高铬铸铁的热处理工艺研究分析 机械制造专业

《高铬铸铁的热处理工艺研究》摘要：本文以渣浆泵耐磨眼镜板为研究对象，以超高铬（Cr26）合金铸铁为原料，提高其耐腐蚀性，并设计了后续的热处理工艺。提高合金的坚硬程度和冲击韧性。热处理结果表明，在相同的回火温度下，随着淬火温度的升高，材料的坚硬程度先增加后减小，在1010℃淬火时材料的坚硬程度最高;在相同的淬火温度下，随着回火温度的升高，材料的坚硬程度先增大后减小，在450℃回火时材料的坚硬程度最高;在淬火和回火之后，冲压铸造材料。当材料坚硬程度达到最大值时，冲击韧性大大提高，冲击韧性仍然良好;因此，最佳热处理标准确定如下：在1010保持2小时，在450℃淬火2小时，在450℃回火此时，材料的宏观坚硬程度达到65.9HRC，冲击韧性达到4.6J。/厘米2。与铸态样品相比，宏观坚硬程度提高25％，冲击韧性提高53％，质量大大提高。详细研究了处理前后材料的金相组织和断口形貌。对微结构中的共晶碳化物和二次碳化物进行EDS分析。结果表明，铸态金属中的共晶碳化物是M7C3和M23C6碳化物的混合原理。在热处理之后，二次碳化物分散并沉淀在金属基质中。通过EDS分析，二次碳化物的类型是M7C3。根据每种元素的原子比，C型碳化物的分子式为（Fe2Cr5）C3。摩擦和磨损实验表明，材料的耐磨性与坚硬程度变化一致。在最佳热处理工艺下材料的耐磨性最好，相对耐磨性是铸态条件下的1.42倍。通过分析磨损形态，可以看出热处理前后材料的磨损原理是磨料颗粒的微切削。热处理后，材料的耐磨性有所提高，但仍不能令人满意。为了进一步提高其耐磨性，采用EPC负压铸渗透法制备了高坚硬程度陶瓷颗粒增强超高铬铸铁复合材料，镀镍提高了陶瓷颗粒与铁水的润湿效果。预处理。铁水的出钢温度为1520℃。采用0.05MPa的负压制备F20，F12和F6粒度的复合铸件和高铬铸铁。SEM和EDS分析结果表明，镀镍预处理有利于液态金属对陶瓷颗粒的包封和渗透，相当于在高铬铸铁复合界面附近添加合金元素。在该区域中合金元素的富集降低了液体的表面张力和固体与液体之间的界面张力，因此形成的复合界面紧密结合并且层次分明。此外，详细分析了复合材料的铸造渗透原理，并将复合材料在1010淬火，450℃回火，研究了热处理后复合材料界面的变化规律。摩擦磨损试验表明，铸态复合材料的相对耐磨性是铸态纯金属材料的1.93倍，是热处理后铸态纯金属材料的2.21倍。结果表明，纯金属的热处理工艺仍可应用于复合材料，对提高复合材料的整体耐磨性有很大的作用。通过分析磨损形态，复合材料的磨损原理仍然是磨粒的微切削。关键词：高铬铸铁;热处理工艺;锆刚玉颗粒;复合材料ABSTRACTInthispaper,thewearableglassesboardofslurrypumpisstudied.Consideringitsspecialworkingenvironment,inordertoenhanceitscorrosionresistanceandwearresistance,Ultra-highchromiumalloycastironisusuallyusedastherawmaterialtomanufacturethiskindofmaterials.Heattreatmentresultsshowsthatatthesametemperingtemperature,thehardnessofcastingincreasedatfirstandthendecreasedwiththeincreaseofquenchingtemperature,andthehardnessreachesthemaximumat1010℃quenching.Atthesamequenchingtemperature,thehardnessofcastingisalsoincreasedatfirstandthendecreasedwiththeincreaseoftemperingtemperature,thehardnessofcastingreachesthemaximumat450℃tempering.Thebestheattreatmentprocessparameteriscomprehensivedetermined:1010℃quenchingtemperatureand450℃temperingtemperature.Theaveragehardnessoftheheattreatedmaterialreached65.9HRCandimpacttoughnessvaluereached4.6J/cm2.Comparedtothecastsample,themacrohardnessincreased25%andtheimpacttoughnessincreased53%.Comprehensivemechanicalpropertiesimprovedobviously.Themicrostructureandfracturemorphologyofthematerialsbeforeandafterheattreatmentwereanalyzed.Thechemicalcompositionanalysisoftheeutecticcarbidesandsecondarycarbideswhichexistinthemicroorganizationismade.ItcanbeknownthattheeutecticcarbidesinthecaststatearethemixingmechanismofcarbideM7C3andM23C6,aftertheheattreatment,themetalmatrixwilldisperseandprecipitatesecondarycarbides,thechemicalcompositionanalysisshowsthatthecarbidetypeisM7C3,thespecificchemicalformulais(Fe2Cr5)C3.Thefrictionandweartestsshowthatwiththebestheattreatmentprocess,thecomprehensivewearresistanceofthematerialisbest,therelativewearresistanceofthematerialis1.42timesasmuchasthecaststate,whichindicatethatthetrendofwearresistanceofthematerialandthehardnessisconsistent.Finally,thewearmorphologyshowsthatthewearmechanismofthematerialsbeforeandafterheattreatmentismicrocuttingofabrasivegrains.Thewearresistanceofthematerialisimprovedtosomeextentafterheattreatment,butstillnotideal.So,inthisstudy,ceramicparticleswereusedtofurtherenhancethewearresistanceofhighchromiumcastiron,thepreparationmethodistheEPCnegativepressurecastinginfiltration,andthesurfaceofceramicparticlesispretreatedwithnickelplatingtoimproveitswettingeffectwiththemolteniron.Thetemperatureofmoltenironis1520℃,thenegativepressureis0.05MPa,successfullypreparedF20,F12andF6threedifferentparticlesizecomplexmaterialwithceramicparticlesandhighchromiumcastiron.SEMandEDSanalysisshowedthatthepretreatmentoftheceramicparticlesisbeneficialtotheinfiltrationofmolteniron,itseffectisequivalenttotheadditionofalloyingelementstohighchromiumcastironneartheinterfaceofthecomposite,andtheenrichmentofthealloyingelementsinthisregionmakesthesurfacetensionandsolid-liquidinterfacialtensiondecreased.So,compositeinterfacecombinedclosely,gradationisdistinct.Inaddition,themechanismofcastinginfiltrationwasanalyzed,andthecompositecastingwasquenchedat1010℃temperedat450℃.Thechangesofcompositeinterfaceafterheattreatmentwerestudied.Frictionandweartestsshowthattherelativewearresistanceofthecastcompositesampleis1.93timesasmuchasthecastpuremetal,therelativeabrasionresistanceofthecompositesampleafterheattreatmentis2.21timesasmuchasthepuremetalsample.Indicatingthatpuremetalheattreatmentprocesscanstillbeappliedtocompositematerials，itcanalsoimproveoverallwearresistanceofcompositematerialsobviously.Finally,thewearmorphologyshowedthatthewearmechanismofthecompositesisstillmicrocuttingofabrasivegrains.KEYWORDS:Highchromiumcastiron;Heattreatmentprocess;ZTAparticles;Compositematerial目录第一章绪论 41.1课题工程背景及意义 4第二章实验方案 52.1实验材料 52.1.1基体金属成分的设计 52.2主要实验设备 52.3本章小结 5第三章高铬铸铁的热处理工艺 63.1高铬铸铁热处理的作用及工艺 63.2热处理结果分析 63.2.1维氏显微坚硬程度结果分析 63.2.2金属断口分析 83.4本章小结 12第四章锆刚玉/高铬铸铁复合材料 12第五章总结与展望 13第六章参考文献 14第一章绪论1.1课题工程背景及意义众所周知，两个彼此接触或相对移动的物体在其表面上产生摩擦。在正常情况下，摩擦通常伴随着磨损，并且当在一定程度上磨损时，不可避免地导致各种机器或部件的故障。面临巨大的安全隐患。中国也是一个制造大国。在中国，采矿机械，工程机械和各种破碎和研磨设备都非常庞大，类似于冶金，采矿，建材，电力，煤炭等部门。这些设备通常运行不良。在这种情况下，某些部件被各种材料消耗，例如沙子，矿石，土壤和磨料体，每年消耗大量金属[1]。因此，提高材料的耐磨性和使用寿命具有重要的经济和实际意义[2]。在实际情况中，一些易损件不仅磨损，而且经常伴有腐蚀磨损和高温磨损。在复杂的磨损条件下，许多因素会相互作用并加剧零件的磨损[3]。这种情况在采矿，冶金，建材等工业生产中很常见，如输送含煤泥和蛭石的稠浆泵，内部易损件的耐磨玻璃板易受腐蚀和磨损。流动介质腐蚀，使用寿命短，零件尺寸小，但技术要求高，制造困难。在类似的复合材料磨损条件下，消耗品被大量消耗。因此，对于在苛刻条件下操作的这种部件，如果采用简单有效的制备方法，可以在确保一定的内部冲击韧性的同时获得一定程度的工作表面硬度，并且其耐磨性和使用性极大改进。生活。相关文献表明，在耐磨金属材料表面结合一定厚度的硬质颗粒，不仅可以提高易损件的可靠性和使用寿命，还可以提高易损件的性能和质量，提高经济性。，促进高科技。发展。技术和节能的发展具有重要意义[4]。陶瓷颗粒增强金属基耐磨复合材料的研究已引起相关领域专家的关注。目前，该研究主要集中在与金属基体具有良好润湿性的陶瓷颗粒，如WC颗粒，铸铁基耐磨材料，粉末烧结等。这种制备方法往往需要更高的材料成本或更复杂的制备工艺[5]。因此，本文拟采用一些简单的复合方法，采用低成本陶瓷颗粒和金属复合材料，最初提出使用氧化锆刚玉陶瓷颗粒来提高高铬铸铁表面复合材料的制备，从热处理工艺入手。基板本身首先强化基体本身然后，探索陶瓷颗粒的表面改性，使其与金属基体具有良好的润湿性。最后，确定了铸造工艺标准，制备了具有紧密复合界面和良好耐磨性的复合材料，并对复合材料进行了热处理。进一步的发展。提高复合铸件的耐磨性。第二章实验方案2.1实验材料2.1.1基体金属成分的设计基体金属不仅需要满足耐磨玻璃所要求的高耐磨性和耐腐蚀性，而且还要求在与陶瓷颗粒复合时具有良好的粘合界面。因此，基材主要选自以下几个方面：（1）基体本身具有高硬度和耐磨性;（2）具有良好的耐腐蚀性和抗氧化性;（3）具有良好的淬透性，便于在后续热处理过程中进一步提高材料的硬度和冲击韧性;（4）基础结构应与陶瓷颗粒形成良好的结合，具有很强的支撑保护和防止工件陶瓷颗粒在磨损过程中完全剥落并缩短使用寿命。本文主要研究厚泥浆泵耐磨玻璃板的复合材料。Cr26耐磨白口铸铁是一种超高铬合金铸铁，碳化物分布均匀，耐磨性好，耐高铬。铸铁的研究也比较成熟，具有良好的理论研究基础。Cr26白口铸铁还具有良好的淬透性，耐腐蚀性和抗氧化性。因此，使用Cr26白口铸铁作为金属基材制备复合材料。，符合实际要求。高铬铸铁的碳含量通常为2.4％至3.5％。合金中碳质量分数越高，碳化物含量越高，合金的硬度越高，但同时合金的韧性也降低。此外，由于白口铸铁的过共晶组成，粗大的一次碳化物在凝固过程中结晶，导致脆性增加和韧性急剧下降。因此，高铬铸铁的碳含量设定在亚共晶区域。随着铬质量分数的增加，共晶碳含量降低。对于含有约25％铬的高铬铸铁，共晶碳质量分数为3.0％。当考虑复合渗透时，熔融金属的要求是好的。流动性和填充能力最终确定贱金属中的碳含量处于近共晶组成中，即，碳质量分数略小于3.0％。。2.2主要实验设备本课题主要使用的实验仪器有中频感应炉、KSL-1100X箱式炉、超声波清洗机、电热恒温鼓风干燥箱、角磨机、恒温水浴箱、电火花线切割机等；分析设备有高温摩擦磨损实验机、洛氏坚硬程度计、维氏坚硬程度计、冲击实验机、金相显微镜、扫描电子显微镜、精密电子天平等。部分设备如图2.1所示。（a）冲击实验室（b）中频感应炉2.3本章小结本章设计确定了金属基质的组成，并解释了陶瓷颗粒选择的原理。复合材料中的增强颗粒是ZA25铝酸锆陶瓷颗粒，即含有约25％ZrO2的Al2O3。陶瓷颗粒。介绍了相关的实验设备，并对高铬铸铁进行了冶炼。炉后的成分符合设计要求。最后，通过ProCast软件计算了该组合物的高铬铸铁热性能标准，并相应地设计了铸造渗透工艺标准。第三章高铬铸铁的热处理工艺在研究高铬铸铁和陶瓷颗粒复合工艺之前，本文首先研究了纯高铬铸铁基体的热处理工艺，以便将其热处理工艺标准应用于复合铸件，从而进一步提高耐磨性和冲击性。复合材料的韧性。。在该实验中，通过消失模铸造法制备高铬铸铁纯金属试验片。喷丸后，用电火花线切割机将其切成55×10×10mm的长方体样品，用于后续的热处理实验。。3.1高铬铸铁热处理的作用及工艺高铬铸铁铸件一般在生产后不直接投入生产，需要进行热处理，以改善基体结构，提高铸件的硬度和耐磨性。铸态高铬铸铁金属基体结构主要是奥氏体，珠光体等。[39]，整体宏观硬度不高，最终性能是铸件的耐磨性差[6]而高铬铸态的铸铁组合物是分离的。严重的是，碳化物的形状，尺寸和数量也有很大差异，金属基体具有大的劈裂效果，导致铸件的韧性差。因此，有必要研究高铬铸铁的热处理工艺，以增强铸件的硬度和冲击韧性，全面提高其耐磨性。目前，高铬铸铁常用的热处理工艺有：去稳定化处理，低温处理，高温球化处理，亚临界处理和深冷处理。本文主要研究高铬铸铁的不稳定处理和回火过程。去稳定化处理是常用的热处理方法。由于高温奥氏体中合金元素含量高，高铬铸铁液体在自然冷却过程中难以转变为马氏体组织。不稳定的过程大致如下：将铸件缓慢加热至0℃。然后保持奥氏体化温度并使其完全奥氏体化并置于淬火介质中进行冷却[7]。在此过程中，奥氏体基体中的合金元素作为二次碳化物沉淀，基体中的Cr和C元素被耗尽，并且Ms点升高，并且在淬火期间可以产生更多的奥氏体。身体的转变。去稳定化处理对提高高铬铸铁的淬透性非常有帮助。因此，通过该方法基本上获得马氏体高铬铸铁。另外，在铁水的冷却和凝固过程中，共晶碳化物会消耗奥氏体中的一些元素如C和Cr，这将使奥氏体发生固相转变，这将发生在奥氏体和碳化物中。形成板条马氏体结构以降低材料的韧性，并且去稳定化处理过程在奥氏体化和保温过程中加速元素的扩散和迁移，从而有助于消除马氏体结构。加固材料[8]。3.2热处理结果分析3.2.1维氏显微坚硬程度结果分析将试样两个对立面打磨平整，使用维氏显微坚硬程度计对试样进行显微坚硬程度测定，在光学镜头下定位需测定的组织位置，测试时加载力为200g，保压时间10s，每个试样基体组织与共晶组织各测定三个点，取其平均值。表3.3为两种组织的显微坚硬程度详细统计结果。表显微组织维氏坚硬程度测定结果TabTheresultsofVickershardnesstest编号金属晶体显微硬度共晶组织显微硬度测定值1测定值2测定值3平均值测定值1测定值2测定值3平均值1483.2403.1355.1413.8569.6582.8524.6559.02614.9614.6540.8590.1721.7698.2688.2702.73478.2592.2545.6538.7670.7690.4690.4670.04405.3382.2433.5407.1481.6540.1522.4514.75662.8668.4612.5647.9769.8756.3808.7778.36716.7738.5682.6712.6698.7859.8864.3807.67394.8400.5365.4384.1474.9462.0524.1487.08717.6698.4676.6697.5814.5766.9795.6792.39673.6677.9620.2657.2797.2704.5757.3753.010769.2745.6730.9748.6870.7846.9920.8879.511372.3401.9398.1390.8508.2479.8497.7495.212750.4486.9610.1615.8704.2615.4755.9691.813530.6823.5829.3727.8801.3834.2897.6844.414386.5400.5365.4384.1474.9462.0524.1487.0奥氏体的显微硬度范围相同，合金组成的铬碳比为8.6。根据文献，当Cr/C>7.2时，铸态组织主要是奥氏体基体，并且马氏体很少。形成，综合显微硬度和铬碳比，确定组件的铸态基体结构应为单一奥氏体结构[9]。显微硬度趋势与宏观硬度基本一致。当在600℃回火时，基体的显微硬度急剧下降，并且硬度低于铸态显微硬度。原因应该是在高温回火过程中产生回火索氏体，这使得基体的硬度降低。在低温和中温回火时，由于残余奥氏体转变和二次碳化物的弥散强化，基体结构和共晶结构的显微硬度高于铸态显微硬度。表常见基体组织维氏坚硬程度TabVickershardnessofcommonmatrixstructure组织铁素体珠光体奥氏体马氏体渗碳体维氏坚硬程度（HV）70~200300~460300~600500~1000882左右图3.3（a）为在450℃回火时，显微坚硬程度随淬火温度变化的折线图。随着淬火温度的增加，显微坚硬程度呈现出先增高后降低的趋势，原因是随着奥氏体化保温温度升高，基体组织中的碳、铬等元素开始析出，Ms点升高，淬火时更容易发生氏体相变，基体坚硬程度增大，但当保温温度过高时，一部分合金元素又开始重新溶入基体中，淬火时虽获得了高坚硬程度的高碳马氏体，但Ms点的降低也使得残余奥氏体的含量增多，高碳马氏体与残余奥氏体的混合导致基体组织平均显微坚硬程度有下降。共晶组织坚硬程度变化规律之所以与基体一致，原因是热处理虽不会改变共晶碳化物类型，但共晶奥氏体热处理时坚硬程度变化与初生奥氏体一致，从而导致共晶组织整体的显微坚硬程度变化与基体组织类似。（a）淬火温度对显微组织坚硬程度影响（b）回火温度对显微组织坚硬程度的影响图（b）是1010℃淬火温度下回火温度对显微硬度变化的示意图。从图中可以看出，基体的显微硬度和共晶组织在450℃回火时达到最高。重要原因是残余奥氏体中铬、碳含量较高，回火温度较低时，M7C3碳化物的析出量较小，不能补救回火引起的马氏体硬度下降，回火温度过高，不利于回火索氏体的形成。基体硬度降低，因而450是合适的回火温度。3.2.2金属断口分析金属试样在开展冲击韧性测定后，将冲断的试样打磨，超声波清洗并烘干。用钨丝扫描电镜对穿刺试样的断裂面开展了扫描。由于在不同的热处理标准下，试样的冲击韧度变化不大，重要对铸态和热处理试样的断裂形态开展了比较，并对其断裂形态开展了分析。如图3.7为1号铸态试样和10号1010℃淬火+450回火热处理后试样的断口形貌。（a）铸态试样（b）1010℃淬火+450℃回火后试样图3.7试样断口形貌铸态试样的断口形貌中有明显的解理台阶和河流花样，可判定为解理断裂，属脆弱程度断裂范畴，其冲击韧性只有3.0J/cm2。热处理后的试样断口形貌中也具有台阶状特征，但出现了部分韧窝，且宏观断口形貌比较平整，基本上无宏观塑性变形，断口呈结晶状，其介于解理断裂与韧窝断裂之间，可判断为准解理断裂。关于准解理的断裂原理尚有待探索，大容易裂开而成为裂纹源[10]。准解理断裂仍属于脆弱程度断裂范畴，所以Cr26材料的冲击韧性整体偏低，属脆弱程度材料范畴，其碳化物含量高达30%以上，碳化物对基体的割裂作用是影响材料冲击韧性的主要因素，故热处理后试样冲击韧性虽相对于铸态时有较大提高，达到4.6J/cm2，但改变热处理标准对其韧性提高作用有限。为了深入了解在热处理过程中，基体内合金元素的析出与溶入情况以及共晶碳化物与二次碳化物的类型，分别对铸态下试样和热处理后的试样进行扫描电镜与能谱分析，图3.8，3.9分别为1号试样和10号试样的基体组织能谱分析结果。图3.81号试样基体组织EDS谱图Fig3.8EDSspectraofmatrixorganizationof1#sample图3.910号热处理试样基体组织EDS谱图Fig.3.9EDSspectraofmatrixorganizationof10#sample表3.51号试样基体组织成分Tab3.5Matrixcompositionof1#sample元素重量百分比原子百分比C0.703.10Si2.003.77Cr13.4413.67Mn1.221.17Fe82.6478.28表3.610号热处理试样基体组织成分Tab3.6Matrixcompositionof10#sample元素重量百分比原子百分比C0.351.57Si1.893.62Cr11.5911.97Mn1.371.34Fe84.7981.50对比铸态和热处理后试样的基体组织成分，可发现Si、Mn元素的重量百分比几乎没有发生变化，热处理后基体组织中C、Cr元素占比下降，分别减少了50%和14%，这也说明了在1010℃奥氏体化保温时，二次碳化物从基体中的析出大于溶入，使得铬、碳元素含量出现下降，降低了奥氏体的稳定性，促进了淬火时向马氏体的转变。图3.10、3.11分别为1号铸态下共晶碳化物、10号热处理后析出二次碳化物的能谱分析结果。表3.7、3.8分别为两者对应成分百分比统计结果。通过图表可以看出共晶碳化物中含有微量的V、Mn合金元素，Cr元素含量很高，且Cr元素加Fe元素与C元素的原子比为2.81，高于M7C3型碳化物的2.33:1，且低于M23C6型碳化物的3.83:1，又因该合金属于低碳高铬类型，所以判断铸态下共晶碳化物的类型为M7C3+M23C6的混合体。同理，由于热处理工艺并不会改变共晶碳化物的类型，热处理后的共晶碳化物仍在这种类型当中，不再赘述。图3.101号铸态试样共晶碳化物EDS谱图Fig3.10EDSspectraofeutecticcarbidesinas-castsample(1#)表3.71号铸态试样共晶碳化物成分Tab3.7Compositionofeutecticcarbidesinas-castsample(1#)元素重量百分比原子百分比C7.2425.74V0.810.69Cr59.8549.11Mn1.521.23Fe30.4923.23由图3.11可清晰看到热处理后基体内部析出二次碳化物颗粒，分析其成分可知二次碳化物中含有极其微少的V元素，可忽略不计，Cr元素仍占据较高的百分比，且Cr元素加Fe元素与C元素的原子比为2.31，已非常接近M7C3型碳化物的原子比2.33，再根据各元素的原子百分比可推断该碳化物分子式为（Fe2Cr5）C3，综合确定热处理过程中析出的二次碳化物类型为M7C3型碳化物。图3.1110号热处理试样二次碳化物EDS谱图Fig3.11EDSspectraofsecondarycarbidesinheattreatmentstate(10#)表3.810号热处理试样二次碳化物成分Tab3.8Compositionofsecondarycarbidesinheattreatmentstate(10#)元素重量百分比原子百分比C8.7829.96V1.010.80Cr58.9346.38Fe31.2822.863.3.6摩擦磨损测试结果由于宏观坚硬程度及冲击韧性只能大致体现材料的耐磨性能，为了更加准确的了解材料的耐磨性能，本实验设计了七组摩擦磨损测试，用来对比热处理前后及不同热处理工艺标准对材料耐磨性能的影响。将1#、3#、6#、9#、10#、11#、13#试样用线切割机切割成如图3.12（a）所示的试样，然后分别打磨端面，清洗烘干，采用万分之一克天平称重并记录原始质量，记作mx，下标x对应试样编号。实验所使用的磨损测试设备为自行改装仪器，如图3.12（b）所示。基本原理为：工作平台上固定三根设有螺纹的钢轴，每根轴上分别套有两只弹簧，装有试样夹具的铝制圆盘依托三根钢轴被稳定在弹簧之间，利用水平仪将工作台及圆盘调至水平。三根钢轴顶部用螺帽紧固，向下紧固螺帽，弹簧则被压缩，只需用游标卡尺测出弹簧的压缩量便可计算出试样被施加的载荷大小。该设备下部为电动机，由于机械变速装置复杂且占据空间较大，为简化实验过程，本实验使用变频器直接连接电动机来控制其转速，电动机转子上部装有800目金刚石磨盘，磨盘通过螺栓紧固，可进行更换。通过这样的一个简易设计，做到试样被施加的载荷与对磨副的转速都可控，满足实验要求。实际实验标准如下，电机转速定为900r/min，然后通过多次测量取平均值得到单个弹簧的弹性系数k=1.872kg/mm，实验过程中弹簧被压缩量Δl=1.12mm，则实际施加载荷F为F=3kΔlg=1.872kg/mm×3×1.12mm×9.8m/s2≈66N每个试样先预磨10s，保证试样表面与对磨副贴合紧实，实际测试时每隔20s取下试样称重一次，总计磨损时间为100s。为保证实验准确度，每测一组试样更换一次金刚石磨盘。表3.9为各试样磨损实验结果。图3.12摩擦磨损试样图3.13摩擦磨损测试台Fig3.12FrictionandwearsampleFig3.13Frictionandweartestequipment表3.9摩擦磨损实验结果统计Tab3.9Statisticalresultsoffrictionandweartest编号热处理（淬火+回火）磨损前质量（g）磨损后质量（g）失重（g）相对耐磨性1--1.66081.50040.16041.003930℃+450℃1.65581.50200.15381.046970℃+450℃1.66961.54860.12101.3391010℃+300℃1.67951.54280.13671.17101010℃+450℃1.67281.55990.11291.42111010℃+600℃1.67411.49760.17650.91131050℃+450℃1.67871.56040.11831.36从上表中数据可以看出，除11号高温回火试样低于铸态试样的耐磨性以外，其余经热处理的试样比铸态耐磨性均有所提高，在同一回火温度下，相对耐磨性来说伴随着淬火温度的提高呈现出先增加然后再降低的趋势，在1010℃淬火+450℃回火热处理工艺标准下，材料的耐磨性达到了最高，相对耐磨性为铸态下的1.42倍，这也符合前述宏观坚硬程度和显微坚硬程度的变化规律。高铬铸铁耐磨性不仅仅取决于碳化物的坚硬程度，也与基体组织和共晶碳化物的良好配合有关，高坚硬程度的碳化物为基体提供强有力的保护，同时坚硬程度较低的基体也紧紧包裹着碳化物，减少碳化物的整体脆断剥落，两者相辅相成[11]。为了具体研究高铬铸铁的磨损机制，本文对高铬铸铁的磨损形貌及磨损机制进行了分析。下图3.14（a）为1号铸态试样的摩擦磨损形貌，图3.14（b）为10号热处理试样的摩擦磨损形貌。（a）1号铸态试样（b）10号1010℃淬火+450℃回火试样图3.14磨损形貌从上图可以看出，在经过摩擦磨损实验后，两个试样因对磨副中坚硬质地颗粒的切削作用而出现犁沟，犁沟两侧存在较明显的翻边和堆积现象。1号试样磨损后犁沟数量多而深，磨损比较严重，犁沟两侧的堆积更为明显，相较而言，10号试样犁沟数量少而浅，磨损面较为平整一些，犁沟两侧堆积也较少。分析原因如下1号磨损试样的坚硬程度较低，铸态下基体组织为奥氏体，奥氏体表面易受到坚硬质地颗粒的切削作用，在基体表面留下较深的切削痕迹，切削产生的犁沟宽而深，两侧的堆积大部分应为被犁削出的基体组织，同时也伴随有少量磨料嵌入在基体表面及犁沟的末端；随着磨损的进行，基体组织被逐渐磨削，而坚硬程度较高的碳化物则会突出于材料表面抵抗磨损，虽然铸态下的共晶碳化物为高坚硬程度的M7C3型碳化物，但是在一定的法向载荷及较高的转速下，对磨副上的坚硬质地颗粒会产生较大的切削作用，奥氏体基体并不能够为M7C3型碳化物的根部提供足够的包覆支持，使得原本作为坚硬质地相的碳化物也出现脆断剥落产生凿坑，没有充分发挥其抗磨作用，使得表面形貌看起来非常粗糙，磨损严重。而经过热处理后的10号试样，由于其在淬火时奥氏体基体发生马氏体转变，基体坚硬程度提高，同时基体中还伴随有二次碳化物的弥散强化，使得材料在磨损时，高坚硬程度的碳化物会逐渐凸出保护马氏体基体，马氏体基体则为碳化物提供强有力的支持，两者相互配合，如此往复，使得10号试样的犁沟浅而窄，表面形貌较为平整。综合分析可知，两者磨损机制均为坚硬质地颗粒的微量切削。3.4本章小结（1）热处理效果的细节，并在此基础上结合实际热处理要求进行高铬实验。（2）600℃热处理研究表明，固体材料的力学性能会急剧下降，小于标准热处理范围的状态，除了样品的热处理外，硬度为75年的硬度在其中一个排气温度，以及作为温度扰动的宏观经济的改善和显微镜减少的第一个趋势的增加，调节也是如此困难。上述65.9HRC固定，抗冲击性为4.6J/cm2，与固态试样相比，抗冲击性提高了25％和53％。（3）对其冶金组织，研究，热处理分析，根据铸铁和组织的各种标准和更高的总烃变化情况，以及其内部个别组成部分，进行光谱分析。（4）试样热处理按不同标准，1010℃+450℃，阻尼热处理按材料阻力标准，最高抗铸性能为42倍，宏观经济程度和微观变化程度。摩擦磨损形态，综合评估其磨损设备，用于切割硬质和微量颗粒.第四章锆刚玉/高铬铸铁复合材料在前面的章节中，详细研究了高铬铸铁金属基体的强化和锆刚玉颗粒的表面改性。本章将进一步研究复合渗透方案和铸造工艺参数，以制备均匀分布的陶瓷颗粒。复合界面为致密，耐磨的复合材料，将上述优化的热处理工艺参数应用于复合材料，进一步提高了耐磨性。4.1砂型无压铸渗工艺本实验采用传统的砂型无压铸造渗透工艺，方便可行。如图5.1所示，该实验使用四件式侧注射门控系统。浇口底部放置四个浇口。沙子是一种常见的黑色潮汐沙子。预制木模用于建模。块尺寸为30×15×10mm。造型后，取出木模，锆刚玉陶瓷颗粒（每腔10g）均匀地铺在空腔底部。镀镍陶瓷颗粒和未镀镍陶瓷颗粒各占两种类型。使用空腔进行比较，然后将砂压实，将盒子关闭，并将盒子锁定。中频感应炉用于熔炼铁水。同时，由于砂型陶瓷颗粒温度低，铸造过程中产生类似的“冷铁”效应，熔融金属的流动性降低，因此浇注温度略高比一般的浇注温度。为了增加液态金属的保持时间，为了确保良好的流动性，熔融金属完全浸渍有陶瓷颗粒。总之，熔融金属温度设定在1520℃，并在炉子在室温下浇注后立即进行。4.2负压铸渗工艺在分析了上述原因后，采用降压式负压铸造的方法进行了实验。消失的泡沫泡沫由最常见的聚乙烯材料制成。通过使用电阻丝将泡沫板切割成样品，浇口，浇口和浇口。样品尺寸为30×15×10mm，然后进行泡沫测试。样品表面涂有陶瓷颗粒。陶瓷颗粒的数量不同于F20，F12和F6。每个泡沫样品涂有10g陶瓷颗粒，粘合剂选自消失的泡沫的普通冷胶，涂层厚度约为5mm。将其置于干燥室中进行干燥，最后将泡沫样品粘合到浇铸系统上，浸渍涂层并干燥使用。将准备好的脱模白色模具放入砂箱中，将陶瓷颗粒面朝上涂上，填充干砂，并刮去扁平，覆盖塑料薄膜，放在浇注杯上，砂型下部抽真空，形成负压，真空度它是0.05Mpa。在紧固并形成干砂之后，进行浇注，并且在浇注过程中将熔融金属在1520℃的温度下排出。始终保持负压，不仅可以及时排出白模气化产生的气体，还可以将液态金属转化为陶瓷颗粒层的浸渍提供了使两者更密集的组合的能力，并且还避免了诸如孔的铸造缺陷的形成。在此过程中，白色模具气化消失，熔融金属取代其位置形成复合材料，在浇注完成后释放复合材料。在铸件冷凝后抽真空，翻转箱子并从松散的干砂中取出铸件。取出铸件后，用研磨机切割铸造系统并进行喷丸处理。第五章总结与展望该产品采用高强度抗拉强度研究材料，不断提高材料性能的目标是拉伸强度高。来自热处理过程的材料的抗性最终高，包括材料的总体阻力大大增加到实际生产，必须符合说明书。（1）铬的热处理，表明与模型后的铸造模式相比，样品的热处理显着提高了抗冲击性。经过处理后，样品的碳化物分布格局相对于碳化物的占有率形式分布，有一定的改善，基本作用是减少二次碳化物的散热，强度的强弱，抗冲击性强。温度在930摄氏度~1050摄氏度到450摄氏度到300摄氏度之间，材料的温度是二次硬化现象，因为样品中的正常水平为75，温度和温度升高幅度明显增加它开始了固定的1010C的较大和较小的一侧达到最高水平。此外，材料是600℃，好像它已经显着减少，特别是由于600C，以确保冷冻铁素体-碳化物组织，它来自身体，减少了硬质材料的总范围。（2）奥氏体化保温温度较低时，二次碳化物以析出为主，使得Ms点升高，冷却时得到低碳马氏体，坚硬程度较低，当奥氏体化温度达到1050℃时，C、Cr等合金元素在奥氏体中溶解度增加，已经析出的二次碳化物会重新溶入基体中，使得冷却时残余奥氏体增多，坚硬当温度归一化到1010℃至450℃时，铬的高温，其残余和复合碳化物含量适中，材料具有最佳的机械性能，达到65.9HRC，4.6J/cm2的抗冲击性与使用固体相比，松散增加25％，整体机械强度的硬度得到提高，支撑率提高53％。（3）分析表明，高