Abstrakt
Basierend auf den halbautogenen Mühlenarbeitsbedingungen des Kunden, Qiming Maschinen erforscht korrosionsabriebfeste legierte Stähle für halbautogene Mühlenauskleidungen.
Halbautogene Mühlenauskleidungen sind stoßabweisenden und stark korrosiven Verschleißbedingungen ausgesetzt. Heutzutage ist hochmanganhaltiger Stahl weit verbreitet SAG Mühleinlage Platten im In- und Ausland, aber die kurze Lebensdauer von Abriebplatten mit hohem Manganstahlgehalt unter Abrieb führte zu einem Anstieg der Produktionskosten, und dieses Material muss verdrängt werden. Um die Lebensdauer zu verbessern und die Produktionskosten von SAG-Mühlenauskleidungsplatten zu senken, hat die Entwicklung neuer verschleißfester legierter Stähle akademische Bedeutung und wirtschaftlichen Wert. In diesem Zusammenhang wurde eine neue Art von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt entwickelt und erforscht. Gleichzeitig wurden in Qiming neue Auskleidungsplatten aus Bainitstahl, neue Auskleidungsplatten aus Verbundwerkstoff mit hohem Manganstahl und Auskleidungsplatten aus Perlitstahl entwickelt Maschinen. Die Auswirkung des Wärmebehandlungsprozesses auf die chemische Zusammensetzung, die Mikrostruktur, die Härte, die Schlagzähigkeit, den Zugversuch, die Korrosionsbeständigkeit und die Schlagabriebfestigkeit des kohlenstoffarmen niedriglegierten Stahls wurde mit einem Leica-Metallographiemikroskop, einem Muffelofen und einem Härteprüfer untersucht , instrumentierter Schlagprüfgerät, Zugprüfgerät, Schlagkorrosions-Abriebprüfgerät, Röntgendiffusions-Rasterelektronenmikroskopie und andere Forschungsinstrumente und -mittel. Gleichzeitig wurden die Mikrostruktur und die umfassenden Eigenschaften von drei neuen abriebfesten Auskleidungsplatten untersucht.
Zunächst wurden vier verschiedene Wärmebehandlungen für verschleißfesten Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und niedriger Legierung mit einer Zusammensetzung von C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75%, N 0.10% durchgeführt. Die Auswirkung von Wärmebehandlungsprozessen auf die Mikrostruktur und Eigenschaften von kohlenstoffreichen Legierungen wurde diskutiert. Die Ergebnisse zeigen, dass die Mikrostruktur von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl, der mit 1000 ° C geglüht, 950 ° C normalisiert und 250 ° C getempert wurde, Perlit ist und seine Charpy-V-Kerbschlag-Stoßabsorptionsenergie am höchsten ist (8.37 J). Die Dehnung bei gleichen Wärmebehandlungsprozessen ist maximal (14.31%), während die Zugfestigkeit, Streckgrenze und Härte 1005 MPa, 850 MPa und 43.8 HRC betragen. Hochkohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl mit 1000 ° C geglüht, 950 ° C normalisiert und 250 ° C getempert hat die besten umfassenden Eigenschaften.
Die Ergebnisse der Untersuchung der drei neu entwickelten Arten von Auskleidungsplatten sind wie folgt. Die Härte der Bainitstahl-Auskleidungsplatten beträgt 51.7 HRC. Nach dem Aushärten erhöht sich die Härte der Auskleidungsplatten um 50 HV, und die Schlagabsorptionsenergie der Charpy-V-Kerbe beträgt 7.50 J, deren Härte und Zähigkeit gut übereinstimmen. Hochmanganstahlmatrix-Verbundauskleidungsplatten sind ein Verbundmaterial mit Austenit als Matrix und Karbid als zweiter Phase. Die Härte von Verbundplatten mit hoher Manganstahlmatrix beträgt 26.5 HRC. Nach dem Aushärten steigt die Härte der Auskleidungsplatten auf 667 HV (58.7 HRC) und die Charpy-U-Kerb-Stoßabsorptionsenergie beträgt 87.70 J. Die Dehnung der Auskleidungsplatten mit guter Zähigkeit beträgt 9.20%, während die Zugfestigkeit und Streckgrenzen 743 MPa und 547 MPa betragen. Die Härte der perlitischen Auskleidungsplatten beträgt 31.3 HRC. Nach dem Aushärten bleibt die Härte der Auskleidungsplatten nahezu unverändert, und die Schlagabsorptionsenergie der Charpy-V-Kerbe beträgt 6.00 J. Die Dehnung der perlitischen Auskleidungsplatten ist gering (6.64%), während die Zugfestigkeit und Streckgrenzen 766 MPa und 420 MPa betragen.
Unter Aufprallenergiebedingungen von 4.5 J: Das Verschleißverlustgewicht der Bainitstahl-Auskleidungsplatten ist am geringsten, und dieses Material weist unter diesen Bedingungen die beste Leistung bei der Abriebfestigkeit gegen Schlagkorrosion auf. Unter 9J-Aufprallenergiebedingungen: Das Verschleißverlustgewicht von kohlenstoffarmem, niedriglegiertem Stahl, der mit 1000 ° C geglüht, 950 ° C normalisiert und 250 ° C getempert wurde, ist am geringsten, und dieses Material weist die beste Leistung bei der Abriebfestigkeit gegen Schlagkorrosion auf dieser Zustand.
Analysen der Nachfrage nach Anwendungsbedingungen: Wenn die Stoßbelastung sehr gering ist, sollten die SAG-Auskleidungsplatten aus Bainitstahl bestehen. Wenn die Stoßbelastung groß ist, sollten die SAG-Auskleidungsplatten aus kohlenstoffarmem, niedriglegiertem Stahl hergestellt werden, der mit 1000 ° C geglüht, 950 ° C normalisiert und 250 ° C getempert ist.
1.1 Forschungsstand von halbautomatischen Mühlenauskleidungsmaterialien
1.1.1 Halbautomatische Mühle
1932 brachte der Fortschritt der Industrietechnologie die erste autogene Mühle der Welt hervor. Um 1950 wurde die autogene Mühle wurde formell in der Minenproduktion eingesetzt. Nach 1960 wurde der vollständig autogene Mahlprozess in vielen metallurgischen Minen in vielen Ländern populär. Beim Selbstmahlverfahren wird Erz mit einer Größe von mehr als 100 mm als Hauptmahlmedium beim Mahlen verwendet, die Größe liegt jedoch zwischen 20 mm und 80 mm
Aufgrund seiner schlechten Mahlfähigkeit ist es nicht einfach, durch das große Erz auf die entsprechende Größe gemahlen zu werden. Um dieses Problem zu lösen, versuchen die Forscher, eine bestimmte Menge Stahlkugel in eine autogene Mühle zu geben, um diese Art von Schleifmitteln zu mahlen. Im Allgemeinen beträgt die Menge der zugesetzten Stahlkugel 2 bis 8% des Volumens der autogenen Mühle. Diese Verbesserung verbessert die Effizienz des Mahlabschnitts der Mine erheblich, und es sollte auch die halbautogene Mühle hergestellt werden.
Abbildung 1-1 zeigt das durchgezogene Diagramm der in Metallminen verwendeten halbautogenen Mühle, und Abbildung 1-2 zeigt die Auskleidungsplatte der zu montierenden halbautogenen Mühle. Kurz gesagt, die halbautogene Mühle ist eine Art Metallminenproduktionsanlage, die teilweise eine Mahlkugel und das Erz selbst zum Mahlen von Metallerz verwendet. Obwohl die halbautogene Mühle einen relativ hohen Energieverbrauch aufweist, was der effektiven Energienutzung nicht förderlich ist, umfasst die halbautogene Mühle: mittlere und feine Zerkleinerung, Siebbetrieb und Erztransfer, was die Minenproduktion erheblich verkürzt Prozess, reduziert Staubverschmutzung, reduziert die Produktionskosten und reduziert die Produktionsinvestitionen.
Die halbautogene Mühle umfasst hauptsächlich das Getriebeteil, das Hauptlager, das Zylindersieb, das Zylinderteil, die langsame Antriebsvorrichtung, den Hauptmotor, die Hebevorrichtung, die Schmierung, die elektrische Steuerung usw. Die Mühlenauskleidung ist die Kernkomponente des Zylinderteils der halbautogene Mühle und ist auch der Teil mit dem größten Verlust.
1.1.2 Halbautogene Mühlenauskleidungen
Der Zylinder der halbautogenen Mühle dreht sich synchron unter dem Antrieb des Motors. Die in den Zylinder geladenen Materialien (Stahlkugel und Metallerz) drehen sich mit dem Zylinder bis zu einer bestimmten Höhe. Unter der Einwirkung der Schwerkraft werden sie mit einer bestimmten linearen Geschwindigkeit nach unten geworfen. Das Metallerz, die Schleifkugel und die Auskleidungsplatte haben einen relativ großen Aufprall und starken Verschleiß. Durch diese Effekte wird das Metallerz gemahlen, und das wichtigste ist das Mahlen des Metallerzes. Nach dem Mahlen wird das qualifizierte Material unter dem Einfluss von Wasser aus dem Zylinder geschickt.
1.2 Verschleißfeste Materialien für halbautogene Mühlenauskleidungen
Die durch abrasiven Verschleiß verbrauchten verschleißfesten Stahlteile sind eine der härtesten Arbeitsbedingungen für verschleißfeste Stahlteile. Im Vergleich zu trockenen Schleifverschleißbedingungen enthalten nasse Schleifverschleißbedingungen bestimmte Korrosionsfaktoren, so dass der Verschleißgrad komplexer und schwerwiegender ist. Das Mühlenauskleidungen der halbautogenen Mühle sind nicht nur über einen langen Zeitraum starken Stößen und Verschleiß ausgesetzt, sondern auch der Korrosion von feuchten Mineralmaterialien ausgesetzt. Gleichzeitig war es während des Serviceprozesses lange Zeit der Wechselwirkung von Liner-Aufprall, abrasivem Verschleiß und elektrochemischer Korrosion ausgesetzt, wodurch der Liner zum am stärksten verschleiß- und fehleranfälligen Teil der SAG-Mühle wird .
Es hat eine lange Geschichte, hohen Manganstahl als Mühlenauskleidungen einer Nassmühle im In- und Ausland zu verwenden. Hochmanganstahl ist bis heute das am weitesten verbreitete Material für Nassmühlenauskleidungen. Andere verschleißfeste und korrosionsbeständige legierte Stähle, wie Perlitstahlliner, werden ebenfalls im In- und Ausland verwendet, aber der Effekt ist nicht sehr zufriedenstellend. Es ist ein dringender Bedarf für die Nassmühlenauskleidungsindustrie und eine wichtige Aufgabe für technische Innovationen, einen neuen Typ einer kohlenstoffarmen niedriglegierten Stahlauskleidung mit guter Abriebfestigkeit zu entwickeln und in die Anwendung zu bringen.
1.2.1 Austenitischer Manganstahl
In gegossenem verschleißfestem Stahl wurde austenitischer Manganstahl aufgrund seiner einzigartigen Eigenschaften häufig in verschiedenen verschleißfesten Stahlteilen verwendet und hat eine lange Geschichte. Die metallographische Struktur besteht hauptsächlich aus einphasigem Austenit oder der Austenit enthält eine geringe Menge Carbid. Die Austenitstruktur hat eine starke Kaltverfestigungsfähigkeit. Wenn die Arbeitsfläche einer großen Aufprallkraft oder einer großen Kontaktspannung ausgesetzt ist, härtet die Oberflächenschicht schnell aus, und ihre Oberflächenhärte kann sogar auf 700 HBW erhöht werden, wodurch die Verschleißfestigkeit erhöht wird. Obwohl die Härte der Oberflächenschicht der Arbeitsfläche zunimmt, bleiben die Härte und Zähigkeit der Austenitstruktur in der inneren Schicht unverändert, wodurch der Stahl mit hohem Mangangehalt nicht nur eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit aufweist, sondern auch die Fähigkeit besitzt, großen Stößen zu widerstehen Belastung. Aufgrund dieser Eigenschaft hat Stahl mit hohem Mangangehalt einen ausgezeichneten Anwendungseffekt bei Abriebverschleißverschleiß- und Schleifverschleißverschleißbedingungen mit hoher Beanspruchung. Es gibt viele Vorteile von hohem Manganstahl, aber es gibt auch viele Mängel. Wenn die Schlagkraft oder Kontaktspannung von Stahl mit hohem Mangangehalt zu gering ist, kann der Stahl nicht ausreichend aushärten und die Verschleißfestigkeit wird verringert, sodass er nicht normal arbeiten kann. Darüber hinaus wurde festgestellt, dass die Korrosionsbeständigkeit von Stahl mit hohem Mangangehalt schlecht ist, was in einer feuchten Umgebung nicht den idealen Effekt erzielen kann。
Seit den 1960er Jahren haben Forscher im In- und Ausland begonnen, austenitischen Stahl zu reformieren, um seine umfassenden Eigenschaften zu verbessern. Die meisten von ihnen fügen einige Legierungselemente wie Cr, Mo, Ni, V usw. hinzu und passen gleichzeitig den Gehalt an C und Mn an und nehmen eine Impfmodifikation an, um eine bessere Verschleißfestigkeit austenitischem Manganstahl zu erhalten. Bisher haben die Erforschung und Erforschung des Legierens, Modifizierens und Verstärkens von austenitischen Stählen und metastabilen austenitischen Stählen erfreuliche Ergebnisse erzielt. Einige Länder fügen den nationalen Standards sogar verbesserte austenitische Stähle hinzu. Hochmanganstahl ist ein übliches Material für Nassmühlenauskleidungen im In- und Ausland. Wenn die Schlagbelastung der Nassmühle zu gering ist, ist die Kaltverfestigung von Stahl mit hohem Mangangehalt nicht vollständig und die Schlagabriebfestigkeit ist schwach. Darüber hinaus ist aufgrund der schlechten Korrosionsbeständigkeit der Austenitstruktur die Korrosionsbeständigkeit des austenitischen Stahls relativ gering.
1.2.2 Verschleißfestes Gusseisen
Niedriglegiertes und hochlegiertes weißes Gusseisen sind derzeit weit verbreitet. Verglichen mit dem traditionellen weißen Gusseisen und dem kohlenstoffarmen weißen Gusseisen weist das neue verschleißfeste Gusseisen, das durch weißes Gusseisen mit niedrigem Chromgehalt und hohem Chromgehalt dargestellt wird, eine bessere Verschleißfestigkeit auf.
Chrom ist das Hauptlegierungselement von weißem Gusseisen mit niedrigem Chromgehalt. Die Carbide im Allgemeinen chromarmes weißes Gusseisen werden durch das Netzwerk im Gusseisen dispergiert. Daher ist die Sprödigkeit von weißem Gusseisen mit niedrigem Chromgehalt größer und die Verschleißfestigkeit geringer als die von weißem Gusseisen mit mittlerer und hoher Legierung. Im Allgemeinen ist es nicht für Arbeitsbedingungen mit hohen Anforderungen an Verschleißfestigkeit und Zähigkeit geeignet. Weißes Gusseisen mit hohem Chromgehalt wird häufig in vielen Arten von Geräten und Arbeitsbedingungen verwendet, was auf den weiten Bereich des Chromgehalts (10% ~ 30%) von weißem Gusseisen mit hohem Chromgehalt zurückzuführen ist. Die Zähigkeit von kohlenstoffarmem Cr12-Gusseisen in weißem Gusseisen mit hohem Chromgehalt wird durch die Einstellung des Chromgehalts verbessert, der die Anforderungen einer großen Zementkugelmühle mit großer Stoßbelastung erfüllen kann. Nach einer bestimmten Wärmebehandlung kann Cr15-Gusseisen eine gute Leistung erzielen, wenn es mit einer kleinen Menge Karbid gemischt wird. Die martensitische Struktur von Restaustenit weist eine gute Verschleißfestigkeit auf, die zum Mahlen von Kugel- und Auskleidungsplattenmaterialien von Kugelmühlen in Zementwerken verwendet werden kann. Gusseisen Cr20 und Cr26 haben eine gute Übereinstimmung von Härte und Zähigkeit sowie eine hohe Härtbarkeit, die in dickwandigen, verschleißfesten Teilen verwendet werden kann. Darüber hinaus weisen Cr20- und Cr26-Gusseisen eine starke Korrosions- und Oxidationsbeständigkeit auf, die auch bei Nasskorrosionsverschleiß und Hochtemperaturverschleißbedingungen eingesetzt werden kann.
1.2.3 Verschleißfester legierter Nicht-Mangan-Stahl
Mit der Entwicklung von immer mehr Nicht-Mangan-legierten Stählen mit ausgezeichneter Leistung wurde festgestellt, dass die Härte und Zähigkeit dieser Art von legiertem Stahl in einem großen Bereich eingestellt werden kann, indem das Zusammensetzungsverhältnis optimiert oder die Wärmebehandlung untersucht wird, und dies kann haben auch gleichzeitig eine hohe Härte und eine hohe Zähigkeit. Es hat unter vielen Arbeitsbedingungen einen guten Anwendungseffekt. Nicht-Mangan-legierter Stahl kann gleichzeitig eine hohe Härte, hohe Festigkeit und gute Zähigkeit aufweisen. Seine Festigkeit und Härte sind viel höher als die von austenitischem Manganstahl, und sein Anwendungseffekt ist unter den Bedingungen einer geringen Stoßbelastung besser. Chrom, Mangan, Nickel, Silizium, Molybdän und andere Legierungselemente werden häufig verschleißfestem Stahl zugesetzt, um seine mechanischen Eigenschaften und seine Härtbarkeit zu verbessern.
1.2.3.1 Verschleißfester Stahl aus mittelhoher Legierung
In den letzten Jahren haben die Ingenieure von Qiming Machinery viel Forschung an mittel- und hochlegierten martensitischen verschleißfesten Stahlauskleidungsplatten (C 0.2 ~ 0.25%, Cr 3 ~ 16%, Ni ≤ 2%, Mo ≤ 1%) und Es wurden einige Fortschritte erzielt.
(1) Design der chemischen Zusammensetzung
Kohlenstoffelement
Der Kohlenstoffgehalt hat einen direkten Einfluss auf die Mikrostruktur, die mechanischen Eigenschaften, die Härtbarkeit und andere Eigenschaften von legiertem Stahl. Die Ergebnisse zeigen, dass die Härte der Probe mit der Abnahme des Kohlenstoffgehalts abnimmt, was zu einem Mangel an Verschleißfestigkeit führt, aber die Zähigkeit relativ besser ist; Mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt steigt die Härte der Probe, die Verschleißfestigkeit ist relativ besser, aber die Plastizität und Zähigkeit werden schlechter. Die Ergebnisse zeigen, dass die Härte von legiertem Stahl mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt zunimmt und seine plastische Zähigkeit abnimmt. Wenn der Kohlenstoffgehalt in einem bestimmten Bereich liegt (0.2 bis 0.25%), nimmt die Schlagzähigkeit (α K) von legiertem Stahl sehr langsam ab und bleibt nahezu unverändert. Innerhalb dieses Bereichs des Kohlenstoffgehalts ist die Mikrostruktur von legiertem Stahl Lattenmartensit. Die Ergebnisse zeigen, dass die mechanischen Eigenschaften des Verbundwerkstoffs der drei Arten von Strukturen gut sind und die Verschleißfestigkeit gegen Schlagkorrosion und Schleifmittel ausgezeichnet ist.
Chromelement
Chromelemente können die Härtbarkeit von legiertem Stahl bis zu einem gewissen Grad verbessern. Der Stahl hat nach dem richtigen Wärmebehandlungsprozess gute umfassende mechanische Eigenschaften. Chromelemente können in Form von chromhaltigem Carbid in aufgekohltem Stahl vorliegen, wodurch die Verschleißfestigkeit von Stahlteilen bis zu einem gewissen Grad weiter verbessert werden kann. Unsere Ingenieure haben die Wirkung von Cr auf die Eigenschaften von Cr Ni Mo-Legierungsstählen mit einem C-Gehalt von 0.15 bis 0.30 untersucht. Die Ergebnisse zeigen, dass die Schlagzähigkeit von legiertem Stahl verbessert werden kann, indem der Chromgehalt unter den Bedingungen des Abschreckens und Anlassens erhöht wird. Daher können wir bei der Konstruktion von legiertem Stahl den Gehalt an Chromelementen anpassen, damit legierter Stahl umfassendere mechanische Eigenschaften erhält, um den besten Verschleißfestigkeitseffekt zu erzielen.
Unsere Ingenieure haben die Verschleißfestigkeit von legiertem Stahl mit verschiedenen Chromelementen unter sauren Bedingungen untersucht. Es zeigt sich, dass mit zunehmendem Chromgehalt (1.5% ~ 18%) die Verschleißfestigkeit von Stahlteilen zuerst zunimmt und dann abnimmt. Wenn der Chromgehalt 12.5% beträgt, weist der Stahl die beste Verschleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit auf. Schließlich ist der Massenanteil des Legierungselements Chrom Es wird geschlossen, dass 10 bis 12% des verschleißfesten legierten Stahls die beste verschleißfeste Wirkung haben.
Nickelelement
Gleichzeitig kann Nickel die Härtbarkeit von legiertem Stahl verbessern, um seine mechanischen Eigenschaften zu optimieren. Die Ergebnisse zeigen, dass die Härte von legiertem Stahl durch Zugabe von Nickelelementen nur wenig verbessert wird, die Schlagabsorptionsenergie und die Zähigkeit von legiertem Stahl jedoch in hohem Maße verbessert werden können. Gleichzeitig kann Nickel die Passivierung von Fe Cr-Legierungsstahl beschleunigen und die Korrosions- und Oxidationsbeständigkeit von Fe Cr-Legierungsstahl optimieren. Der Nickelgehalt in verschleißfestem legiertem Stahl sollte jedoch nicht zu hoch sein (im Allgemeinen weniger als 2%). Im Allgemeinen führt ein zu hoher Nickelgehalt dazu, dass die γ-Phasenzone zu groß wird, was zu einer Erhöhung der Restaustenitphase im legierten Stahl führt, wodurch der legierte Stahl keine guten umfassenden Eigenschaften erhalten kann.
Molybdänelement
Molybdän kann die Korngröße von legiertem Stahl bis zu einem gewissen Grad verfeinern, um die umfassenden Eigenschaften von legiertem Stahl zu optimieren. Molybdän kann die Härtbarkeit von martensitischem Stahl verbessern und gleichzeitig die Festigkeit, Härte und Korrosionsbeständigkeit von martensitischem Stahl verbessern. Der Siliziumgehalt in Stahlteilen beträgt üblicherweise weniger als 1%.
Siliziumelement
Der Siliziumgehalt kann die Austenitumwandlung von legiertem Stahl beeinflussen. Die Zugabe von Silizium verlangsamt die Diffusion von Kohlenstoffatomen beim Abschrecken und behindert die Bildung von Carbiden in legiertem Stahl, was zu einer hohen Kohlenstoffkonzentration führt. Die Stabilität der Austenitphase wird während der Phasenumwandlung verbessert. Gleichzeitig kann eine bestimmte Menge Si die Härte und Verschleißfestigkeit von legiertem Stahl durch Lösungsverstärkung verbessern. Im Allgemeinen beträgt der Siliziumgehalt in Stahl etwa 0.3% bis 0.6%.
(2) Wärmebehandlungsverfahren und metallographische Struktur
Der Wärmebehandlungsprozess wirkt sich direkt auf die Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften von Stahlteilen aus. Unsere Ingenieure stellten fest, dass sich das Wärmebehandlungsverfahren auf einen verschleißfesten Stahl mit geringer Legierung auswirkt (die chemische Zusammensetzung beträgt C 0.3%, Mn 0.3%, Cr 1.6%, Ni 0.4%, Mo 0.4%, Si 0.30%, Re 0.4% ). Die Wärmebehandlung erfolgt durch Abschrecken (850 ° C, 880 ° C, 910 ° C und 930 ° C) und Anlassen (200 ° C und 250 ° C). Die Ergebnisse zeigen, dass bei konstanter Anlasstemperatur die Härte der Probe mit zunehmender Abschrecktemperatur zunimmt, während die stoßabsorbierte Energie abnimmt und die Zähigkeit schlechter wird. In dem bei 250 ° C getemperten legierten Stahl fallen mehr Karbide aus, was die Härte der Matrix erhöht. Die mechanischen Eigenschaften der bei 250 ° C getemperten Probe sind besser als die bei 200 ° C getemperten. Die Verschleißfestigkeit des bei 890 ° C getemperten und bei 250 ° C angelassenen niedriglegierten Stahls ist die beste.
Unsere Ingenieure untersuchten auch die Wärmebehandlung von niedriglegiertem Stahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt mit einer chemischen Zusammensetzung von 0.51% C, 0.13% Si, 1.52% Cr und 2.4% Mn. Die Auswirkungen von Wasserkühlung, Luftkühlung und Luftkühlung auf die Mikrostruktur des legierten Stahls wurden untersucht. Die Mikrostruktur von abgeschrecktem legiertem Stahl ist Martensit, und die Mikrostruktur nach Luftkühlung und Luftkühlung ist sowohl Martensit als auch Bainit. Nach weiterem Tempern bei 200 ° C. Bei 250 ° C, 300 ° C, 350 ° C und 400 ° C zeigt die Gesamthärte der Proben einen Abwärtstrend. Unter diesen sind die luftgekühlten und luftgekühlten Proben Mehrphasenstrukturen, die die Bainitphase enthalten, und ihre Härte nimmt langsamer ab. Der Verschleißverlust steigt mit steigender Anlasstemperatur. Da die Bainit-Textur eine gute Beständigkeit gegen Erweichen durch Tempern und eine gute Zähigkeit aufweist, nimmt die Härte von luftgekühlten und luftgekühlten Proben ab. Die Verschleißfestigkeit der Verbundstruktur mit der Bainitphase ist besser.
(3) Studie über Materialien für Bergbau-Mühlenauskleidungen
Unsere Ingenieure analysierten das Versagensverhalten der Auskleidungsplatte (5cr2nimo-legierter Stahl) der halbautogenen Mühle in der Vanadium-Titan-Magnetit-Mine. Die Ergebnisse zeigen, dass die Mikrostruktur des legierten Stahls Martensit mit Restaustenit ist. Während des Betriebs der Auskleidungsplatte hat das Mineralaggregat einen abrasiven Verschleißeffekt auf die Auskleidungsplatte, und die Auskleidungsplatte wird auch durch den Zellstoff korrodiert. Auf der abgenutzten Oberfläche der im Betrieb befindlichen Auskleidungsplatte wurde eine große Anzahl von Korrosionsgruben und Rissen beobachtet. Es wird angenommen, dass der Versagensgrund der Auskleidungsplatte darin besteht, dass die Stoßbelastung unter den Arbeitsbedingungen zu gering ist und die Auskleidungsplatte nicht ausreichend gehärtet ist, was zu einer geringen Härte der Arbeitsfläche der Auskleidungsplatte und einer schlechten Verschleißfestigkeit führt .
Unsere Ingenieure untersuchten auch die Schlagabriebfestigkeit von drei Arten von kohlenstoffarmen hochlegierten Stählen mit unterschiedlichen Kohlenstoffgehalten (C: 0.16%, 0.21%, 0.25%). Die Ergebnisse zeigen, dass die Härte des legierten Stahls mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt zunimmt, während die Schlagabsorptionsenergie abnimmt. Die experimentellen Ergebnisse zeigen, dass der legierte Stahl mit einem Kohlenstoffgehalt von 0.21% den geringsten Verschleißverlust und die beste Verschleißfestigkeit gegen Schlagkorrosion aufweist.
Der Einfluss des Siliziumgehalts (Si: 0.53, 0.97, 1.49, 2.10, 2.60, c0.25%) auf die Mikrostruktur, die mechanischen Eigenschaften und die Verschleißfestigkeit von Stahlgusslegierungen mit hohem Kohlenstoffgehalt und mittlerem Kohlenstoffgehalt wurde ebenfalls untersucht. Die Ergebnisse zeigen, dass der legierte Stahl mit einem Siliziumgehalt von 1.49% die höchste Härte (55.5 HRC) und die beste Zähigkeit (Stoßabsorptionsenergie: 27.20 J) aufweist und seine Mikrostruktur Lattenmartensit ist. Der Schlagkorrosionstest (Schlagbelastung: 4.5 J) zeigt, dass der legierte Stahl mit einem Siliziumgehalt von 1.49% den geringsten Verschleißverlust und die beste Schlagkorrosionsverschleißfestigkeit aufweist.
Unsere Ingenieure untersuchten auch den Verschleiß durch Schlagkorrosion bei drei Arten von Minen-Nassschleifstahl. Die drei Arten von Auskleidungen sind kohlenstoffarmer hochlegierter Stahl (Latten-Martensit-Struktur, Härte: 45 ~ 50 HRC, Schlagzähigkeitswert über 50 J / cm²), hoher Manganstahl (einphasige Austenitstruktur, Härte> 2 HRC, Schlagfestigkeit) Zähigkeitswert größer als 21 J / cm147) und legierter Stahl mit mittlerem Kohlenstoffgehalt (gehärtete Martensitstruktur, die eine geringe Menge Bainit und Restaustenit enthält, Härte: 2 ~ 57 HRC, Schlagzähigkeitswert: 62 ~ 20 J / cm30)) Die Stoßbelastung beträgt 2 J und das Erzmaterial ist saures Eisenerz. Die Testergebnisse zeigen, dass die kohlenstoffarme Auskleidung aus hochlegiertem Stahl den geringsten Abriebgewichtsverlust und die beste Verschleißfestigkeit gegen Schlagkorrosion aufweist.
1.2.3.2 Verschleißfester Stahl aus niedriglegiertem Stahl
Die Vorteile von niedriglegiertem Stahl zeigen sich hauptsächlich in seiner guten Härtbarkeit, hohen Härte und hohen Zähigkeit. Immer mehr Forscher untersuchen die Möglichkeit, niedriglegierten Stahl anstelle von hochmanganhaltigem Stahl als Mühlenauskleidungen der Nassmühle zu verwenden. Im Allgemeinen wird der niedriglegierte Stahl durch Zugabe von Elementen wie C, Mn, Cr, Si, Mo, B und Auswahl einer geeigneten Wärmebehandlung in gehärteten Martensit mit guten umfassenden Eigenschaften umgewandelt.
Unsere Ingenieure haben die Anwendung von zg40cr2simnmov-Stahl in den Mühlenauskleidungen untersucht. Der Wärmebehandlungsprozess ist 900 ° C Glühen + 890 ° Ölabschrecken + (220 ± 10 °) Tempern. Nach der obigen Wärmebehandlung ist die Mikrostruktur von zg40cr2simnmov-Stahl einphasig getemperter Martensit, und seine umfassenden mechanischen Eigenschaften sind gut: Härte ≥ 50 HRC, Streckgrenze ≥ 1200 MPa, Schlagzähigkeit ≥ 18 J / cm2. Der legierte Stahl und der Stahl mit hohem Mangangehalt (mechanische Eigenschaften: Härte ≤ 229 hb, Streckgrenze ≥ 735 mpa, Schlagzähigkeit ≥ 147 j / cm²) wurden in mehreren Minen wie der Aluminiumoxidanlage der Shandong Aluminium Corporation getestet. Die Testergebnisse zeigen, dass die Stahlauskleidungsplatte zg2cr40simnmov eine lange Lebensdauer in einer Nasskugelmühle und einer Trockenkugelmühle hat.
Unsere Ingenieure haben auch die Untersuchung eines niedriglegierten verschleißfesten Stahlgusses und die Verwendung von Auskleidungsplatten untersucht. Für den niedriglegierten Stahl wurden verschiedene Wärmebehandlungsverfahren untersucht, und das optimale Verfahren war das Abschrecken bei 900 bis 950 ° C und das Tempern bei 500 bis 550 ° C. Nach der Wärmebehandlung hatte der legierte Stahl die besten mechanischen Eigenschaften, Härte: 46.2 HRC, Streckgrenze: 1500 MPa, Schlagzähigkeit: 55 J / cm².
Die Ergebnisse des schlagfesten Verschleißes zeigen, dass die Verschleißfestigkeit des niedriglegierten Stahls, der bei 900 bis 950 ° C abgeschreckt und bei 500 bis 550 ° C angelassen wurde, unter den gleichen Testbedingungen besser ist als bei ZGMn13. Zusätzlich wurden der legierte Stahl und ZGMn13 im Sizhou-Konzentrator der Kupfermine Dexing getestet. Die Ergebnisse zeigen, dass die Lebensdauer des niedriglegierten Mehrelement-Stahlliners 1.3-mal so lang ist wie die der normalen ZGMn13-Auskleidungsplatte.
Unter der Bedingung des Nassmahlens in Metallminen werden die Einschränkungen der derzeit weit verbreiteten traditionellen Hochmanganstahlauskleidung immer deutlicher, und es ist der allgemeine Trend, dass ihre beherrschende Stellung ersetzt wird. Der derzeit entwickelte niedriglegierte martensitische verschleißfeste Stahl weist eine gute Verschleißfestigkeit auf, ist jedoch schlecht zäh, was dazu führt, dass seine Schlagzähigkeit die Arbeitsbedingungen der Metallminenauskleidungsplatte nicht erfüllt. Eine ähnliche Situation besteht bei anderen legierten Stählen, die die Erneuerung der Minenmühlenauskleidung behindern. Es ist immer noch eine schwierige Aufgabe, neuen verschleißfesten legierten Stahl zu entwickeln, der die traditionellen Stahlauskleidungen mit hohem Mangangehalt ersetzen kann.
1.2.3.3 Verschleißfester Bainitstahl
Die mechanischen Gesamteigenschaften von bainitischem Stahl sind gut, und der untere Bainitstahl weist eine hohe Härte, eine hohe Zähigkeit, eine geringe Kerbempfindlichkeit und eine Rissempfindlichkeit auf. Die traditionelle Herstellungsmethode für bainitischen Stahl besteht darin, Mo, Ni und andere Edelmetalle zuzugeben und einen isothermen Abschreckprozess anzuwenden. Dies macht nicht nur die Produktionskosten von bainitischem Stahl zu hoch, sondern führt auch leicht zu einer Instabilität der Stahlqualität aufgrund der Schwierigkeit der Prozesskontrolle. Die industrielle Anwendung von Bainitstahl ist ebenfalls stark eingeschränkt. Mit der weiteren Erforschung und Erforschung von Bainitstahl wurde Bainit-Zweiphasenstahl entwickelt, wie Austenit-Bainit-Zweiphasenstahl, eutektisch verstärkter Austenit-Bainit-Stahl, Martensit-Bainit-Zweiphasenstahl usw. aufgrund seiner geringen Produktionskosten. Bainitstahl kann in der Industrie verwendet werden.
Austenit-Bainit (A / b) -Doppelphasenstahl kombiniert die starke Kaltverfestigungsfähigkeit von Austenit und die hohe Härte und Zähigkeit von Bainit. Daher weist A / B-Zweiphasenstahl eine hohe Festigkeit und gute Zähigkeit sowie eine hervorragende Verschleißfestigkeit auf. Mn Si Austenit Bainit Zweiphasiger Stahl, der durch Austemperieren erhalten wird, weist eine gute Verschleißfestigkeit auf, die viele verschleißfeste Bedingungen erfüllen kann. Bei dieser Art von zweiphasigem Stahl werden Mn, Cr und andere Elemente mit geringeren Kosten ausgewählt, um die Härtbarkeit von Stahlteilen zu verbessern. Die Produktionskosten werden weiter reduziert und ein neuer Typ von Mn Si Austenit Bainit Zweiphasenstahl mit guten umfassenden Eigenschaften wird erhalten. Eine Art bainitischer Stahl mit Mikro- und Nanostruktur mit in der Bainitmatrix dispergiertem Restaustenit wird eingeführt. Der neue bainitische Stahl ist sowohl ultrahochfest als auch plastisch und weist hervorragende mechanische Eigenschaften auf. Die Ergebnisse zeigen, dass der mikrobainitische Stahl mit hohem Restaustenit einen hohen Härtewert bei relativ niedriger Anlasstemperatur (weniger als 500 ° C) aufweist, was eine gute Anlaufstabilität zeigt.
Obwohl bainitischer Stahl ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweist, ist sein Herstellungsprozess komplex und seine Kosten zu hoch, was seine Anwendung in der Minen-Nassschleifplattenindustrie einschränkt. Die industrielle Anwendung von verschleißfestem Stahl der Bainit-Serie in Metallminen muss weiter untersucht werden.
1.2.3.4 Verschleißfester Pearlite-Stahl
Perlitischer Stahl wird normalerweise durch Normalisieren und Anlassen nach dem Legieren mit Chrom, Mangan, Molybdän und anderen Elementen in Kohlenstoffstahl erhalten. Perlitischer Stahl hat eine gute Zähigkeit, Schlagfestigkeit, einfache Wärmebehandlung und keine wertvollen Legierungselemente. Die Produktionskosten sind niedrig. Es ist eine Art verschleißfester und korrosionsbeständiger legierter Stahl mit großem Entwicklungspotential. Verschleißfester legierter Cr Mn Mo-Legierungsstahl hat eine gute Zähigkeit und eine bestimmte Kaltverfestigungsfähigkeit, so dass er in einer korrosiven abrasiven Verschleißumgebung mit einer bestimmten Stoßbelastung verwendet werden kann.
Die chemische Zusammensetzung und die mechanischen Eigenschaften eines repräsentativen verschleißfesten Cr Mn Mo-Perlitstahls mit hohem Kohlenstoffgehalt sind in Tabelle 1-1 aufgeführt.
Tabelle 1-1 Chemische Zusammensetzung und mechanische Eigenschaften von Perlit-Verschleißgussstahl | |||||||
Chemische Zusammensetzung | mechanischen Eigenschaften | ||||||
C | Mn | Si | Ni | Cr | Mo | H.B.W. | KV2 / J. |
0.55 | 0.6 | 0.3 | 0 | 2 | 0.3 | 275 | / |
0.65 | 0.9 | 0.7 | 0.2 | 2.5 | 0.4 | 325 | 9.0-13.0 |
0.65 | 0.9 | 0.3 | 0 | 2 | 0.3 | 321 | / |
0.75 | 0.9 | 0.7 | 0.2 | 2.5 | 0.4 | 363 | 8.0-12.0 |
0.75 | 0.6 | 0.3 | 0 | 2 | 0.3 | 350 | / |
0.85 | 0.9 | 0.7 | 0.2 | 2.5 | 0.4 | 400 | 6.0-10.0 |
1.3 Verschleißmechanismus und Modell
Verschleiß bezieht sich auf das Phänomen, dass das Material aufgrund einer bestimmten Spannung aufgrund des relativen Gleitens des Materials von der Kontaktfläche getrennt wird. Der Mechanismus der Materialablösung von der Oberfläche kann aufgrund der unterschiedlichen Materialeigenschaften, Arbeitsumgebung, Belastung und Wirkungsweise unterschiedlich sein. Der Verschleißmechanismus kann in Klebstoffverschleiß, Schleifverschleiß, Oberflächenermüdungsverschleiß, Passungsverschleiß und Schlagverschleiß unterteilt werden. Laut Statistik ist der wirtschaftliche Verlust durch Abrieb am größten und macht etwa 50% der Gesamtmenge aus. Der Verschleiß durch Klebstoff macht 15% der Gesamtmenge aus. Reibverschleiß macht 7% aus; Erosionsverschleiß macht 7% der Gesamtmenge aus; Korrosionsverschleiß macht 5% der Gesamtmenge aus.
1.3.1 Verschleißmechanismus
Der durch abrasiven Verschleiß verursachte Verschleiß von legiertem Stahl ist der größte, der hauptsächlich aus 1 resultiert. Der Verschleiß, der durch das Gleiten von harter und rauer Oberfläche auf der weichen Oberfläche verursacht wird; 2. Der Verschleiß, der durch die gegenseitige Reibung von harten Partikeln verursacht wird, die zwischen den Kontaktflächen gleiten. Entsprechend den unterschiedlichen Verschleißbedingungen kann der Schleifverschleißmechanismus in die folgenden zwei Typen unterteilt werden:
Typ 1: Mikroschneidemechanismus
Unter Einwirkung äußerer Belastung erzeugen die Verschleißpartikel auf der Oberfläche des Materials eine Kraft auf das Material. Wenn die Richtung der Kraft in der normalen Richtung ist, erzeugen die Verschleißpartikel auf der Oberfläche des Materials eine Kraft auf das Material. Wenn die Richtung der Kraft tangential ist, bewegen sich die Schleifpartikel aufgrund der Tangentialität parallel zur Verschleißfläche Macht. Wenn der Widerstand der sich auf der Materialoberfläche bewegenden Schleifpartikel gering ist, wird das Material geschnitten und es entstehen Späne. Der Schneidweg von Schleifpartikeln auf der Materialoberfläche ist eng und flach, und die Schnittgröße ist klein, so dass dies als Mikroschneiden bezeichnet wird. Wenn die Schleifpartikel keine scharfen Kanten haben oder die Winkel von der Schneidwegrichtung abweichen oder das Material selbst eine gute Plastizität aufweist, führt der Schneideffekt nicht dazu, dass das Material Späne erzeugt, sondern wird von der nach vorne oder von beiden Seiten gedrückt Schleifpartikel und eine Furche werden auf der Materialoberfläche entlang des Bewegungspfads der Schleifpartikel gebildet.
Typ 2: Mechanismus des Abplatzens von Ermüdung
Der Ermüdungsabplatzungsmechanismus bezieht sich darauf, dass die Matrix unter Einwirkung von Schleifpartikeln verformt und gehärtet wird und aufgrund der Kontaktspannung Risse auf der Untergrundschicht erzeugt werden. Die Risse erstrecken sich bis zur Oberfläche und fallen in Form einer dünnen Schicht ab, und auf der Oberfläche des Materials bilden sich unregelmäßige Abplatzgruben. Wenn die Schleifpartikel auf der Oberfläche der Probe gleiten, wird ein großer plastischer Verformungsbereich gebildet. Nach wiederholter plastischer Verformung aufgrund von Kaltverfestigung löst sich die Oberfläche des Materials schließlich in Verschleißteile ab. Im Allgemeinen ist die Ermüdungsgrenze basierend auf der Verschleißfestigkeit des Materials falsch.
1.3.2 Mechanismus und Modell von Korrosion und Verschleiß
Die in metallurgischen Minen verwendete Nassmühle leidet nicht nur unter starken Stößen und starkem Verschleiß, sondern wird auch durch flüssige Aufschlämmung korrodiert. Korrosionsverschleiß bezieht sich auf den Prozess des Massenverlusts, der durch die elektrochemische oder chemische Reaktion zwischen der Materialoberfläche und der Umgebung verursacht wird und als Korrosionsverschleiß bezeichnet wird. Der Arbeitszustand der Minen-Nassmühle ist normalerweise elektrochemischer Korrosionsverschleiß. Der gegenseitige Beförderungsmechanismus zwischen Verschleiß und Korrosion führt dazu, dass der Materialverlust die einzelne Verschleißrate plus die Korrosionsrate überschreitet. Um die Auswirkung von Nassabrieb auf den Verschleißmechanismus zu untersuchen, muss der Korrosionsmechanismus untersucht werden.
1.3.2.1 Förderung des Korrosionsverschleißes
(1) Modell für mechanische Entfernung. Abbildung 1-3 zeigt das mechanische Entfernungsmodell. Aufgrund des Vorhandenseins eines korrosiven Mediums tritt während Korrosion und Verschleiß eine gleichmäßige Korrosion auf der Metalloberfläche auf, und die erzeugten Korrosionsprodukte können die Oberfläche der Probe vollständig bedecken. Diese Korrosionsproduktschicht wird als Korrosionsfilm bezeichnet. Es kann verhindern, dass die Materialoberfläche weiter korrodiert, es kann jedoch leicht von anderen harten Materialien oder Schleifpartikeln beim relativen Gleiten der Spannung abgetragen werden. Dann ist die blanke Metalloberfläche leicht zu korrodieren, so dass Verschleiß die Korrosion fördert. In einem bestimmten Korrosionsmedium hängt die Korrosionsbeständigkeit von Materialien hauptsächlich vom passiven Film ab. Im Allgemeinen erhöht sich die Korrosionsverschleißrate von Metall mit schlechter Rückgewinnungsfähigkeit des passiven Films um 2 Größenordnungen oder sogar 4 Größenordnungen im Vergleich zur einzelnen statischen Korrosionsrate.
(2) Gemäß dem elektrochemischen Modell wird aufgrund der Winkelscherkraft des Schleifmittels ein bestimmter plastischer Verformungsbereich auf der Oberfläche der Metallprobe erzeugt. Die elektrochemische Korrosion der Metalloberfläche ist sehr ungleichmäßig, was zu einer weiteren Erhöhung der Korrosionsrate führt.
1.4 Zweck, Bedeutung und Hauptinhalte dieser Forschung
Die laufenden Kosten einer halbautogenen Mühle, die bei der Herstellung von Metallminen verwendet wird, sind enorm, und der größte Teil des Verschleißes und der Ausgaben ist die Mühlenauskleidung. China verbraucht jedes Jahr rund 2.2 Millionen Tonnen verschleißfeste Stahlmaterialien. Unter diesen verbraucht die unter verschiedenen Produktionsbedingungen verwendete Mühlenauskleidung bis zu 220000 Tonnen Stahl, was etwa einem Zehntel des Gesamtverbrauchs an verschleißfesten Stahlteilen entspricht.
Der Arbeitszustand der in der metallurgischen Mine verwendeten halbautogenen Mühlen ist schlecht. Als am stärksten beschädigter Teil der Mühle ist die Lebensdauer der Auskleidung zu kurz, was nicht nur die Betriebskosten der halbautogenen Mühle erhöht, sondern auch die Produktionseffizienz der Metallmine ernsthaft beeinträchtigt. Gegenwärtig wird üblicherweise hochmanganhaltiger Stahl für die Auskleidungsplatte der halbautogenen Mühle verwendet. Obwohl Stahl mit hohem Mangangehalt eine gute Gesamtleistung und eine gute Kaltverfestigungsfähigkeit aufweist, ist die Streckgrenze von Stahl mit hohem Mangangehalt zu niedrig, was leicht zu verformen ist und versagt, was die Betriebsbedingungen einer halbautogenen Mühlenauskleidung und den Betrieb nicht erfüllen kann Die Lebensdauer der Auskleidungsplatte ist kurz. Um die oben genannten Probleme zu verbessern, muss eine neue Art von verschleißfestem legiertem Stahl mit guten umfassenden Eigenschaften als Ersatz für Stahlwerkauskleidungen mit hohem Mangangehalt entwickelt werden.
Basierend auf der Analyse des Industrie- und Bergbauumfelds der halbautogenen Mühle und der Analyse der Auskleidungsmaterialien verschiedener Nassmühlen wird festgestellt, dass die Auskleidung der halbautogenen Mühle von großer Bedeutung ist. Der verschleißfeste legierte Stahl denn die Platte sollte sowohl Härte als auch Zähigkeit haben; Der legierte Stahl sollte so weit wie möglich einphasig sein, oder es sollte die mehrphasige Struktur mit der guten Übereinstimmung von Härte und Zähigkeit sein, wie Matrixstruktur + Carbid; Der legierte Stahl sollte auch eine gute Streckgrenze aufweisen und eine gewisse Fähigkeit haben, Verformungen zu widerstehen. Der legierte Stahl sollte eine gute Verschleißfestigkeit gegen Schlagkorrosion aufweisen.
Die wichtigsten Forschungsinhalte lauten wie folgt:
(1) Studie zur Wärmebehandlung von verschleißfestem, kohlenstoffarmem, niedriglegiertem Stahl.
Durch die Analyse der Mikrostruktur, der mechanischen Eigenschaften und des Abriebs durch Schlagkorrosion von kohlenstoffarmem, niedriglegiertem, verschleißfestem Stahl mit unterschiedlicher Wärmebehandlung wurde eine Art verschleißfester, korrosionslegierter Stahl mit umfassenderen Eigenschaften erhalten.
Die Zusammensetzung von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt: C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75%, N 0.10%.
Wärmebehandlung von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl: 1000 × 6 h Tempern + 950 × 2.5 h Ölabschrecken + 570 × 2.5 h Tempern; 1000 × 6 h Tempern + 950 × 2.5 h Ölabschrecken + 250 × 2.5 h Tempern; 1000 × 6 h Tempern + 950 × 2.5 h Normalisieren + 570 × 2.5 h Tempern; 1000 × 6 Stunden Tempern + 950 × 2.5 Stunden Normalisieren + 250 × 2.5 Stunden Tempern.
(2) Basierend auf der Konstruktion von legiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt wurden verschleißfester bainitischer Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, Matrixverbundwerkstoff mit hohem Manganstahl bzw. Perlitstahl entworfen. Das Gießen und die Wärmebehandlung der Mühlenauskleidungen wurden in der Qiming-Maschine abgeschlossen und der Vorversuch in Metallminen durchgeführt.
(3) Beobachtung und Forschung der Mikrostruktur.
Die metallografische Struktur von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl im Wärmebehandlungszustand wurde beobachtet, und der Einfluss verschiedener Wärmebehandlungsprozesse auf die Mikrostruktur von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl wurde durch Analyse und Vergleich analysiert. Gleichzeitig wird die Mikrostruktur von verschleißfestem Bainitstahl, Perlitstahl und Matrixverbundauskleidung mit hohem Manganstahl analysiert.
(4) Prüfung und Erforschung der mechanischen Eigenschaften.
Die Härte und Aufprallenergie von gegossenem und wärmebehandeltem kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl wurden getestet, und die Härte und Schlagzähigkeit von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl nach unterschiedlicher Wärmebehandlung wurden untersucht. Gleichzeitig wurden die Härte und die stoßabsorbierte Energie von verschleißfestem Bainitstahl, Perlitstahl und Matrixverbundauskleidung mit hohem Manganstahlgehalt getestet und analysiert. Zugversuche wurden an gegossenen und wärmebehandelten kohlenstoffarmen niedriglegierten Stählen durchgeführt, um die Streckgrenze und andere Eigenschaften von kohlenstoffarmen niedriglegierten Stählen mit unterschiedlichen Wärmebehandlungsverfahren zu untersuchen. Gleichzeitig wurde die Streckgrenze von verschleißfestem Bainitstahl, Perlitstahl und Matrixverbundauskleidung mit hohem Manganstahl getestet und analysiert.
(5) Untersuchung der Abriebeigenschaften von Schlagkorrosion
Unter der Aufprallenergie von 4.5j bzw. 9j wurden die Verschleißfestigkeit und der Verschleißmechanismus von schlagfestem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und unterschiedlichen Wärmebehandlungsprozessen sowie die Verschleißfestigkeit von schlagfestem bainitischem Stahl, Perlitstahl, untersucht und Matrixplatten aus Verbundwerkstoffen mit hohem Manganstahlgehalt wurden getestet und verglichen. Die Analyse liefert die Grundlage für die praktische industrielle Anwendung von Stahl.
2.0 Testbedingungen und Methoden
Im Zustand eines feuchten korrosiven Mediums ist die Korrosionsrate des Stahlmaterials viel höher als im trockenen Zustand, der mehrmals trocken ist. Um verschleißfeste, korrosionsbeständige und schlagfeste verschleißfeste legierte Stähle zu entwickeln, werden in diesem Papier Matrix-Verbundwerkstoffe mit hohem Kohlenstoffgehalt, niedriglegierter Verschleißfestigkeit, Bainitstahl, Perlitstahl und Matrixverbundwerkstoffe mit hohem Manganstahlgehalt entwickelt und die Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften dieser legierten Stähle werden ebenfalls untersucht. Zugversuche, Schlagprüfungen, Schlagkorrosions- und Abriebverschleißprüfungen wurden durchgeführt, um verschleißfesten Stahl mit einer umfassenderen Leistung zu erhalten, der eine Referenz für die Auswahl von Halbzeugen liefern kann -autogene Mühlenauskleidungen.
2.1 Testmethode
2.1.1 Testblockguss
Die in diesem Papier verwendeten Proben mit hohem Kohlenstoffgehalt und niedrigem legiertem Stahl wurden in einem mittelfrequenten Induktionsofen mit alkalischer Ofenauskleidung geschmolzen und in einen Standard-Y-förmigen Testblock gegossen, der in Abb. 2-1 dargestellt ist. Die Guss- und Wärmebehandlung von verschleißfestem Bainitstahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, Perlitstahl und Matrixverbundmühlenauskleidungen mit hohem Manganstahlgehalt wurde in der Qiming-Maschinerie abgeschlossen, und in der Mine wurde ein vorläufiger Versuchseinsatz durchgeführt.
2.1.2 Auslegung des Wärmebehandlungsprozesses
Der Wärmebehandlungsprozess hat einen offensichtlichen Einfluss auf die Mikrostruktur, die mechanischen Eigenschaften und die Verschleißfestigkeit von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt. Der Wärmebehandlungsprozess dieser Art von kohlenstoffreichem, niedriglegiertem Stahl ist in Abb. 2-2 dargestellt.
2.1.3 Probenvorbereitung
Die Proben für die Mikrostrukturanalyse, die Härte, die Röntgenbeugung, den Schlagversuch, den Zugversuch und den Schlagkorrosionstest wurden aus Y-förmigen Prüfblöcken aus kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl mit unterschiedlichen Wärmebehandlungs- und Gusszuständen geschnitten. Das Modell der Drahtschneidemaschine ist DK77. Schneiden Sie den Testblock mit der Schleifmaschinenbearbeitung auf die entsprechende Rauheit aus.
2.1.4 Beobachtung der metallografischen Struktur
Die Mikrostruktur jeder Probe wurde mit einem optischen Lycra-Mikroskop beobachtet. Eine 4% ige Salpetersäurealkohollösung wurde als Korrosionslösung für kohlenstoffarmen niedriglegierten Stahl, Perlitstahlauskleidung und Matrixmatrix-Verbundauskleidungsplatte mit hohem Manganstahl in verschiedenen Wärmebehandlungszuständen verwendet. Aufgrund der guten Korrosionsbeständigkeit von Bainitstahl wird Eisenchlorid-Salzsäure-Alkohollösung als Korrosionslösung der Bainitstahl-Auskleidungsplatte ausgewählt. Die Korrosionslösungsformel lautet 1 g Eisenchlorid, 2 ml Salzsäure und 100 ml Ethanol.
2.1.5 Prüfung der mechanischen Eigenschaften
Mechanische Eigenschaften von Materialien, auch als mechanische Eigenschaften von Materialien bekannt, beziehen sich auf die mechanischen Eigenschaften von Materialien unter verschiedenen äußeren Belastungen in einer bestimmten Umgebung. Die herkömmlichen mechanischen Eigenschaften von Metallmaterialien umfassen Härte, Festigkeit, Schlagzähigkeit und Plastizität. Dieses Projekt konzentriert sich auf Makrohärte, Schlagprüfungen und Zugversuche.
Die Rockwell-Härte (HRC) von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl, Bainitstahlliner, Perlitstahlliner und Matrixmatrix-Verbundauskleidungsplatte mit hohem Manganstahl als wärmebehandelt und im Gusszustand wurde mit einem optischen Härtetester HBRVU-187.5 Bromwell getestet. Jede Probe wurde an 10 verschiedenen Positionen gemessen und der Härtewert der Probe war das arithmetische Mittel der Testergebnisse.
Die instrumentierte Metallpendel-Schlagprüfmaschine JBW-300hc wurde verwendet, um die Stoßabsorptionsenergie von Standard-Charpy-V-Kerbproben aus kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl, Perlitstahlliner und Bainitstahlliner im wärmebehandelten bzw. gegossenen Zustand zu testen. Eine Matrixverbundauskleidung mit hohem Manganstahlgehalt wurde gemäß dem Standard zu einer Standard-Charpy-U-Kerb-Probe verarbeitet, und die Schlagabsorptionsenergie wurde getestet. Die Schlaggröße jeder Art von gekerbter Probe beträgt 10 mm × 10 mm × 50 mm, und die durchschnittliche Schlaggröße jeder Probe ist wie in der Zeichnung von 3 Kerben gezeigt.
Unter Verwendung einer mikrocomputergesteuerten elektronischen Universalzugprüfmaschine WDW-300hc wurden Zugversuche an kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl, Bainitstahlauskleidung, Perlitstahlauskleidung und Matrixmatrix-Verbundauskleidungsplatte mit hohem Manganstahl als wärmebehandelt und im Raum gegossen durchgeführt Temperatur. Kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl, bainitischer Stahl, Perlitstahl und Matrixplattenmaterial mit hohem Manganstahlmatrixmaterial, gegossen und wärmebehandelt, werden zu Zugprüfstäben verarbeitet, wie in Abb. 2-5 gezeigt. Die Zuggeschwindigkeit bei Raumtemperatur wird auf 0.05 mm / min eingestellt, und jede Probe wird dreimal getestet und der Durchschnittswert wird genommen.
2.1.6 Verschleißprüfung gegen Schlagkorrosion
Der Schlagkorrosions-Abriebverschleißtest wird an der modifizierten MLD-10a-Prüfmaschine für den dynamischen Lastabrieb durchgeführt. Das schematische Diagramm des Verschleißprüfgeräts ist in Abb. 2-6 dargestellt. Nach der Modifikation kann die Prüfmaschine bis zu einem gewissen Grad den Verschleißzustand der halbautogenen Mühlenauskleidung durch Schlagkorrosion simulieren. Die spezifischen Testparameter sind in Tabelle 2-1 aufgeführt.
Tabelle 2-1 Die technischen Parameter der Verschleißprüfmaschine für Schlagkorrosion | |
Parametername | Parameterwert |
Aufprallenergie / J. | 4.5 |
Hammergewicht / kg | 10 |
Aufprallzeiten / Zeit · min-1 | 100 |
Frei fallende Hammerhöhe / mm | 45 |
Drehzahl der unteren Probe / R · min-1 | 100 |
Schleifgröße / Masche | 60-80 (Quarzsand) |
Massenverhältnis von Wasser zu Quarzsand | 2:5 |
Wassermasse / kg | 1 |
Quarzsandmasse / kg | 2.5 |
Während des Tests wird die obere Probe auf dem Hammer installiert und die untere Probe auf der Spindel. Angetrieben vom Motor dreht sich die untere Probe und das Mischblatt auf der Hauptwelle mit dem Motor. Der Schlaghammer wird angehoben, um die erforderliche Höhe der Aufprallenergie einzustellen, und fällt dann frei. Vom Hammer angetrieben, trifft die obere Probe wiederholt auf die untere Probe und das Schleifmittel (feuchter Quarzsand) zwischen der oberen und unteren Probe durch die Mischklinge. In der Zeitspanne der Vorbereitung auf den Eintritt in den nächsten Aufprallerosionszyklus gleiten die oberen und unteren Proben und Schleifmittel relativ, und der Prozess ist ein Dreikörper-Schleifverschleiß. Sowohl die obere als auch die untere Probe sind bestimmten Stößen und Abrieb ausgesetzt, was zu einem Gewichtsverlust der Probe führt, bei dem es sich um die Abriebmenge der Probe handelt.
Die unteren Proben der Proben sind nach dem Abschrecken und Tempern aus 45 Stahl, und die Härte beträgt 50 HRC. Die oberen Proben sind kohlenstoffarmer, niedriglegierter Stahl, Bainitstahlliner, Perlitstahlliner und eine Matrixplatte aus Verbundmaterial mit hohem Manganstahlgehalt als wärmebehandelt und gegossen. Unter der Aufprallenergie von 4.5j beträgt die Größe der oberen Probe 10 mm × 10 mm × 30 mm, und die untere Endfläche wird zu einer Bogenoberfläche mit einem Durchmesser von 50 mm verarbeitet, wie in Abb. 2-7 gezeigt. Der obere Teil der oberen Probe mit 9j Aufprallenergie beträgt 10 mm * 10 mm * 20 mm und der untere Teil 7.07 mm * 7.07 mm * 10 mm, und die untere Endfläche wird wie gezeigt zu einer Bogenoberfläche mit einem Durchmesser von 50 mm verarbeitet in Abb. 2-8.
Vor dem Verschleißtest sollte die Probe 30 Minuten vorgeschliffen werden, um den Einfluss des Probeninstallationsfehlers und anderer Faktoren zu beseitigen. Entfernen Sie nach dem Vormahlen zuerst die Rückstände und andere Rückstände, die an der abgenutzten Oberfläche haften, mit einer weichen Bürste, reinigen Sie die Probe dann mit absolutem Ethanol-Ultraschall, trocknen Sie sie sofort und wiegen Sie sie mit einer elektronischen Analysenwaage (jedes Mal dreimal wiegen). und nehmen Sie seinen Durchschnittswert als Qualität der Probe). Wiegen Sie zu Beginn des Verschleißtests alle 15 Minuten und wiederholen Sie dann den obigen Wiegevorgang.
2.1.7 Beobachtung des Aufprallbruchs, des Zugbruchs und der Korrosionsverschleißmorphologie
Der Schlagbruch, der Zugbruch und die Korrosionsverschleißmorphologie der Proben wurden unter 500- und 2000-facher Vergrößerung unter Verwendung eines Phenom-Prox-Rasterelektronenmikroskops beobachtet. Die zu beobachtenden Proben wurden gereinigt und mit Ethanol getrocknet, und die Oberflächenmorphologie der Proben wurde unter dem Rasterelektronenmikroskop beobachtet, und der Bruchmechanismus und der Verschleißmechanismus von verschleißfestem legiertem Stahl wurden analysiert.
3.0 Einfluss der Wärmebehandlung auf die Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften verschleißfester SAG-Mühlenauskleidungen aus kohlenstoffarmem, niedriglegiertem Stahl
Die Wärmebehandlung hat einen großen Einfluss auf die Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl. In diesem Kapitel wird die Wirkung unterschiedlicher Wärmebehandlungen auf den verschleißfesten hochkohlenstoffarmen niedriglegierten Stahl mit einer bestimmten Zusammensetzung untersucht und der Wärmebehandlungsprozess optimiert, um den optimalen schlagfesten und verschleißfesten legierten Stahl zu erhalten.
Die chemische Zusammensetzung von verschleißfestem, kohlenstoffarmem, niedriglegiertem Stahl ist in Tabelle 3-1 aufgeführt.
Tabelle 3-1 Die chemische Zusammensetzung von Abrieb-Korrosion-Stählen mit hohem Kohlenstoffgehalt und niedriger Legierung (Gew .-%) | |||||||
C | Si | Mn | P | S | Cr | Ni | Mo |
0.655 | 0.542 | 0.976 | 0.025 | 0.023 | 2.89 | 0.75 | 0.352 |
Gemäß dem in Fig. 2-2 gezeigten Wärmebehandlungsverfahren wurde der Y-förmige Testblock wärmebehandelt und als Proben 1, 2, 3 und 4 markiert, und der Zustand im gegossenen Zustand wurde als Probe 5 markiert Wärmebehandlung, die Proben für die Beobachtung der Mikrostruktur, den Härtetest, den Schlagversuch, den Zugversuch und den Schlagkorrosions-Abriebverschleißtest wurden mit einer Drahtschneidemaschine geschnitten.
3.1 Einfluss des Wärmebehandlungsprozesses auf die Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl
3.1.1 Mikrostruktur
Abbildung 3-1 zeigt die Mikrostruktur von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und unterschiedlichen Wärmebehandlungszuständen, und Abbildung 3-1 (a) (b) zeigt die metallografische Struktur von Probe 1. Nach dem Tempern bei 1000 ° C und Normalisieren bei 950 ° C und Anlassen bei hoher Temperatur (570 ° C) ist die Mikrostruktur der Probe Perlit. Abb. 3-1 (c) (d) zeigt die metallografische Struktur von Probe 2. Nach dem Tempern bei 1000 ° C und Normalisieren bei 950 ° C und Tempern bei niedriger Temperatur (250 ° C) ist die Mikrostruktur der Probe ebenfalls Perlit. Abb. 3-2 (a) (b) zeigt die von SEM aufgenommene Hochleistungsmikrostruktur. In der Mikrostruktur von Probe 1 (Fig. 3-2 (a)) kann Lamellenperlit mit abwechselndem Licht und Dunkel beobachtet werden, und die Mikrostruktur von Probe 2 (Fig. 3-2 (b)) kann auch mit offensichtlichem beobachtet werden Lamellenperlit Bei gleicher Vergrößerung neigt die bei 1 ° C getemperte Perlitstruktur aus kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (10 × 570) dazu, kugelförmig zu sein. Abb. 3-1 (E) (f) zeigt die metallographische Struktur von Probe 3. Nach dem Tempern bei 1000 ° C, dem Abschrecken des Öls bei 950 ° C und dem Tempern bei hoher Temperatur (570 ° C) wird die Mikrostruktur der Probe mit Martensit getempert Orientierung. Abb. 3-1 (g) (H) zeigt die metallografische Struktur der Probe 4. Nach dem Tempern bei 1000 ° C, dem Abschrecken des Öls bei 950 ° C und dem Tempern bei niedriger Temperatur (250 ° C) wird die Mikrostruktur der Probe bei niedriger Temperatur getempert Martensit. Wenn die Probe bei 950 ° C in Öl gequencht und bei niedriger Temperatur getempert wird, diffundieren die C-Atome zuerst und präzipitieren dispergierte Carbide aus einer übersättigten festen α-Lösung. Mit zunehmender Anlasstemperatur fällt das Karbid im legierten Stahl aus, und das Karbid wandelt sich allmählich in Zementit um und wächst allmählich an. Mit der Zeit beginnt sich Restaustenit zu zersetzen und gleichzeitig fällt Zementit aus. Wenn die Anlasstemperatur auf 570 ° C ansteigt, fallen übersättigte C-Atome vollständig aus der übersättigten festen α-Lösung aus, und die feinen Zementitaggregate und -vergröberungen zeigen den angelassenen Sorbit, der die Orientierung von Martensit beibehält.
Abbildung 3-3 zeigt die XRD-Beugungsmuster von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt in verschiedenen Wärmebehandlungszuständen. Aus dem Muster ist ersichtlich, dass die Proben in verschiedenen Wärmebehandlungszuständen nur eine α-Phase oder eine übersättigte α-Phase und eine Zementitphase ohne andere Phasen aufweisen.
3.1.2 Mechanische Eigenschaften
Abb. 3-4 zeigt die Härte von niedriglegierten Stählen mit hohem Kohlenstoffgehalt in verschiedenen Wärmebehandlungs- und Gusszuständen. Die Ergebnisse zeigen Folgendes: Der Härtewert des niedrig kohlenstoffarmen niedriglegierten Stahls (Probe 4), der bei 1000 ° C getempert und bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde, ist am höchsten. Die Härtewerte von Probe 1, Probe 2 und Probe 3 sind sehr nahe und signifikant niedriger als die von Probe 4, und Probe 2 ist geringfügig höher als Probe 1 und Probe 3. Da die Anlasstemperatur umso höher ist, ist die Härte umso niedriger aus legiertem Stahl ist. Die Härte von 2 × 10 Proben, die bei niedriger Temperatur (250 ° C) getempert wurden, ist geringfügig höher als die von 1 × 10 Proben, die bei hoher Temperatur (570 ° C) getempert wurden, und die von 4 × 10 Proben, die bei niedriger Temperatur (250 ° C) getempert wurden höher als bei 3 × 10 Proben. 1 # Probe und 2 # Proben sind kohlenstoffarmer, niedriglegierter Stahl nach der Normalisierungs- und Temperbehandlung. Die Anlasstemperatur hat wenig Einfluss auf den Härtewert von Stahl, und der Unterschied ist gering, so dass der Härtewert der 1 # -Probe und der 2 # -Probe nur einen geringen Unterschied aufweist. 3 # Probe und 4 # Probe sind kohlenstoffarmer, niedriglegierter Stahl nach dem Abschrecken und Anlassen. Die Anlasstemperatur hat einen großen Einfluss auf den Härtewert der Probe. Die Härte der bei niedriger Temperatur getemperten 4 # -Probe ist viel höher als die der 3 # -Probe nach dem Tempern bei hoher Temperatur.
Die stoßabsorbierte Energie verschiedener Wärmebehandlungs- und Gussstähle mit hohem Kohlenstoffgehalt und niedrigem Kohlenstoffgehalt ist in Abb. 3-5 dargestellt. Die Ergebnisse zeigen, dass die Stoßabsorptionsenergie der Proben 1, 2, 3 und 4 wiederum abnimmt. Die Stoßabsorptionsenergie von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Probe 1), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde, ist signifikant höher als die anderer Proben. Dies liegt daran, dass nach der Normalisierungsbehandlung der Festlösungsgrad jedes Elements im legierten Stahl in Austenit verbessert wird, die Entmischung der Legierungselemente in der Gussstruktur verbessert wird, der Homogenisierungsgrad der Gussstruktur verbessert wird und die Schlagzähigkeit des Stahl wird verbessert. Nach dem Normalisieren und Anlassen der Wärmebehandlung weisen 1 und 2 Proben eine Perlitstruktur mit guter Zähigkeit auf. Die Perlitstruktur von Probe 1 ist passiviert und neigt zur Sphäroidisierung. Daher ist die Zähigkeit von Probe 1 besser als die von Probe 2 und die Aufprallenergie von Probe 1 ist höher. Nach dem Abschrecken mit Öl und der Temperbehandlung bei niedriger Temperatur ist die endgültige Mikrostruktur des legierten Stahls getemperter Martensit. Die Probe behält beim Abschrecken eine hohe Härte und eine geringe Zähigkeit bei, so dass der legierte Stahl immer noch eine hohe Härte und eine geringe Zähigkeit beibehält. Nach dem Abschrecken und Tempern des Öls bei hohen Temperaturen begann sich Martensit zu zersetzen und es bildete sich eine große Menge Sorbit. Die Härte von Probe 3 nahm signifikant ab und die Zähigkeit nahm signifikant zu. Daher war die Zähigkeit von Probe 3 besser als die von Probe 4. Die Schlagabsorptionsenergie von niedrig kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl im Gusszustand ist am niedrigsten und die Zähigkeit am schlechtesten.
Die Zugergebnisse von kohlenstoffarmen niedriglegierten Stählen in verschiedenen Wärmebehandlungs- und Gusszuständen sind in Tabelle 3-2 gezeigt. Die Ergebnisse zeigen, dass die Zugfestigkeit Rm: 3 # > 1 # > 2 # > 4 # > 5 #; Streckgrenze Rel: 3 # > 1 # > 2 # > 4 # 、 5 #. Mit anderen Worten, die Festigkeit von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (3 #), der bei 1000 ° C getempert wurde, Öl, das bei 950 ° C abgeschreckt und bei 570 ° C getempert wurde, hat die höchste Festigkeit und der kohlenstoffarme niedriglegierte Stahl (4 #), der bei 1000 ° C geglüht wurde ℃ Öl, das bei 950 ℃ abgeschreckt und bei 250 ℃ getempert wurde, hat die niedrigste Festigkeit. Dehnung nach Bruch δ: 1 # > 2 # > 3 # > 4 # > 5 #, dh der kohlenstoffarme niedriglegierte Stahl (1 #), der bei 1000 ℃ geglüht, bei 950 normal normalisiert und bei 570 temper getempert wurde, hat die beste Plastizität, 1 #, 2 #, 3 # und 4 # sind Mischbrüche. Die Ergebnisse zeigen, dass die Plastizität von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (# 4) bei 1000 ° C geglüht, Öl bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde ist das Schlimmste, was ein Sprödbruch ist. Die Festigkeit und Plastizität von niedriglegiertem Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt (Nr. 5) im Gusszustand ist schlechter als die der Wärmebehandlungsprobe, bei der es sich um einen Sprödbruch handelt.
Tabelle 3-2 Zugversuchsergebnisse von niedriglegierten Stählen mit hohem Kohlenstoffgehalt im unterschiedlichen Wärmebehandlungsverfahren | |||
Art.-Nr. | Zugfestigkeit / MPa | Dehnung nach Bruch /% | Streckgrenze / MPa |
1# | 1005 | 14.31 | 850 |
2# | 947 | 13.44 | 760 |
3# | 1269 | 10.53 | 1060 |
4# | 671 | 4.79 | / |
5# | 334 | 3.4 | / |
3.1.3 Schlagbruchanalyse
Abb. 3-6 zeigt die Schlagbruchmorphologie verschiedener Wärmebehandlungs- und kohlenstoffarmer, niedriglegierter Stähle mit hohem Kohlenstoffgehalt. Abb. 3-6 (a) (b) zeigt die Schlagbruchmorphologie von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Probe 1), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde. Die SEM-Beobachtungsergebnisse zeigen, dass die Bruchfläche gemäß der makroskopischen Beobachtung (siehe Abb. 3-6 (a)) 3-6 (b) relativ flach ist. Die Beobachtung zeigt, dass sich auf der Bruchfläche kleine Grübchen befinden und eine klare Zungenmuster ist zu sehen. Dieses Beispiel zeigt eine bessere Zähigkeit als andere Proben. Abb. 3-6 (c) (d) zeigt die Schlagbruchmorphologie von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Probe 2), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C normalisiert und bei 250 ° C getempert wurde. Aus der Beobachtung bei geringer Vergrößerung (siehe Abb. 3-6 (c)) ist ersichtlich, dass die Bruchfläche relativ flach ist, und aus der Hochleistungsbeobachtung (siehe Abb. 3-6 (d)) eine kleine Bei der Fraktur kann eine Anzahl von Grübchen beobachtet werden, und es können offensichtliche zungenähnliche Muster und Tränenkanten beobachtet werden. Die Eigenschaften der Quasi-Spaltung werden offenbart. Abb. 3-6 (E) (f) zeigt die Morphologie des Schlagbruchs von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Probe 3), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C abgeschreckt und bei 570 ° C getempert wurde. Die Fraktur ist gemäß der Beobachtung bei geringer Vergrößerung relativ flach (siehe Abb. 3-6 (E)), und es gibt einige Grübchen und eine kleine Anzahl von Risskanten in der Fraktur, die bei hoher Vergrößerung beobachtet werden (siehe Abb. 3-). 6 (f)). Abb. 3-6 (g) (H) zeigt die Morphologie des Schlagbruchs von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (4 #), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde. Die Fraktur ist eine intergranulare Fraktur, die bei geringer Vergrößerung beobachtet wird (siehe Abb. 3-6 (g)), und bei hoher Vergrößerung gibt es einige Reißkanten und eine Quasi-Spaltbruchmorphologie (siehe Abb. 3-6 (H)). Abb. 3-6 (I) (J) zeigt die Morphologie des Schlagbruchs von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (5 #) im Gusszustand. Der Bruch zeigt ein Flussmuster, das ein typischer Sprödbruch ist, und die Zähigkeit der gegossenen Probe ist am schlechtesten.
3.1.4 Zugbruchanalyse
Die Zugbruchmorphologie von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl mit unterschiedlicher Wärmebehandlung und gegossenem Zustand ist in Abb. 3-7 dargestellt. Abb. 3-7 (a) (b) zeigt die Zugbruchmorphologie von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Nr. 1), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde. Es können kleine Grübchen beobachtet werden, und die Bruchfläche ist groß, was zu einem duktilen Bruch mit hoher Zähigkeit gehört. Abb. 3-7 (c) (d) zeigt die Zugbruchmorphologie von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Nr. 2), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C normalisiert und bei 250 ° C getempert wurde. Kleine Grübchen und teilweise glatte Rillen werden bei beobachtet hohe Vergrößerung (Abb. 3-7 (d)). In den Rillen, die zum duktilen Bruch gehören, werden keine Risse gefunden. Die Grübchen sind kleiner und flacher, und die Zähigkeit der Probe ist schlechter als die der Nr. 1. Abb. 3-7 (E) (f) zeigt die Zugbruchmorphologie von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Nr. 3), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C abgeschreckt und bei 570 ° C getempert wurde. Die meisten Spaltmuster und eine kleine Anzahl winziger Grübchen können beobachtet werden. Die Spaltmusterfläche ist größer, die Faserfläche ist kleiner und die Probe Nr. 3 ist eine gemischte Fraktur. Abbildung 3-7 (g) (h) Die Zugbruchmorphologie des kohlenstoffarmen niedriglegierten Stahls (Nr. 4), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde, zeigt offensichtliche Flussmuster- und Spaltbrucheigenschaften. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 3-7 (H)) wird im Bruchzentrum eine geringe Anzahl flacher Grübchen beobachtet, die Proben gehören jedoch immer noch zum Sprödbruch. Abb. 3-7 (I) (J) zeigt die Zugbruchmorphologie von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Nr. 5) im Gusszustand mit offensichtlichem Flussmuster und offensichtlichen Spaltbrucheigenschaften. Es gehört zum Sprödbruch und die Zähigkeit der Probe ist am schlechtesten.
Verschleißfester legierter Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und niedriger Legierung mit einer Zusammensetzung von 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75% und N 0.10% wurden vier verschiedenen Wärmebehandlungen unterzogen. Die Auswirkungen verschiedener Wärmebehandlungen auf die Mikrostruktur und die mechanischen Eigenschaften von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt wurden untersucht. Die Wärmebehandlungsverfahren für niedriglegierten Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt sind wie folgt: 1000 × 6 h Tempern + 950 × 2.5 h Normalisieren + 570 × 2.5 h Tempern; 1000 × 6 h Tempern + 950 × 2.5 h Normalisieren + 250 × 2.5 h Tempern; 1000 × 6 h Tempern + 950 × 2.5 h Ölabschrecken + 570 × 2.5 h Tempern; 1000 × 6 Stunden Tempern + 950 × 2.5 Stunden Ölabschrecken + 250 × 2.5 Stunden Tempern. Die Ergebnisse zeigen, dass:
- Die Mikrostruktur von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Nr. 1), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde, ist Perlit. Die Mikrostruktur von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Nr. 2), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C normalisiert und bei 250 ° C getempert wurde, ist ebenfalls Perlit. Die Perlitstruktur von Nr. 1 ist jedoch passiviert und neigt dazu, kugelförmig zu sein, und ihre umfassenden Eigenschaften sind besser als die von Nr. 2. Die Mikrostruktur von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Probe 3), geglüht bei 1000 ° C, Öl abgeschreckt bei 950 ° C. und bei 570 ° C getempert ist getemperter Sorbit mit Martensitorientierung. Die Mikrostruktur von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Nr. 4), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde, ist getemperter Martensit.
- Die Härte von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Nr. 4), der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde, hat die höchste Rockwell-Härte von 57.5 HRC. Die Härte der anderen drei Arten von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt ist niedriger als die von Probe 4, und die Härtewerte liegen nahe beieinander. Die Härte der Proben 1,2,3 beträgt 43.8 HRC, 45.3 HRC und 44.3 HRC.
- Der V-Kerbschlagzähigkeitstest zeigt, dass der kohlenstoffarme niedriglegierte Stahl (Nr. 1), der bei 1000 ° C geglüht, bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde, die höchste Schlagabsorptionsenergie (8.37 J) und die beste Zähigkeit aufweist. Die Ergebnisse des Zugtests zeigen auch, dass die Dehnung nach dem Bruch δ von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl (Nr. 1), der bei 1000 ° C geglüht, bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde, die maximale Dehnung nach dem Bruch (14.31%) und den Bruch aufweist ist ein duktiler Bruch.
- Die Ergebnisse des Zugversuchs zeigen, dass die Festigkeit von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (Nr. 3), der bei 1000 ° C geglüht, bei 950 ° C abgeschreckt und bei 570 ° C getempert wurde, die beste Festigkeit aufweist (Rm: 1269 MPa, Rel: 1060 MPa) Die Stärke von # 1 2 # 3 , # 4 , und # 1005 beträgt Rm: 850 MPa, Rel: 947 MPa; Rm: 740 MPa, Rel: 671 MPa; Rm: XNUMX MPa.
- Die mechanischen Eigenschaften von kohlenstoffarmem, niedriglegiertem Stahl (Nr. 5) im Gusszustand sind schlechter als die der wärmebehandelten Proben. Die Wärmebehandlung verbessert die umfassenden Eigenschaften von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl.
4.0 Mikrostruktur und mechanische Eigenschaften von verschleißfestem Bainitstahl, Perlitstahl und Matrix-Verbundmühlenauskleidungen mit hohem Manganstahl
Um den verschleißfesten und korrosionsbeständigen legierten Stahl für die Auskleidungsplatte der halbautogenen Mühle zu vergleichen und zu untersuchen, wobei unsere Basis drei Arten von kohlenstoffhaltigem legiertem Stahl und Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt als Grundausrichtung verwendet ihre Verbundwerkstoffe und gemacht Auskleidungsplatten. Das Gießen und die Wärmebehandlung wurden in unserer Fabrik abgeschlossen und der Vorversuch in Metallminen durchgeführt.
Die chemische Zusammensetzung von Bainitstahl-, Perlitstahl- und Hochmanganstahlmatrix-Verbundmühlenauskleidungen ist in Tabelle 4-1, Tabelle 4-2 und Tabelle 4-3 gezeigt.
Tabelle 4-1 Die chemische Zusammensetzung von Bainitstahl-Auskleidungsplatten (Gew .-%) | |||||||
C | Si | Mn | P | S | Cr | Mo | Ni |
0.687 | 1.422 | 0.895 | 0.053 | 0.029 | 4.571 | 0.424 | 0.269 |
Tabelle 4-2 Die chemische Zusammensetzung von Perlitstahl-Auskleidungsplatten (Gew .-%) | |||||||
C | Si | Mn | Al | W | Cr | Cu | Ni |
0.817 | 0.43 | 0.843 | 0.028 | 0.199 | 3.103 | 0.111 | 0.202 |
Tabelle 4-3 Die chemische Zusammensetzung von Matrix-Verbundauskleidungsplatten mit hohem Manganstahlgehalt (Gew .-%) | |||||||
C | Si | Mn | Al | Cr | V | Ti | Ni |
1.197 | 0.563 | 20.547 | 0.271 | 0.143 | 0.76 | 0.232 | 0.259 |
Nachdem der Bainitstahlliner, der Perlitstahlliner und der Matrixverbundliner mit hohem Manganstahl entfernt wurden, werden die Proben für die Mikrostrukturbeobachtung, den Härtetest, den Schlagtest, den Zugtest und den Schlagkorrosions-Schleifverschleißtest mit einer Drahtschneidemaschine geschnitten.
4.1 Mikrostruktur und mechanische Eigenschaften von Bainitstahl-, Perlitstahl- und Hochmanganstahl-Matrix-Verbundmühlenauskleidungen
4.1.1 Mikrostruktur
Abbildung 4-1 zeigt die metallografische Struktur der Bainitstahl-Auskleidungsplatte, und Abbildung 4-1 (a) (b) zeigt die metallografische Struktur der verschleißfreien Oberfläche. Die schwarze nadelartige untere Bainitstruktur (siehe Pfeil in Abbildung 4-1 (b)), die federartige obere Bainitstruktur (siehe Abbildung 4-1 (b) Kreis) und etwas weißer Restaustenit können beobachtet werden. Abb. 4-1 (c) (d) zeigt die metallografische Struktur der Verschleißfläche. Die schwarze nadelartige untere Bainitstruktur und etwas weißer Restaustenit können beobachtet werden. Der schwarze nadelartige untere Bainit auf der Verschleißfläche ist feiner als die Verschleißfläche.
Abbildung 4-2 zeigt das XRD-Beugungsmuster der Bainitstahl-Auskleidungsplatte. Das Beugungsmuster der Probe aus bainitischem Stahl zeigt die Beugungspeaks der α-Phase und der γ-Phase, und es gibt keinen offensichtlichen Beugungspeak von Carbid im Diagramm.
Fig. 4-3 zeigt die metallographische Struktur der Verbundauskleidungsplatte mit hohem Manganstahlmatrixmatrix. 4-3 (a) zeigt einen Makrographen, FIG. 4-3 (b) zeigt ein Diagramm mit hoher Vergrößerung, und 4-3 (b) zeigt eine große Anzahl von Carbiden an der Austenitkorngrenze. Auf der Oberfläche der polierten und korrodierten Probe einer Auskleidungsplatte aus Matrix-Verbundwerkstoff mit hohem Manganstahl wurden jeweils 10 metallografische Bilder mit einer 100-fachen Vergrößerung aufgenommen (siehe Abb. 4-4). Der Flächenanteil von Carbiden im Sichtfeld wurde unter Verwendung der Software Las Phase Expert Software des Lycra Metallographiemikroskops analysiert und der arithmetische Mittelwert ermittelt. Nach der Berechnung beträgt der Carbidgehalt in der Verbundauskleidung mit hohem Manganstahlmatrix 9.73%. Carbide werden als zweite Phase in Austenit dispergiert, was die Verschleißfestigkeit und Streckgrenze des Materials verbessert. Das Verbundmaterial aus Matrixmatrix mit hohem Manganstahlgehalt ist ein Verbundmaterial mit einer Austenitstruktur als Matrix und einem Carbid als zweite Phase.
Abb. 4-4 zeigt das XRD-Beugungsmuster einer Verbundauskleidungsplatte mit hoher Manganstahlmatrix, bei der es Beugungspeaks der γ-Phase und des Carbids gibt, jedoch keinen Beugungspeak der Martensit.
Abb. 4-6 zeigt die Mikrostruktur der Perlitstahlauskleidung, und Abb. 4-6 (a) (b) zeigt die metallografische Struktur, die mit dem Lycra-Metallografiemikroskop aufgenommen wurde. Es ist zu beobachten, dass die Perlitstruktur schwarz und weiß ist (siehe Abb. 4-6 (b) schwarzer Kreis). Der weiße Bereich ist Ferrit und der schwarze ist Zementit. Abb. 4-6 (c) zeigt die Hochleistungsmikrostruktur von SEM. Perlit mit hellen und dunklen Phasen ist zu sehen. Der hellere Teil ist Zementit und der dunklere Teil ist Ferrit.
Abbildung 4-7 zeigt das XRD-Beugungsmuster der Perlitstahlwerkauskleidungen. Es gibt Beugungspeaks der α-Phase und der Fe3C-Phase im Beugungsmuster der Perlitmühlenauskleidungen, und es tritt kein offensichtlicher Restaustenitpeak auf.
4.1.2 Mechanische Eigenschaften
Tabelle 4-4 zeigt die Testergebnisse der Härte und Schlagzähigkeit des Bainitstahlliners, des Matrixverbundliners mit hohem Manganstahl und des Perlitstahlliners. Die Ergebnisse zeigen, dass der Bainitstahlliner gute Übereinstimmungseigenschaften von Härte und Zähigkeit aufweist; Der Matrixverbundstoff mit hohem Manganstahlgehalt weist eine schlechte Härte, aber eine gute Zähigkeit ohne Kaltverfestigung auf. Die Zähigkeit von Perlitstahl ist schlecht.
Tabelle 4-4 Rockwell-Härte und Schlagzähigkeit von drei Arten von Auskleidungen aus legiertem Stahlwerk | |
Artikel | Ergebnis |
Härte von Bainitlegierungsstahlwerkauskleidungen (HRC) | 51.7 |
Härte von Stahlwerkauskleidungen mit hoher Manganstahlmatrix-Verbundlegierung (HRC) | 26.5 |
Härte von Stahlwerkauskleidungen aus Perlitlegierung (HRC) | 31.3 |
V-förmige Stoßabsorptionsenergie von Auskleidungen aus bainitisch legiertem Stahlwerk (J) | 7.5 |
U-förmige Stoßabsorptionsenergie von Stahlwerkauskleidungen aus Stahl mit hoher Manganstahlmatrix (J) | 87.7 |
Schlagabsorptionsenergie von Stahlwerkauskleidungen aus Perlitlegierung mit V-Kerbe (J) | 6 |
Abbildung 4-8 zeigt einen Vergleich der Härteverteilung im Bereich der gehärteten Schicht von drei Arten von Auskleidungsmaterialien, nämlich Bainitstahlauskleidung, Verbundauskleidungsplatte auf Basis eines Manganstahls und Perlitstahlauskleidung. Die Ergebnisse zeigen, dass die Verbundauskleidungsplatte mit hohem Manganstahlgehalt und die Bainitstahlauskleidung nach einem Versuch in der Mine ein offensichtliches Härtungsphänomen aufweisen. Die Verarbeitungshärtungstiefe der Verbundauskleidung auf Basis von hohem Manganstahl beträgt 12 mm, und die Härte der Auskleidungsplatte wird auf 667 HV (58.7 HRC) erhöht; Die Verarbeitungshärtungstiefe der Bainitstahlauskleidung beträgt 10 mm, die Härte von HVS wurde durch maschinelles Härten um fast 50% erhöht, und es gab kein offensichtliches Härtungsphänomen in der Perlitstahlauskleidung.
Tabelle 4-5 zeigt die Zugversuchsergebnisse von Hochmanganstahlmatrix-Verbundmühlenauskleidungen und Perlitstahlmühlenauskleidungen. Die Ergebnisse zeigen, dass die Zugfestigkeit von Mühlenauskleidungen aus Perlitstahlmatrix-Verbundwerkstoffen der von Mühlenauskleidungen aus Verbundwerkstoffen mit hohem Manganstahlmatrix entspricht, die Auskleidungsplatte aus Verbundwerkstoffen mit hoher Manganstahlmatrix jedoch eine höhere Streckgrenze aufweist als Auskleidungen aus Perlitstahlwerk. Gleichzeitig ist die Dehnung nach dem Bruch des Perlitstahlliners höher als die des Manganstahlmatrixverbundstoffs, und der Liner des Matrixverbundmaterials mit hohem Manganstahlgehalt weist eine bessere Zähigkeit auf.
Tabelle 4-5 Zugversuchsergebnisse verschiedener Auskleidungen aus legiertem Stahlwerk | |||
Art.-Nr. | Zugfestigkeit / MPa | Dehnung nach Bruch /% | Streckgrenze / MPa |
Matrixverbundauskleidung mit hohem Manganstahlgehalt | 743 | 9.2 | 547 |
Pearlite Stahlliner | 766 | 6.7 | 420 |
4.1.3 Schlagbruchanalyse
Abb. 4-9 zeigt die Schlagbruchmorphologie der Bainitstahlauskleidung, der Matrixmatrix-Verbundauskleidung mit hohem Manganstahl und der Perlitstahlauskleidung. Abb. 4-9 (a) (b) zeigt die Schlagbruchmorphologie von Bainitstahl-Auskleidungsmaterial. Die Bruchfläche ist relativ flach mit einer geringen Anzahl von Risskanten und einer hohen Vergrößerung (Abb. 4-9 (a)). Die Bruchzähigkeit der Grübchen (B-9) ist gering, aber die Bruchenergie ist gering. Abb. 4-9 (c) (d) zeigt die Morphologie des Schlagbruchs eines Verbundauskleidungsmaterials mit hoher Manganstahlmatrix. Aufgrund der geringen Vergrößerung (Abb. 4-9 (c)) wird eine offensichtliche plastische Verformung der Bruchfläche beobachtet, und im Querschnitt treten Grübchen auf. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 4-9 (d)) können große und kleine Grübchen gleichzeitig beobachtet werden, und die großen Grübchen sind tief und die Grübchen sind miteinander verwickelt. Abbildung 4-9 (E) (f) zeigt die Schlagbruchmorphologie von Perlitstahl-Auskleidungsmaterial. Die Bruchfläche ist bei geringer Vergrößerung relativ flach (Abb. 4-9 (E)), während das Flussmuster bei hoher Vergrößerung beobachtet werden kann (Abb. 4-9 (f)). Gleichzeitig kann am Rand des Flussmusters eine kleine Anzahl von Grübchen beobachtet werden. Die Probe ist in der Makroansicht ein Sprödbruch und in der Mikroansicht ein plastischer Bruch im lokalen Teil.
4.1.4 Zugbruchanalyse
Abbildung 4-10 zeigt die Zugbruchmorphologie der Verbundauskleidungsplatte mit hoher Manganstahlmatrix und der Auskleidungsplatte aus Perlitstahl. Abbildung 4-10 (a) (b) zeigt die Zugbruchmorphologie des Verbundplattenmaterials aus Matrix mit hohem Manganstahl. Aufgrund der geringen Leistung (Abb. 4-10 (a)) weist der Bruch eine offensichtliche plastische Verformung, eine geringe Tränenkante und eine hohe Vergrößerung auf (Abb. Eine kleine Anzahl flacher Grübchen und eine große Anzahl von Spaltschritten können beobachtet werden in 4-10 (b). Die Probe gehört zum Mischbruchmodus. Fig. 4-10 (c) (d) zeigt die Zugbruchmorphologie von Perlitstahl-Auskleidungsmaterial. Die Bruchfläche ist relativ flach, wenn sie bei geringer Vergrößerung beobachtet wird ( Abb. 4-10 (c)) Das offensichtliche Flussmuster und die Tränenkante können bei hoher Vergrößerung beobachtet werden (Abb. 4-10 (d)). Die Probe gehört zu einem Sprödbruch.
4.2 Die Ergebnisse
- Die Mikrostruktur der Auskleidungen aus Stahlwerken aus bainitischer Legierung zeigt schwarzen nadelartigen unteren Bainit und einen Teil federartigen oberen Bainits mit einer Härte von 51.7 HRC. Nachdem der Mühlenliner in Bergwerken getestet wurde, hat er eine bestimmte Kaltverfestigungstiefe von 10 mm. Die Härte der Mühlenauskleidung wird um 50 HV erhöht. Die von der V-Kerbe der Bainitstahlauskleidung absorbierte Aufprallenergie beträgt 7.50 J, und die Bruchfläche ist ein duktiler Bruch. Die Auskleidungen aus Stahlwerken aus Bainitlegierung weisen gute umfassende mechanische Eigenschaften auf.
- Die Mikrostruktur der Verbundmühlenauskleidung mit hohem Manganstahlmatrix ist eine Austenitstruktur. Es gibt viele Carbide in der Austenitkorngrenze und der Carbidgehalt beträgt 9.73%. Das Auskleidungsmaterial aus Matrixverbundmaterial mit hohem Manganstahlgehalt ist ein Verbundmaterial mit Austenitstruktur als Matrix und Karbid als zweite Phase. Die Härte des Matrixverbundliners mit hohem Manganstahl beträgt 26.5 HRC ohne Kaltverfestigung. Nach dem Einsatz in Bergwerken tritt eine offensichtliche Kaltverfestigung auf. Die Tiefe der Kaltverfestigung beträgt 12 mm. Die höchste Härte beträgt 667 HV (58.7 HRC). Die stoßabsorbierte Energie der Standard-U-Kerbe eines Matrix-Verbundliners mit hohem Manganstahl beträgt 87.70 J, und der Schlagbruch ist ein duktiler Bruch. Die Dehnung nach dem Zugbruch der Matrixverbundauskleidung mit hohem Manganstahl beträgt 9.20%, und der Zugbruch ist ein gemischter Bruch. Die Verbundmühlenauskleidung mit hohem Manganstahlmatrix weist eine gute Zähigkeit auf. Die Zugfestigkeit und Streckgrenze von Verbundmühlenauskleidungen mit hoher Manganstahlmatrix beträgt 743 MPa und 547 MPa.
- Die Ergebnisse zeigen, dass die Mikrostruktur von Stahlwerkauskleidungen aus Perlitlegierung typischerweise eine schwarz-weiße Perlitstruktur mit einer Härte von 31.3 hc ist und es nach dem Versuchseinsatz in Bergwerken kein offensichtliches Phänomen der Kaltverfestigung gibt. Die Stoßabsorptionsenergie der Standard-V-Kerbe des Perlitstahlliners beträgt 6.00 j, und die Bruchfläche ist ein mikrolokaler plastischer Bruch und ein makrokrober Sprödbruch. Die Dehnung der Perlitstahlauskleidung nach dem Zugbruch beträgt 6.70%, der Zugbruch ist ein Sprödbruch, die Zähigkeit ist hoch und die Auskleidung aus Manganstahlmatrix-Verbundwerkstoff ist schlecht. Die Zugfestigkeit und Streckgrenze der Perlitstahlauskleidung beträgt 766 MPa und 420 MPa.
5.0 Schlagkorrosion und Abriebfestigkeit von halbautogenen Mühlenlegierungen aus legiertem Stahlwerk
Die Mühlenauskleidungen der halbautogenen Mühle werden nicht nur von Gülle getroffen und abgenutzt, sondern auch von Gülle in der Trommel korrodiert, was die Lebensdauer der Auskleidung erheblich verkürzt. Der Schlagkorrosionstest kann den Verschleißzustand der Auskleidungsplatte der halbautogenen Mühle gut simulieren. Gegenwärtig besteht die Forschung zur Verschleißfestigkeit und Korrosionsleistung von Materialien hauptsächlich darin, den Abriebgewichtsverlust von Materialien im Schlagkorrosions-Schleifverschleißtest unter Dreikörperverschleißbedingungen zu messen und dann die Verschleißmorphologie von Proben mit einem Rasterelektronenmikroskop zu beobachten Analysieren Sie dann den Verschleißmechanismus. In diesem Kapitel werden die Verschleißfestigkeit und der Verschleißmechanismus verschiedener Proben anhand des Verschleißverlusts durch Schlagkorrosion und der Morphologie von wärmebehandeltem kohlenstoffarmem korrosionsbeständigem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, Bainitstahlliner, Perlitstahlliner und Hochmanganstahl analysiert Matrix Composite Liner.
5.1 Abriebfestigkeitseigenschaften der Schlagkorrosion bei 4.5 J Aufprallenergie
5.1.1 Verschleißfestigkeit gegen Schlagkorrosion
Unter dem Einfluss einer Aufprallenergie von 4.5j wird der Verschleißgewichtsverlust von korrosionsbeständigem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, Bainitstahlauskleidung, Perlitstahlauskleidung und Matrixverbundauskleidungsplatte mit hohem Manganstahl in verschiedenen Wärmebehandlungszuständen mit Schlagkorrosionsabrieb festgestellt Die Zeit ist in Abb. 5-1 dargestellt.
- Die Ergebnisse zeigen, dass der Gewichtsverlust jeder Probe mit der Zeit zunimmt und die Verschleißrate stabil ist;
- Die Verschleißfestigkeit jeder Probe ist wie folgt: Bainitstahl-Auskleidungsplatte > 1000 ℃ Glühen +950 ℃ Normalisieren +570 ℃ getemperter kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl > 1000 ℃ Glühen +950 ℃ Ölabschrecken +250 ℃ getemperter kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl> Perlitstahlliner > 1000 ℃ Glühen +950 ℃ Normalisieren +250 ℃ Tempern von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl > 1000 ℃ Tempern +950 ℃ Ölabschrecken +570 ℃ Tempern von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl> Verbundmühlenlinern auf Basis von hohem Manganstahl.
5.1.2 Analyse des Abriebmechanismus
Es gibt zwei Hauptverschleißmechanismen des Schlagabriebverschleißes: Einer ist der Verschleiß, der durch das Schneiden und Meißeln des Schleifmittels verursacht wird; Der andere ist Ermüdungsverschleiß, der durch wiederholte Lochfraßverformung unter der Aufprallkraft verursacht wird. Unter den Bedingungen des Nassschleifens ist der Schlagabriebverschleiß hauptsächlich ein Abriebverschleißverlust und geht mit elektrochemischer Korrosion einher, die sich gegenseitig fördert und die Verschleißrate von Materialien beschleunigt.
Abbildung 5-2 zeigt die Verschleißoberflächenmorphologie einer korrosionsbeständigen Stahl- und Bainitstahlauskleidung mit hohem Kohlenstoffgehalt, einer Perlitstahlauskleidung und einer Auskleidungsplatte aus Matrixmaterial mit hohem Manganstahlgehalt unter verschiedenen Wärmebehandlungszuständen.
Abb. 5-2 (a) (b) zeigt die Verschleißmorphologie der 1R-Probe, dh des kohlenstoffarmen niedriglegierten Stahls, der bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-2 (a)) ist die Verschleißfläche der Probe relativ flach. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-2 (b)) können Schneidfurchen beobachtet werden, und auf der abgenutzten Oberfläche treten geringe Ermüdungsabplatzer auf. Die Probe ist hauptsächlich ein Mikroschneidmechanismus. Die Probe ist Perlit mit einem Härtewert von 43.7 HRC und hat eine bestimmte Schnittfestigkeit. Gleichzeitig weist die Probe eine starke Zähigkeit auf. Während des Abriebkorrosionsverschleißprozesses kann es zu großen plastischen Verformungen kommen. Vor dem Abplatzen der Ermüdung durch plastische Verformung verwandelt es sich unter Einwirkung von Aufprallkraft und Quarzsand in einen plastischen Verformungskeil und einen Kunststoffkamm. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Abb. 5-2 (c) (d) zeigt die Verschleißmorphologie der 2R-Probe, dh des kohlenstoffarmen niedriglegierten Stahls, der bei 1000 ° C getempert und bei 950 ° C normalisiert und bei 250 ° C getempert wurde. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-2 (c)) ist die Verschleißfläche der Probe relativ flach. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-2 (d)) können breite und flache Schneidfurchen beobachtet werden, und es sind offensichtliche plastische Verformungskeile, Kunststoffkämme und einige durch plastische Verformung verursachte Schneidspäne zu sehen. Gleichzeitig a Es tritt eine geringe Menge an Abplatzgruben auf, bei denen es sich hauptsächlich um einen Mikroschneidmechanismus handelt, begleitet von einer geringen Menge an Abplatzungen durch Ermüdung durch plastische Verformung. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Abb. 5-2 (E) (f) zeigt die Verschleißmorphologie der 3R-Probe, dh des bei 1000 ° C geglühten, bei 950 ° C abgeschreckten und bei 570 ° C getemperten niedriglegierten Stahls mit hohem Kohlenstoffgehalt. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-2 (E)) ist die Verschleißfläche der Probe mit einigen Rückständen relativ flach. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-2 (f)) kann eine große Anzahl unregelmäßiger Abplatzgruben beobachtet werden. Der Verschleißmechanismus der Probe ist der Abriebmechanismus für plastische Ermüdung. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Abb. 5-2 (g) (H) zeigt die Verschleißmorphologie der 4R-Probe, dh des kohlenstoffarmen niedriglegierten Stahls, der bei 1000 ° C getempert und bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-2 (g)) ist die Verschleißfläche der Probe relativ flach. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-2 (H)) können flache und kurzschließende Furchen beobachtet werden. Da die Probe aus getempertem Martensit besteht, erreicht ihre Härte 57.5 HRC eine starke Schnittfestigkeit. Auf der abgenutzten Oberfläche kann gleichzeitig eine große Anzahl unregelmäßiger Abplatzgruben beobachtet werden. Die Plastizität der Probe ist gering. Unter der Einwirkung periodischer Beanspruchung tritt eine wiederholte plastische Verformung auf, die eine Spannungskonzentrationsquelle, einen Ermüdungsriss und schließlich ein Abplatzen der Ermüdung bildet. Der Verschleißmechanismus der Probe ist plastisches Ermüdungsabplatzen. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Fig. 5-2 (I) (J) zeigt die Abriebmorphologie der 5R-Probe, dh des Bainitstahl-Auskleidungsmaterials. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-2 (J)) kann beobachtet werden, dass gleichzeitig lange Schneidfurchen und Abkürzungsfurchen existieren und eine kleine Menge unregelmäßiger Abplatzgruben zu sehen ist. Der Mikroschneidmechanismus der Probe ist hauptsächlich das Mikroschneiden. Die Probe hat eine bainitische Struktur, eine gute Anpassung der Zähigkeit, einen hohen Härtewert (51.3 HRC) und eine gewisse Schnittfestigkeit. Gleichzeitig weist die Probe eine starke Zähigkeit auf, die zu einer großen plastischen Verformung und einer geringen Anzahl von Abplatzgruben beim Abrieb durch Schlagkorrosion führen kann. Daher ist die Schlagkorrosionsabriebfestigkeit der Probe am besten. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Fig. 5-2 (k) (L) zeigt die Abriebmorphologie der 6R-Probe, dh eines Verbundauskleidungsmaterials mit hoher Manganstahlmatrix, bei geringer Vergrößerung (Fig. 5-2) (k) (die Verschleißfläche der Probe ist relativ flach kann eine kleine Menge von Schneidfurchen beobachtet werden, und lange und tiefe Schneidfurchen und ein Teil von Verschleißteilen können zu hohen Zeiten beobachtet werden (Fig. 5-2 (L)), was auf die Anti-Schneidfähigkeit der Probe hinweist ist schlecht, und eine große Anzahl unregelmäßiger Abplatzungen kann auf der abgenutzten Oberfläche beobachtet werden, und der Mikroschneidmechanismus ist der Hauptmechanismus der Probe. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Die Korrosionsbeständigkeit der Probe ist gut. Die Härte der Probe ist ohne Kaltverfestigung gering. Unter der Aufprallenergie von 4.5 j kann nicht genügend Kaltverfestigungshärte erreicht werden. Daher ist die Schneidbeständigkeit der Probe schlecht und die Schlagfestigkeit von Die Verschleißfestigkeit gegen Korrosion ist am schlechtesten.
Fig. 5-2 (m) (n) zeigt die Abriebmorphologie der 7R-Probe, dh Perlitstahl-Auskleidungsmaterial. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-2 (m)) ist die Abriebfläche der Probe relativ flach, und es kann eine geringe Anzahl von Abplatzgruben beobachtet werden. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-2 (n)) können tiefe Schneidfurchen und Verschleißteile beobachtet werden, und die Anti-Schneid-Fähigkeit der Probe ist schlecht. Einige unregelmäßige Abplatzgruben können um die Schneidfurche und die Trümmer herum beobachtet werden. Der Mikroschneidmechanismus und der Ermüdungsabplatzungsanteil der Probe sind ähnlich. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Zusammenfassend lässt sich sagen, dass beim Schlagkorrosionstest unter 4.5 j Aufprallenergie einige Proben hauptsächlich Mikroschneidverschleißmechanismen sind, einige Proben hauptsächlich ermüdete Abplatzverschleißmechanismen sind und einige Proben die beiden Verschleißmechanismen gleichermaßen belasten. Die Schlagerosionsbeständigkeit der Proben wird durch die beiden Mechanismen bestimmt, nämlich Härte und Zähigkeit. Nach den Testergebnissen weist bainitischer Stahl die beste Übereinstimmung von Härte und Zähigkeit sowie die beste Schlag- und Abriebfestigkeit auf. Die Verschleißfestigkeit einer Verbundauskleidung mit hoher Manganstahlmatrix ist am schlechtesten, da sie nicht ausreichend aushärten kann. Dieses Ergebnis stimmt mit dem Ergebnis des Abriebgewichtsverlusts überein.
5.1.3 Kaltverfestigungswirkung verschleißfester legierter Stähle bei einer Aufprallenergie von 4.5J
Um den Kaltverfestigungseffekt verschiedener verschleißfester legierter Stähle zu untersuchen, wurde die Kurve der allmählichen Änderung der Mikrohärte der abgenutzten Untergrundschicht verschiedener verschleißfester legierter Stähle unter einer Aufprallenergie von 4.5 j gemessen, dh die Schlagverschleißarbeit. Härtungskurve. Abbildung 5-3 zeigt die Kaltverfestigungskurven von korrosionsbeständigem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und niedriger Legierung, Bainitstahlauskleidung, Perlitstahlauskleidung und Matrixmatrix-Verbundauskleidungsplatte mit hohem Manganstahl unter einer Aufprallenergie von 4.5 j.
Aus der Abbildung ist ersichtlich, dass unter der Bedingung einer Aufprallenergie von 4.5 j verschiedene verschleißfeste legierte Stähle ein gewisses Maß an Kaltverfestigungsfähigkeit aufweisen. Je näher an der Verschleißfläche, desto besser ist der Kaltverfestigungseffekt; Je weiter von der Verschleißfläche entfernt, desto schlechter ist der Kaltverfestigungseffekt. Die Härtungsrate von Matrixverbundwerkstoffen mit hohem Manganstahlgehalt ist am größten, und die Härte steigt um fast 264. Die Ergebnisse zeigen, dass die Härte von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, der bei 1000 ° C geglüht, bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde, am höchsten ist Härte. Die Härte von bainitischem Stahl ist nach der von bei 1000 ° C geglühtem, bei 950 ° C abgeschrecktem und bei 250 ° C getempertem Öl an zweiter Stelle. Die Zähigkeit des ersteren ist jedoch besser als die des letzteren, und das erstere hat eine relativ hohe Härte, so dass das erstere eine hohe Härte bei 4.5 j aufweist. Die Ergebnisse zeigen, dass die Verschleißfestigkeit von bainitischem Stahl unter Aufprallenergie am besten ist. Dies steht im Einklang mit dem Ergebnis der Analyse der Korrosionsverschleißqualität.
5.2 Verschleißmerkmale von Schlagkorrosionsschleifmitteln unter 9J Aufprallenergie
5.2.1 Verschleißfestigkeit gegen Schlagkorrosion
Unter dem Einfluss der 9j-Aufprallenergie wird der Verschleißverlust von korrosionsbeständigem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, Bainitstahlauskleidung, Perlitstahlauskleidung und Matrixverbundauskleidungsplatte mit hohem Manganstahl in verschiedenen Wärmebehandlungszuständen mit Abriebzeit durch Schlagkorrosion gezeigt in Abb. 5-4
- Die Ergebnisse zeigen, dass der Gewichtsverlust jeder Probe mit der Zeit zunimmt und die Verschleißrate stabil ist;
- Die Verschleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit der Proben von hoch nach niedrig beträgt 1000 ℃ Glühen + 950 ℃ Normalisieren + 570 ℃ Tempern hochkohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl> Bainitstahl-Auskleidungsplatte ≥ 1000 ℃ Glühen + 950 ℃ Ölabschrecken + 570 ℃ Tempern hoher Kohlenstoff niedriglegierter Stahl> 1000 ℃ Glühen + 950 ℃ Ölabschrecken + 250 ℃ Anlassen hochkohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl ≥ hohe Manganstahlmatrix-Verbundwerkstoffauskleidungsplatte> 1000 ℃ Glühen + 950 ℃ Normalisieren + 250 ℃ Anlassen hochkohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl ≥ Perlitstahl Liner.
5.2.2 Analyse des Abriebmechanismus
Abbildung 5-5 zeigt die abgenutzte Oberflächenmorphologie von korrosionsbeständigem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und niedrigem Legierungsgehalt, Bainitstahlauskleidung, Perlitstahlauskleidung und Auskleidungsplatte aus Matrixmaterial mit hohem Manganstahlgehalt unter verschiedenen Wärmebehandlungszuständen.
Abb. 5-5 (a) (b) zeigt die Abriebmorphologie der 1R-Probe, dh des kohlenstoffarmen niedriglegierten Stahls, der bei 1000 ° C getempert und bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-5 (a)) ist die Verschleißfläche der Probe relativ flach. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-5 (b)) können offensichtliche Schneidrillen mit tiefen Rillen und einer geringen Anzahl von Abplatzgruben beobachtet werden. Die Probe zeigt den Schneidverschleißmechanismus von Der Hauptfaktor ist das Abplatzen der Ermüdung. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Fig. 5-5 (c) (d) zeigt die Verschleißmorphologie der 2R-Probe, dh 1000 ℃ Tempern + 950 ℃ Normalisieren + 250 ℃ Tempern von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-5 (c)) ist die Verschleißfläche der Probe relativ flach. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-5 (d)) können große und kleine Schneidfurchen gleichzeitig beobachtet werden, eine kleine Menge Schneidreste und eine kleine Menge Abplatzungen können um die große Schneidfurche herum beobachtet werden. Die Ergebnisse zeigen dass der Hauptmechanismus der Probe das Schneiden ist, begleitet von einem gewissen Ermüdungsabplatzungsmechanismus. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Abb. 5-5 (E) (f) zeigt die Abriebmorphologie der 3R-Probe, dh 1000 ° C Tempern + 950 ° Ölabschrecken + 570 ° Tempern von kohlenstoffarmem, niedriglegiertem Stahl. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-5 (E)) ist die Verschleißfläche der Probe ohne offensichtliche Ermüdungsabplatzungsgrube relativ flach. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-5 (f)) wurden viele offensichtliche Schnittfurchen und einige Ermüdungsabplatzungen beobachtet. Der Schneidemechanismus der Probe war hauptsächlich ein Schneidemechanismus, und gleichzeitig gab es einen Ermüdungsabplatzungsmechanismus. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Abb. 5-5 (g) (H) zeigt die Verschleißmorphologie der 4R-Probe, dh 1000 ° C Tempern + 950 ° Ölabschrecken + 250 ° Tempern von kohlenstoffarmem, niedriglegiertem Stahl. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-5 (g)) ist die Verschleißfläche der Probe relativ flach. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-5 (H)) können viele kurze und flache kleine Schneidfurchen beobachtet werden, und es wird auch eine kleine Anzahl langer und flacher kleiner Schneidfurchen gefunden. Die Ermüdungsabplatzgruben unterschiedlicher Größe sind auf der abgenutzten Oberfläche verteilt. Der Ermüdungsabplatzmechanismus ist der Hauptmechanismus der Probe, und gleichzeitig existiert eine kleine Menge an Schneidemechanismus. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Fig. 5-5 (I) (J) zeigt die Abriebmorphologie der 5R-Probe, dh des Bainitstahl-Auskleidungsmaterials. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-5 (I)) ist die Verschleißfläche der Probe relativ flach, und es sind offensichtliche Schnittfurchen zu erkennen. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-5 (J)). Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Fig. 5-5 (k) (L) zeigt die Verschleißmorphologie der 6R-Probe, dh eines Verbundlinermaterials mit hoher Manganstahlmatrix. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-5 (k)) ist die Verschleißfläche der Probe relativ flach, und es kann eine offensichtliche Schneidfurche beobachtet werden. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-5 (L)) ist die Schneidfurche flach und es können einige Rückstände beobachtet werden. Unter dieser Bedingung beträgt die Schneidfurche der Verschleißfläche 4.5 j. Unter der Bedingung der Aufprallenergie ist die Probe kurz und flach, was darauf hinweist, dass die Probe bei korrosivem Schleifverschleiß unter hoher Aufprallenergie eine stärkere Schneidschutzfähigkeit aufweist. Auf der abgenutzten Oberfläche können einige unregelmäßige Abplatzungen beobachtet werden, und der Mikroschneidmechanismus ist der Hauptmechanismus der Probe. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Fig. 5-5 (m) (n) zeigt die Abriebmorphologie der 7R-Probe, dh des Perlitstahl-Auskleidungsmaterials. Bei geringer Vergrößerung (Abb. 5-5 (m)) ist die Verschleißfläche der Probe relativ flach, und es können offensichtliche Abplatzungen beobachtet werden. Bei hoher Vergrößerung (Abb. 5-5 (n)) weisen die Ermüdungsabplatzgruben Spuren wiederholter plastischer Verformung auf, und es kann eine geringe Menge an Schneidfurchen und Verschleißteilen beobachtet werden. Der Ermüdungsabplatzungsmechanismus der Probe ist hauptsächlich Ermüdungsabplatzungen. Es gibt keine offensichtliche Korrosion auf der abgenutzten Oberfläche der Probe, was darauf hinweist, dass die Korrosionsbeständigkeit der Probe gut ist.
Zusammenfassend lässt sich sagen, dass beim Schlagkorrosionstest unter 9j Aufprallenergie einige Proben hauptsächlich Mikroschneidverschleißmechanismen sind und einige Proben hauptsächlich ermüdete Abplatzverschleißmechanismen sind. Die Schlagerosionsbeständigkeit der Proben wird durch die beiden Mechanismen bestimmt, nämlich Härte und Zähigkeit. Gemäß den Testergebnissen weist der bei 1000 ° C geglühte, bei 950 ° C normalisierte und bei 570 ° C getemperte kohlenstoffarme niedriglegierte Stahl eine gute Übereinstimmung zwischen Härte und Zähigkeit auf, und die Zähigkeit ist die beste, so dass die Schlagzähigkeit am besten ist . Die Auskleidungsplatte mit hohem Manganstahlmatrix-Verbundmaterial kann unter großer Schlagenergie eine bestimmte Kaltverfestigung erzielen, und ihre Verschleißfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit werden unter diesen Bedingungen verbessert. Dieses Ergebnis stimmt mit dem Ergebnis des Abriebgewichtsverlusts überein.
5.2.3 Kaltverfestigungseffekt von verschleißfesten legierten Stählen unter 9J Aufprallenergie
Abbildung 5-6 zeigt die Verschleiß- und Kaltverfestigungskurven von korrosionsbeständigem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und niedrigem Legierungsgehalt, Bainitstahlauskleidung, Perlitstahlauskleidung und Matrixverbundauskleidungsplatte mit hohem Manganstahl unter 9j Aufprallenergie. Aus der Figur ist ersichtlich, dass unter der Bedingung einer Aufprallenergie von 9j verschiedene verschleißfeste legierte Stähle ein gewisses Maß an Kaltverfestigungsfähigkeit aufweisen. Je näher an der Verschleißfläche, desto besser ist der Kaltverfestigungseffekt; Je weiter von der Verschleißfläche entfernt, desto schlechter ist der Kaltverfestigungseffekt. Die Härtungsrate von Matrixverbundwerkstoffen mit hohem Manganstahlgehalt ist die größte und die Kaltverfestigung ist hart. Nach dem Tempern bei 1000 ° C, dem Abschrecken des Öls bei 950 ° C und dem Tempern bei 250 ° C ist die Härte von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl am höchsten Die Härte von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, der bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde, ist nur schlechter als die von bei 1000 ° C geglühtem, bei 950 ° C abgeschrecktem und bei 250 ° C getempertem Öl. Ersteres hat jedoch eine bessere Zähigkeit als Letzteres, und Ersteres hat eine ziemlich hohe Härte. Daher wird der erstere bei 1000 ° C unter der Bedingung einer Aufprallenergie von 9j + geglüht. Die Ergebnisse zeigen, dass die Verschleißfestigkeit von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt, der bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert ist, am besten ist, was mit dem Ergebnis übereinstimmt der Korrosionsverschleißqualitätsanalyse.
5.3 Die Ergebnisse
Der verschleißfeste Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt und niedriger Legierung mit einer Zusammensetzung aus Fe 93.50%, C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75% und N 0.10% wurde von vier verschiedenen behandelt Wärmebehandlungen. Die Schlagkorrosions-Schleifverschleißtests von wärmebehandeltem kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl, Bainitstahlliner, hochmanganstahlhaltigem Matrixverbundliner und Perlitstahlliner wurden durchgeführt:
- Im Schlagkorrosions-Abriebverschleißtest bei einer Aufprallenergie von 4.5 J beträgt die Schlagkorrosions-Abriebfestigkeit der Bainitstahlauskleidung eine Bainitstahlauskleidung> 1000 ° C Glühen + 950 ° Normalisierung + 570 ° gehärteter hochkohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl> 1000 ° Glühen + 950 ℃ Ölabschrecken + 250 ℃ gehärteter kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl> Perlitstahlauskleidung> 1000 ℃ Glühen + 950 ℃ Normalisieren + 250 ℃ getemperter kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl> 1000 ℃ Glühen + 950 ℃ Ölabschrecken + 570 ℃ getemperter kohlenstoffarmer Stahl legierter Stahl> Matrix-Verbundauskleidungsplatte mit hohem Manganstahl. Die Ergebnisse zeigen, dass der Gewichtsverlust von legiertem Stahl mit der Zeit und nahezu linear zunimmt.
- Unter der Aufprallenergie von 4.5j sind ein Teil der Proben hauptsächlich Mikroschneidverschleißmechanismen, einige Proben sind hauptsächlich ermüdete Abplatzverschleißmechanismen und einige Proben haben beide Verschleißmechanismen. Hochkohlenstoffarme niedriglegierte Stähle, die bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurden, kohlenstoffarme niedriglegierte Stähle, die bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C getempert und bei 250 ° C getempert wurden, Bainitstahlauskleidungen und Hochmanganstahlmatrix-Verbundauskleidungen sind hauptsächlich Mikroschneidmechanismen, ergänzt durch Ermüdungsabriebmechanismen. Der Ermüdungsabplatzmechanismus von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl, der bei 1000 ° C geglüht, bei 950 ° C gequencht und bei 570 ° C getempert und bei 1000 ° C geglüht + bei 950 ° C gequencht und bei 250 ° C getempert wurde, ist hauptsächlich ein Ermüdungsabplatzungsmechanismus, der durch den Mikroschneidmechanismus. Der Mechanismus des Ermüdungsabplatzens und des Mikroschneidens ist für Perlitstahlliner gleichermaßen wichtig.
- Im Schlagkorrosions-Verschleißverschleißtest unter 9j Aufprallenergie ist die Schlagkorrosions-Schleifverschleißfestigkeit wie folgt: 1000 ° C Glühen + 950 ° Normalisieren + 570 ° Temperieren von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl> Bainitstahl-Auskleidungsplatte ≥ 1000 ° Glühen + 950 ° Ölabschrecken + 570 ° C Rückgewinnung Hochlegierter Stahl mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, geglüht bei 1000 ° C, Öl abgeschreckt bei 950 ° C und getempert bei 250 ° C für kohlenstoffarmen niedriglegierten Stahl ≥ Matrix mit hohem Manganstahlmatrix-Verbundliner> 1000 ° C Glühen + 950 ° C Normalisierung + 250 ° C. Anlassen von kohlenstoffarmem, niedriglegiertem Stahl ≥ Perlitstahlliner. Die Ergebnisse zeigen, dass der Gewichtsverlust von legiertem Stahl mit der Zeit und nahezu linear zunimmt.
- Unter der Aufprallenergie von 9j sind einige Proben hauptsächlich Mikroschneidverschleißmechanismen und einige Proben sind Ermüdungsabriebmechanismen. Hochkohlenstoffarme niedriglegierte Stähle, die bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurden, kohlenstoffarme niedriglegierte Stähle, die bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C normalisiert und bei 250 ° C getempert wurden, kohlenstoffarme niedriglegierte Stähle, die bei 1000 ° C geglüht wurden Bei 950 ° C abgeschrecktes und bei 570 ° C getempertes Öl sind Bainit-Stahl-Auskleidungen und Matrix-Verbundauskleidungen mit hohem Manganstahl hauptsächlich Mikroschneidmechanismen, die durch einen Verschleißmechanismus gegen Ermüdungsabplatzungen ergänzt werden. Der Ermüdungsabplatzmechanismus von kohlenstoffarmer, niedriglegierter Stahl- und Perlitstahl-Auskleidungsplatte, die bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde, wird von einem Ermüdungsabplatzungsmechanismus dominiert, der durch einen Mikroschneidmechanismus ergänzt wird.
- Unter der Aufprallenergie von 4.5J und 9J ist die Korrosion aller Proben nicht offensichtlich. Unter den Testbedingungen ist die Korrosionsbeständigkeit dieser Proben gut.
6.0 Untersuchung der Ergebnisse von korrosionsabriebfesten SAG-Mühlenauskleidungen aus legiertem Stahl
In dieser Arbeit werden der Schlagkorrosions- und Abriebverschleißzustand der Mühlenauskleidungen der halbautogenen Mühle unter Verwendung eines Lycra-Metallographiemikroskops, eines Muffelofens, eines Härteprüfers und eines XRD als Hintergrund genommen. Die Auswirkungen der Wärmebehandlung auf die Mikrostruktur und die Härte Die stoßabsorbierte Energie, die Ergebnisse der Zugversuche und der Verschleiß der Schlagkorrosion von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl wurden mit Hilfe eines Diffraktometers, einer instrumentierten Schlagprüfmaschine, einer Zugprüfmaschine, eines Schlagkorrosions-Schleifverschleißprüfgeräts und eines Rasterelektronenmikroskops untersucht. Gleichzeitig werden auch die neuen Stahlwerkauskleidungen aus Bainitlegierung, die neuen Stahlwerkauskleidungen aus hochmanganhaltiger Matrixverbundlegierung und die Stahlwerkauskleidungen aus Perlitlegierung untersucht. Die wichtigsten Schlussfolgerungen lauten wie folgt:
- Nach dem Tempern bei 1000 ° C, Normalisieren bei 950 ° C und Tempern bei 570 ° C wurde die Mikrostruktur von verschleißfestem niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt mit einer Zusammensetzung von C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35% Ni 0.75% und N 0.10% sind Perlit. Der kohlenstoffarme niedriglegierte Stahl, der bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C normalisiert und bei 250 ° C getempert wurde, hat ebenfalls eine Perlitstruktur. Die Perlitstruktur des ersteren neigt jedoch dazu, kugelförmig zu sein, und seine umfassenden Eigenschaften sind besser als die des letzteren. Die Mikrostruktur von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl, der bei 1000 ° C getempert, bei 950 ° C gequencht und bei 570 ° C getempert wurde, ist getemperter Sorbit mit Martensitorientierung. Der kohlenstoffarme niedriglegierte Stahl, der bei 1000 ° C geglüht, bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde, ist getemperter Martensit. Der kohlenstoffarme niedriglegierte Stahl, der bei 1000 ° C geglüht, das Öl bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde, hat die höchste Rockwell-Härte (57.5 HRC). Der kohlenstoffarme niedriglegierte Stahl, der bei 1000 ° C geglüht, bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde, weist die höchste Stoßabsorptionsenergie (8.37 j) und die beste Zähigkeit auf. Die Ergebnisse des Zugversuchs zeigen, dass die Festigkeit von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (Nr. 3), der bei 1000 ° C geglüht, bei 950 ° C abgeschreckt und bei 570 ° C getempert wurde, die beste Festigkeit aufweist (RM: 1269 MPa) zeigen, dass die Dehnung nach dem Bruch δ von niedriglegiertem Stahl mit hohem Kohlenstoffgehalt (Nr. 1), der bei 1000 ° C geglüht, bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurde, die maximale Dehnung nach dem Bruch (14.31%) aufweist und der Bruch ein duktiler Bruch ist.
- Die Ergebnisse zeigen, dass die Mikrostruktur des Bainitstahlliners aus schwarzem nadelartigem Unterbainit und einem Teil aus federartigem Oberbainit besteht und die Härte 51.7 HRC beträgt. Nach der Versuchsanwendung wird die Härte des Liners um 50 HV erhöht, die Tiefe der Kaltverfestigung beträgt 10 mm und die Aufprallenergieabsorption der V-Kerbe beträgt 7.50 J. Ein Matrixverbundliner mit hohem Manganstahl ist ein Verbundwerkstoff mit Austenit Struktur als Matrix und Carbid als zweite Phase. Die Härte des Liners beträgt 26.5 HRC und die höchste Härte des Liners beträgt 667 HV (58.7 HRC), die Tiefe der Kaltverfestigung beträgt 12 mm, die stoßabsorbierte Energie der Standard-U-Kerbe beträgt 87.70 J und der Schlagbruch Oberfläche ist ein duktiler Bruch. Die Dehnung nach dem Bruch beträgt 9.20% und der Zugbruch ist ein gemischter Bruch. Die Zugfestigkeit und Streckgrenze der Auskleidung beträgt 743 MPa bzw. 547 MPa. Die Mikrostruktur des Perlitstahlliners ist eine Schwarz-Weiß-Perlitstruktur, und die Härte beträgt 31.3 HRC. Es gibt kein offensichtliches Phänomen der Kaltverfestigung nach dem Versuch. Die stoßabsorbierte Energie der Standard-V-Kerbe des Perlitstahlliners beträgt 6.00 J, und die Bruchfläche ist ein mikrolokaler plastischer Bruch und ein makrokroges Sprödbruch. Die Dehnung nach dem Bruch der Perlitstahlauskleidung beträgt 6.70%, und der Zugbruch ist ein Sprödbruch. Die Zugfestigkeit und Streckgrenze der Perlitstahlauskleidung beträgt 766 MPa und 420 MPa.
- Bei 4.5 j Beim Schlagkorrosions-Abriebverschleißtest unter Aufprallenergie beträgt die Schlagkorrosions-Abriebfestigkeit der Bainitstahl-Auskleidungsplatte> 1000 ° C Glühen + 950 ° Normalisieren + 570 ° gehärteter kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl> 1000 ° Glühen + 950 ° Öl Abschrecken + 250 ℃ gehärteter kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl> Perlitstahlauskleidung> 1000 ℃ Glühen + 950 ℃ Normalisieren + 250 ℃ getemperter kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl> 1000 ℃ Glühen + 950 ℃ Ölabschrecken + 570 kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl als gehärteter Zustand > Hochmanganstahlmatrix-Verbundauskleidungsplatte. Hochkohlenstoffarme niedriglegierte Stähle, die bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurden, kohlenstoffarme niedriglegierte Stähle, die bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C getempert und bei 250 ° C getempert wurden, Bainitstahlauskleidungen und Hochmanganstahlmatrix-Verbundauskleidungen sind hauptsächlich Mikroschneidmechanismen, ergänzt durch Ermüdungsabriebmechanismen. Der Ermüdungsabplatzmechanismus von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl, der bei 1000 ° C geglüht, bei 950 ° C gequencht und bei 570 ° C getempert und bei 1000 ° C geglüht + bei 950 ° C gequencht und bei 250 ° C getempert wurde, ist hauptsächlich ein Ermüdungsabplatzungsmechanismus, der durch den Mikroschneidmechanismus. Der Ermüdungsabplatzmechanismus und der Mikroschneidemechanismus sind für die Perlitstahlauskleidung gleichermaßen wichtig.
- Im Schlagkorrosions-Schleifverschleißtest unter 9j Aufprallenergie ist die Schlagkorrosions-Schleifverschleißfestigkeit wie folgt: 1000 ° C Glühen + 950 ° Normalisierung + 570 ° Temperieren von kohlenstoffarmem niedriglegiertem Stahl> Bainitstahl-Auskleidungsplatte ≥ 1000 ° Glühen + 950 ° Ölabschreckung + 570 ℃ Rückgewinnung Hochlegierter kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl, geglüht bei 1000 ℃, Öl abgeschreckt bei 950 ℃, getempert bei 250 carbon, kohlenstoffarmer niedriglegierter Stahl ≥ Hochmanganstahlmatrix-Verbundauskleidungsplatte> 1000 ℃ Glühen + 950 ℃ Normalisierung + 250 ℃ Anlassen von kohlenstoffarmem, niedriglegiertem Stahl ≥ Perlit-Liner. Hochkohlenstoffarme niedriglegierte Stähle, die bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C normalisiert und bei 570 ° C getempert wurden, kohlenstoffarme niedriglegierte Stähle, die bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C normalisiert und bei 250 ° C getempert wurden, kohlenstoffarme niedriglegierte Stähle, die bei 1000 ° C geglüht wurden Bei 950 ° C abgeschrecktes und bei 570 ° C getempertes Öl sind Bainit-Stahl-Auskleidungen und Matrix-Verbundauskleidungen mit hohem Manganstahl hauptsächlich Mikroschneidmechanismen, die durch einen Verschleißmechanismus gegen Ermüdungsabplatzungen ergänzt werden. Der Ermüdungsabplatzmechanismus von kohlenstoffarmer, niedriglegierter Stahl- und Perlitstahl-Auskleidungsplatte, die bei 1000 ° C geglüht und bei 950 ° C abgeschreckt und bei 250 ° C getempert wurde, wird von einem Ermüdungsabplatzungsmechanismus dominiert, der durch einen Mikroschneidmechanismus ergänzt wird.
- Unter der Aufprallenergie von 4.5j und 9j ist die Korrosion aller Proben nicht offensichtlich, und die Korrosionsbeständigkeit aller Proben ist unter den Testbedingungen besser.