高压辊作为高压辊磨机的重要部件,其辊面强度与耐磨性的高低直接影响高压辊磨机的使用寿命。目前,较为先进的辊面是硬质合金柱钉镶嵌辊面,其使用寿命远高于耐磨材料堆焊辊面。但在实际使用过程中硬质合金镶嵌辊面基体材料耐磨性和强度的不足仍是制约其使用寿命的关键因素。本研究针对高压辊磨机的工况要求,采用离心铸造技术制备出新型高强耐磨钢辊面试验件。根据新型高强耐磨钢多元合金成分的特点,采用合理的热处理工艺使其性能获得显著提高,并实现了高强耐磨钢在高压辊磨机硬质合金镶嵌辊面上的产业化应用。同时,对新型高强耐磨钢进行深冷与气体渗氮处理,使其性能与使用寿命获得了进一步的提高。本文主要研究结果如下:根据高压辊磨机辊面材料的性能要求和大型辊套离心铸造的工艺特点,本文首先设计了高压辊磨机用Fe-C-V-Mo-Cr高强耐磨钢辊面材料的化学成分。采用离心铸造技术制备出了组织均匀、性能稳定且无宏观偏析的大型高强耐磨钢辊套试验件,其铸态组织主要由马氏体、多组元合金碳化物和残余奥氏体组成,辊套表面与截面的硬度分布均匀,约为55 HRC。组织中的MC型碳化物呈粒状或短棒状分布在晶粒内,主要富集的元素为V和Mo;M2C型碳化物为层片状分布在晶界附近,主要富集的元素为Mo和Cr;细小的粒状M23C6型碳化物均匀地分布在铸态高强耐磨钢的基体组织中,主要富集的元素为Cr和Fe。此外,Cr元素还以固溶的形式存在于M2C型碳化物与基体中。经热处理后,高强耐磨钢组织主要由马氏体、少量的残余奥氏体、MC型碳化物、M2C型碳化物、M6C型碳化物和回火后析出的二次碳化物组成。与铸态相比,高强耐磨钢经热处理后硬度显著提高,其中560 ℃回火后高强耐磨钢出现二次硬化峰值,硬度高于65 HRC。随淬火保温时间的延长,高强耐磨钢的抗压强度明显提高,最高可达3800 MPa;同一淬火保温时间下,抗压强度随着回火保温时间的延长逐渐下降。高强耐磨钢具有优异的耐磨性,在相同的实验条件下,高强耐磨钢经1080 ℃ × 120 min+ 640 ℃ × 60 min(50 HRC)与 1080 ℃ × 120 min + 560 ℃ × 60 min(65 HRC)热处理后,其耐磨性分别是高铬铸铁Cr16耐磨性的3倍和15倍以上。从高强耐磨钢样品的宏观磨损形貌中可以看出,表面磨痕可分为严重磨损区、过渡区、轻度磨损区和脱离区。轻度磨损区随着样品硬度的降低而减小,严重磨损区和过渡区随之扩大。由于高强耐磨钢组织中高硬度MC型碳化物形成一种骨架结构,在磨损过程中该骨架结构不但能够减小磨料粒子的压痕深度,还使磨料粒子由单一的滑动方式转变为滚动与滑动交替的方式行进,从而减小了磨料粒子对样品表面的磨损。高强耐磨钢经深冷处理后组织中析出大量的第二相碳化物粒子,这些粒子的数量随着深冷处理次数的增加和保温时间的延长逐渐增加。深冷处理后高强耐磨钢的硬度有所下降,冲击韧性和耐磨性提高,其原因主要归结于深冷处理后析出了大量的碳化物能够有效抵抗基体的磨损;同时碳化物的析出使马氏体基体中的C含量下降,导致基体的强度下降、韧性提高。深冷处理后高强耐磨钢组织中大量细小的第二相碳化物粒子在磨损过程中脱落后会发生“滚动效应”,使样品耐磨性进一步提高。基体韧性的提高减少了M2C型碳化物周围微裂纹的萌生。铸态、淬火态与淬火+回火态高强耐磨钢样品经气体渗氮后,渗氮层表面存在的物相主要为:γ’-Fe4N、ε-Fe2-3N、Mo2N、VN和原有的M2C、MC型碳化物,其化合物层厚度为10 μm左右;扩散层中除M2C、MC型碳化物外,同时生成了高氮马氏体、M2(C,N)和VN,渗氮层深度均在250 μm以上。渗氮后高强耐磨钢样品硬度均在1100 HV以上,其中淬火样品渗氮后硬度较高,铸态样品渗氮后耐磨性相对较好。