寧國志誠機械,鑄造自動化設備,鐵水自動澆注機、鐵型覆砂,生產線,澆注機,鑄球,耐磨鋼球,模具,熱處理淬火,
寧國市志誠機械制造有限公司
 
新聞詳情

含超硬碳化物形成元素的高耐磨性高鉻白口鑄鐵(下)

瀏覽數:9 

含超硬碳化物形成元素的高耐磨性高鉻白口鑄鐵(下)

加拿大礦業和能源中心-冶金實驗室, 加拿大安大略渥太華

加拿大自然資源部溫哥華燃料電池創新研究所R. Llewellyn

合金系列3:加入不同合金元素以確定共晶含碳量。

澆鑄了3種含碳量的含Ti, NB,W和V,3種含碳量,12種鐵水的直徑25mm的試塊檢驗金相和硬度。合金系列3的成分,鑄態和熱處理的硬度見表2。一般硬度隨含碳量增加而增加,但也有例外。尤其是含最低2.5%C的亞共晶富W的合金熱處理后的硬度最高,700HB。如前面結果看到的,富V的合金鑄態硬度最高,熱處理后僅有少量增加。

圖4給出富Nb和富Ti合金的微觀組織。形成了Nb和Ti的碳化物并且電子探針分析識別為灰色角形顆粒。Ti的碳化物比Nb的碳化物更細。兩種碳化物都在奧氏體枝晶形成前或初生鉻鐵碳化物形成前形成。因此,共晶成分所需的含碳量隨Nb和Ti的含量增加而增加,如假定的那樣。兩種碳化物顆粒與M7C3相比,更致密,更小更硬,因此期望能增加耐磨性又不降低沖擊韌度。在一定程度上Ti和Nb合金比其它合金共晶組織更細,共晶碳化物較之板狀更像塊狀。期望這樣變質的的組織能增加韌度。

圖5給出富W和富V合金的微觀組織。W和V都不形成自己單獨的碳化物而是分布在初生,共晶和二次M7C3碳化物和奧氏體,馬氏體基體之間。因為他們更多地溶解在奧氏體基體里,期望較之其它合金有更好的淬透性。從而更有益于強化已有的鉻鐵碳化物和奧氏體基體。

合金系列 3,富Ti(a-c)和富Nb(d-f)合金,鑄態,Vilella 試劑浸濕。該試劑輕微浸濕奧氏體,M7C3碳化物有較淺的對比度(a)3.0% C,1%Ti 合金。盡管有高的含碳量,多數是共晶組織,有一些初生奧氏體枝晶。TiC顆粒以箭頭在高倍圖片中顯示。(b)2.5% C,富Ti合金。大面積的初生奧氏體含有許多 TiC 顆粒。(c)含2% Ti,2.9% C的合金,亞共晶組織。(d)含2.4%C,4% Nb 的合金。亞共晶組織。NbC顆粒呈致密灰色,顆粒較TiC顆粒大。(e)含2.7% C,4% Nb的合金。含較多共晶體的亞共晶組織。(f)含2.9% C,4% Nb的合金。仍然是亞共晶組。這支持了NbC像TiC一樣在共晶凝固前形成并消耗了有效碳的假設。

合金系列3,富W(a-d)和富V合金(e-f)。Vilella試劑浸濕。(a) 2.5% C,4%W合金,鑄態,亞共晶組織。(b)2.8%C,4% W的合金,鑄態,完全共晶組織。細的和粗的共晶組織對應生長組織的中心和晶間區域。(c)同一合金,熱處理后。奧氏體由于二次碳化物沉淀基體呈現暗色。帶狀粗大共晶碳化物清晰可見。(d)含3.3% C,4% W的合金,鑄態,過共晶組織。(e)含2.6% C,4% V的合金,鑄態,亞共晶組織。(f)含2.9% C, 4% V的合金,鑄。過共晶組織。

合金系列4

根據以前實驗結果,選擇合適的含碳量獲得微亞共晶組織,加入單一或多個碳化物形成元素。澆鑄了3種系列合金:

合金系列4-1

兩種熱處理溫度和硬度與奧氏體脫穩時間的關系見圖6。耐磨性結果見表6。

合金系列4-2

澆鑄了原始合金,3%C和4%Nbi 的合金,4%W及0.3%Ti或1.5%Mo的試樣。理由是富Nb合金的碳增加到3%以獲得微亞共晶組織;加Ti到富W合金中期望細化組織;加Mo到富W合金中增加淬透性又不穩定奧氏體,同時形成穩定的碳化物。不同熱處理條件下的硬度變化見圖6,微觀組織見圖7。

合金系列4-3

根據前面的實驗結果修改了化學成分,澆鑄了合金系列4-3合金,包括原始合金,加W和加Nb共4種成分的試塊。合金系列4-3的所有合金都加入了Mo,以細化二次碳化物;所有合金系列4-3合金都含同樣的1.5%Mo,以考察單獨加入不同合金元素的影響。富Nb合金選擇兩種含碳量2.9%和3.2%。其沖擊韌度結果見表3。耐磨實驗結果見表5。不同熱處理條件下的硬度變化見圖6,典型的微觀組織見圖8。

合金系列5:高Ti合金

商業高Ti高Cr白口鑄鐵(瑞典Uddeholm公司)據稱具有高耐磨性。澆鑄了兩種此成分(加Mo)和原始白口鑄鐵的試塊。其化學成分及硬度與熱處理的關系見圖6,沖擊性能見表5。從圖9可見,原始白口鑄鐵的斷口顯示典型的柱狀晶/等軸晶區。高Ti白口鑄鐵完全沒有柱狀晶區,但是有大量低倍可見的微觀縮松。

原始合金(4.1)和(4.2)的成分:25% Cr,0.6% Si,0.8%Mn,0.6% Ni,0.6%Cu,0.03% S,0020% P

原始合金(4.3)成分:25% Cr,1.5% Mo,0.6%Si,0.8%Mn,0.6%Ni,0.6%Cu,0.03% S,0.02% P

原始合金(5)成分:2.8% C,25% Cr,0.5% Si,0.7% Mn,0.6% Ni,0.5% Cu. 0.02% S,0.01% P

Ueld-TC:3.15%C. 17% Cr,0.75% Mo. 0.4% Si,0.7%Mn,0.6%Ni,2.2% Ti,0.02% S,0.01% P

Udd-TL:2.2% C,14% Cr,0.75% Mo. 0.3% Si,0.7% Mn,0.6% Ni,2.2% Ti,0.02% S,0.01% P。.

合金系列 4-2. 原始合金(4-2),鑄態(a)和熱處理后(b)。4-2和原始合金4-3有相同的含碳量(2.7%),但是多含了銅和鎳。有較多數量的初生奧氏體。(c) 3.0%C,4%Nb的合金,熱處理后。NbC顆粒有較共晶碳化物更深的對比度。(d)2.75%C,4% W,0.2%Ti的合金,熱處理后。加入鈦將共晶碳化物從板狀變為塊狀。(三維可能是纖維狀)。(e) 2.7%C,4% W,1.5%Mo的合金,鑄態。高倍顯示未知的沉淀存在共晶碳化物中。(f)同一種合金,熱處理后。加入鉬造成密集的二次碳化物沉淀。所有試樣都采用Vilella試劑浸濕。

:合金系列 4-3。原始合金(4-3):(a)鑄態,(b)奧氏體脫穩處理,(c)200°C回火。該合金含1.5%Mo,增加密集二次碳化物沉淀。(d) 2.8%C,4% W,0.2%Ti 的合金,奧氏體脫穩處理并經回火。(e) 2.9%C,4% Nb,0.2%Ti 的合金,奧氏體脫穩處理。(高倍放大箭頭所指顯示NbC顆粒。亞共晶組織。(f) 3.15%C,4% Nb,0.2%Ti的合金,鑄態。全部共晶組織。(g)同種合金奧氏體脫穩處理。所有試樣都采用Vilella試劑浸濕。

合金系列(5)2英寸斷面的沖擊試樣斷口表面。原始合金顯示規則的柱狀晶/等軸晶區。富Ti合金全部為等軸晶,顯示有微觀縮孔和黑色斑點。

表4各種實驗條件下合金系列4-1的耐磨實驗結果(a)

鑄態

脫穩熱處理

脫穩-回火

布氏硬度

HBW(b)

體積損失

mm3

布氏硬度

HBW

體積損失

mm3

布氏硬度

HBW

體積損失

mm3

相對原始合金提高百分比

低應力磨料磨損(ASTM G65,Proc. A)(c)

原始合金(4-1),2.7% C

564

34.7

696

34.0

674

31.3

2.7%C,4% V

577

39.4

612

33.3

596

34.4

-10

2.6%C,4%W

513

29.5

724

26.5

702

28.5

9

2.4%C,4%Nb

498

31.3

645

32.2

614

28.6

9

高應力磨料磨損

原始合金(4-1),2.7% C

514

50.0

679

53.6

653

52.6

2.7%C,4% V

590

51.6

611

46.3

590

47.9

9

2.6%C,4%W

490

51.0

688

55.6

683

58.6

-11

2.4%C,4%Nb

473

51.0

630

52.5

598

50.7

4

不同沖擊角度下的砂漿沖蝕磨損(d)

原始合金(4-1), 2.7%C 90°

45°

20°

577

11.9

11.5

5.0

720

11.9

8.4

7.6

66

18.4

13.8

5.8

2.7%C,4%V 90°

45°

20°

598

17.1

15.4

9.6

619

16.7

13.3

6.1

598

16.5

10.9

7.2

10

21

-24

2.6%C,4%W 90°

45°

20°

515

12.0

10.6

57

725

15.3

16.2

6.6

703

16.0

13.0

4.4

13

6

24

2.4%C,4%Nb 90°

45°

20°

483

216

233

126

660

24.3

23.2

6.4

04

20.2

17.8

9.2

-10

-30

-60

(a)黑體字表示最小值。(b)硬度在磨損實驗前測定。(c)2到3次的平均值。(d)單次或2次的平均值。

表5:合金系列4-3在各種條件下的耐磨實驗結果

(a)黑體字表示最小值。(b)硬度在磨損實驗前測定。(c)2到3次的平均值。(d)單次或2次的平均值。

討論

總的來說最耐磨的合金是富W加Mo和Ti的高鉻白口鑄鐵。但是其沖擊韌度也最差,只是原始高鉻白口鑄鐵(122J)的大約一半(64J),表3。硬度和耐磨的關系不如預期的那樣好。鑄態富V合金有最硬的組織,但是任何一種磨損模式,其耐磨性都不是**。熱處理對其硬度改變不大,但是熱處理后富V合金的3種磨損模式其耐磨性都增加了,甚至可以說是高應力磨損的**材料。通常,對于低應力滑動磨損,硬度和耐磨性的相關性**。這種模式的磨損機理是微觀切削,隨著硬度增加耐磨性增加。在高應力磨損和砂漿沖蝕磨損中,微觀斷裂成為主要原因,需要韌度來抵抗裂紋擴展。

結論

對標準的含25%鉻的亞共晶白口鑄鐵加入高硬碳化物形成元素(4%W,V,或者Nb)不能造成同時提高3種磨損模式的耐磨性。通常,一種模式的耐磨性明顯提高,另一種模式的耐磨性就會降低。

原始合金采用Mo合金化提高低應力和耐砂漿沖蝕的耐磨性,其高應力耐磨性保持不變。進一步合金化和加入少量(0.2%)Ti對耐磨性和沖擊韌度影響如下表:

表6:相對耐磨性a和沖擊韌度

原始合金

(4-1)

原始合金

(4-3)

合金系列4-3

2.8%C,4%W

合金系列4-3

3.5%C, 4%Nb

低應力磨料磨損耐磨性

100

114

132

142

高應力磨料磨損耐磨性

100

100

104

98

耐砂漿沖蝕性

100

147

140

123

沖擊韌度

不適用

100

52

80

a耐磨性是磨損率(體積損失率)的倒數

總體上W合金化的高鉻白口鑄鐵耐磨性**,但是沖擊韌度低。高碳富Nb合金有**的低應力磨損耐磨性,但是其抗砂漿沖蝕耐磨性比含Mo的原始高鉻白口鑄鐵低。有意思的是,高碳富Nb合金的沖擊韌度比低碳富Nb合金的要好。

金相觀察結果如下:

加入和碳有高親和力的元素(Ti和Nb)在初生奧氏體枝晶或初生鉻鐵碳化物形成之前形成致密的碳化物顆粒。在他們形成時從合金中消耗了按化學反應計算的碳,其余的鐵水和剩余的碳凝固。從而,共晶合金所需的含碳量可以根據合金元素的回收率計算出來。加入這些合金元素增加了碳化物體積分數,但對共晶組織沒有損害。碳化鈦顆粒比碳化鈮顆粒細小。Ti和Nb在其它相特別是在奧氏體中分布的很少。然而,Ti的加入,在某種程度上Nb的加入,將碳化物變得更像纖維狀而不是像板狀形貌。加入Ti減少了柱狀晶區。在Ti濃度更高(>2%Ti)時柱狀晶完全消失,但是產生了微觀縮松。

V比鉻對碳有更高的親和力,W比鉻對碳有更低的親和力。這兩張元素都不形成自己單獨的碳化物而是分布在奧氏體和鐵鉻碳化物間。他們對共晶點的影響可能是增加鉻的有效濃度。

  澆鑄的所有試樣鑄態都有鐵磁性,說明奧氏體中有馬氏體相變。熱處理增加了鐵磁性,說明馬氏體的數量增加了。然而,奧氏體/馬氏體邊界或者馬氏體區從金相學上看不出來。

選自《鑄造工業》第二期

鑄造自動化設備:http://www.www.kennykdj.com/