新型石墨钢材质设计及高温摩擦磨损性能研究

2020-11-13瞿海霞侯晓光韩建增

宝钢技术 2020年5期

瞿海霞,侯晓光,韩建增

(宝山钢铁股份有限公司中央研究院,上海 201999)

初轧机组承担着将炼钢生产的大钢锭轧成钢材轧机所需尺寸的圆棒坯、方坯,为发动机曲轴、油井管提供坯料,将大型连铸坯再开坯,及利用初轧工艺改善成品质量的使命[1]。随着终端用户对产品力学性能需求的提高,初轧厂产品结构已经从原来的简单规格、碳钢产品,变化成为多规格、合金钢、碳钢并存的产品结构[2],而初轧机V1机架轧辊材质一直使用半钢。使用过程中,半钢V1辊易出现热裂纹、断辊、辊面凸起和辊耗大等问题,直接影响产品质量、生产的质量成本和消耗成本。由此可见,初轧产线产品材质与轧辊材质、装备能力严重不匹配成为亟待解决的问题。

石墨钢是一种材质介于球墨铸铁和半钢之间、兼有钢和铁性能的一种新材质[3-4]。由于初轧V1机架具有较深V型槽、严苛工况条件、较大的轧制力和过钢量,轧辊的抗热裂纹性能、耐磨性和强度是轧辊的主要性能指标,尚未见石墨钢作为初轧V1机架轧辊材质使用的报道。

本文中,针对初轧V1半钢材质轧辊在使用过程中存在的辊面易产生裂纹、凸起,辊耗大,易断辊等问题,结合V1机架轧制工况,设计用于初轧V1辊的石墨钢新材质,研究其成分、微观组织及高温摩擦磨损等力学性能,以提高V1辊抗热裂性和耐磨性。

1 研究方法

根据初轧V1机架轧辊工况特点,设计石墨钢材质的成分、微观组织和力学性能。

采用500 kg的真空感应炉熔炼,浇注成φ300 mm的合金锭,再进行热处理和机加工,制备所需的试样;采用AHR-150P型全自动触屏数显洛氏硬度计测量常温硬度,采用DAKOMASTER 300型高温硬度计测量高温硬度;采用蔡司LSM800共聚焦显微镜和扫描电镜观察显微组织和高温摩擦磨损试样表面形貌;采用Gleeble 3500进行高温拉伸试验;采用Rtec MFT-5000摩擦仪,以氧化铝球作为上试样,本文所研究的试样做成盘状下试样,进行球盘式高温摩擦磨损试验。

2 研究结果及讨论

将制备好的石墨钢成分、微观组织及力学性能进行检测和试验,并与初轧V1机架所用的半钢轧辊的力学性能进行对比研究,探讨二者的磨损机理及石墨钢作为初轧V1辊材质的可能性。

2.1 材质设计

严格控制钢液的化学成分,优化球化与孕育工艺,控制石墨球的圆整度及碳化物的含量、形态与分布,减少其对基体的割裂程度,是保证石墨钢轧辊高强度、韧性和耐磨性的基础。

用于初轧V1机架石墨钢轧辊的化学成分设计值及实测值如表1所示,半钢轧辊化学成分如表2所示。

表1 石墨钢轧辊的化学成分Table 1 Chemical compositions of graphite steel rolls %

表2 半钢轧辊的化学成分Table 2 Chemical compositions of semi-steel rolls %

2.2 热处理工艺设计

石墨钢辊处理工艺的设计,考虑兼顾硬度、强度和韧性以及较高的耐磨性和抗热裂性,本文中所设计热处理工艺为[5]:预备热处理为在980 ℃高温退火,保温2h,之后停止加热,随炉缓冷到600 ℃,出炉空冷,该退火工艺后获得铁素体F+珠光体P+渗碳体+石墨组织;最终热处理为在950 ℃正火,保温30 min,之后吹氮气冷却,控制冷却速度为0.8～1.6 K/s,冷却到300 ℃以下,出炉空冷至室温,及时在630～650 ℃回火保温120 min;之后随炉冷却至200 ℃出炉空冷至室温。以上回火工艺重复进行2～3次。最终热处理工艺后获得索氏体/球化珠光体基体组织,增加珠光体的分散度,细化组织,提高石墨钢辊的强度、硬度和耐磨性。

2.3 微观组织研究

图1为石墨钢典型显微组织、石墨及碳化物评级图。由图1(a)可知,石墨钢的金相组织为细片状珠光体、球状石墨、块状共晶碳化物、针状二次碳化物。珠光体片层较细,可观察到原始奥氏体晶界,共晶碳化物数量较少,主要为颗粒状二次碳化物。由图1(b)和(c)可知,石墨钢组织中,石墨等级为3级,尺寸等级均为8级;碳化物等级为渗2级。

图2为半钢微观组织。由图2可知,半钢微观组织由珠光体和二次渗碳体组成,在铸造凝固之后,一个晶粒内的珠光体片层方向较一致,二次渗碳体成放射状或网状,但由于该材质轧辊是锻造而成,由于锻造作用,放射状的碳化物和网状碳化物被击碎,珠光体层片也变得不规整。

2.4 常温及高温力学性能研究

由于均用于初轧V1机架,使用工况相同,石墨钢及半钢室温硬度(HSD)相当,均为48左右,该室温硬度是通过一定热处理工艺获得的。随着温度的升高,石墨钢和半钢硬度的变化情况如图3所示。由图3可知,随着温度的升高,石墨钢和半钢硬度均逐渐降低;当温度由100 ℃升高至700 ℃,石墨钢硬度(HR30N)从50.3降至23.5,而半钢硬度从36.8降至0,由此可知,石墨钢在不同温度下的高温硬度均大于半钢的高温硬度。

表3为石墨钢及半钢的常温拉伸及冲击性能。由表3可知,石墨钢的屈服强度和冲击功高于半钢,而抗拉强度、断面伸长率、断面收缩率均低于半钢。

表3 石墨钢及半钢常温拉伸及冲击性能Table 3 Room temperature tensile and impact properties of graphite steel and semi-steel

图4为石墨钢和半钢高温抗拉强度。当温度为900 ℃时,石墨钢的高温抗拉强度为253.7 MPa,低于半钢高温抗拉强度273.9 MPa;而当温度升高至1 000 ℃时,石墨钢和半钢的高温抗拉强度基本相当,分别为175.7和175.1 MPa。

2.5 高温摩擦磨损性能研究

石墨钢及半钢高温摩擦磨损性能参数如表4所示。

表4 高温摩擦磨损性能参数Table 4 High temperature friction and wear performance parameters

高温磨损磨痕表面2D形貌如图5所示。图5(a)和(b)分别为石墨钢和半钢的高温摩擦磨损试验磨痕,从图中可观察到,石墨钢高温磨损磨痕较半钢高温磨损磨痕稍宽,但深度较浅。在二者磨痕表面均观察到微切削、犁沟、片状剥落及剥落块研压等形貌,同时可观察到微裂纹,这些微裂纹是试样表面产生的疲劳微裂纹向下延伸的结果,所不同的是石墨钢磨痕表面片状剥落量少于半钢磨痕表面片状剥落量。

图6(a)和(b)分别为石墨钢和半钢的高温磨损磨痕表面3D形貌。从图中可观察到磨痕的深度和形貌;从二者宏观形貌可知,石墨钢的磨痕深度明显小于半钢的磨痕深度。

图7为石墨钢和半钢高温磨损摩擦因数曲线。由图7(a)可知,石墨钢在摩擦磨损试验初期,摩擦因数有所升高,摩擦稳定后,摩擦因数保持基本稳定,在0.15～0.28之间波动;由图7(b)可知,半钢在摩擦磨损试验初期,摩擦因数波动上升,随着磨损时间的延长,摩擦因数在0.20～0.48之间波动。由此可知,石墨钢的摩擦因数稳定性优于半钢摩擦因数的稳定性。

由表5可知,石墨钢磨痕宽度为1 720 μm,磨痕深度为9.50 μm,磨痕体积为6.78E-003 mm3;半钢磨痕宽度为1 600 μm,磨痕深度为22.73 μm,磨痕体积为4.23E-002 mm3。说明半钢的耐磨性低于所研制新材质石墨钢的耐磨性。

2.6 高温摩擦磨损机理研究

图8为石墨钢和半钢高温磨损表面显微形貌。由图8(a)可知,石墨钢高温磨损表面存在较多的微裂纹和少量剥落块,而较多的微裂纹尚未扩展而形成剥落。由图8(b)可知,半钢高温磨损表面可观察到微裂纹及大面积的磨损剥落,且在剥落坑内散布大量磨损颗粒。

表5 磨痕性能参数Table 5 Wear scar performance parameters

图9为石墨钢和半钢高温磨损磨痕截面形貌。由图9可知,在石墨钢和半钢磨痕截面均未观察到因磨损形成的明显组织变形层,说明二者的硬度、强度均较高,在高温磨损试验过程中,基体未发生明显塑性变形;同时,在石墨钢磨痕截面中观察到少量细小微裂纹,而半钢磨痕截面中裂纹数量和向次表面延伸深度均较石墨钢中裂纹大,这说明,在同样磨损力和疲劳条件下,半钢材质易产生更多更深的微裂纹。

对石墨钢及半钢磨痕截面进行EDS能谱分析,研究磨痕表面氧化及氧元素分布情况,分析结果如图10所示。由图10(a)和(b)可知,石墨钢高温磨损截面氧化层较薄,而氧元素沿微裂纹向次表层扩展较浅,氧化层较薄;由图10(c)和(d)可知,半钢高温磨损截面,由于磨痕表面微裂纹数量较多,且向次表层扩展较深,氧化层较厚。由此说明,石墨钢材质较半钢材质具有更高的抗热裂性和抗氧化性。

综合分析图8～10可知,石墨钢与半钢的高温摩擦磨损类型为不同程度的疲劳磨损、磨粒磨损和高温氧化磨损。

石墨钢与半钢高温摩擦磨损性能的差异与其成分和微观组织有密切的关系。成分方面,所设计石墨钢碳含量与半钢相当,硅元素和镍元素含量稍高于半钢,铬元素含量低于半钢。石墨钢与半钢的组织区别在于,石墨钢中由于石墨的生成,碳化物含量较半钢中碳化物含量低,粗大二次碳化物数量较少,弥散分布的粒状碳化物居多,且基体由硅和镍元素强化。

有研究表明,石墨形态、大小和数量对基体耐磨性和抗热裂性有重要影响[6-7]。张建伟等[8]研究表明,团状或团虫状石墨对高镍铬无限冷硬铸铁轧辊基体割裂作用减弱,起到缓冲热应力和机械应力、抑制裂纹扩展的作用;并随着石墨面积含量的增加,裂纹发生温度逐渐提高,初生裂纹深度逐渐降低。曾勇、王崧阁等研究表明[9-10],Ni/石墨复合镀层中,石墨含量较少时,在基体中作用不明显;随着石墨含量的增加,石墨弥散分布且与基质金属紧密结合,在晶界附近均匀分布,增加了镀层中的位错密度,起到钉扎和强化镀层的作用。当石墨含量过多时,石墨以单质形式分布在镀层表面,自身的低强度和低硬度使得复合镀层硬度和耐磨性降低。

在石墨钢材质研制过程中,通过优化石墨球化和孕育工艺,获得适量的圆形石墨,在基体中发挥着双重作用。

耐磨性方面,石墨钢中存在一定量的石墨,有利于提高基体耐磨性和抗热裂性。由图7可知,在磨损起始阶段,石墨钢和半钢摩擦因数均有快速增加的过程,之后进入稳定磨损阶段;在磨损阶段,石墨钢的摩擦因数稳定性较好,这是因为,石墨的层状六方晶体结构,使同一层的碳原子紧密地结合在一起,不易破坏,层与层之间距离小且结合力较弱,受剪切力的作用后容易产生滑移。随着摩擦磨损试验的进行,石墨钢中石墨逐渐露出表面,石墨吸附空气中的水分子形成一层膜,对摩擦表面起到良好的润滑和保护作用,从而有效地降低和稳定摩擦因数,减少金属间的黏着和犁削磨损,降低磨损量,提高耐磨性。这也是图5和图8中观察到的石墨钢表面剥落块较少的原因。但过多的石墨会起到割裂基体的作用,从而降低基体强度,增大石墨边缘变形和破损几率,减少表面有效承压面积,对耐磨性不利。这一结论与[11-12]研究结果一致。

抗热裂性方面,冷热疲劳初期,在热应力作用下,石墨球边缘微尖端处易产生应力集中,萌生微裂纹源;而产生于基体其他部位或碳化物的裂纹,沿晶界或碳化物扩展,当扩展至石墨时,石墨导热性好,可降低因温差而产生的应力,并可使裂纹扩展曲折化,钝化裂纹尖端,在一定程度上阻碍裂纹向基体深处扩展;同时,石墨球的存在将类似圆形空穴,能阻止裂纹的扩展,从而延缓和减少剥落,这说明石墨具有松弛应力的作用,这也是石墨钢与半钢相比具有较高抗热裂性的重要原因。

石墨钢和半钢中均含有碳化物,但石墨钢中碳化物数量和尺寸均小于半钢中的碳化物。有研究表明,碳化物的形态、尺寸及分布对材料耐磨性和抗热裂性具有重要影响[13-14]。

谢丹阳等[15]研究表明,低合金耐磨铸铁中,连续网状分布的碳化物在磨粒的多次冲击下,在碳化物与基体结合面处产生应力集中以致开裂、剥落。而块状分布的碳化物使基体的连续性得到保护,对反复冲击引起的应力集中起到缓冲作用,阻碍了冲击产生的疲劳裂纹的萌生及扩散,从而减轻了剥落倾向,减少了因剥落而产生的失重量。同时,基体上弥散部分硬度较高的碳化物对基体的磨损起着一定的保护作用,提高耐磨性。熊博文等[16]研究表明,随着摩擦磨损载荷的增加,尺寸较小的碳化物剥离基体,尺寸较大的碳化物具有碎裂现象,随后亦剥离基体,这说明碳化物不仅要分布均匀,其尺寸亦需合适,才能提高材料耐磨性。吴一弘等[17]研究表明,碳化物的硬度和数量对基体耐磨性有重要影响。随着碳化物含量增加,基体硬度增加,有利于耐磨性的提高;适当的碳化物对基体有强化作用;碳化物体积分数越大,裂纹越易在材料表面处碳化物与基体交界位置产生,碳化物越密集,裂纹扩展过程中的路径就越短,对基体的割裂作用增强,使基体冲击韧性和耐磨性下降。

石墨钢与半钢材质碳含量相同,耐磨性不同,是由于石墨钢中有石墨生成,碳化物总含量低于半钢;由微观组织可知,石墨钢中碳化物颗粒尺寸较小,弥散分布在基体中,作为硬质点强化基体的同时,在磨损过程中随着基体的磨损碳化物凸现出来,起到支撑作用,有效减小基体与磨料之间的接触面积和承受的压力,抵抗外来硬质颗粒向基体压入,阻断切应力作用产生的犁沟,这是如图5和图8所示石墨钢磨痕表面犁沟和剥落较少的原因。而半钢材质中存在一定数量的尺寸较大的初生共晶碳化物,在磨损过程中,这些较大尺寸碳化物会断裂形成第三相粒子,加剧半钢的磨粒磨损。该研究结果与任福战等[18]研究结果一致。

除石墨、碳化物外,基体本身的抗氧化性,基体与硬质颗粒的协同作用,对材料的耐磨性和抗热裂性亦有较大影响[19-20]。石墨钢中碳化物颗粒尺寸适当,与基体紧密结合,当碳化物颗粒受到磨粒的挤压和犁切作用时,周围的基体组织通过产生位错增值割阶而有效地阻止碳化物滑移及剥落,镶嵌于基体中的硬质碳化物颗粒同基体之间产生良好的协同性,从而具有良好的高温耐磨性能。同时石墨颗粒的存在,起到有效的热传导作用,使基体具有更好的热稳定性。

由图3可知,石墨钢的高温硬度均高于半钢高温硬度,说明在高温摩擦时,石墨钢与半钢相比,基体与碳化物之间具有更好的协同性。因此,如图10与图11所示,石墨钢高温摩擦磨痕截面上,从磨痕表面延伸至次表层的微裂纹数量、深度及氧化层厚度均小于半钢材质;半钢磨痕表面由于没有石墨存在,易产生热裂纹并向此表层延伸,氧分子亦随裂纹进入基体,产生更厚的氧化层。

综上所述,新设计石墨钢材质中有适量和尺寸适当的碳化物强化基体,减少对基体的割裂作用,在高温磨损过程中亦不易断裂,减少磨粒磨损程度;同时基体中存在球形石墨可进一步阻碍裂纹扩展,并起到自润滑和热传导作用,从而其耐磨性和抗热裂性均高于半钢材质,因此,新设计石墨钢具有代替半钢作为初轧V1机架新材质的可行性。