液-液双金属复合铸造锤头的研究外文翻译资料

英语原文共 7 页，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

液-液双金属复合铸造锤头的研究

摘要：矿物加工行业的破碎机锤子必须满足的要求为锤头的高耐磨性和锤柄的高冲击韧性。由哈德菲尔德钢制造的破碎机锤通常使用寿命不到40小时。为了解决这个问题，一种由高铬铸铁（HCCI）和低合金钢（LAS）两种材料通过液-液复合铸造形成制备双金属破碎机锤的方法已经成功应用。使用光学显微镜、SEM、EDX、XRD分析了微观结构和复合结合界面。微观形貌表明复合材料的界面是一个跨越边界和无松散的地区或孔的锯齿形冶金结合。热处理后，复合材料的锤表现出优异的性能。HCCI的硬度为63HRC以上，冲击韧性大于3.5J bull; cm ^-2；LAS硬度为35HRC以上，冲击韧性大于80 J bull; cm ^-2。元素的扩散发生在界面并且形成一个过渡区。微硬度从LAS-界面-HCCI逐渐增加。在吉林省和辽宁省的两个采石场分别进行了双金属复合锤和哈德菲尔德钢锤之间的耐磨效果对比，结果表明，液-液双金属复合锤不会导致锤头的脱落或断裂现象,而且其服役寿命是哈德菲尔德锤的3.75倍。

关键词：锤头 液-液复合铸造 双金属 界面微观结构

在许多行业，如采矿，冶金，化工，物料破碎是一个不可或缺的生产过程。破碎锤是低效率和高消耗，这些缺点极大地限制了其破碎能力的提升^[1,2]。在实际工作条件下破碎锤可以分为锤头和锤柄两部分。该锤头要求高耐磨损性，且所需的锤柄具有较高的抗冲击韧性。单合金钢不能满足高硬度的高硬度的锤头和高韧性的锤柄。

因此，建议使用高耐磨性锤头和高韧性的锤柄两个部分组合成一个破碎锤^[3]，在目前的研究中，双金属片分别是由高铬铸铁（HCCI）和低合金钢（LAS）组成。低合金钢，最经济的硬面合金之一，常被选为破碎料。高体积分数为M₇C₃型硬质合金的存在是材料具有优良的耐磨性的主要原因^[4,5]。然而，同样的碳化物也负责所观察到的材料的脆性，往往限制了其在重复冲击条件下的使用。低合金钢能获得高冲击韧性和一定的耐磨性。如果高铬铸铁和低合金钢可以连接，它将提供一个更好的对硬度和韧性的矛盾解决方案。然而，由于两者在物理、力学和化学性能方面的巨大的差异，使双金属片的制作成为一个艰难的过程^{[ 6 ]}。双金属生产最常用的方法就是铸造。铸造生产双金属的主要特点是两种金属之间的界面的行为，界面可以由2个液态金属的接触或一个液体和一个固体金属接触形成^[7,8]。这个接口在确定双金属机械性能方面起着至关重要的作用，为了在液–固态铸造中实现冶金结合的界面，固体金属应提前预热至某一温度，界面显微组织是由高温液态金属对固态金属的体积比和高温液态金属进口的热能所控制的^[9,10]。

在双金属铸造中的强扩散连接过程中，液态金属接触双金属或液态金属接触到高能量固体状态是很重要的环节^[11]。因此，在这种情况下，如果发生这种情况，可以很容易地实现金属的接合，但当两者机械连接或混合不恰当时，很容易导致液-液铸造中的锤头脱落，由于二次金属浇注时间差，限制了这一技术的进一步应用^[12,13]。为了成功地实现这一条件，有必要了解铸造过程中温度场的分布规律。在凝固过程中，对金属铸件的形成机理应与热过程行为的基本知识进行研究。这项研究的重点是在液-液双金属复合工艺参数对界面的组织和性能影响。它将提供理论依据和实用技术的产业化和先进的耐磨复合材料的实用化具有巨大的经济效益和学术价值^[14,15]。

1、实验过程

高铬铸铁（HCCI）和低合金钢（LAS）的化学成分在表1中给出， M₇C₃碳化物含量则可以采用F.maratray的表达式进行计算^[16]。

wt（M₇C₃）=12.33wt（C） 0.55wt（Cr）-15.2

根据计算可知，大约35%的M₇C₃碳化物可满足使用条件的要求，实验的铸造工艺图如图1所示。

表1 高铬铸铁和低合金钢的化学成分

图1 高铬铸铁/低合金钢测试块和热电偶的位置

高铬铸铁和低合金钢两种实验材料分别熔与150公斤和250公斤中频感应炉中，首先在1550℃将低合金钢溶液浇注到砂型中，当低合金钢表面温度降低至固相线以下迅速浇注1540℃的高铬铸铁溶液，从而制备尺寸为60mmtimes;110mmtimes;150mm的试样块。由于在铸型中设置过桥结构。使得低合金钢只有填满1#型腔后，才能填满2#型腔，最后充满3#型腔 (图1从左到右)，因此三个型腔的低合金钢存在温差，待低合金钢表面完全凝固后浇注高铬铸铁。钨-铼热电偶套上石英管保护插到双金属过渡区位置，用于记录先浇注的低合金钢和随后浇注的高铬铸铁的温度变化。

复合材料试块在980℃条件下热处理120分钟后形成稳定奥氏体，并且在320℃条件下等温淬火和在 50%硝酸钠和50%亚硝酸钠混合盐浴60分钟。与常规淬火、回火相比，等温淬火后，高铬铸铁的冲击韧性可提高37%，硬度提高13%左右^[17]。所以等温淬火后可以使高铬铸铁/低合金钢复合材料试块的硬度和冲击韧性有所提高。

标准的高铬铸铁/低合金钢双金属样品可以用线切割从试块上切割制备，冲击韧性是用ZBC-300自动冲击试验机进行试验，试样尺寸为10mmtimes;10mmtimes;55mm。使用Olympus GX71光学显微镜和JSM-6360LV扫描电子显微镜观察双金属界面微观结构，焊接区的元素组成则使用EDAX-FALCON60能量色散谱分析。使用微硬度测量仪进行了负载200克、时长15秒的微硬度测量。此外，双金属锤头和高锰钢锤头也分别在吉林省和辽宁省两个采石场进行了耐磨性的比较。

2、结果与讨论

在实际过程中的温度-时间曲线如图2所示。

图2 高铬铸铁在1540℃浇注的时间-温度曲线

从浇注温度冷却液-固相线温度大约80秒，其间三曲线相对稳定。1#试样、2#试样和 3#试样低合金表面温度分别降至 1461℃，1446℃和 1430℃。然而，大约6秒后浇注高铬铸铁使来自高铬铸铁的热量融化低合金钢表面一层薄膜时，三条曲线急剧增加，并且高铬铸铁和低合金钢的结合区是通过熔化和扩散进行冶金结合的。此时，低合金钢的表面测量温度分别为1508℃、1498 ℃和1493 ℃，而1#，2#,3#试样的界面结合强度的不同可能是浇注高铬铸铁的热量不同引起的。

双金属样品的冲击位置如图3所示。1#，2#,3#试样的冲击韧性试验结果如表2所示。由图表可知，所有断裂都出现在靠近界面的高铬铸铁一侧。1#试样冲击韧性高于2#试样和3#试样，接近高铬铸铁的韧性。不同的冲击韧性可能是由结合界面的厚度引起的。所有三个试样的冲击韧性均高于破碎石块的韧性要求。

图3 液-液双金属试样冲击位置图

表2 1#，2#,3#试样的冲击韧性试验结果

热处理后的低合金钢和高铬铸铁的显微组织如图4所示，可以看出，热处理后的低合金钢的微观结构组成为针状贝氏体和残余奥氏体（图4a），图中暗色的是针叶状的贝氏体，亮色的是残余奥氏体，热处理后硬度 HRC 为 35以上，

冲击韧性大于80J/cm²。高铬铸铁热处理后组织为(Fe,Cr)₇C₃碳化物孤立分布在连续的马氏体基体上(图 4b)。高铬铸铁经热处理后，硬度HRC大于63，冲击韧性大于3.5J/cm ²。在基体上分布着六角杆状及板条状的 M₇C₃型碳化物，减少了对基体的破坏程度，有利于提高韧性。

（a）低合金钢 （b）高铬铸铁

图4 热处理后低合金钢和高铬铸铁的组织

高铬铸铁/低合金钢液-液双金属的典型界面结构如图5和图6所示。黑色区域为低合金钢等温淬火组织，由针叶状的贝氏体组织和板条间富碳残余奥氏体组成；下侧为高铬铸铁 (白色区域) 等温淬火组织，(Cr,Fe)₇C₃碳化物孤立分布在连续的马氏体基体上；界面中间分布一条犬牙交错的界面结合区。检测到高铬铸铁和低合金钢之间的冶金结合没有无界区域或空隙。双金属结合区域边界交错像犬牙，并且液-液金属不混合，从图5（b）中可以看出，高铬铸铁和低合金钢界面之间一个约为30mu;m键合厚度已经形成。这意味着两种金属原子在金属区扩散到对方金属中，最终形成冶金结合，这种冶金结合对材料的物理和化学性能是起积极作用的。

图5 样品1、2、3的微观机构:(a)1#,（b）2#，（c）3#

图6表明，双金属界面结合区的厚度约为29.5毫米，当高铬铸铁液与低合金钢固相表层接触后，低合金钢很快吸热升温，靠近低合金表面的高铬铸铁金属液因过冷，促使高铬铸铁金属液界面温度降低。当低合金钢表面温度升高到固相线温度以上，就会熔化，并伴随温度的降低开始凝固，就会沿温度降低方向出现晶粒的长大。高铬铸铁金属液由低合金钢表面开始凝固时，起始阶段有明显的定向倾向。重熔和凝固过程中存在着溶质的再分配，碳、铬、锰等元素开始向较低的地方迁移，导致界面处碳及其它合金元素质量分数呈梯度分布。在双金属复合过程中，高铬铸铁的冷却速度从界面结合线逐渐下降，且随着温度梯度的变化碳化物的形态是不同的，在快速冷却速度下，固相的迁移速度比合金元素的扩散速度快，所以当温度达到固相线，元素扩散并不完全。

图6 样品2热处理后界面组织的扫描电镜照片

相关元素在复合材料界面的分布用SEM-EDX 进行分析，根据能谱分析的结

果，如图7所示，元素的扩散发生在界面形成一个过渡区。C、Cr、Mn元素从

高铬铸铁向低合金钢扩散，而Fe的扩散方向则恰恰相反。

图7 样品2结合面相关元素分析

根据结晶动力学原理，小而精的复合碳化物，如图8所示，可以在高铬铸铁层和低合金钢层界面区成核结晶，低合金钢附近的贝氏体组织较薄，界面结合区出现明显，随着低合金钢温度降低，低温固化层出现在定向凝固过程中，形成颗粒细小的等轴晶和小颗粒碳化物，随着冷却速度的降低，碳化物的结构呈现带状。

从2#试样显微照片中可以看出，界面结合区厚度较大 (见图 8)。说明在液-液双金属复合过程中发生元素的扩散和渗透。这是由于后浇注的高铬铸铁液态温度较高，浇注的高铬铸铁所带入热量能够熔化较多的低合金钢，合金元素相互扩散的时间较多，因此形成的界面结合区较宽。合金变化见表3。

图8 样品2液-液双金属界面结合点分析

表3 合金元素含量