《高鉻鑄鐵的熱處理工藝研究》摘要：本文以渣漿泵耐磨眼鏡板為研究對象，以超高鉻（Cr26）合金鑄鐵為原料，提高其耐腐蝕性，并設(shè)計了后續(xù)的熱處理工藝。提高合金的堅硬程度和沖擊韌性。熱處理結(jié)果表明，在相同的回火溫度下，隨著淬火溫度的升高，材料的堅硬程度先增加后減小，在1010℃淬火時材料的堅硬程度最高;在相同的淬火溫度下，隨著回火溫度的升高，材料的堅硬程度先增大后減小，在450℃回火時材料的堅硬程度最高;在淬火和回火之后，沖壓鑄造材料。當(dāng)材料堅硬程度達(dá)到最大值時，沖擊韌性大大提高，沖擊韌性仍然良好;因此，最佳熱處理標(biāo)準(zhǔn)確定如下：在1010保持2小時，在450℃淬火2小時，在450℃回火此時，材料的宏觀堅硬程度達(dá)到65.9HRC，沖擊韌性達(dá)到4.6J。/厘米2。與鑄態(tài)樣品相比，宏觀堅硬程度提高25％，沖擊韌性提高53％，質(zhì)量大大提高。詳細(xì)研究了處理前后材料的金相組織和斷口形貌。對微結(jié)構(gòu)中的共晶碳化物和二次碳化物進(jìn)行EDS分析。結(jié)果表明，鑄態(tài)金屬中的共晶碳化物是M7C3和M23C6碳化物的混合原理。在熱處理之后，二次碳化物分散并沉淀在金屬基質(zhì)中。通過EDS分析，二次碳化物的類型是M7C3。根據(jù)每種元素的原子比，C型碳化物的分子式為（Fe2Cr5）C3。摩擦和磨損實(shí)驗(yàn)表明，材料的耐磨性與堅硬程度變化一致。在最佳熱處理工藝下材料的耐磨性最好，相對耐磨性是鑄態(tài)條件下的1.42倍。通過分析磨損形態(tài)，可以看出熱處理前后材料的磨損原理是磨料顆粒的微切削。熱處理后，材料的耐磨性有所提高，但仍不能令人滿意。為了進(jìn)一步提高其耐磨性，采用EPC負(fù)壓鑄滲透法制備了高堅硬程度陶瓷顆粒增強(qiáng)超高鉻鑄鐵復(fù)合材料，鍍鎳提高了陶瓷顆粒與鐵水的潤濕效果。預(yù)處理。鐵水的出鋼溫度為1520℃。采用0.05MPa的負(fù)壓制備F20，F(xiàn)12和F6粒度的復(fù)合鑄件和高鉻鑄鐵。SEM和EDS分析結(jié)果表明，鍍鎳預(yù)處理有利于液態(tài)金屬對陶瓷顆粒的包封和滲透，相當(dāng)于在高鉻鑄鐵復(fù)合界面附近添加合金元素。在該區(qū)域中合金元素的富集降低了液體的表面張力和固體與液體之間的界面張力，因此形成的復(fù)合界面緊密結(jié)合并且層次分明。此外，詳細(xì)分析了復(fù)合材料的鑄造滲透原理，并將復(fù)合材料在1010淬火，450℃回火，研究了熱處理后復(fù)合材料界面的變化規(guī)律。摩擦磨損試驗(yàn)表明，鑄態(tài)復(fù)合材料的相對耐磨性是鑄態(tài)純金屬材料的1.93倍，是熱處理后鑄態(tài)純金屬材料的2.21倍。結(jié)果表明，純金屬的熱處理工藝仍可應(yīng)用于復(fù)合材料，對提高復(fù)合材料的整體耐磨性有很大的作用。通過分析磨損形態(tài)，復(fù)合材料的磨損原理仍然是磨粒的微切削。關(guān)鍵詞：高鉻鑄鐵;熱處理工藝;鋯剛玉顆粒;復(fù)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目錄第一章緒論 41.1課題工程背景及意義 4第二章實(shí)驗(yàn)方案 52.1實(shí)驗(yàn)材料 52.1.1基體金屬成分的設(shè)計 52.2主要實(shí)驗(yàn)設(shè)備 52.3本章小結(jié) 5第三章高鉻鑄鐵的熱處理工藝 63.1高鉻鑄鐵熱處理的作用及工藝 63.2熱處理結(jié)果分析 63.2.1維氏顯微堅硬程度結(jié)果分析 63.2.2金屬斷口分析 83.4本章小結(jié) 12第四章鋯剛玉/高鉻鑄鐵復(fù)合材料 12第五章總結(jié)與展望 13第六章參考文獻(xiàn) 14第一章緒論1.1課題工程背景及意義眾所周知，兩個彼此接觸或相對移動的物體在其表面上產(chǎn)生摩擦。在正常情況下，摩擦通常伴隨著磨損，并且當(dāng)在一定程度上磨損時，不可避免地導(dǎo)致各種機(jī)器或部件的故障。面臨巨大的安全隱患。中國也是一個制造大國。在中國，采礦機(jī)械，工程機(jī)械和各種破碎和研磨設(shè)備都非常龐大，類似于冶金，采礦，建材，電力，煤炭等部門。這些設(shè)備通常運(yùn)行不良。在這種情況下，某些部件被各種材料消耗，例如沙子，礦石，土壤和磨料體，每年消耗大量金屬[1]。因此，提高材料的耐磨性和使用壽命具有重要的經(jīng)濟(jì)和實(shí)際意義[2]。在實(shí)際情況中，一些易損件不僅磨損，而且經(jīng)常伴有腐蝕磨損和高溫磨損。在復(fù)雜的磨損條件下，許多因素會相互作用并加劇零件的磨損[3]。這種情況在采礦，冶金，建材等工業(yè)生產(chǎn)中很常見，如輸送含煤泥和蛭石的稠漿泵，內(nèi)部易損件的耐磨玻璃板易受腐蝕和磨損。流動介質(zhì)腐蝕，使用壽命短，零件尺寸小，但技術(shù)要求高，制造困難。在類似的復(fù)合材料磨損條件下，消耗品被大量消耗。因此，對于在苛刻條件下操作的這種部件，如果采用簡單有效的制備方法，可以在確保一定的內(nèi)部沖擊韌性的同時獲得一定程度的工作表面硬度，并且其耐磨性和使用性極大改進(jìn)。生活。相關(guān)文獻(xiàn)表明，在耐磨金屬材料表面結(jié)合一定厚度的硬質(zhì)顆粒，不僅可以提高易損件的可靠性和使用壽命，還可以提高易損件的性能和質(zhì)量，提高經(jīng)濟(jì)性。，促進(jìn)高科技。發(fā)展。技術(shù)和節(jié)能的發(fā)展具有重要意義[4]。陶瓷顆粒增強(qiáng)金屬基耐磨復(fù)合材料的研究已引起相關(guān)領(lǐng)域?qū)＜业年P(guān)注。目前，該研究主要集中在與金屬基體具有良好潤濕性的陶瓷顆粒，如WC顆粒，鑄鐵基耐磨材料，粉末燒結(jié)等。這種制備方法往往需要更高的材料成本或更復(fù)雜的制備工藝[5]。因此，本文擬采用一些簡單的復(fù)合方法，采用低成本陶瓷顆粒和金屬復(fù)合材料，最初提出使用氧化鋯剛玉陶瓷顆粒來提高高鉻鑄鐵表面復(fù)合材料的制備，從熱處理工藝入手。基板本身首先強(qiáng)化基體本身然后，探索陶瓷顆粒的表面改性，使其與金屬基體具有良好的潤濕性。最后，確定了鑄造工藝標(biāo)準(zhǔn)，制備了具有緊密復(fù)合界面和良好耐磨性的復(fù)合材料，并對復(fù)合材料進(jìn)行了熱處理。進(jìn)一步的發(fā)展。提高復(fù)合鑄件的耐磨性。第二章實(shí)驗(yàn)方案2.1實(shí)驗(yàn)材料2.1.1基體金屬成分的設(shè)計基體金屬不僅需要滿足耐磨玻璃所要求的高耐磨性和耐腐蝕性，而且還要求在與陶瓷顆粒復(fù)合時具有良好的粘合界面。因此，基材主要選自以下幾個方面：（1）基體本身具有高硬度和耐磨性;（2）具有良好的耐腐蝕性和抗氧化性;（3）具有良好的淬透性，便于在后續(xù)熱處理過程中進(jìn)一步提高材料的硬度和沖擊韌性;（4）基礎(chǔ)結(jié)構(gòu)應(yīng)與陶瓷顆粒形成良好的結(jié)合，具有很強(qiáng)的支撐保護(hù)和防止工件陶瓷顆粒在磨損過程中完全剝落并縮短使用壽命。本文主要研究厚泥漿泵耐磨玻璃板的復(fù)合材料。Cr26耐磨白口鑄鐵是一種超高鉻合金鑄鐵，碳化物分布均勻，耐磨性好，耐高鉻。鑄鐵的研究也比較成熟，具有良好的理論研究基礎(chǔ)。Cr26白口鑄鐵還具有良好的淬透性，耐腐蝕性和抗氧化性。因此，使用Cr26白口鑄鐵作為金屬基材制備復(fù)合材料。，符合實(shí)際要求。高鉻鑄鐵的碳含量通常為2.4％至3.5％。合金中碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)越高，碳化物含量越高，合金的硬度越高，但同時合金的韌性也降低。此外，由于白口鑄鐵的過共晶組成，粗大的一次碳化物在凝固過程中結(jié)晶，導(dǎo)致脆性增加和韌性急劇下降。因此，高鉻鑄鐵的碳含量設(shè)定在亞共晶區(qū)域。隨著鉻質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，共晶碳含量降低。對于含有約25％鉻的高鉻鑄鐵，共晶碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.0％。當(dāng)考慮復(fù)合滲透時，熔融金屬的要求是好的。流動性和填充能力最終確定賤金屬中的碳含量處于近共晶組成中，即，碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)略小于3.0％。。2.2主要實(shí)驗(yàn)設(shè)備本課題主要使用的實(shí)驗(yàn)儀器有中頻感應(yīng)爐、KSL-1100X箱式爐、超聲波清洗機(jī)、電熱恒溫鼓風(fēng)干燥箱、角磨機(jī)、恒溫水浴箱、電火花線切割機(jī)等；分析設(shè)備有高溫摩擦磨損實(shí)驗(yàn)機(jī)、洛氏堅硬程度計、維氏堅硬程度計、沖擊實(shí)驗(yàn)機(jī)、金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡、精密電子天平等。部分設(shè)備如圖2.1所示。（a）沖擊實(shí)驗(yàn)室（b）中頻感應(yīng)爐2.3本章小結(jié)本章設(shè)計確定了金屬基質(zhì)的組成，并解釋了陶瓷顆粒選擇的原理。復(fù)合材料中的增強(qiáng)顆粒是ZA25鋁酸鋯陶瓷顆粒，即含有約25％ZrO2的Al2O3。陶瓷顆粒。介紹了相關(guān)的實(shí)驗(yàn)設(shè)備，并對高鉻鑄鐵進(jìn)行了冶煉。爐后的成分符合設(shè)計要求。最后，通過ProCast軟件計算了該組合物的高鉻鑄鐵熱性能標(biāo)準(zhǔn)，并相應(yīng)地設(shè)計了鑄造滲透工藝標(biāo)準(zhǔn)。第三章高鉻鑄鐵的熱處理工藝在研究高鉻鑄鐵和陶瓷顆粒復(fù)合工藝之前，本文首先研究了純高鉻鑄鐵基體的熱處理工藝，以便將其熱處理工藝標(biāo)準(zhǔn)應(yīng)用于復(fù)合鑄件，從而進(jìn)一步提高耐磨性和沖擊性。復(fù)合材料的韌性。。在該實(shí)驗(yàn)中，通過消失模鑄造法制備高鉻鑄鐵純金屬試驗(yàn)片。噴丸后，用電火花線切割機(jī)將其切成55×10×10mm的長方體樣品，用于后續(xù)的熱處理實(shí)驗(yàn)。。3.1高鉻鑄鐵熱處理的作用及工藝高鉻鑄鐵鑄件一般在生產(chǎn)后不直接投入生產(chǎn)，需要進(jìn)行熱處理，以改善基體結(jié)構(gòu)，提高鑄件的硬度和耐磨性。鑄態(tài)高鉻鑄鐵金屬基體結(jié)構(gòu)主要是奧氏體，珠光體等。[39]，整體宏觀硬度不高，最終性能是鑄件的耐磨性差[6]而高鉻鑄態(tài)的鑄鐵組合物是分離的。嚴(yán)重的是，碳化物的形狀，尺寸和數(shù)量也有很大差異，金屬基體具有大的劈裂效果，導(dǎo)致鑄件的韌性差。因此，有必要研究高鉻鑄鐵的熱處理工藝，以增強(qiáng)鑄件的硬度和沖擊韌性，全面提高其耐磨性。目前，高鉻鑄鐵常用的熱處理工藝有：去穩(wěn)定化處理，低溫處理，高溫球化處理，亞臨界處理和深冷處理。本文主要研究高鉻鑄鐵的不穩(wěn)定處理和回火過程。去穩(wěn)定化處理是常用的熱處理方法。由于高溫奧氏體中合金元素含量高，高鉻鑄鐵液體在自然冷卻過程中難以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織。不穩(wěn)定的過程大致如下：將鑄件緩慢加熱至0℃。然后保持奧氏體化溫度并使其完全奧氏體化并置于淬火介質(zhì)中進(jìn)行冷卻[7]。在此過程中，奧氏體基體中的合金元素作為二次碳化物沉淀，基體中的Cr和C元素被耗盡，并且Ms點(diǎn)升高，并且在淬火期間可以產(chǎn)生更多的奧氏體。身體的轉(zhuǎn)變。去穩(wěn)定化處理對提高高鉻鑄鐵的淬透性非常有幫助。因此，通過該方法基本上獲得馬氏體高鉻鑄鐵。另外，在鐵水的冷卻和凝固過程中，共晶碳化物會消耗奧氏體中的一些元素如C和Cr，這將使奧氏體發(fā)生固相轉(zhuǎn)變，這將發(fā)生在奧氏體和碳化物中。形成板條馬氏體結(jié)構(gòu)以降低材料的韌性，并且去穩(wěn)定化處理過程在奧氏體化和保溫過程中加速元素的擴(kuò)散和遷移，從而有助于消除馬氏體結(jié)構(gòu)。加固材料[8]。3.2熱處理結(jié)果分析3.2.1維氏顯微堅硬程度結(jié)果分析將試樣兩個對立面打磨平整，使用維氏顯微堅硬程度計對試樣進(jìn)行顯微堅硬程度測定，在光學(xué)鏡頭下定位需測定的組織位置，測試時加載力為200g，保壓時間10s，每個試樣基體組織與共晶組織各測定三個點(diǎn)，取其平均值。表3.3為兩種組織的顯微堅硬程度詳細(xì)統(tǒng)計結(jié)果。表顯微組織維氏堅硬程度測定結(jié)果TabTheresultsofVickershardnesstest編號金屬晶體顯微硬度共晶組織顯微硬度測定值1測定值2測定值3平均值測定值1測定值2測定值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奧氏體的顯微硬度范圍相同，合金組成的鉻碳比為8.6。根據(jù)文獻(xiàn)，當(dāng)Cr/C>7.2時，鑄態(tài)組織主要是奧氏體基體，并且馬氏體很少。形成，綜合顯微硬度和鉻碳比，確定組件的鑄態(tài)基體結(jié)構(gòu)應(yīng)為單一奧氏體結(jié)構(gòu)[9]。顯微硬度趨勢與宏觀硬度基本一致。當(dāng)在600℃回火時，基體的顯微硬度急劇下降，并且硬度低于鑄態(tài)顯微硬度。原因應(yīng)該是在高溫回火過程中產(chǎn)生回火索氏體，這使得基體的硬度降低。在低溫和中溫回火時，由于殘余奧氏體轉(zhuǎn)變和二次碳化物的彌散強(qiáng)化，基體結(jié)構(gòu)和共晶結(jié)構(gòu)的顯微硬度高于鑄態(tài)顯微硬度。表常見基體組織維氏堅硬程度TabVickershardnessofcommonmatrixstructure組織鐵素體珠光體奧氏體馬氏體滲碳體維氏堅硬程度（HV）70~200300~460300~600500~1000882左右圖3.3（a）為在450℃回火時，顯微堅硬程度隨淬火溫度變化的折線圖。隨著淬火溫度的增加，顯微堅硬程度呈現(xiàn)出先增高后降低的趨勢，原因是隨著奧氏體化保溫溫度升高，基體組織中的碳、鉻等元素開始析出，Ms點(diǎn)升高，淬火時更容易發(fā)生氏體相變，基體堅硬程度增大，但當(dāng)保溫溫度過高時，一部分合金元素又開始重新溶入基體中，淬火時雖獲得了高堅硬程度的高碳馬氏體，但Ms點(diǎn)的降低也使得殘余奧氏體的含量增多，高碳馬氏體與殘余奧氏體的混合導(dǎo)致基體組織平均顯微堅硬程度有下降。共晶組織堅硬程度變化規(guī)律之所以與基體一致，原因是熱處理雖不會改變共晶碳化物類型，但共晶奧氏體熱處理時堅硬程度變化與初生奧氏體一致，從而導(dǎo)致共晶組織整體的顯微堅硬程度變化與基體組織類似。（a）淬火溫度對顯微組織堅硬程度影響（b）回火溫度對顯微組織堅硬程度的影響圖（b）是1010℃淬火溫度下回火溫度對顯微硬度變化的示意圖。從圖中可以看出，基體的顯微硬度和共晶組織在450℃回火時達(dá)到最高。重要原因是殘余奧氏體中鉻、碳含量較高，回火溫度較低時，M7C3碳化物的析出量較小，不能補(bǔ)救回火引起的馬氏體硬度下降，回火溫度過高，不利于回火索氏體的形成?；w硬度降低，因而450是合適的回火溫度。3.2.2金屬斷口分析金屬試樣在開展沖擊韌性測定后，將沖斷的試樣打磨，超聲波清洗并烘干。用鎢絲掃描電鏡對穿刺試樣的斷裂面開展了掃描。由于在不同的熱處理標(biāo)準(zhǔn)下，試樣的沖擊韌度變化不大，重要對鑄態(tài)和熱處理試樣的斷裂形態(tài)開展了比較，并對其斷裂形態(tài)開展了分析。如圖3.7為1號鑄態(tài)試樣和10號1010℃淬火+450回火熱處理后試樣的斷口形貌。（a）鑄態(tài)試樣（b）1010℃淬火+450℃回火后試樣圖3.7試樣斷口形貌鑄態(tài)試樣的斷口形貌中有明顯的解理臺階和河流花樣，可判定為解理斷裂，屬脆弱程度斷裂范疇，其沖擊韌性只有3.0J/cm2。熱處理后的試樣斷口形貌中也具有臺階狀特征，但出現(xiàn)了部分韌窩，且宏觀斷口形貌比較平整，基本上無宏觀塑性變形，斷口呈結(jié)晶狀，其介于解理斷裂與韌窩斷裂之間，可判斷為準(zhǔn)解理斷裂。關(guān)于準(zhǔn)解理的斷裂原理尚有待探索，大容易裂開而成為裂紋源[10]。準(zhǔn)解理斷裂仍屬于脆弱程度斷裂范疇，所以Cr26材料的沖擊韌性整體偏低，屬脆弱程度材料范疇，其碳化物含量高達(dá)30%以上，碳化物對基體的割裂作用是影響材料沖擊韌性的主要因素，故熱處理后試樣沖擊韌性雖相對于鑄態(tài)時有較大提高，達(dá)到4.6J/cm2，但改變熱處理標(biāo)準(zhǔn)對其韌性提高作用有限。為了深入了解在熱處理過程中，基體內(nèi)合金元素的析出與溶入情況以及共晶碳化物與二次碳化物的類型，分別對鑄態(tài)下試樣和熱處理后的試樣進(jìn)行掃描電鏡與能譜分析，圖3.8，3.9分別為1號試樣和10號試樣的基體組織能譜分析結(jié)果。圖3.81號試樣基體組織EDS譜圖Fig3.8EDSspectraofmatrixorganizationof1#sample圖3.910號熱處理試樣基體組織EDS譜圖Fig.3.9EDSspectraofmatrixorganizationof10#sample表3.51號試樣基體組織成分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號熱處理試樣基體組織成分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對比鑄態(tài)和熱處理后試樣的基體組織成分，可發(fā)現(xiàn)Si、Mn元素的重量百分比幾乎沒有發(fā)生變化，熱處理后基體組織中C、Cr元素占比下降，分別減少了50%和14%，這也說明了在1010℃奧氏體化保溫時，二次碳化物從基體中的析出大于溶入，使得鉻、碳元素含量出現(xiàn)下降，降低了奧氏體的穩(wěn)定性，促進(jìn)了淬火時向馬氏體的轉(zhuǎn)變。圖3.10、3.11分別為1號鑄態(tài)下共晶碳化物、10號熱處理后析出二次碳化物的能譜分析結(jié)果。表3.7、3.8分別為兩者對應(yīng)成分百分比統(tǒng)計結(jié)果。通過圖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元素與C元素的原子比為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，又因該合金屬于低碳高鉻類型，所以判斷鑄態(tài)下共晶碳化物的類型為M7C3+M23C6的混合體。同理，由于熱處理工藝并不會改變共晶碳化物的類型，熱處理后的共晶碳化物仍在這種類型當(dāng)中，不再贅述。圖3.101號鑄態(tài)試樣共晶碳化物EDS譜圖Fig3.10EDSspectraofeutecticcarbidesinas-castsample(1#)表3.71號鑄態(tài)試樣共晶碳化物成分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由圖3.11可清晰看到熱處理后基體內(nèi)部析出二次碳化物顆粒，分析其成分可知二次碳化物中含有極其微少的V元素，可忽略不計，Cr元素仍占據(jù)較高的百分比，且Cr元素加Fe元素與C元素的原子比為2.31，已非常接近M7C3型碳化物的原子比2.33，再根據(jù)各元素的原子百分比可推斷該碳化物分子式為（Fe2Cr5）C3，綜合確定熱處理過程中析出的二次碳化物類型為M7C3型碳化物。圖3.1110號熱處理試樣二次碳化物EDS譜圖Fig3.11EDSspectraofsecondarycarbidesinheattreatmentstate(10#)表3.810號熱處理試樣二次碳化物成分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摩擦磨損測試結(jié)果由于宏觀堅硬程度及沖擊韌性只能大致體現(xiàn)材料的耐磨性能，為了更加準(zhǔn)確的了解材料的耐磨性能，本實(shí)驗(yàn)設(shè)計了七組摩擦磨損測試，用來對比熱處理前后及不同熱處理工藝標(biāo)準(zhǔn)對材料耐磨性能的影響。將1#、3#、6#、9#、10#、11#、13#試樣用線切割機(jī)切割成如圖3.12（a）所示的試樣，然后分別打磨端面，清洗烘干，采用萬分之一克天平稱重并記錄原始質(zhì)量，記作mx，下標(biāo)x對應(yīng)試樣編號。實(shí)驗(yàn)所使用的磨損測試設(shè)備為自行改裝儀器，如圖3.12（b）所示?；驹頌椋汗ぷ髌脚_上固定三根設(shè)有螺紋的鋼軸，每根軸上分別套有兩只彈簧，裝有試樣夾具的鋁制圓盤依托三根鋼軸被穩(wěn)定在彈簧之間，利用水平儀將工作臺及圓盤調(diào)至水平。三根鋼軸頂部用螺帽緊固，向下緊固螺帽，彈簧則被壓縮，只需用游標(biāo)卡尺測出彈簧的壓縮量便可計算出試樣被施加的載荷大小。該設(shè)備下部為電動機(jī)，由于機(jī)械變速裝置復(fù)雜且占據(jù)空間較大，為簡化實(shí)驗(yàn)過程，本實(shí)驗(yàn)使用變頻器直接連接電動機(jī)來控制其轉(zhuǎn)速，電動機(jī)轉(zhuǎn)子上部裝有800目金剛石磨盤，磨盤通過螺栓緊固，可進(jìn)行更換。通過這樣的一個簡易設(shè)計，做到試樣被施加的載荷與對磨副的轉(zhuǎn)速都可控，滿足實(shí)驗(yàn)要求。實(shí)際實(shí)驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)如下，電機(jī)轉(zhuǎn)速定為900r/min，然后通過多次測量取平均值得到單個彈簧的彈性系數(shù)k=1.872kg/mm，實(shí)驗(yàn)過程中彈簧被壓縮量Δl=1.12mm，則實(shí)際施加載荷F為F=3kΔlg=1.872kg/mm×3×1.12mm×9.8m/s2≈66N每個試樣先預(yù)磨10s，保證試樣表面與對磨副貼合緊實(shí)，實(shí)際測試時每隔20s取下試樣稱重一次，總計磨損時間為100s。為保證實(shí)驗(yàn)準(zhǔn)確度，每測一組試樣更換一次金剛石磨盤。表3.9為各試樣磨損實(shí)驗(yàn)結(jié)果。圖3.12摩擦磨損試樣圖3.13摩擦磨損測試臺Fig3.12FrictionandwearsampleFig3.13Frictionandweartestequipment表3.9摩擦磨損實(shí)驗(yàn)結(jié)果統(tǒng)計Tab3.9Statisticalresultsoffrictionandweartest編號熱處理（淬火+回火）磨損前質(zhì)量（g）磨損后質(zhì)量（g）失重（g）相對耐磨性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從上表中數(shù)據(jù)可以看出，除11號高溫回火試樣低于鑄態(tài)試樣的耐磨性以外，其余經(jīng)熱處理的試樣比鑄態(tài)耐磨性均有所提高，在同一回火溫度下，相對耐磨性來說伴隨著淬火溫度的提高呈現(xiàn)出先增加然后再降低的趨勢，在1010℃淬火+450℃回火熱處理工藝標(biāo)準(zhǔn)下，材料的耐磨性達(dá)到了最高，相對耐磨性為鑄態(tài)下的1.42倍，這也符合前述宏觀堅硬程度和顯微堅硬程度的變化規(guī)律。高鉻鑄鐵耐磨性不僅僅取決于碳化物的堅硬程度，也與基體組織和共晶碳化物的良好配合有關(guān)，高堅硬程度的碳化物為基體提供強(qiáng)有力的保護(hù)，同時堅硬程度較低的基體也緊緊包裹著碳化物，減少碳化物的整體脆斷剝落，兩者相輔相成[11]。為了具體研究高鉻鑄鐵的磨損機(jī)制，本文對高鉻鑄鐵的磨損形貌及磨損機(jī)制進(jìn)行了分析。下圖3.14（a）為1號鑄態(tài)試樣的摩擦磨損形貌，圖3.14（b）為10號熱處理試樣的摩擦磨損形貌。（a）1號鑄態(tài)試樣（b）10號1010℃淬火+450℃回火試樣圖3.14磨損形貌從上圖可以看出，在經(jīng)過摩擦磨損實(shí)驗(yàn)后，兩個試樣因?qū)δジ敝袌杂操|(zhì)地顆粒的切削作用而出現(xiàn)犁溝，犁溝兩側(cè)存在較明顯的翻邊和堆積現(xiàn)象。1號試樣磨損后犁溝數(shù)量多而深，磨損比較嚴(yán)重，犁溝兩側(cè)的堆積更為明顯，相較而言，10號試樣犁溝數(shù)量少而淺，磨損面較為平整一些，犁溝兩側(cè)堆積也較少。分析原因如下1號磨損試樣的堅硬程度較低，鑄態(tài)下基體組織為奧氏體，奧氏體表面易受到堅硬質(zhì)地顆粒的切削作用，在基體表面留下較深的切削痕跡，切削產(chǎn)生的犁溝寬而深，兩側(cè)的堆積大部分應(yīng)為被犁削出的基體組織，同時也伴隨有少量磨料嵌入在基體表面及犁溝的末端；隨著磨損的進(jìn)行，基體組織被逐漸磨削，而堅硬程度較高的碳化物則會突出于材料表面抵抗磨損，雖然鑄態(tài)下的共晶碳化物為高堅硬程度的M7C3型碳化物，但是在一定的法向載荷及較高的轉(zhuǎn)速下，對磨副上的堅硬質(zhì)地顆粒會產(chǎn)生較大的切削作用，奧氏體基體并不能夠?yàn)镸7C3型碳化物的根部提供足夠的包覆支持，使得原本作為堅硬質(zhì)地相的碳化物也出現(xiàn)脆斷剝落產(chǎn)生鑿坑，沒有充分發(fā)揮其抗磨作用，使得表面形貌看起來非常粗糙，磨損嚴(yán)重。而經(jīng)過熱處理后的10號試樣，由于其在淬火時奧氏體基體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，基體堅硬程度提高，同時基體中還伴隨有二次碳化物的彌散強(qiáng)化，使得材料在磨損時，高堅硬程度的碳化物會逐漸凸出保護(hù)馬氏體基體，馬氏體基體則為碳化物提供強(qiáng)有力的支持，兩者相互配合，如此往復(fù)，使得10號試樣的犁溝淺而窄，表面形貌較為平整。綜合分析可知，兩者磨損機(jī)制均為堅硬質(zhì)地顆粒的微量切削。3.4本章小結(jié)（1）熱處理效果的細(xì)節(jié)，并在此基礎(chǔ)上結(jié)合實(shí)際熱處理要求進(jìn)行高鉻實(shí)驗(yàn)。（2）600℃熱處理研究表明，固體材料的力學(xué)性能會急劇下降，小于標(biāo)準(zhǔn)熱處理范圍的狀態(tài)，除了樣品的熱處理外，硬度為75年的硬度在其中一個排氣溫度，以及作為溫度擾動的宏觀經(jīng)濟(jì)的改善和顯微鏡減少的第一個趨勢的增加，調(diào)節(jié)也是如此困難。上述65.9HRC固定，抗沖擊性為4.6J/cm2，與固態(tài)試樣相比，抗沖擊性提高了25％和53％。（3）對其冶金組織，研究，熱處理分析，根據(jù)鑄鐵和組織的各種標(biāo)準(zhǔn)和更高的總烴變化情況，以及其內(nèi)部個別組成部分，進(jìn)行光譜分析。（4）試樣熱處理按不同標(biāo)準(zhǔn)，1010℃+450℃，阻尼熱處理按材料阻力標(biāo)準(zhǔn)，最高抗鑄性能為42倍，宏觀經(jīng)濟(jì)程度和微觀變化程度。摩擦磨損形態(tài)，綜合評估其磨損設(shè)備，用于切割硬質(zhì)和微量顆粒.第四章鋯剛玉/高鉻鑄鐵復(fù)合材料在前面的章節(jié)中，詳細(xì)研究了高鉻鑄鐵金屬基體的強(qiáng)化和鋯剛玉顆粒的表面改性。本章將進(jìn)一步研究復(fù)合滲透方案和鑄造工藝參數(shù)，以制備均勻分布的陶瓷顆粒。復(fù)合界面為致密，耐磨的復(fù)合材料，將上述優(yōu)化的熱處理工藝參數(shù)應(yīng)用于復(fù)合材料，進(jìn)一步提高了耐磨性。4.1砂型無壓鑄滲工藝本實(shí)驗(yàn)采用傳統(tǒng)的砂型無壓鑄造滲透工藝，方便可行。如圖5.1所示，該實(shí)驗(yàn)使用四件式側(cè)注射門控系統(tǒng)。澆口底部放置四個澆口。沙子是一種常見的黑色潮汐沙子。預(yù)制木模用于建模。塊尺寸為30×15×10mm。造型后，取出木模，鋯剛玉陶瓷顆粒（每腔10g）均勻地鋪在空腔底部。鍍鎳陶瓷顆粒和未鍍鎳陶瓷顆粒各占兩種類型。使用空腔進(jìn)行比較，然后將砂壓實(shí)，將盒子關(guān)閉，并將盒子鎖定。中頻感應(yīng)爐用于熔煉鐵水。同時，由于砂型陶瓷顆粒溫度低，鑄造過程中產(chǎn)生類似的“冷鐵”效應(yīng)，熔融金屬的流動性降低，因此澆注溫度略高比一般的澆注溫度。為了增加液態(tài)金屬的保持時間，為了確保良好的流動性，熔融金屬完全浸漬有陶瓷顆粒?？傊?，熔融金屬溫度設(shè)定在1520℃，并在爐子在室溫下澆注后立即進(jìn)行。4.2負(fù)壓鑄滲工藝在分析了上述原因后，采用降壓式負(fù)壓鑄造的方法進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)。消失的泡沫泡沫由最常見的聚乙烯材料制成。通過使用電阻絲將泡沫板切割成樣品，澆口，澆口和澆口。樣品尺寸為30×15×10mm，然后進(jìn)行泡沫測試。樣品表面涂有陶瓷顆粒。陶瓷顆粒的數(shù)量不同于F20，F(xiàn)12和F6。每個泡沫樣品涂有10g陶瓷顆粒，粘合劑選自消失的泡沫的普通冷膠，涂層厚度約為5mm。將其置于干燥室中進(jìn)行干燥，最后將泡沫樣品粘合到澆鑄系統(tǒng)上，浸漬涂層并干燥使用。將準(zhǔn)備好的脫模白色模具放入砂箱中，將陶瓷顆粒面朝上涂上，填充干砂，并刮去扁平，覆蓋塑料薄膜，放在澆注杯上，砂型下部抽真空，形成負(fù)壓，真空度它是0.05Mpa。在緊固并形成干砂之后，進(jìn)行澆注，并且在澆注過程中將熔融金屬在1520℃的溫度下排出。始終保持負(fù)壓，不僅可以及時排出白模氣化產(chǎn)生的氣體，還可以將液態(tài)金屬轉(zhuǎn)化為陶瓷顆粒層的浸漬提供了使兩者更密集的組合的能力，并且還避免了諸如孔的鑄造缺陷的形成。在此過程中，白色模具氣化消失，熔融金屬取代其位置形成復(fù)合材料，在澆注完成后釋放復(fù)合材料。在鑄件冷凝后抽真空，翻轉(zhuǎn)箱子并從松散的干砂中取出鑄件。取出鑄件后，用研磨機(jī)切割鑄造系統(tǒng)并進(jìn)行噴丸處理。第五章總結(jié)與展望該產(chǎn)品采用高強(qiáng)度抗拉強(qiáng)度研究材料，不斷提高材料性能的目標(biāo)是拉伸強(qiáng)度高。來自熱處理過程的材料的抗性最終高，包括材料的總體阻力大大增加到實(shí)際生產(chǎn)，必須符合說明書。（1）鉻的熱處理，表明與模型后的鑄造模式相比，樣品的熱處理顯著提高了抗沖擊性。經(jīng)過處理后，樣品的碳化物分布格局相對于碳化物的占有率形式分布，有一定的改善，基本作用是減少二次碳化物的散熱，強(qiáng)度的強(qiáng)弱，抗沖擊性強(qiáng)。溫度在930攝氏度~1050攝氏度到450攝氏度到300攝氏度之間，材料的溫度是二次硬化現(xiàn)象，因?yàn)闃悠分械恼Ｋ綖?5，溫度和溫度升高幅度明顯增加它開始了固定的1010C的較大和較小的一側(cè)達(dá)到最高水平。此外，材料是600℃，好像它已經(jīng)顯著減少，特別是由于600C，以確保冷凍鐵素體-碳化物組織，它來自身體，減少了硬質(zhì)材料的總范圍。（2）奧氏體化保溫溫度較低時，二次碳化物以析出為主，使得Ms點(diǎn)升高，冷卻時得到低碳馬氏體，堅硬程度較低，當(dāng)奧氏體化溫度達(dá)到1050℃時，C、Cr等合金元素在奧氏體中溶解度增加，已經(jīng)析出的二次碳化物會重新溶入基體中，使得冷卻時殘余奧氏體增多，堅硬當(dāng)溫度歸一化到1010℃至450℃時，鉻的高溫，其殘余和復(fù)合碳化物含量適中，材料具有最佳的機(jī)械性能，達(dá)到65.9HRC，4.6J/cm2的抗沖擊性與使用固體相比，松散增加25％，整體機(jī)械強(qiáng)度的硬度得到提高，支撐率提高53％。（3）分析表明，高