度超過350 ℃時，基體組織向韌性更高的索氏體轉(zhuǎn)變，沖擊吸收能量隨之再次上升。但總體而言，由于過共晶高鉻鑄鐵中大尺寸初生碳化物的存在，沖擊吸收能量低于亞共晶高鉻鑄鐵[18]。

2.4 熱處理工藝對耐磨性能的影響

圖10為試驗Cr26高鉻鑄鐵經(jīng)不同溫度淬火和回火后的耐磨性能?？梢钥闯?，Cr26高鉻鑄鐵在980 ℃和1050 ℃淬火時，再經(jīng)250 ℃回火可獲得最佳耐磨性，而在1100 ℃淬火時，再經(jīng)350 ℃回火能獲得最佳耐磨性。不同淬火溫度下試樣獲得最佳耐磨性的回火溫度都不在硬度最高點(回火溫度500 ℃)，表明耐磨性不只與硬度有關。

圖10 試驗Cr26過共晶高鉻鑄鐵不同溫度淬火和回火后的磨損性能Fig.10 Wear resistance of the tested Cr26 hypereutectic high chromium cast iron quenched and tempered at different temperatures

圖11為試驗Cr26高鉻鑄鐵經(jīng)1100 ℃淬火+350 ℃回火后的表面磨損形貌?？梢娔ズ鄣闹饕问绞抢鐪?，有少量的裂紋和凹坑。本研究中的磨料為石英砂，硬度較基體高而低于碳化物，屬于軟磨料磨損。石英砂磨料在切向應力作用下對基體進行犁削，而后續(xù)磨鈍的磨料對犁溝進行擠壓，經(jīng)反復的犁削和擠壓，局部基體發(fā)生脫落，當無法支撐其碳化物時，碳化物隨磨料一起被沖刷走，磨料在軟基體上形成凹坑[19-20]。

圖11 試驗Cr26過共晶高鉻鑄鐵1100 ℃淬火和350 ℃回火后的表面磨損形貌Fig.11 Morphologies of worn surface of the Cr26 hypereutectic high chromium cast iron quenched at 1100 ℃ and tempered at 350 ℃

Cr26高鉻鑄鐵的耐磨性是碳化物與基體共同抵抗磨料磨損的綜合結(jié)果。碳化物起抵抗磨料侵入、保護基體的作用，基體起支撐碳化物的作用。當受到較大沖擊磨損時，殘留奧氏體基體對碳化物能起到更好的保護作用，因為在沖擊載荷下，殘留奧氏體發(fā)生應變誘導馬氏體相變，一方面增加了基體硬度，另一方面釋放了殘余應力。而在沖擊載荷較小的磨損情況下，殘留奧氏體無法發(fā)生應變誘導馬氏體相變，其硬度較軟，無法對碳化物起支撐作用，此時馬氏體基體將更利于保護碳化物不被剝落[21]。

對彎管實際使用工況進行分析，其屬于小載荷沖擊，不足以將殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。因此，本研究也采用小載荷對試樣耐磨性進行評價。在小的沖擊載荷下，馬氏體基體更能對碳化物起支撐作用，因此淬火和回火后的耐磨性較鑄件大幅提高。而1100 ℃淬火+350 ℃回火時的耐磨性較980 ℃、1050 ℃淬火+250 ℃回火時的高，是因為1100 ℃淬火時得到的殘留奧氏體穩(wěn)定值高于980 ℃、1050 ℃淬火[17]，因此需要更高的回火溫度才能轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，因此其耐磨性最好的回火溫度更高。250 ℃ 回火時，基體為馬氏體和少量殘留奧氏體。500 ℃回火時，部分馬氏體已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)樗魇象w，這將削弱基體對碳化物的保護作用，降低耐磨性能。因此，耐磨性最大值并未出現(xiàn)在硬度最高的500 ℃回火處。

3 客戶應用效果

綜合考慮不同淬火回火溫度下Cr26高鉻鑄鐵的性能、生產(chǎn)效率和制造成本，采用1050 ℃淬火+250 ℃回火的熱處理工藝試制了一批Cr26高鉻鑄鐵復合彎管，試制產(chǎn)品經(jīng)5個不同的客戶試用并對試用數(shù)據(jù)進行跟蹤統(tǒng)計，結(jié)果表明，所有試制產(chǎn)品的壽命都超過了泵送6萬方混凝土的要求，平均壽命達到6.5萬方，新成分設計和熱處理工藝優(yōu)化取得了良好的應用效果。

4 結(jié)論

1) Cr26過共晶高鉻鑄鐵經(jīng)980～1100 ℃淬火和250～600 ℃回火后的組織主要是馬氏體基體，少量殘留奧氏體和M7C3碳化物。初生碳化物為六邊形，共晶碳化物和回火生成的二次碳化物呈短棒狀。

2) Cr26高鉻鑄鐵淬火和回火后的硬度大幅提升。隨回火溫度的升高，硬度先降低后增加，超過500 ℃回火時再次降低。沖擊吸收能量先增加后降低，超過350 ℃回火時再次上升。

3) Cr26高鉻鑄鐵在980 ℃和1050 ℃淬火時，再經(jīng)250 ℃回火可獲得最高的耐磨性，而在1100 ℃淬火時，再經(jīng)350 ℃回火耐磨性最好。

4) 采用優(yōu)化成分、1050 ℃淬火+250 ℃回火的熱處理工藝試制的Cr26高鉻鑄鐵復合彎管，經(jīng)客戶試用取得良好效果。