新型烧结高铬铸铁的冲击磨粒磨损性能

卢瑞青，肖平安，宋建勇，顾景洪，张婷，李小英



新型烧结高铬铸铁的冲击磨粒磨损性能

卢瑞青，肖平安，宋建勇，顾景洪，张婷，李小英

(湖南大学 材料科学与工程学院，长沙 410082)

本文对比研究了烧结、铸造亚共晶高铬铸铁和TM52钢结硬质合金在不同冲击功条件下的抗冲击磨粒磨损性能，利用扫描电子显微镜(SEM)观察分析磨损表面磨损形式及亚表层的微裂纹发展，开展磨损机制的分析探讨。结果表明，采用液相烧结技术制备的高铬铸铁具有优异的抗冲击磨粒磨损性能。烧结高铬铸铁在中、低冲击功条件下耐磨性能均明显优于TM52(4~10倍)，在中、高冲击功工况下的耐磨性能相比铸造高铬铸铁提高10倍以上。烧结高铬铸铁的磨损机制主要是显微切削，当冲击功高时还会发生疲劳剥落磨损和脆性碎裂。烧结高铬铸铁中的短杆状M7C3型碳化物对金属基体的割裂和应力集中较小，而马氏体为主的基体具有高强韧性，能够有力地支撑和保持其中的碳化物均匀分散，阻滞微裂纹的萌生和扩展。

高铬铸铁；烧结；冲击；磨粒磨损；耐磨性能

高铬铸铁作为一种广泛应用的工业耐磨材料，其优良的耐磨性能源于高硬度M7C3型碳化物(体积分数为20%~35%)分布在基体中，同时，基体具有高强度和硬度[1−3]。目前高铬铸铁生产基本采用铸造方法，其显微组织存在基体金属晶粒与碳化物尺寸粗大和碳化物形态不理想的突出问题。尤其是立体形态为云耳状、具有连续尖锐边沿的M7C3型碳化物对基体造成了严重割裂，导致其强度和冲击韧性偏低，不但限制了其优异耐磨性能的充分发挥，而且难以满足在冲击磨粒磨损等苛刻工况下对力学性能的要求[4−5]。许多研究报道了高铬铸铁通过热处理、变质处理等方法对力学性能进行改进，但是效果都不太理想，因此，研发新型耐磨粒磨损材料具有重要的经济价值和实用价值[6−10]。将粉末冶金工艺应用于高铬铸铁制备，由于能够提供独特的材料显微组织热力学生长条件，已制备出了具有高综合力学性能的合金[11]；在这种新型合金中不仅基体晶粒得到明显细化，而且碳化物尺寸细小、分布均匀并具有较理想的立体形态—短杆状，使得基体被严重割裂的问题得到有效解决[12−13]，而目前对中高等冲击功下高铬铸铁抗冲击磨粒磨损规律和磨损机理的研究很少。因此，本文围绕烧结高铬铸铁在不同冲击功条件下的抗冲击磨粒磨损性能和耐磨行为开展系统实验研究，探究其磨损机制。作为对比，选择铸造高铬铸铁和TiC基高锰钢结合金一起开展试验，为冲击磨粒磨损工况下的优化选材建立实验基础。

1 实验

实验使用的烧结高铬铸铁(SHCCI)由所在实验室通过液相烧结制备。对比使用的铸造高铬铸铁(CHCCI)和TM52高锰钢结合金均由生产企业提供，其中的铸造高铬铸铁的成分与前述烧结高铬铸铁基本相同。实验选用的高铬铸铁和TM52没有进行热处理，主要成分分别如表1和表2所列。

表1 高铬铸铁合金成分

表2 TiC基高锰钢结合金成分

三种实验用耐磨材料的显微组织如图1所示。在图1(a)的烧结高铬铸铁中基体晶粒细小，白色M7C3碳化物呈短杆状比较均匀地分布在晶界上。而在成分相近的铸造高铬铸铁(图(b))中碳化物粗大，边缘棱角锐利，对基体割裂严重。TM52(图(c))的显微组织由较均匀分布的灰色硬质相TiC颗粒和白色高锰钢基体构成，但硬质相颗粒间存在相互连接搭桥的现象。

根据阿基米德原理测量材料密度。三种材料的样品通过线切割和表面磨削加工出5 mm×5 mm×50 mm的标准试样，在XJ−40A型冲击试验机进行冲击韧性实验；通过线切割和表面磨削加工出5 mm×5 mm×35 mm的标准试样，在Instron3369材料力学试验机上进行抗弯强度测量，实验数据均取3次测量的平均值。采用HR−150A型全洛氏硬度计测量材料硬度，实验数据取5次测量值的平均值。结果如表3所列。对比可见，烧结高铬铸铁不仅强度远高于相同成分的铸造高铬铸铁、硬度接近TM52，而且冲击韧性突出。具有更加突出的综合力学性能。

图1 高铬铸铁和TM52的显微组织

(a) SHCCI; (b) CHCCI; (c) TM52

表3 高铬铸铁和TM52的物理和力学性能

冲击磨粒磨损试验在MLD−10型动载磨粒磨损机上进行。冲击功在1~4 J/cm2范围内进行调整；磨粒材料选择粒度为16目的棕刚玉，磨粒流速为15 kg/h。冲击磨粒磨损标准试样的尺寸为10 mm×10 mm×30 mm，通过线切割和表面磨削加工而成。实验中试样的冲击频率为200次/min，与之碰撞的钢制圆环的材料为GCr15，硬度HRC 62~64，转速200 r/min。实验时通过调整冲头的上、下位置来获得不同的冲击功条件。每个试样共进行60 min的冲击磨损实验：首先使用精度为0.1 mg的电子天平对初始态的试样进行称量，然后在每试验10 min后停机取下试样，先用酒精进行超声波洗涤，烘干后再次称量其质量。通过前后两次质量的差值(可进一步换算成体积磨损)来获得其磨损量，并通过在整个60 min实验过程中试样的磨损量变化曲线和磨损总量来评价材料的耐磨性能。

采用FEIQUANTA200型环境扫描电镜对试样的磨损面及其亚表层开展观察和分析，以探究实验材料的实际磨损类型以及相应的磨损机制。

2 结果与讨论

2.1 抗冲击磨粒磨损性能及分析

图2为由实验获得的烧结与铸造高铬铸铁和TM52的磨损量与冲击功大小和磨损时间的关系曲线(实验模拟实际工况，结果为每10 min单次动载冲击磨损量)。由图可见三种材料的耐磨性能存在明显 差别。

在1 J/cm2和2 J/cm2的低、中级冲击功工况下，烧结高铬铸铁的磨损行为平稳，表现出优异的抗冲击磨粒磨损性能。在较高冲击功(≥3 J/cm2)工况下其磨损曲线发生明显的周期性波动变化，磨损量增大；表明在其磨损面及相邻的亚表层内可能规律性地发生了裂纹的萌生→扩展→交集，造成周期性的掉块现象，使得磨损量形成峰、谷波动变化规律。

图2 实验耐磨材料的质量磨损量和时间的关系

(a) SHCCI; (b) CHCCI; (c) TM52

铸造高铬铸铁在1 J/cm2的低冲击功工况下磨损量小而稳定，具有良好的耐磨性。但是当冲击功≥2 J/cm2后很快发生严重的掉边、掉角和崩裂现象，使得60 min的磨损实验难以全部完成。

铸造高铬铸铁中金属基体的割裂和应力集中程度很高，在较大冲击载荷(冲击功＞1 J/cm2)的叠加作用下易发生快速和广泛的裂纹生长→扩展→交集，使得磨损冲击部位很快发生严重的掉块和崩裂现象。因此，不适合使用于较高冲击功的磨粒磨损工况。

与烧结和铸造高铬铸铁不同，1 J/cm2的低冲击功状态下TM52不仅质量磨损量最高，而且波动变化也大，耐磨性能较差；不过，随冲击功增大，TM52的质量磨损量反而逐步减小，磨损量的波动逐渐收窄，耐磨性能越来越好。

TM52是一种TiC基高锰钢结合金，其TiC硬质相的颗粒体积分数高达60%以上，起着主要的耐磨和抗磨作用，而粘接金属为高锰钢。有研究报道了犁削磨粒磨损条件下基体对耐磨性的影响，认为马氏体等强硬的基体可以降低向碳化物传递的力，减小其断裂几率并使之获得更好的支撑，从而使得材料具有更佳的耐磨性[14]。由于高锰钢基体必须在高冲击功条件下才能够得到有效地硬化，因此，在低冲击功工况下TM52的抗冲击磨粒磨损性能差；随冲击功增大，基体变得越来越强硬，TiC颗粒获得了基体越来越好的支撑和保护。所以，其耐磨性也逐步提高。

由于三种实验耐磨材料的密度有差异，为更准确地对比它们的耐磨性能，进一步采用体积磨损量对三种耐磨材料的性能开展评价。图3为三种合金平均每10 min的体积磨损量与冲击功之间的关系曲线，表4为与之相对应的实验数据换算结果。从图3中可以看出，随冲击功增大，铸造高铬铸铁的体积磨损量呈抛物线的规律显著快速增大，而烧结高铬铸铁和TM52的磨损量均以很小斜率的直线方式平稳地改变，特别是TM52的磨损量是随冲击功增加反而有所降低。不过，烧结高铬铸铁和TM52的体积磨损量的绝对值都不大，相互差异也较小，均具备优良的抗冲击磨粒磨损性能。

图3 实验耐磨材料平均每10 min体积磨损量和冲击功的关系

此外，由表4中三种材料的体积磨损量比值可以看出，当冲击功≥2 J/cm2后铸造高铬铸铁与烧结高铬铸铁的比值均＞10，与TM52的比值均＞4，说明其抗冲击磨粒磨损性能最差。当冲击功≤2 J/cm2时TM52的体积磨损量是烧结高铬铸铁的4~10倍；当冲击功≥2 J/cm2后二者的磨损量在相同数量级，且烧结高铬铸铁稍好。再考虑到烧结高铬铸铁的生产成本仅约为TM52 的二分之一，因此，它是一种性价比突出的优异抗冲击磨粒磨损材料。

表4 高铬铸铁和TM52的体积磨损量(10−3 cm3·10 min−1)

2.2 高铬铸铁和TM52冲击磨粒磨损亚表层分析

由图3中的实验结果推断出，试样的磨损量发生大幅波动是因为磨损表面产生了周期性的脱落或者崩碎。因此，磨损面的亚表层中应该会存在微裂纹形成、扩展和交集等现象。为印证这种推断和揭示磨损行为，对磨损面的亚表层进行观察和分析。

根据图3中的实验结果，选择3 J/cm2冲击功条件下的烧结和铸造高铬铸铁磨损试样及1 J/cm2冲击功工况下的TM52磨损试样进行亚表层分析。图4为三种材料冲击磨粒磨损亚表层的扫描电镜照片，其中右图为左图的局部放大。

从图4(a)可以看出，在烧结高铬铸铁试样的亚表层存在少量微裂纹，裂纹既可产生于碳化物与基体的界面上，也可形成于碳化物之中；同时，还可以看到一些微观缺陷，它们也容易引起应力集中，导致裂纹萌生。从图4(b)可以看出，碳化物有两种失效方式。一种是碎裂脱落，并且碳化物碎裂形成的微裂纹可在基体中持续发展，使得强硬的基体也碎裂脱落。另一种失效方式是微裂纹沿碳化物与基体的界面扩展，导致碳化物在薄弱处断裂脱落，失去对基体的保护作用。之后，基体易发生严重的塑性变形和犁削，从而导致切削和疲劳磨损。冲击磨粒磨损质量损失突增主要源于磨损表面剥落，而剥落又主要产生于表面硬化层及其相连的亚表层；当变形量达到极值时引发微裂纹萌生，裂纹扩展和交集导致剥落[15]。

图4 高铬铸铁和TM52冲击磨粒磨损亚表层形貌

(a), (b) SHCCI; (c), (d) CHCCI; (e), (f) TM52

从图4(c)可以看出，在铸造高铬铸铁的亚表层中微裂纹的数目明显多于烧结高铬铸铁，并且裂纹的扩展比较显著；图4(d)进一步显示在基体和碳化物之间开裂十分严重。在铸造高铬铸铁中由于粗大、边缘锐利碳化物对基体产生的割裂和应力集中程度很高，在外界载荷作用下很容易引发裂纹的大量萌生，而合金的基体强度和硬度相对较低，裂纹扩展阻力小、速度快。因此，其在高冲击功工况下磨损面产生大量掉块，磨损量迅速增大。

从图4(e)可以看出，在低冲击功工况下TM52的亚表层中既存在沿硬质相/基体界面曲折扩展的粗大裂纹和穿越硬质相与基体发展的微裂纹，还有硬质相从基体中脱落的现象。表明在此工况下裂纹扩展阻力小，基体对硬质相颗粒的把持力差。图4(f)的高倍扫描电镜照片清楚显示在不少TiC颗粒中形成了贯穿性的微裂纹，而且在某些相互连接的硬质相之间微裂纹发生了连续性扩展。这再次证明在TiC基高锰钢结合金中裂纹优先在硬质相颗粒中形成，并容易在其内部快速扩展[16]。为抑制由于这类微裂纹快速扩展导致的合金耐磨性下降，一方面应防止硬质相颗粒相互连接，生成环形结构，因为环形结构是裂纹扩展的快速通道；另一方面需要提高金属基体的强韧性，使得裂纹搭桥扩展的能量阀值提高。

因此，在低、中等级冲击功工况下由于TM52的高锰钢基体得不到有效硬化，既无法对硬质相颗粒提供强的把持力，又难以有效阻碍微裂纹在其中快速扩展。表现出较差的抗冲击磨粒磨损性能。

2.3 冲击磨粒磨损磨损面的磨损形式观察对比

图5(a)~(c) 为在的低冲击功(1 J/cm2)工况下三种实验材料的磨损面形貌SEM 照片。从图中可以看出磨损形式均为切削磨损，磨粒在磨损面上短程滑动，切削磨损面产生犁沟。相对而言，TM52的磨损面没有发生明显的塑性变形，但是犁沟相对更深、更长，还有一些崩碎或者崩掉的硬质相颗粒脱落于磨损面上，并有少量凿坑，磨损更加严重，这与表4中的实验结果相符。

图5 不同冲击功状态下高铬铸铁和TM52磨粒磨损表面微观形貌

(a), (d) SHCCI; (b), (e) CHCCI; (e), (f) TM52

如图5(d)~(f)所示，在较高的冲击功(3 J/cm2)工况下铸造高铬铸铁的磨损面不仅切削磨损十分严重，犁沟变宽变深，而且可以观察到清晰的裂纹。说明发生了脆性破碎或者疲劳剥落磨损，合金的耐磨性能显著恶化。烧结高铬铸铁在此种工况下主要的磨损形式仍然是显微切削，犁沟也明显变宽变深，由于塑韧不足，伴随有少量脆性破碎或者疲劳剥落，耐磨性降低。而TM52在此工况下由于金属基体得到了显著硬化，磨损主要为显微切削，伴随小的凿坑，磨损面变得更 平整。

3 结论

1) 烧结亚共晶高铬铸铁具有优异的耐冲击磨粒磨损性能，是一种具有高性价比的耐磨材料。在中、高等级冲击功条件下其耐磨性远优于铸造高铬铸铁，在低、中等级冲击功条件下耐磨性明显优于TM52。

2) 烧结亚共晶高铬铸铁的冲击磨粒磨损机制包括短程显微切削、疲劳剥落和脆性碎裂，以显微切削为主，在高冲击功条件下会出现发生少量疲劳剥落和脆性碎裂。而马氏体为主的金属基体能够对碳化物提供强的支撑和把持力，使得其能够有效阻滞微裂纹的生成与快速扩展，从而具有优异的抗冲击磨粒磨损 性能。

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(编辑 高海燕)

Impact abrasive wear resistance of a new type of sintered high chromium cast iron

LU Ruiqing, XIAO Ping’an, SONG Jianyong, GU Jinghong, ZHANG Ting, LI Xiaoying

(College of Materials Science and Engineering, Hunan University, Changsha 410082, China)

The wear resistance of sintered, cast hypereutectic high chromium cast iron and TM52 steel bonded carbide under different impact energy conditions were compared. The development of the wear surface and the micro-crack of the sub-surface were analyzed by scanning electron microscopy (SEM). The wear mechanism was also discussed. The results show that the high chromium cast iron prepared by liquid phase sintering has excellent impact abrasive wear resistance. Under the medium and low impact energy conditions, the wear resistance of sintered high chromium cast iron is significantly better than that of TM52 (4 to 10 times).Under the medium and high impact work conditions, the wear resistance increases more than 10 times compared to that of casting high chromium cast iron. The wear mechanism of sintered high chromium cast iron is mainly micro-cutting, as well as fatigue wear and brittle fragmentation under the high-energy impact work. The short rod-like M7C3-type carbides in sintered high chromium cast iron yield small split and stress concentration on metal matrix, while the martensite-based matrix with high strength and toughness, can effectively support and maintain a uniform dispersion of carbides and block micro-cracks initiation and expansion.

high chromium cast iron; sintering; impact; abrasive wear; wear resistance

TF125

A

1673-0224(2018)01-70-08

国家自然科学基金资助项目(51574119)

2017−07−27；

2017−09−30

肖平安，教授，博士。电话：13873182725；E-mail: changcluj@163.com