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. 湖南工業職業技術學院 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異的耐磨材料[1]，高鉻鑄鐵按組織形態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的高硬初生碳化物(碳化物硬度大于1200 HV)，因此具有優異的耐磨性，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構彎管的內層就是過共晶高鉻鑄鐵材質。過共晶高鉻鑄鐵的鑄態組織宏觀硬度較低，基體奧氏體對碳化物的支撐效果差，為充分發揮其耐磨性，需進行熱處理[3]。某企業對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，聯合企業對該Cr26高鉻鑄鐵的化學成分進行重新設計，優化淬火和回火工藝參數，對碳化物形態和基體組織進行調控，研究了淬火和回火參數對高鉻鑄鐵組織、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(質量分數，%)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，在澆包內加入0.25%稀土鎂硅變質處理。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下隨機取10個位置，每個位置選取3個 視場，在視場內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為鑄態和經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定性，使得即使經過后續淬火、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、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；(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，而1050、1100 ℃淬火時碳化物含量與鑄態無明顯差異。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%，與本文統計所獲得的數據基本一致。

鑄態Cr26高鉻鑄鐵經過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量高于鑄態。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發生殘留奧氏體向馬氏體轉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變[10-11]。從圖6可以看出，回火時碳化物形貌未發生明顯變化。

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現合金元素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種形態的碳化物。文獻[12]指出，可從尺寸上對3種碳化物進行區分，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構，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，沿著生長方向旋轉上升，在旋轉包抄過程中，形成中空的六邊形殼體，繼續向內凝固，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構[13-14]。對比XOY平面和垂直OY方向截面的初生碳化物尺寸和形貌看，初生碳化物優先沿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大幅提高，這是因為鑄態中含有大量的殘留奧氏體。經淬火和回火后，碳化物析出，殘留奧氏體合金含量減少，穩定性降低并向馬氏體轉變。二次碳化物的析出和殘留奧氏體向馬氏體的轉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，對殘留奧氏體的穩定性影響較小，超過400 ℃時，殘留奧氏體的穩定性大幅降低，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 ℃時出現硬度峰值。回火溫度超過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，隨后轉變的馬氏體硬度將低于早前轉變的馬氏體硬度。同時，隨著回火溫度的升高，馬氏體發生分解，轉變成回火索氏體，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。鑄態組織因孿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高鉻鑄鐵經不同溫度淬火和回火后的耐磨性能。可以看出，Cr26高鉻鑄鐵在980 ℃和1050 ℃淬火時，再經250 ℃回火可獲得最佳耐磨性，而在1100 ℃淬火時，再經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1100 ℃淬火+350 ℃回火后的表面磨損形貌。可見磨痕的主要形式是犁溝，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，而后續磨鈍的磨料對犁溝進行擠壓，經反復的犁削和擠壓，局部基體發生脫落，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變為馬氏體。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定值高于980 ℃、1050 ℃淬火[17]，因此需要更高的回火溫度才能轉變為馬氏體，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，部分馬氏體已經轉變為索氏體，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，試制產品經5個不同的客戶試用并對試用數據進行跟蹤統計，結果表明，所有試制產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化取得了良好的應用效果。

4 結論

1) Cr26過共晶高鉻鑄鐵經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250 ℃回火可獲得最高的耐磨性，而在1100 ℃淬火時，再經350 ℃回火耐磨性最好。

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