当前位置： M401挤压混炼机组是关键设备，由日本神户
制钢设计生产，自1998年投产来已运行13年。该
机组主机额定功率6400kw，设计生产能力33t/h。
该设备由主驱动机构、同步齿轮挤压混炼机构、
齿轮泵及冷却切粒机等组成。
在对M401切刀使用情况统计中，发现除个别 情况外，切刀平均使用寿命约27天，且切刀多次 发生断裂现象。因此，解决切刀断裂问题并提高切刀的使用寿命，成为该设备管理的突破点。
1 切刀断裂原因分析
聚丙烯挤压造粒机使用的金属陶瓷刀具以3Cr13马氏体不锈钢为基体，以镍铬基TiC金属陶 瓷为刀刃，基体和刀刃采用1370℃真空扩散焊焊接，并随之进行随炉冷却而成。
1.1断裂源
从断口的宏观低倍形貌看，基体3Cr13的断裂 源位于A位置。因为位置A是刀具在切削过 程中受弯曲拉应力最大处。
对镍铬基TiC金属陶瓷的断口表面形貌进行宏 观观察发现，其断裂源位于刀尖下方一定距离位 置B处，如图1所示。在扫描电镜下对位置B处进行 更清晰的观察，表明断裂源在刀具表面以下而不 是发生在刀具表面。同时，还发现镍铬基TiC金属 陶瓷断裂源处存在着严重的未烧结缺陷
1.2 基体3Cr13微观结构缺陷
1.2.1 原始态金相组织
从刀具断口的低倍宏观形貌发现，基体3Cr13 的晶粒极为粗大，断口为典型的沿晶断裂。对其 进行显微金相观察，如图3所示，其晶粒极为粗 大，沿着原奥氏体晶界有大量网状析出相。依据 图5所示的Fe-Cr-C三元相图，这些析出相应为Fe以 碳化物Cr23C6和Cr7C3为基的固溶体。粗大的晶粒 和沿晶界网状析出的碳化物导致材料性能极差。 图5中C1和C2是以 Cr7C3和Cr23C6为基础、 溶有Fe原子的碳化物，C3是以Fe3C 为基础溶有Cr 原子的合金渗碳体。
1.2.2 碳化物呈网状分布的原因刀具在1370℃下进行扩散焊，随后进行随炉冷却，是造成基体晶粒粗大和碳化物呈网状分布 的原因。扩散焊时温度极高，此时Cr的碳化物全 部溶解，没有可以阻碍奥氏体晶粒生长的因素， 所以晶粒会发生异常长大；在随后的冷却过程中，又采取了随炉缓冷，使得基体中的碳化物有 充足的时间和温度条件析出在原奥氏体晶界。因 此，不良的热处理工艺是造成组织缺陷的主要原 因。
1.3 基体3Cr13的断口形貌
用扫描电镜观察基体3Cr13的断口形貌，为典型的沿晶断裂形貌。对断裂形貌进 行更细致的观察发现，裂纹沿晶界处的碳化物扩 展，图中清晰地显示了裂纹在晶界上的扩展及其扩展断开时留下的表面浮凸。同 时还可看到裂纹在扩展过程中遇到晶界上碳化物 阻碍，并使碳化物破裂，再以解理的方式扩展， 如图中B处所示。因此，结合基体3Cr13的金相组 织，可以得出，沿原奥氏体晶界呈网状分布的碳 化物是造成基体3Cr13发生沿晶断裂的主要原因， 应当采取措施消除在晶界上析出的碳化物。
1.4 导致切刀断裂的原因
1.4.1 不合理的热处理工艺（扩散焊后随炉缓冷） 造成了刀具基体3Cr13的显微组织晶粒粗大、碳化 物呈网状分布，因而其性能极差，在使用的过程 中出现沿晶脆性断裂。
1.4.2 镍铬基金属TiC陶瓷存在着严重的未烧结缺陷，这些缺陷成为刀刃的断裂源。
1.4.3 刀具明显经历了两次断裂，倾向于3Cr13基 体先发生断裂，然后镍铬基金属TiC陶瓷刀刃发生 断裂。因为首先基体中碳化物的分布导致性能太 差，相比镍铬基金属TiC陶瓷刀刃更容易发生断 裂；其次，镍铬基金属TiC陶瓷刀刃的断裂源位置 B在工作中受压应力，不是在切削的过程中受力最 苛刻的位置；再次，基体发生断裂后，由于断口 处部分基体金属脱落，断口两侧不能完好重合， 因而在下一轮切削时，会在镍铬基金属TiC陶瓷刀 刃上产生拉应力，而使其从位置B处断裂。
2 切刀刀刃钝化原因分析
2.1 由于频繁改变产品牌号，导致切刀频繁变换切 削软硬不同的PP，在交变应力的反复作用下，刀 刃处产生钝化。
2.2 在切刀切粒过程中，刀刃与物料的接触形成的 磨损是主要因素。在实际工作中，模板造粒带与 切粒刀不是直接接触。物料被切断的过程是：当 物料表面瞬间固化后，刀刃与出料口对物料某段 产生挤压应力，物料开始产生弹性和塑性变形并 放热，尤其是与刃口接触处受剧烈挤压摩擦发热融 化。当塑性变形加大到超过屈服极限时，塑料间的 拉应力消失，塑料被切断。融化的部分塑料以薄膜 的形式粘贴到刀的刃口和模板的出料口上，当多次 反复粘贴，切粒刀刃口和模板出料口处积累出积削 瘤，当积削瘤长到一定程度时，被水流和后序物料 刮掉。在积削瘤脱落的同时刀刃和模板刃口处的材 料也被粘下一点。无数次的粘贴及脱落，刀具刃口 和模板造粒带产生磨损。刃口钝化不锋利，切粒质 量开始下降，尾料随之增加。
3 解决措施
3.1 重新热处理，消除组织缺陷 为消除在晶界上呈网状析出的碳化物，使 之溶入到基体中，抑制碳化物在原奥氏体晶界析 出，对刀具进行了重新固溶处理，并随后在250℃ 回火2h。热处理工艺如下：
（1）固溶温度：因Cr23C6在1000℃以上才能 重新溶解，3Cr13的固溶温度选为1100℃。
（2）固溶时间：为使碳化物充分均匀化，又不致晶粒过分长大，分别选取了30、60、90min三 种固溶时间，以找到最合适的固溶时间。
（3）冷却方式：分别采取两种冷却方式进行 冷却：油冷和空冷，以便找到一种更适合工厂批 量处理的冷却方式。
（4）回火温度及时间：采用200~300℃的低 温回火，2~4h。选择250℃回火，时间2h。 3.2 为了搞清热处理制度对刀具是否切实可行，即在该热处理工艺下刀具与镍铬基金属TiC陶瓷刀刃 间不能发生开裂，且刀具不发生变形，将成品刀 具随炉进行了热处理，并采用了油淬处理。热处理时刀具垂直没入油中，结果表明，刀具在这种 热处理制度下不会发生变形和开裂。该热处理制 度在工艺上是可行的。
3.3总结操作经验，摸索出切实可行的操作方法。 如：视情况修改程序延长自动进刀周期；开车 时，先出料再通pcw，其中的时间间隔是否还可适当延长等。借鉴同类企业经验，试用具有耐高 温、耐水冲淋、耐重载及高附着性的切刀特种润 滑脂FS3452。润滑脂FS3452具有如下特性：低蒸 发性，高耐氧化性，工作温度范围宽：-30℃— 230℃，良好的耐水性和耐水冲洗性，耐大多数溶 剂和化学品，可用于多种塑料和橡胶。
在对M401切刀使用情况统计中，发现除个别 情况外，切刀平均使用寿命约27天，且切刀多次 发生断裂现象。因此，解决切刀断裂问题并提高切刀的使用寿命，成为该设备管理的突破点。
1 切刀断裂原因分析
聚丙烯挤压造粒机使用的金属陶瓷刀具以3Cr13马氏体不锈钢为基体，以镍铬基TiC金属陶 瓷为刀刃，基体和刀刃采用1370℃真空扩散焊焊接，并随之进行随炉冷却而成。
1.1断裂源
从断口的宏观低倍形貌看，基体3Cr13的断裂 源位于A位置。因为位置A是刀具在切削过 程中受弯曲拉应力最大处。
对镍铬基TiC金属陶瓷的断口表面形貌进行宏 观观察发现，其断裂源位于刀尖下方一定距离位 置B处，如图1所示。在扫描电镜下对位置B处进行 更清晰的观察，表明断裂源在刀具表面以下而不 是发生在刀具表面。同时，还发现镍铬基TiC金属 陶瓷断裂源处存在着严重的未烧结缺陷
1.2 基体3Cr13微观结构缺陷
1.2.1 原始态金相组织
从刀具断口的低倍宏观形貌发现，基体3Cr13 的晶粒极为粗大，断口为典型的沿晶断裂。对其 进行显微金相观察，如图3所示，其晶粒极为粗 大，沿着原奥氏体晶界有大量网状析出相。依据 图5所示的Fe-Cr-C三元相图，这些析出相应为Fe以 碳化物Cr23C6和Cr7C3为基的固溶体。粗大的晶粒 和沿晶界网状析出的碳化物导致材料性能极差。 图5中C1和C2是以 Cr7C3和Cr23C6为基础、 溶有Fe原子的碳化物，C3是以Fe3C 为基础溶有Cr 原子的合金渗碳体。
1.2.2 碳化物呈网状分布的原因刀具在1370℃下进行扩散焊，随后进行随炉冷却，是造成基体晶粒粗大和碳化物呈网状分布 的原因。扩散焊时温度极高，此时Cr的碳化物全 部溶解，没有可以阻碍奥氏体晶粒生长的因素， 所以晶粒会发生异常长大；在随后的冷却过程中，又采取了随炉缓冷，使得基体中的碳化物有 充足的时间和温度条件析出在原奥氏体晶界。因 此，不良的热处理工艺是造成组织缺陷的主要原 因。
1.3 基体3Cr13的断口形貌
用扫描电镜观察基体3Cr13的断口形貌，为典型的沿晶断裂形貌。对断裂形貌进 行更细致的观察发现，裂纹沿晶界处的碳化物扩 展，图中清晰地显示了裂纹在晶界上的扩展及其扩展断开时留下的表面浮凸。同 时还可看到裂纹在扩展过程中遇到晶界上碳化物 阻碍，并使碳化物破裂，再以解理的方式扩展， 如图中B处所示。因此，结合基体3Cr13的金相组 织，可以得出，沿原奥氏体晶界呈网状分布的碳 化物是造成基体3Cr13发生沿晶断裂的主要原因， 应当采取措施消除在晶界上析出的碳化物。
1.4 导致切刀断裂的原因
1.4.1 不合理的热处理工艺（扩散焊后随炉缓冷） 造成了刀具基体3Cr13的显微组织晶粒粗大、碳化 物呈网状分布，因而其性能极差，在使用的过程 中出现沿晶脆性断裂。
1.4.2 镍铬基金属TiC陶瓷存在着严重的未烧结缺陷，这些缺陷成为刀刃的断裂源。
1.4.3 刀具明显经历了两次断裂，倾向于3Cr13基 体先发生断裂，然后镍铬基金属TiC陶瓷刀刃发生 断裂。因为首先基体中碳化物的分布导致性能太 差，相比镍铬基金属TiC陶瓷刀刃更容易发生断 裂；其次，镍铬基金属TiC陶瓷刀刃的断裂源位置 B在工作中受压应力，不是在切削的过程中受力最 苛刻的位置；再次，基体发生断裂后，由于断口 处部分基体金属脱落，断口两侧不能完好重合， 因而在下一轮切削时，会在镍铬基金属TiC陶瓷刀 刃上产生拉应力，而使其从位置B处断裂。
2 切刀刀刃钝化原因分析
2.1 由于频繁改变产品牌号，导致切刀频繁变换切 削软硬不同的PP，在交变应力的反复作用下，刀 刃处产生钝化。
2.2 在切刀切粒过程中，刀刃与物料的接触形成的 磨损是主要因素。在实际工作中，模板造粒带与 切粒刀不是直接接触。物料被切断的过程是：当 物料表面瞬间固化后，刀刃与出料口对物料某段 产生挤压应力，物料开始产生弹性和塑性变形并 放热，尤其是与刃口接触处受剧烈挤压摩擦发热融 化。当塑性变形加大到超过屈服极限时，塑料间的 拉应力消失，塑料被切断。融化的部分塑料以薄膜 的形式粘贴到刀的刃口和模板的出料口上，当多次 反复粘贴，切粒刀刃口和模板出料口处积累出积削 瘤，当积削瘤长到一定程度时，被水流和后序物料 刮掉。在积削瘤脱落的同时刀刃和模板刃口处的材 料也被粘下一点。无数次的粘贴及脱落，刀具刃口 和模板造粒带产生磨损。刃口钝化不锋利，切粒质 量开始下降，尾料随之增加。
3 解决措施
3.1 重新热处理，消除组织缺陷 为消除在晶界上呈网状析出的碳化物，使 之溶入到基体中，抑制碳化物在原奥氏体晶界析 出，对刀具进行了重新固溶处理，并随后在250℃ 回火2h。热处理工艺如下：
（1）固溶温度：因Cr23C6在1000℃以上才能 重新溶解，3Cr13的固溶温度选为1100℃。
（2）固溶时间：为使碳化物充分均匀化，又不致晶粒过分长大，分别选取了30、60、90min三 种固溶时间，以找到最合适的固溶时间。
（3）冷却方式：分别采取两种冷却方式进行 冷却：油冷和空冷，以便找到一种更适合工厂批 量处理的冷却方式。
（4）回火温度及时间：采用200~300℃的低 温回火，2~4h。选择250℃回火，时间2h。 3.2 为了搞清热处理制度对刀具是否切实可行，即在该热处理工艺下刀具与镍铬基金属TiC陶瓷刀刃 间不能发生开裂，且刀具不发生变形，将成品刀 具随炉进行了热处理，并采用了油淬处理。热处理时刀具垂直没入油中，结果表明，刀具在这种 热处理制度下不会发生变形和开裂。该热处理制 度在工艺上是可行的。
3.3总结操作经验，摸索出切实可行的操作方法。 如：视情况修改程序延长自动进刀周期；开车 时，先出料再通pcw，其中的时间间隔是否还可适当延长等。借鉴同类企业经验，试用具有耐高 温、耐水冲淋、耐重载及高附着性的切刀特种润 滑脂FS3452。润滑脂FS3452具有如下特性：低蒸 发性，高耐氧化性，工作温度范围宽：-30℃— 230℃，良好的耐水性和耐水冲洗性，耐大多数溶 剂和化学品，可用于多种塑料和橡胶。
