Abstrakt
Baserat på kundens halvautogena bruksförhållanden, Qiming-maskiner undersöker korrosionsbeständiga legeringsstål för halvautogena kvarnfoder.
Halvautogena fräsklänningar är utsatta för slipande och allvarliga frätande slitförhållanden. Numera har högmanganstål använts i stor utsträckning som SAG kvarnfoder plåtar inhemskt och utomlands, men den korta livslängden för fodringsplattor med hög manganstål under nötning gjorde att produktionskostnaderna ökade och detta material måste förskjutas. För att förbättra livslängden och sänka produktionskostnaden för SAG-kvarnplattor har utvecklingen av nya slitstarka legerade stål akademisk betydelse och ekonomiskt värde. I detta sammanhang har en ny typ av lågkoliumhaltigt låglegerat stål utvecklats och undersökts, samtidigt har en ny foderplåt av bainitstål, en ny kompositfoderplattor av högt manganstål och en pärlstålplattor utvecklats i Qiming Maskineri. Effekten av värmebehandlingsprocessen på den kemiska sammansättningen, mikrostrukturen, hårdheten, slaghållfastheten, dragprovet, korrosionsbeständigheten och slitstyrkan för slitstark korrosionsbeständighet hos stål med låg kollegering undersöktes med Leica metallografiska mikroskop, muffelugn, hårdhetsprovare. , instrumenterad slagprovning, dragprovningsmaskin, slagkorrosion, nötningstestmaskin, röntgendiffusion, svepelektronmikroskopi och andra forskningsinstrument och medel. Samtidigt undersöktes mikrostrukturen och omfattande egenskaper hos tre nya nötningsbeständiga foderplattor.
För det första gjordes fyra olika värmebehandlingar för slitbeständigt stål med låg kollegering med låg kolhalt med kompositionen C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75%, N 0.10%. Effekten av värmebehandlingsprocesser på mikrostrukturer och egenskaper med låg kolhalt med låg kolhalt diskuterades. Resultaten visar att mikrostrukturen i högkolhaltigt låglegerat stål glödgas med 1000 ° C glödgad, 950 ° C normaliserad och 250 ° C härdat är pärlit, och dess Charpy V-skårabsorptionsenergi är högst (8.37 J). Förlängningen med samma värmebehandlingsprocesser är maximal (14.31%), medan draghållfastheten, sträckgränsen och hårdheten är 1005 MPa, 850 MPa och 43.8 HRC. Höglegerat stål med lågt kollegering med 1000 ° C glödgning, 950 ° C normaliserat och 250 ° C härdat har de bästa omfattande egenskaperna.
Resultaten av studien av de tre nya typerna av foderplattor som utvecklats är följande. Hårdheten hos foderplattorna i bainitstål är 51.7 HRC. Efter att ha arbetat härdat ökar foderplattornas hårdhet med 50HV, och dess Charpy V-notch-slagabsorptionsenergi är 7.50 J, vars hårdhet och seghet matchar bra. Matriska kompositplattor med hög manganstål är ett kompositmaterial med austenit som matris och hårdmetall som den andra fasen. Hårdheten hos högkompositfoderplattor med hög manganstål är 26.5 HRC. Efter att ha arbetat härdat ökar foderplattornas hårdhet till 667 HV (58.7 HRC) och dess Charpy U-skåra stötdämpningsenergi är 87.70J. Förlängningen av foderplattorna med god seghet är 9.20%, medan draghållfastheten och sträckgränserna är 743 MPa och 547 MPa. Hårdheten hos pärlitiska foderplattor är 31.3 HRC. Efter att ha härdat har foderplattornas hårdhet nästan oförändrats och dess Charpy V-spårabsorptionsenergi är 6.00J. Förlängningen av de pearlitiska foderplattorna är låg (6.64%), medan draghållfastheten och sträckgränserna är 766 MPa och 420 MPa.
Under 4.5 J slagkraftförhållanden: den slitna förlustvikten hos foderplattor av bainitstål är minst, och detta material har den bästa prestandan för slagkorrosionsslipmotstånd i detta tillstånd. Under 9J slagkraftförhållanden: den slitna förlustvikten av högkolhaltigt låglegerat stål glödgat med att vara 1000 ° C glödgat, 950 ° C normaliserat och 250 ° C härdat är minst, och detta material har bäst prestanda för slagtålighet mot slagkorrosion i detta tillstånd.
Analyser av kravet på tillämpningsförhållanden, när kollisionsbelastningen är mycket liten, bör SAG-foderskivorna göras av bainitstål. när kollisionsbelastningen är stor bör SAG-foderplattorna tillverkas av högkolhaltigt låglegerat stål som glödgas med 1000 ° C glödgat, 950 ° C normaliserat och 250 ° C härdat.
1.1 Forskningsstatus för halvautomatiska kvarnfodermaterial
1.1.1 Halvautomatisk kvarn
År 1932 födde framstegen inom industriell teknik den första autogena fabriken i världen. Cirka 1950, autogen kvarn användes formellt vid gruvproduktion. Efter 1960 blev den fullständiga autogena slipningsprocessen populär i många metallurgiska gruvor i många länder. Vid självslipningsprocessen används malm med en storlek större än 100 mm som huvudslipningsmedium vid slipning, men storleken är mellan 20 mm och 80 mm
På grund av dess dåliga slipningsförmåga är det inte lätt att slipa till lämplig storlek av stormalmen. För att lösa detta problem försöker forskare lägga till en viss mängd stålkulor i en autogen kvarn för att slipa denna typ av slipmedel. I allmänhet är mängden tillsatt stålkula 2 ~ 8% av volymen för den autogena kvarnen. Denna förbättring förbättrar avsevärt effektiviteten hos malningssektionen i gruvan, och den halvautogena kvarnen bör också produceras.
Figur 1-1 visar det fasta diagrammet för den halvautogena kvarnen som används i metallgruvor, och figur 1-2 visar foderplattan för den halvautogena kvarnen som ska monteras. Kort sagt är den semi-autogena kvarnen en slags utrustning för produktion av metallgruvor som delvis använder en slipkula och malm själv för att slipa metallmalm. Även om den halvautogena kvarnen har relativt hög energiförbrukning, vilket inte bidrar till ett effektivt utnyttjande av energi, innefattar den halvautogena kvarnen: medel- och finkrossningsoperation, siktningsoperation och malmöverföring, vilket förkortar minproduktionen kraftigt process, minskar dammföroreningar, minskar produktionskostnaderna och minskar produktionsinvesteringarna.
Den halvautogena kvarnen innefattar huvudsakligen överföringsdelen, huvudlagret, cylinderskärmen, cylinderdelen, långsam drivanordning, huvudmotor, domkraftsanordning, smörjning, elektrisk styrning etc. kvarnfodret är kärnkomponenten i fatdelen av halvautogen kvarn och är också den del med mest förlust.
1.1.2 Halvautogena kvarnfoder
Cylindern i den halvautogena kvarnen roterar synkront under motorns drivning. Materialen (stålkulor och metallmalm) som laddas i cylindern roterar till en viss höjd med cylindern. Under tyngdkraftsverkan kastas de ner med en viss linjär hastighet. Metallmalmen, slipkulan och foderplattan kommer att ha relativt stort slag och allvarligt slitage. Dessa effekter gör att malmen males och det viktigaste är att slipa metallmalmen Efter slipningen skickas det kvalificerade materialet ut ur cylindern under vattenpåverkan.
1.2 Slitstarka material för halvautogena kvarnfoder
De slitstarka ståldelarna som konsumeras av nötande slitage är en av de hårdaste arbetsförhållandena för slitstarka ståldelar. Jämfört med torra nötningsförhållanden innehåller förhållanden med våt nötning vissa korrosionsfaktorer, så slitagegraden är mer komplex och svår. De kvarnfoder av den halvautogena kvarnen utsätts inte bara för kraftig slag och slitage under lång tid utan utsätts också för korrosion av våta mineraliska material. Samtidigt har det utsatts för samverkan mellan foderpåverkan, nötande slitage och elektrokemisk korrosion under lång tid under service, vilket gör att fodret blir den mest allvarliga slitage- och felfrämjande delen av SAG-kvarnen .
Det har en lång historia att använda högt manganstål som kvarnfoder i en våt kvarn hemma och utomlands. Hittills är högt manganstål fortfarande det mest använda materialet för våtkvarn. Andra slitstarka och korrosionsbeständiga legeringsstål, såsom pärlstålfoder, används också hemma och utomlands, men effekten är inte särskilt tillfredsställande. Det är ett brådskande behov för våtfabriksindustrin och en viktig uppgift för teknisk innovation att utveckla en ny typ av högkolhaltigt låglegerat stålfoder med god nötningsbeständighet och tas i bruk.
1.2.1 Austenitiskt manganstål
I gjutet slitstarkt stål har austenitiskt manganstål använts i stor utsträckning i olika slitbeständiga ståldelar på grund av dess unika egenskaper och har en lång historia. Den metallografiska strukturen är huvudsakligen enfas austenit, eller austeniten innehåller en liten mängd hårdmetall. Austenitstrukturen har en stark härdningsförmåga. När arbetsytan utsätts för en stor slagkraft eller stor kontaktspänning kommer ytskiktet att härda snabbt och dess ythårdhet kan till och med ökas till 700 HBW, så slitstyrkan förbättras. Även om hårdheten hos arbetsytans ytskikt ökar, förblir austenitstrukturens hårdhet och seghet oförändrad, vilket gör att det höga manganstålet inte bara har utmärkt slitstyrka utan också har förmågan att motstå stor påverkan ladda. På grund av denna karaktäristik har högt manganstål en utmärkt appliceringseffekt vid slitstark slitage och slitande slitförhållanden med hög belastning. Det finns många fördelar med högt manganstål, men det finns också många fel. När slagkraften eller kontaktspänningen hos högt manganstål är för liten kan stålet inte få tillräckligt med härdning och slitstyrkan minskas så att den inte kan fungera normalt. Dessutom har det visat sig att korrosionsbeständigheten hos högt manganstål är dålig, vilket inte kan uppnå den ideala effekten i en våt miljö。
Sedan 1960-talet har forskare hemma och utomlands börjat reformera austenitiskt stål för att förbättra dess omfattande egenskaper. De flesta av dem lägger till några legeringselement, såsom Cr, Mo, Ni, V, etc., och justerar innehållet av C och Mn samtidigt och antar inokulationsmodifiering för att få bättre slitstyrka austenitiskt manganstål. Hittills har forskningen och utforskningen av legering, modifiering och förstärkning av austenitiska stål och metastabila austenitiska stål uppnått glädjande resultat. Vissa länder lägger till och med förbättrade austenitiska stål till nationella standarder. Högt manganstål är ett vanligt material för våtkvarnfodral hemma och utomlands. När slagbelastningen för den våta kvarnen är för liten är arbetets härdning av högt manganstål inte fullbordad och dess slitstyrka kommer att vara svag. Dessutom, på grund av den dåliga korrosionsbeständigheten hos austenitstrukturen, är korrosionsbeständighetstiden för austenitiskt stål relativt låg.
1.2.2 Slitstarkt gjutjärn
Vitt gjutjärn med låglegering och höglegering används ofta för närvarande. Jämfört med traditionellt vitt gjutjärn och vitt gjutjärn med låg kolhalt har det nya slitstarka gjutjärnet som representeras av lågt krom- och högkromvitt gjutjärn bättre slitstyrka.
Krom är det viktigaste legeringselementet i gjutjärn med låg kromhalt. Karbiderna i allmänhet låggjutjärn med låg krom sprids i gjutjärnet av nätverket. Därför är sprödheten hos vitt gjutjärn med låg krom större och slitstyrkan är lägre än för vitt gjutjärn i medium och höglegering. I allmänhet är det inte lämpligt för arbetsförhållanden med höga slitstyrka och seghetskrav. Vitt gjutjärn med hög krom används ofta i många typer av utrustning och arbetsförhållanden, vilket beror på det breda utbudet av kromhalt (10% ~ 30%) av högt krom vitt gjutjärn. Segheten hos Cr12-gjutjärn med låg kolhalt i vitgjutjärn med hög kromförbättring på grund av justeringen av kromhalten, vilket kan uppfylla kraven för en stor cementkulkvarn med stor slagbelastning; efter viss värmebehandling kan Cr15 gjutjärn få bra prestanda blandat med en liten mängd hårdmetall och Den martensitiska strukturen av kvarhållen austenit har bra slitstyrka, som kan användas för slipning av kul- och foderplattmaterial av kulkvarn i cementfabrik; Cr20 och Cr26 gjutjärn har en bra matchning av hårdhet och seghet och hög härdbarhet, som kan användas i tjocka väggar som är slitstarka delar. Dessutom har Cr20 och Cr26 gjutjärn stark korrosionsbeständighet och oxidationsbeständighet, som också kan användas i våtkorrosionsslitage och höga temperaturförslitningsförhållanden.
1.2.3 Icke-mangan slitbeständigt legerat stål
Med utvecklingen av fler och fler icke-manganlegerade stål med utmärkt prestanda, har man funnit att hårdheten och segheten hos denna typ av legerat stål kan justeras i ett stort intervall genom att optimera kompositionens förhållande eller utforska värmebehandling, och det kan har också hög hårdhet och hög seghet samtidigt. Det har en bra applikationseffekt under många arbetsförhållanden. Icke-manganlegerat stål kan ha hög hårdhet, hög hållfasthet och god seghet samtidigt. Dess styrka och hårdhet är mycket högre än för austenitiskt manganstål, och dess appliceringseffekt är bättre under förhållanden med liten slagbelastning. Krom, mangan, nickel, kisel, molybden och andra legeringselement tillsätts ofta i slitstarkt stål för att förbättra dess mekaniska egenskaper och härdbarhet.
1.2.3.1 Slitstarkt stål av medelhög legering
Under de senaste åren har Qiming Machinery ingenjörer gjort mycket forskning om martensitiskt slitstarkt medelstort och höglegerat stål (C 0.2 ~ 0.25%, Cr 3 ~ 16%, Ni ≤ 2%, Mo ≤ 1%) och vissa framsteg har gjorts.
(1) Kemisk sammansättning
Kolelement
Kolhalten har en direkt effekt på mikrostrukturen, de mekaniska egenskaperna, härdbarheten och andra egenskaper hos legerat stål. Resultaten visar att provets hårdhet minskar med minskningen av kolinnehåll, vilket leder till brist på slitstyrka, men segheten är relativt bättre; med ökad kolhalt ökar hårdheten i provet, slitstyrkan är relativt bättre, men plasticiteten och segheten blir sämre. Resultaten visar att hårdheten hos legerat stål ökar med ökat kolinnehåll och dess plasthårdhet minskar. När kolhalten ligger inom ett visst intervall (0.2 ~ 0.25%) minskar slitstyrkan (α K) för legerat stål mycket långsamt och förblir nästan oförändrad. Inom detta kolinnehållsområde är mikrostrukturen i legerat stål lath martensit. Resultaten visar att de sammansatta mekaniska egenskaperna hos de tre typerna av strukturer är goda och att slitstyrkan mot slitkorrosion är utmärkt.
Kromelement
Kromelement kan till viss del förbättra härdbarheten hos legerat stål. Stålet har goda omfattande mekaniska egenskaper efter korrekt värmebehandlingsprocess. Kromelement kan existera i form av krominnehållande hårdmetall i karburerat stål, vilket ytterligare kan förbättra slitstyrkan hos ståldelar i viss utsträckning. Våra ingenjörer har studerat effekten av Cr på egenskaperna hos Cr Ni Mo-legerade stål med ett C-innehåll av 0.15-0.30. Resultaten visar att slagfastheten hos legerat stål kan förbättras genom att öka halten av krom under förhållanden av släckning och anlöpning. Därför kan vi i konstruktionen av legerat stål justera innehållet i kromelement för att få legerat stål att få bättre omfattande mekaniska egenskaper för att uppnå bästa slitstarka effekt.
Våra ingenjörer har studerat slitstyrkan hos legerat stål med olika kromelement under sura förhållanden. Det har visat sig att med ökningen av kromhalten (1.5% ~ 18%) ökar slitstyrkan hos ståldelar först och minskar sedan. När kromhalten är 12.5% har stålet bäst slitstyrka och korrosionsbeständighet. Slutligen är massfraktionen av legeringselement krom. Det dras slutsatsen att 10 ~ 12% av det slitstarka legeringsstålet har den bästa slitstarka effekten.
Nickelelement
Samtidigt kan nickel förbättra härdbarheten hos legerat stål för att optimera dess mekaniska egenskaper. Resultaten visar att hårdheten hos legerat stål förbättras lite genom att tillsätta nickelelement, men slagabsorptionsenergin och segheten hos legerat stål kan förbättras i stor utsträckning. Samtidigt kan nickel påskynda passiveringen av Fe Cr-legerat stål och optimera korrosions- och oxidationsbeständigheten hos Fe Cr-legerat stål. Innehållet i nickel i slitstarkt legerat stål bör dock inte vara för högt (i allmänhet mindre än 2%). I allmänhet kommer för högt innehåll av nickel att göra y-faszonen för stor, vilket kommer att leda till en ökning av kvarhållen austenitfas i legeringsstålet, vilket gör att legeringsstålet inte kan uppnå goda omfattande egenskaper.
Molybden element
Molybden kan förfina kornstorleken hos legerat stål i viss utsträckning för att optimera de omfattande egenskaperna hos legerat stål. Molybden kan förbättra härdbarheten hos martensitiskt stål och samtidigt förbättra styrkan, hårdheten och korrosionsbeständigheten hos martensitiskt stål. Halten av kisel i ståldelar är vanligtvis mindre än 1%.
Silikonelement
Halten av kisel kan påverka austenit-omvandlingen av legerat stål. Tillsatsen av kisel gör diffusionen av kolatomer långsam i kylningsprocessen, vilket hindrar bildandet av karbider i legerat stål, vilket resulterar i hög kolkoncentration. Austenitfasens stabilitet förbättras under fasomvandlingen. Samtidigt kan en viss mängd Si förbättra hårdheten och slitstyrkan hos legerat stål genom lösningsförstärkning. Generellt sett är kiselhalten i stål cirka 0.3% ~ 0.6%.
(2) Värmebehandlingsprocess och metallografisk struktur
Värmebehandlingsprocessen påverkar direkt mikrostrukturen och de mekaniska egenskaperna hos ståldelar. Våra ingenjörer fann att värmebehandlingsprocessen påverkar ett slitstarkt stål med låglegering (kemisk sammansättning är C 0.3%, Mn 0.3%, Cr 1.6%, Ni 0.4%, Mo 0.4%, Si 0.30%, Re 0.4% ). Värmebehandlingen släcks (850 ℃, 880 ℃, 910 ℃ och 930 ℃) och härdning (200 ℃ och 250 ℃). Resultaten visar att när härdningstemperaturen är konstant ökar provets hårdhet med ökningen av släckningstemperaturen medan den absorberade energin minskar och segheten blir sämre. Fler karbider fälls ut i legerat stål som härdas till 250 ℃, vilket ökar matrisens hårdhet. De mekaniska egenskaperna hos provet som härdas vid 250 ℃ är bättre än de som härdas vid 200 ℃. Slitstyrkan hos låglegerat stål härdat vid 890 250 och härdat vid XNUMX ℃ är bäst.
Våra ingenjörer studerade också värmebehandlingen av medelstarkt kollegerat stål med en kemisk sammansättning på C 0.51%, Si 0.13%, Cr 1.52% och Mn 2.4%. Effekterna av vattenkylning, luftkylning och luftkylning på legeringsstålets mikrostruktur studerades respektive. Mikrostrukturen av släckt legerat stål är martensit och mikrostrukturen efter luftkylning och luftkylning är både martensit och bainit Efter ytterligare temperering vid 200 ℃ , 250 ℃, 300 ℃, 350 ℃ och 400 ℃, visar den totala hårdheten för proverna en nedåtgående trend. Bland dem är de luftkylda och luftkylda proverna flerfasstrukturer som innehåller bainitfasen och deras hårdhet minskar långsammare. Slitageförlusten ökar med ökad tempereringstemperatur. Eftersom bainitstrukturen har god motståndskraft mot mjukgörande mjukhet och god seghet minskar hårdheten hos luftkylda och luftkylda prover Slitstyrkan hos kompositstrukturen med bainitfasen är bättre.
(3) Studie om material för gruvkvarnfoder
Våra ingenjörer analyserade felfunktionen hos foderplattan (5cr2nimo legerat stål) i den halvautogena kvarnen i vanadintitanmagnetitgruvan. Resultaten visar att legeringsstålets mikrostruktur är martensit med kvarhållen austenit. Under betjäning av foderplattan har mineralaggregatet en slitande effekt på foderplattan och foderplattan korroderas också av massan. Ett stort antal korrosionsgropar och sprickor observerades på foderplattans slitna yta under drift. Det anses att felet på foderplattan är att belastningen under arbetsförhållandet är för låg och att foderplattan inte är tillräckligt härdad, vilket resulterar i den låga hårdheten på foderplattans arbetsyta och dålig slitstyrka .
Våra ingenjörer studerade också slitstyrkan för korrosionsskydd mot tre typer av låglegerade höglegerade stål med olika kolinnehåll (C: 0.16%, 0.21%, 0.25%). Resultaten visar att legeringsstålets hårdhet ökar med ökad kolhalt, medan stötdämpningsenergin minskar. De experimentella resultaten visar att legerat stål med 0.21% kolinnehåll har minsta slitförlust och bäst slagtålighet mot korrosion.
Effekten av kiselinnehåll (Si: 0.53, 0.97, 1.49, 2.10, 2.60, c0.25%) på mikrostrukturen, de mekaniska egenskaperna och slitstyrkan hos gjutstål med medelhög kolhaltig kromlegering studerades också. Resultaten visar att legerat stål med en kiselhalt på 1.49% har den högsta hårdheten (55.5 HRC) och den bästa segheten (stötdämpningsenergi: 27.20 J), och dess mikrostruktur är latensit. Slitstestet mot korrosionsskorrosion (slagbelastning: 4.5 J) visar att legerat stål med en kiselhalt på 1.49% har minst slitförlust och bästa slitstyrka mot korrosion.
Våra ingenjörer studerade också slitaget på korrosionsskador på tre typer av våtslipstål. De tre typerna av liners är låglegerat höglegerat stål (martensitstruktur av lat, hårdhet: 45 ~ 50 HRC, slagfasthetsvärde större än 50 J / cm2), högt manganstål (enfas austenitstruktur, hårdhet> 21 HRC, slag seghetsvärde större än 147 J / cm2) och mediumlegerat stål (härdat martensitstruktur som innehåller en liten mängd bainit och bibehållen austenit, hårdhet: 57 ~ 62 HRC, slaghållfasthetsvärde: 20 ~ 30 J / cm2)。 Slagbelastningen är 2.7J och malmmaterialet är surt järnmalm.Testresultaten visar att fodret med låg kolhalt i höglegerat stål har minst nötningsviktsförlust och bäst slagtålighet mot korrosion.
1.2.3.2 Slitstarkt stål med låglegering
Fördelarna med låglegerat stål manifesteras främst i god härdbarhet, hög hårdhet och hög seghet. Fler och fler forskare börjar studera möjligheten att använda låglegerat stål istället för högt manganstål som kvarnfoder i våtkvarnen. Generellt omvandlas låglegerat stål till härdat martensit med goda omfattande egenskaper genom att tillsätta element såsom C, Mn, Cr, Si, Mo, B och välja lämplig värmebehandling.
Våra ingenjörer har studerat användningen av zg40cr2simnmov stål i kvarnfodringarna. Värmebehandlingsprocessen är 900 ℃ glödgning + 890 ℃ oljeavkylning + (220 ± 10 ℃) härdning. Efter ovanstående värmebehandling är mikrostrukturen i zg40cr2simnmov-stål enfas härdat martensit, och dess omfattande mekaniska egenskaper är bra: hårdhet ≥ 50 HRC, sträckgräns ≥ 1200 MPa, slaghållfasthet ≥ 18 J / cm2. Legerat stål och högt manganstål (mekaniska egenskaper: hårdhet ≤ 229 hb, sträckgräns ≥ 735 mpa, slaghållfasthet ≥ 147 j / cm2) har testats i flera gruvor, såsom aluminiumoxidanläggningen från Shandong Aluminium Corporation. Testresultaten visar att foderplattan zg40cr2simnmov har lång livslängd i en våt kulkvarn och en torr kulkvarn.
Våra ingenjörer har också studerat studien av slitstarkt gjutstål med låglegering och användningen av foderplattor. Olika värmebehandlingsprocesser undersöktes för låglegerat stål, och den optimala processen var släckning vid 900 ~ 950 ℃ och anlöpning vid 500 ~ 550 ℃. Efter värmebehandlingen hade legeringsstålet de bästa mekaniska egenskaperna, hårdhet: 46.2 HRC, sträckgräns: 1500 MPa, slaghållfasthet: 55 J / cm2.
Resultaten av slitstarkt slitage visar att slitstyrkan hos låglegerat stål som släcks vid 900 ~ 950 ℃ och härdat vid 500 ~ 550 ℃ är bättre än ZGMn13 under samma testförhållanden. Dessutom testades legerat stål och ZGMn13 i Sizhou-koncentratorn i Dexing-koppargruvan. Resultaten visar att livslängden för multilementfodret med låglegerat stål är 1.3 gånger så lång som för den vanliga ZGMn13-foderplattan.
Under villkoren för våtslipning i metallgruvor blir begränsningarna för det traditionella fodret med hög manganstål, som för närvarande används allmänt, alltmer framträdande, och det är den allmänna trenden att dess dominerande ställning kommer att ersättas. Det martensitiska slitstarka stålet med låglegering som utvecklats för närvarande har god slitstyrka, men dess seghet är dålig, vilket resulterar i att dess slagtålighet inte kan uppfylla arbetsförhållandena hos metallgruvfoderskivan. En liknande situation finns i annat legerat stål, vilket hindrar förnyelsen av minfabriken. Det är fortfarande en svår uppgift att utveckla nytt slitstarkt legeringsstål som kan ersätta de traditionella linjärerna med hög manganstål.
1.2.3.3 Bainit slitstarkt stål
De övergripande mekaniska egenskaperna hos bainitiskt stål är goda och det lägre bainitstålet har hög hårdhet, hög seghet, låg skårkänslighet och sprickkänslighet. Den traditionella produktionsmetoden för bainitiskt stål är att tillsätta Mo, Ni och andra ädla metaller och anta en isotermisk kylningsprocess. Detta gör inte bara produktionskostnaden för bainitiskt stål för hög utan leder också lätt till instabiliteten hos stålkvaliteten på grund av svårigheten med processkontroll. Den industriella tillämpningen av bainitiskt stål är också allvarligt begränsad. Med den fortsatta undersökningen och utforskningen av bainitiskt stål har bainit-dubbelfasstål utvecklats, såsom Austenite Bainite Dual-phase stål, eutektiskt förstärkt Austenite Bainite Steel, martensit bainite dual-phase stål, etc. på grund av dess låga produktionskostnad, bainitstål kan användas i branschen.
Austenite Bainite (A / b) dubbelfasstål kombinerar den starka arbetshärdningsförmågan hos austenit och bainitens höga hårdhet och seghet, så a / b dubbelfasstål har hög hållfasthet och god seghet och har utmärkt slitstyrka. Mn Si Austenite Bainite Dubbelfasstål erhållet genom austempering har bra slitstyrka, vilket kan möta många slitstarka förhållanden. I denna typ av tvåfasstål väljs Mn, Cr och andra element till lägre kostnad för att förbättra härdbarheten hos ståldelar. Produktionskostnaden minskas ytterligare och en ny typ av Mn Si Austenite Bainite dubbelfasstål med goda omfattande egenskaper erhålls. Ett slags bainitiskt stål med mikro- och nanostruktur med kvarhållen austenit dispergerad i bainitmatrisen introduceras. New Bainitic Steel har både ultrahög hållfasthet och plasticitet och uppvisar utmärkta mekaniska egenskaper. Resultaten visar att mikrobainitiskt stål med högt kvarhållen austenit har ett högt hårdhetsvärde vid relativt låg anlöpningstemperatur (mindre än 500 ℃), vilket visar god anlöpningsstabilitet.
Även om bainitiskt stål har utmärkta mekaniska egenskaper, är dess produktionsprocess komplex och dess kostnad är för hög, vilket begränsar dess tillämpning i gruvindustrin. Den industriella tillämpningen av slitstarkt stål i bainitserien i metallgruvor behöver undersökas ytterligare.
1.2.3.4 Pearlite slitstarkt stål
Pärlitiskt stål erhålls vanligtvis genom normalisering och härdning efter legering med krom, mangan, molybden och andra element i kolstål. Pearlitic stål har god seghet, slagtålighet, enkel värmebehandling och inga värdefulla legeringselement. Dess produktionskostnad är låg. Det är ett slags slitstarkt och korrosionsbeständigt legerat stål med stor utvecklingspotential. Cr Mn Mo-slitstarkt legerat stål med hög kolhalt har god seghet och viss arbetshärdningsförmåga, så det kan användas i frätande slipande miljö med viss slagbelastning.
Den kemiska sammansättningen och de mekaniska egenskaperna hos representativt högkolhaltigt Cr Mn Mo-perlit slitstarkt stål visas i tabell 1-1.
Tabell 1-1 Kemisk sammansättning och mekaniska egenskaper hos perlit slitstarkt gjutstål | |||||||
Kemisk sammansättning | mekaniska egenskaper | ||||||
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 Slitmekanism och modell
Slitage hänvisar till fenomenet att materialet separeras från kontaktytan på grund av viss spänning på grund av materialets relativa glidning. Mekanismen för materialavskiljning från ytan kan vara annorlunda på grund av de olika egenskaperna hos material, arbetsmiljö, belastning och åtgärdsläge. Slitagemekanismen kan delas in i självhäftande slitage, nötande slitage, ytutmattningsförslitning, slitande slitage och slagslitage. Enligt statistiken är den ekonomiska förlusten som orsakas av nötande slitage den största, och står för cirka 50% av den totala, limförslitningen står för 15% av den totala; fretting slitage står för 7%; erosionsslitage står för 7% av totalen; korrosionsslitage står för 5% av totalen.
1.3.1 Slitagemekanism
Slitaget på legerat stål orsakat av nötande slitage är störst, vilket huvudsakligen beror på 1. Slitage som orsakas av att den hårda och grova ytan glider på den mjuka ytan; 2. Slitage orsakad av ömsesidig friktion av hårda partiklar som glider mellan kontaktytorna. Enligt de olika slitförhållandena kan den slitande slitmekanismen delas in i följande två typer:
Typ 1: Mikroskärningsmekanism
Under påverkan av yttre belastning producerar slitpartiklarna på ytan av materialet en kraft på materialet. När kraftens riktning är i normal riktning producerar slitpartiklarna på ytan av materialet en kraft på materialet. När kraftens riktning är tangentiell rör sig slippartiklarna parallellt med slitytan på grund av tangentialen tvinga. Om motståndet hos de slipande partiklarna som rör sig på materialytan är litet kommer det att skära av materialet och producera flis. Skärbanan för slipande partiklar på materialytan är smal och ytlig och skärstorleken är liten, så det kallas mikroskärning. Om de slipande partiklarna inte har några skarpa kanter eller vinklarna skiljer sig från skärbanans riktning, eller om själva materialet har god plasticitet, kommer inte skäreffekten att materialet producerar flis, utan kommer att skjutas framåt eller på båda sidor slipande partiklar och en foder kommer att bildas på materialytan längs den slipande partikelns rörelsebana.
Typ 2: Mekanism för utmattning
Utmattningsavkänningsmekanism hänvisar till att matrisen är deformerad och härdad under påverkan av slipande partiklar och sprickor genereras på underyteskiktet på grund av kontaktspänning. Sprickorna sträcker sig till ytan och faller av i form av ett tunt lager, och oregelbundna spaltgropar bildas på ytan av materialet. När de slipande partiklarna glider på ytan av provet kommer ett stort plastiskt deformationsområde att bildas. Efter upprepad plastisk deformation, på grund av arbetshärdning, skalar ytan av materialet slutligen upp i slitavfall. I allmänhet är utmattningsgränsen baserat på materialets slitstyrka felaktig.
1.3.2 Mekanism och modell för korrosion och slitage
Den våta kvarnen som används i metallurgiska gruvor kommer inte bara att drabbas av tung belastning och kraftigt slitage, utan korroderas också av flytande uppslamning. Korrosionsförslitning avser massförlustprocessen orsakad av den elektrokemiska eller kemiska reaktionen mellan materialytan och den omgivande miljön, som kallas korrosionsförslitning. Arbetsförhållandena i min våta kvarn är vanligtvis elektrokemisk korrosionsförslitning. Den ömsesidiga marknadsföringsmekanismen mellan slitage och korrosion gör att materialförlusten överstiger den enda slitaget och korrosionshastigheten. För att studera effekten av våt nötning på förslitningsmekanismen är det nödvändigt att studera korrosionsmekanismen.
1.3.2.1 Främjande av slitage vid korrosion
(1) Mekanisk borttagningsmodell. Figur 1-3 visar den mekaniska borttagningsmodellen. På grund av förekomsten av ett frätande medium kommer enhetlig korrosion att uppträda på metallytan under korrosion och slitage, och de korrosionsprodukter som alstras kan helt täcka ytan på provet. Detta lager av korrosionsprodukt kallas korrosionsfilm. Det kan förhindra materialytan från ytterligare korrosion, men det är lätt att bära bort av andra hårda material eller slipande partiklar i den relativa glidningen av spänningen. Då är den nakna metallytan lätt att korrodera, så slitage främjar korrosion. I ett specifikt korrosionsmedium beror materialets korrosionsbeständighet huvudsakligen på den passiva filmen. I allmänhet kommer korrosionsförslitningshastigheten hos metall med dålig återvinningsförmåga hos passiv film att öka med 2 storleksordningar eller till och med 4 storleksordningar jämfört med den enda statiska korrosionshastigheten.
(2) Enligt den elektrokemiska modellen kommer ett visst plastiskt deformationsområde att produceras på ytan av metallprovet på grund av slipmedlets vinkla skjuvkraft. Den elektrokemiska korrosionen på metallytan är mycket ojämn, vilket leder till en ytterligare ökning av korrosionshastigheten.
1.4 Syftet, betydelsen och huvudinnehållet i denna forskning
Driftskostnaden för en semi-autogen kvarn som används vid tillverkning av metallgruvor är enorm, och den allvarligaste delen av slitage och utgifter är kvarnfodret. Kina förbrukar cirka 2.2 miljoner ton slitstarkt stålmaterial varje år. Bland dem förbrukar kvarnfodret som används under olika produktionsförhållanden så mycket som 220000 ton stål, vilket är ungefär en tiondel av den totala förbrukningen av slitstarka ståldelar.
Arbetsförhållandet för de halvautogena bruken som används i metallurgiska gruvor är dåligt. Som den mest skadade delen av kvarnen är fodrets livslängd för kort, vilket inte bara ökar driftskostnaderna för den halvautogena kvarnen utan också allvarligt påverkar metallgruvens produktionseffektivitet. För närvarande används högt manganstål vanligtvis för foderplattan i den halvautogena kvarnen. Även om högt manganstål har bra omfattande prestanda och god härdningsförmåga, är sträckgränsen för högt manganstål för låg, vilket är lätt att deformera och misslyckas, vilket inte kan uppfylla servicevillkoren för halvautogent kvarnfoder och tjänsten foderplattans livslängd är kort. För att förbättra ovanstående problem måste en ny typ av slitstarkt legerat stål med goda omfattande egenskaper utvecklas som en ersättning för högkvarnfabriker med hög manganstål.
Baserat på analysen av den industriella och gruvmiljön i den halvautogena kvarnen och analysen av fodermaterialen i olika våtkvarnar, har det visat sig att fodret i den halvautogena kvarnen är av stor betydelse Det slitstarka legerade stålet för plattan bör ha både hårdhet och seghet; legeringsstålet bör vara enfasstrukturen så långt det är möjligt, eller det bör vara flerfasstrukturen med god matchning av hårdhet och seghet, såsom matrisstruktur + hårdmetall; legerat stål bör också matcha med god sträckgräns och ha en viss förmåga att motstå deformation; legeringsstålet bör ha god slitstyrka mot korrosion och nötning.
Det huvudsakliga forskningsinnehållet är följande:
(1) Studie om värmebehandling av slitbeständigt högkolhaltigt låglegerat stål.
Genom analysen av mikrostruktur, mekaniska egenskaper och slitstarkt slitage på slitstarkt stål med låg kollegering med olika värmebehandling, erhölls ett slags slitstarkt korrosionslegerat stål med bättre omfattande egenskaper.
Sammansättningen av kolhaltigt låglegerat stål: C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75%, N 0.10%.
Värmebehandling av högkolhaltigt låglegerat stål: 1000 ℃ × 6h glödgning + 950 ℃ × 2.5 h oljeavkylning + 570 ℃ × 2.5 h härdning; 1000 ℃ × 6 h glödgning + 950 ℃ × 2.5 h oljeavkylning + 250 ℃ × 2.5 h anlöpning; 1000 ℃ × 6 h glödgning + 950 ℃ × 2.5 h normalisering + 570 ℃ × 2.5 h härdning; 1000 ℃ × 6 h glödgning + 950 ℃ × 2.5 h normalisering + 250 ℃ × 2.5 h härdning.
(2) Baserat på konstruktionen av högkollegerat stål konstruerades slitstarkt bainitiskt stål med hög kolhalt, matriskomposit med hög manganstål och perlitstål. Gjutning och värmebehandling av kvarnfodringarna slutfördes i Qiming Machinery och den preliminära prövningen gjordes i metallgruvor.
(3) Mikrostrukturobservation och forskning.
Metallografisk struktur av högkolhaltigt låglegerat stål i värmebehandlingsläge observerades och påverkan av olika värmebehandlingsprocesser på mikrostrukturen av högkolhaltigt låglegerat stål analyserades genom analys och jämförelse. Samtidigt analyseras mikrostrukturen av nötningsbeständigt bainitiskt stål, pärlstål och högmanganstålmatris.
(4) Test och forskning om mekaniska egenskaper.
Hårdheten och slagkraften hos gjutet och värmebehandlat stål med låg kolhalt och låglegering testades och hårdhet och slaghållfasthet hos stål med låg kolhalt och låg legering efter olika värmebehandling studerades. Samtidigt testades och analyserades hårdhets- och slagabsorberad energi hos slitstarkt bainitiskt stål, perlitstål och matris-kompositfoder med högt manganstål. Dragprov utfördes på gjutna och värmebehandlade låglegerade stål med högt kolinnehåll för att studera sträckgränsen och andra egenskaper hos låglegerade stål med hög kolhalt med olika värmebehandlingsprocesser. Samtidigt testades och analyserades sträckgränsen för nötningsbeständigt bainitiskt stål, pärlstål och matris-kompositfoder med högt manganstål.
(5) Undersökning av slitstyrka hos slitkorrosion
Under slagkraften på 4.5j respektive 9j studerades slitstyrka och slitmekanism för slagtåliga korrosionsskydd i låglegerat stål med olika värmebehandlingsprocesser och slitstyrka för slitstarkt bainitiskt stål, pärlstål och foderplattor med hög manganstålmatris kompositer testades och jämfördes. Analysen utgör grunden för den praktiska industriella tillämpningen av stål.
2.0 Testvillkor och metoder
I tillståndet med våtkorrosivt medium är stålmaterialets korrosionshastighet mycket högre än i torrt tillstånd, vilket är flera gånger torrt tillstånd. För att utveckla slitstarkt, korrosionsbeständigt och slagtåligt slitstarkt legerat stål, är kolhaltiga låglegerade slitstarka stål, bainitiskt stål, perlitstål och högmanganstålmatriskompositer utformade i detta dokument , och mikrostrukturen och de mekaniska egenskaperna hos dessa legerade stål studeras också. Dragprov, slagprovning, slagkorrosion och nötningstest utfördes för att erhålla slitstarkt stål med bättre omfattande prestanda, vilket kan ge en referens för valet av halv -autogena kvarnfoder.
2.1 Testmetod
2.1.1 Testblockgjutning
Proverna med hög kolhalt och låglegerat stål som användes i detta papper smältes i alkalisk ugnsfoder med medelfrekvensinduktionsugn och gjöts i standard Y-format testblock, vilket visas i figur 2-1. Gjutnings- och värmebehandlingen av slitstarkt bainitiskt stål med högt kolinnehåll, pärlstål och matriska kompositfabriker med högt manganstål har slutförts i Qiming Machinery, och preliminär testanvändning har utförts i gruvan.
2.1.2 Design av värmebehandlingsprocesser
Värmebehandlingsprocessen har en uppenbar inverkan på mikrostrukturen, de mekaniska egenskaperna och slitstyrkan hos lågkoliderat stål med låg kolhalt. Värmebehandlingsprocessen för denna typ av låglegerat stål med hög kolhalt visas i figur 2-2.
2.1.3 Provberedning
Proverna för mikrostrukturanalys, hårdhet, XRD, slagtest, dragprovning och slitstest för korrosionsskorrosion skars från Y-formade testblock av höglegerat låglegerat stål med olika värmebehandling och gjutningstillstånd. Modellen för trådkapningsmaskinen är DK77. Klipp ut testblocket med bearbetning av slipmaskin till lämplig grovhet.
2.1.4 Metallografisk strukturobservation
Mikrostrukturen i varje prov observerades med Lycra optiska mikroskop. 4 vol.% Salpetersyraalkohollösning användes som en korrosionslösning för högkolhaltigt låglegerat stål, pärlstålfoder och foderplåt med högt manganstålmatris i olika värmebehandlingstillstånd. På grund av den goda korrosionsbeständigheten hos bainitiskt stål väljs järnklorid saltsyraalkohollösning som korrosionslösningen på bainitstålens foderplatta. Korrosionslösningens formel är 1 g järnklorid, 2 ml saltsyra och 100 ml etanol.
2.1.5 Mekaniska egenskaper
Mekaniska egenskaper hos material, även kända som mekaniska egenskaper hos material, avser materialets mekaniska egenskaper under olika yttre belastningar i en viss miljö. De konventionella mekaniska egenskaperna hos metallmaterial innefattar hårdhet, hållfasthet, slaghållfasthet och plasticitet. Detta projekt fokuserar på makrohårdhet, slagprov och dragprov.
Rockwell-hårdheten (HRC) av högkolhaltigt låglegerat stål, foder av bainitstål, pärlstålfoder och foderplatta med hög manganstålmatris som värmebehandlat och gjutet testades av HBRVU-187.5 Bromwell optisk hårdhetstestare. Varje prov mättes i 10 olika positioner, och provets hårdhetsvärde var det aritmetiska medelvärdet av testresultaten.
JBW-300hc-instrumentmätare för metallpendelskollisionstestning användes för att testa slagabsorptionsenergin hos standard Charpy V-hackprover av högkolhaltigt låglegerat stål, perlinstålfoder och bainitstålfoder som värmebehandlat respektive gjutet tillstånd; matris kompositfoder med högt manganstål bearbetades till standard Charpy u-notch-prov enligt standarden och slagabsorptionsenergin testades. Slagstorleken för varje typ av skårat prov är 10 mm * 10 mm * 50 mm, och den genomsnittliga slagstorleken för varje prov är som visas på ritningen av 3 skåror.
Genom att använda WDW-300hc mikrodatorstyrd elektronisk universell dragprovningsmaskin utfördes dragprov på högkolhaltigt låglegerat stål, bainitstålfoder, pärlstålfodral och högmanganstålmatris kompositfoderplatta som värmebehandlad och gjuten i rummet temperatur. Höglegerat stål med låglegerat stål, bainitiskt stål, perlitstål och matrismaterial med högt manganstålmatris som gjutna och värmebehandlade bearbetas till dragprovstänger, som visas i figur 2-5. Draghastigheten vid rumstemperatur är inställd på 0.05 mm / min och varje prov testas tre gånger och medelvärdet tas.
2.1.6 slitstest vid korrosionsslipande slag
Slitstestet för korrosionsslipande korrosion utförs på den modifierade MLD-10a-testmaskinen för dynamisk belastning med slipande slitage. Det schematiska diagrammet för slitstestaren visas i figur 2-6. Efter modifiering kan testmaskinen i viss utsträckning simulera slitförhållandet för slagkorrosionsslip hos det halvautogena kvarnfodret. De specifika testparametrarna visas i tabell 2-1.
Tabell 2-1 De tekniska parametrarna för testmaskin för slagkorrosion | |
Parameternamn | Parametervärde |
Slagenergi / J | 4.5 |
Hammarvikt / kg | 10 |
Slagtid / tid · min-1 | 100 |
Fritt fallhöjd på hammaren / mm | 45 |
Rotationshastighet för lägre prov / R · min-1 | 100 |
Slipande storlek / nät | 60-80 (kvartssand) |
Massförhållande mellan vatten och kvartssand | 2:5 |
Vattenmassa / kg | 1 |
Kvartssandmassa / kg | 2.5 |
Under testet installeras det övre provet på hammaren och det nedre provet sätts på spindeln. Drivs av motorn, det nedre provet och blandbladet på huvudaxeln roterar med motorn. Slaghammaren höjs för att ställa in den erforderliga höjden på slagkraften och faller sedan fritt. Driven av hammaren påverkar det övre provet upprepade gånger det nedre provet och slipmedlet (våt kvartssand) mellan det övre och det nedre provet av blandningsbladet. I tidsklyftan för att förbereda sig för att komma in i nästa slagerosionscykel kommer de övre och nedre proverna och slipmedlen att ha relativt glidning, och processen är slipande med tre kroppar. Både de övre och nedre proverna utsätts för viss slag och nötning, vilket resulterar i en viktminskning av provet, vilket är mängden nötning av provet.
De nedre proverna av proverna är 45 stål efter kylning och härdning, och hårdheten är 50 HRC. De övre proverna är högkolhaltigt låglegerat stål, bainitstålfoder, pärlstålfoder och foderplåt med högt manganstålmatris i kompositmaterial som värmebehandlat och som gjutet. Under slagkraften på 4.5j är storleken på det övre provet 10 mm * 10 mm * 30 mm, och den nedre ändytan bearbetas till en bågyta med en diameter på 50 mm, såsom visas i figur 2-7; den övre delen av det övre provet med 9j slagkraft är 10mm * 10mm * 20mm, och den nedre delen är 7.07mm * 7.07mm * 10mm, och den nedre ändytan bearbetas till en bågyta med en diameter på 50mm, som visat i fig. 2-8.
Innan slitagetestet bör provet malas i 30 minuter för att eliminera påverkan av provets installationsfel och andra faktorer. Efter förslipning, ta först bort skräp och annat skräp som fästs på den slitna ytan med en mjuk borste, rengör sedan provet med absolut etanol-ultraljud, torka det omedelbart och väga det med elektronisk analytisk balans (väga det tre gånger varje gång, och ta sitt genomsnittliga värde som provets kvalitet). Väg var 15: e minut vid början av slitagetestet och upprepa ovanstående vägning.
2.1.7 Observation av kollisionsfraktur, dragfraktur och korrosionsförslitningsmorfologi
Slagfrakturen, dragfrakturen och korrosionsförslitningsmorfologin hos proverna observerades under 500 och 2000 gånger förstoring med hjälp av fenom prox avsökningselektronmikroskop. Proverna som skulle observeras rengördes och torkades med etanol och ytmorfologin hos proverna observerades under svepelektronmikroskopet och sprickmekanismen och slitmekanismen i slitstarkt legerat stål analyserades.
3.0 Effekt av värmebehandling på mikrostruktur och mekaniska egenskaper hos slitstarkt SAG-kvarnfoder med högt kolhaltigt låglegerat stål
Värmebehandling har stor inverkan på mikrostrukturen och de mekaniska egenskaperna hos stål med låg kollegering. I det här kapitlet studeras effekten av olika värmebehandling på det slitstarka högkolhaltiga låglegerade stålet med en viss sammansättning och värmebehandlingsprocessen optimeras för att erhålla det optimala slagtåliga och slitstarka legeringsstålet.
Den kemiska sammansättningen av slitstarkt stål med låg kolhalt och låglegering visas i tabell 3-1.
Tabell 3-1 Den kemiska sammansättningen av nötningskorrosion stål med låg kolhalt och låg legering (vikt%) | |||||||
C | Si | Mn | P | S | Cr | Ni | Mo |
0.655 | 0.542 | 0.976 | 0.025 | 0.023 | 2.89 | 0.75 | 0.352 |
Enligt värmebehandlingsprocessen som visas i fig. 2-2 värmebehandlades det Y-formade testblocket och markerades som prover 1, 2, 3 och 4 och det gjutna tillståndet markerades som prov 5. Efter värmebehandling, proverna för mikrostrukturobservation, hårdhetstest, slagprovning, dragprovning och slagkorrosionsslipningstest klipptes med trådskärmaskin.
3.1 Effekt av värmebehandlingsprocessen på mikrostruktur och mekaniska egenskaper hos låglegerat stål med hög kolhalt
3.1.1 Mikrostruktur
Figur 3-1 visar mikrostrukturen av högkolhaltigt låglegerat stål med olika värmebehandlingstillstånd, och Figur 3-1 (a) (b) visar metallografisk struktur för prov 1. Efter glödgning vid 1000 ℃ och normalisering vid 950 ℃ och anlöpning vid hög temperatur (570 ℃) är mikrostrukturen i provet perlit. Fig. 3-1 (c) (d) visar den metallografiska strukturen för prov 2. Efter glödgning vid 1000 ° C och normalisering vid 950 ° C och anlöpning vid låg temperatur (250 °) är mikrostrukturen i provet också pearlite. Fig. 3-2 (a) (b) visar den högeffektiva mikrostrukturen som tas av SEM. I mikrostrukturen i prov 1 (fig. 3-2 (a)) kan lamellär pearlite med växlande ljus och mörker observeras, och mikrostrukturen i prov 2 (fig. 3-2 (b)) kan också observeras med tydlig lamellär pearlite, Under samma förstoring tenderar perlitstrukturen av högkolhaltigt låglegerat stål (1 × 10) härdat vid 570 ℃ att vara sfäroidiserad. Fig. 3-1 (E) (f) visar den metallografiska strukturen för prov 3. Efter glödgning vid 1000 ℃, oljeavkylning vid 950 ℃ och anlöpning vid hög temperatur (570 ℃) tempereras provets mikrostruktur sorbit med martensit orientering. Fig. 3-1 (g) (H) visar den metallografiska strukturen för prov 4. Efter glödgning vid 1000 ℃, oljeavkylning vid 950 ℃ och anlöpning vid låg temperatur (250 ℃), är mikrostrukturen i provet lågtemperaturhärdad martensit. När provet släcks i olja vid 950 ° C och tempereras vid låg temperatur, diffunderar C-atomer först och fäller ut dispergerade karbider från övermättad a fast lösning. Med ökningen av anlöpningstemperaturen ökar karbidfällningar i legerat stål och hårdmetall förvandlas gradvis till cementit och växer upp gradvis. När tiden går börjar bibehållen austenit att sönderdelas och cementit fälls ut samtidigt. När anlöpningstemperaturen ökar till 570 precip utfälls övermättade C-atomer helt från den övermättade α-fasta lösningen och de fina cementitaggregaten och grovheterna visar den härdade sorbiten som bibehåller martensitens orientering.
Figur 3-3 visar XRD-diffraktionsmönster av stål med låg kollegering i olika värmebehandlingstillstånd. Det framgår av mönstret att proverna i olika värmebehandlingstillstånd endast har α-fas eller övermättad α-fas och cementitfas, utan andra faser.
3.1.2 Mekaniska egenskaper
Fig. 3-4 visar hårdheten hos stål med låg kolhalt och låglegering i olika värmebehandling och gjutningstillstånd. Resultaten visar att: hårdhetsvärdet för lågkoliumhaltigt stål med låg kolhalt (prov 4) glödgas vid 1000 ℃ och olja som släcks vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ är det högsta. Hårdhetsvärdena för prov 1, prov 2 och prov 3 är mycket nära och signifikant lägre än för prov 4, och prov 2 är något högre än prov 1 och prov 3. Eftersom ju högre tempereringstemperaturen är desto lägre hårdhet av legerat stål är. Hårdheten för 2 × 10 prover som tempereras vid låg temperatur (250 ℃) är något högre än den för 1 × 10 prover som är tempererade vid hög temperatur (570 ℃), och den för 4 × 10 prover anlöpta vid låg temperatur (250 ℃) är högre än för 3 × 10 prover. 1 # prov och 2 # prover är lågkoliderat stål med låg kolhalt efter normalisering och härdning. Tempereringstemperaturen har liten effekt på stålets hårdhetsvärde och skillnaden är liten, så hårdhetsvärdet för 1 # provet och 2 # provet har liten skillnad. 3 # prov och 4 # prov är stål med låg kolhalt och låglegering efter släckning och härdning. Tempereringstemperaturen har stor inverkan på provets hårdhet. Hårdheten hos 4 # -provet som härdas vid låg temperatur är mycket högre än 3 #-provet efter högtemperaturhärdning.
Slagabsorberad energi från olika värmebehandling och gjutna stål med låg kolhalt och låglegering visas i figur 3-5. Resultaten visar att slagabsorptionsenergin för proverna 1, 2, 3 och 4 minskar i tur och ordning. Stötdämpningsenergin för lågkoliumhaltigt stål med låg kolhalt (prov 1) glödgad vid 1000 ℃, normaliserad vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ är betydligt högre än för andra prover. Detta beror på att efter normalisering av behandlingen förbättras den fasta lösningsgraden för varje element i legeringsstålet i austenit, segregeringen av legeringselementen i gjutstrukturen förbättras, homogeniseringsgraden för gjutstrukturen förbättras och slaghårdheten hos stål förbättras. Efter normalisering och temperering av värmebehandling är 1 och 2 prover perlitstruktur med god seghet. Pärlstrukturen i prov 1 är passiverad och tenderar att sfäroidiseras. Därför är segheten hos prov 1 bättre än provet 2 och slagenergin hos prov 1 är högre. Efter oljeavkylning och lågtemperaturhärdningsbehandling är den slutliga mikrostrukturen i legerat stål härdat martensit. Provet bibehåller hög hårdhet och låg seghet som släckt, så legeringsstålet bibehåller fortfarande hög hårdhet och låg seghet. Efter oljeavkylning och anlöpning vid höga temperaturer började martensit sönderdelas och en stor mängd sorbit bildades. Provets 3 hårdhet minskade signifikant och segheten ökade signifikant. Därför var provets 3 seghet bättre än prov 4. Slagabsorptionsenergin hos gjutet högkolhaltigt låglegerat stål är lägst och segheten är den värsta.
Dragresultaten för stål med låg kollegering i olika värmebehandling och gjutna tillstånd visas i tabell 3-2. Resultaten visar att draghållfastheten Rm: 3 # > 1 # > 2 # > 4 # > 5 #; Utbytesstyrka Rel: 3 # > 1 # > 2 # > 4 # 、 5 #. Med andra ord har styrkan hos lågkoliumhaltigt stål med låg kolhalt (3 #) glödgad vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ den högsta hållfastheten och högkolhaltigt låglegerat stål (4 #) glödgat vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdad vid 250 ℃ har den lägsta styrkan. Förlängning efter fraktur δ: 1 # > 2 # > 3 # > 4 # > 5 #, dvs högkolhaltigt låglegerat stål (1 #) glödgat vid 1000 ℃, normaliserat vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ har bästa plasticitet, 1 #, 2 #, 3 # och 4 # är blandade frakturer. Resultaten visar att plasticiteten hos lågkoliumhaltigt stål med låg kolhalt (# 4) glödgas vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ är det värsta, vilket är sprött brott. Styrkan och plasticiteten hos gjutet stål med låg kollegering (# 5) är sämre än värmebehandlingsprovet, vilket är sprött.
Tabell 3-2 Dragprovresultat av stål med låg kolhalt och låglegering i olika värmebehandlingsprocesser | |||
ArtNr | Draghållfasthet / Mpa | Förlängning efter fraktur /% | Avkastningsstyrka / 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 kollisionsfrakturanalys
Figur 3-6 visar kollisionsfrakturmorfologin för olika värmebehandlingar och gjutna stål med låg kollegering. Fig. 3-6 (a) (b) visar kollisionsfrakturmorfologin för låglegerat stål med hög kolhalt (prov 1) glödgad vid 1000 ℃, normaliserad vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃. SEM-observationsresultaten visar att sprickytan är relativt plan enligt den makroskopiska observationen (se Fig. 3-6 (a)) 3-6 (b)) observationen visar att det finns små gropar på sprickytan och en tydlig tungmönster kan ses. Detta prov visar bättre seghet än andra prover. Fig. 3-6 (c) (d) visar kollisionsfrakturmorfologin för högkolhaltigt låglegerat stål (prov 2) glödgad vid 1000 ℃, normaliserad vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃. Det kan ses från observationen vid låg förstoring (se fig. 3-6 (c)) att sprickytan är relativt plan och från högeffektsobservationen (se fig. 3-6 (d)), en liten antal gropar kan observeras i frakturen, och tydlig tungliknande mönster och rivkant kan observeras. Kännetecken för kvasi-klyvning avslöjas. Fig. 3-6 (E) (f) visar morfologin för slagfraktur av högkolhaltigt låglegerat stål (prov 3) glödgat vid 1000 ° C, olja släckt vid 950 ° C och härdat vid 570 ° C. Frakturen är relativt plan enligt observationen vid låg förstoring (se fig. 3-6 (E)), och det finns några gropar och ett litet antal rivkanter i sprickan som observeras vid hög förstoring (se fig. 3- 6 (f)). Fig. 3-6 (g) (H) visar morfologin för kollisionsfraktur av högkolhaltigt låglegerat stål (4 #) glödgad vid 1000 ℃, normaliserad vid 950 ℃ och härdad vid 570 ℃. Frakturen är en intergranulär fraktur som observeras vid låg förstoring (se fig. 3-6 (g)), och det finns några rivande kanter och kvasi-klyvningsfrakturmorfologi vid hög förstoring (se fig. 3-6 (H)). Fig. 3-6 (I) (J) visar morfologin för slagfraktur av gjutet högkolhaltigt låglegerat stål (5 #). Frakturen visar ett flodmönster, vilket är en typisk spröd fraktur, och segheten hos det gjutna provet är värst.
3.1.4 Analys av dragbrott
Dragfrakturmorfologin för låglegerat stål med hög kolhalt med olika värmebehandling och gjutet tillstånd visas i figur 3-7. Fig. 3-7 (a) (b) visar dragfrakturmorfologin för låglegerat stål med hög kolhalt (# 1) glödgad vid 1000 ° C, normaliserad vid 950 ° C och härdat vid 570 ° C. Små gropar kan observeras och sprickområdet är stort vilket tillhör duktil spricka med hög seghet. Fig. 3-7 (c) (d) visar dragfrakturmorfologin för låglegerat stål med hög kolhalt (# 2) glödgad vid 1000 ° C, normaliserad vid 950 ° C och härdat vid 250 °. Små gropar och delvis släta spår observeras vid hög förstoring (fig. 3-7 (d)). Inga sprickor finns i spåren, vilket tillhör duktil spricka. Grottorna är mindre och grundare, och provets seghet är värre än den för nr 1. Fig. 3-7 (E) (f) visar dragfrakturmorfologin för låglegerat stål med hög kolhalt (# 3) glödgad vid 1000 ° C, olja släckt vid 950 ° C och härdat vid 570 ° C. De flesta klyvningsmönster och ett litet antal små gropar kan observeras. Klyvningsmönsterområdet är större, fiberområdet är mindre och nr 3-provet är en blandad fraktur. Figur 3-7 (g) (h) Dragfrakturmorfologin för lågkoliumstål med hög kolhalt (# 4) glödgad vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdad vid 250 ℃ visar tydligt flodmönster och klyvningsfrakturegenskaper. Vid hög förstoring (fig. 3-7 (H)) observeras ett litet antal grunda gropar i sprickcentrum, men proverna hör fortfarande till spröd fraktur. Fig. 3-7 (I) (J) visar dragfrakturmorfologin för gjutet högkolhaltigt låglegerat stål (# 5) med uppenbart flodmönster och uppenbara klyvningsfrakturegenskaper. Det tillhör spröd fraktur, och provets seghet är värst.
Slitbeständigt legerat stål med hög kolhalt och låglegering med sammansättning av c0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75% och N 0.10% utsattes för fyra olika värmebehandlingar. Effekterna av olika värmebehandlingar på mikrostrukturen och de mekaniska egenskaperna hos låglegerat stål med hög kolhalt studerades. Värmebehandlingsmetoderna för högkoloxid låglegerat stål är som följer: 1000 ℃ × 6h glödgning + 950 ℃ × 2.5 h normalisering + 570 ℃ × 2.5 h härdning; 1000 ℃ × 6 h glödgning + 950 ℃ × 2.5 h normalisering + 250 ℃ × 2.5 h härdning; 1000 ℃ × 6 h glödgning + 950 ℃ × 2.5 h oljeavkylning + 570 ℃ × 2.5 h anlöpning; 1000 ℃ × 6 h glödgning + 950 ℃ × 2.5 h oljeavkylning + 250 ℃ × 2.5 h anlöpning. Resultaten visar att:
- Mikrostrukturen av högkolhaltigt låglegerat stål (# 1) glödgas vid 1000 ℃, normaliseras vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ är perlit. Mikrostrukturen av kolhaltigt låglegerat stål (# 2) glödgas vid 1000 ℃, normaliseras vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ är också perlit. Pärlstrukturen i nr 1 är emellertid passiverad och tenderar att sfäroidiseras, och dess omfattande egenskaper är bättre än # 2. Mikrostrukturen i högkolhaltigt låglegerat stål (prov 3) glödgades vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 570 ° är härdat sorbit med martensitorientering. Mikrostrukturen av kolhaltigt låglegerat stål (# 4) glödgades vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdades vid 250 ℃ är härdat martensit.
- Hårdheten i lågkoliumhaltigt stål med hög kolhalt (# 4) glödgade vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ har den högsta Rockwell-hårdheten på 57.5 HRC. Hårdheten hos de tre andra typerna av låglegerat stål med hög kolhalt är lägre än för prov 4 och hårdhetsvärdena är nära. Hårdheten hos proverna 1,2,3 är 43.8 HRC, 45.3 HRC och 44.3 HRC.
- V-hackets slageghetstest visar att högkolhaltigt låglegerat stål (# 1) glödgas vid 1000 ℃, normaliseras vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ har den högsta stötdämpningsenergin (8.37 J) och den bästa segheten. Dragprovresultaten visar också att förlängningen efter brott δ av låglegerat stål med hög kolhalt (# 1) glödgad vid 1000 ℃, normaliserad vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ har maximal töjning efter brott (14.31%) och frakturen är en duktil fraktur.
- Resultaten av dragprovet visar att styrkan hos lågkoliumhaltigt stål med låg kolhalt (# 3) glödgas vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ har den bästa hållfastheten (Rm: 1269 mpa, Rel: 1060 mpa), styrkan på # 1 , # 2 , # 3 , och # 4 är Rm: 1005 MPa, Rel: 850 MPa; Rm: 947 MPa, Rel: 740 MPa; Rm: 671 MPa.
- De mekaniska egenskaperna hos gjutet stål med låg kolhalt (# 5) är sämre än de värmebehandlade proverna. Värmebehandling förbättrar de omfattande egenskaperna hos stål med låg kolhalt och låglegering.
4.0 Mikrostruktur och mekaniska egenskaper hos slitbeständigt bainitiskt stål, pärlstål och matriser med hög manganstålkompositkvarn
För att jämföra och studera det slitstarka och korrosionsbeständiga legerade stålet för foderplattan i den halvautogena kvarnen, med högkollegerat stål som grundläggande orientering, designade vår fabrik tre sorters högkollegerat stål och deras kompositmaterial och tillverkade foderplattor. Gjutningen och värmebehandlingen slutfördes i vår fabrik och den preliminära prövningen gjordes i metallgruvor.
Den kemiska sammansättningen av bainitiskt stål, pärlstål och högmanganstålmatris sammansatta kvarnfoder visas i tabell 4-1, tabell 4-2 och tabell 4-3.
Tabell4-1 Den kemiska sammansättningen av foderplattor av bainitstål (vikt%) | |||||||
C | Si | Mn | P | S | Cr | Mo | Ni |
0.687 | 1.422 | 0.895 | 0.053 | 0.029 | 4.571 | 0.424 | 0.269 |
Tabell 4-2 Den kemiska sammansättningen av pärlstålfoderplattor (vikt%) | |||||||
C | Si | Mn | Al | W | Cr | Cu | Ni |
0.817 | 0.43 | 0.843 | 0.028 | 0.199 | 3.103 | 0.111 | 0.202 |
Tabell 4-3 Den kemiska sammansättningen av foderplattor med hög manganstålmatris (viktprocent) | |||||||
C | Si | Mn | Al | Cr | V | Ti | Ni |
1.197 | 0.563 | 20.547 | 0.271 | 0.143 | 0.76 | 0.232 | 0.259 |
Efter att bainitstålfodret, pärlstålfodret och kompositfodret av högt manganstål har avlägsnats, skärs proverna för mikrostrukturobservation, hårdhetstest, slagtest, dragprov och slagkorrosionsslipningstest med trådskärmaskin.
4.1 Mikrostruktur och mekaniska egenskaper hos bainitiskt stål, pärlstål och högmanganstålkompositkvarnfoder
4.1.1 Mikrostruktur
Figur 4-1 visar den metallografiska strukturen för bainitstålfoderskivan, och Figur 4-1 (a) (b) visar den metallografiska strukturen för den icke-slitande ytan. Den svarta nålliknande nedre bainitstrukturen (se pil i figur 4-1 (b)), fjäderliknande övre bainitstruktur (se figur 4-1 (b) cirkel) och en del vitbehållen austenit kan observeras. Fig 4-1 (c) (d) visar slitytans metallografiska struktur. Den svarta nålliknande nedre bainitstrukturen och en del vitbehållen austenit kan observeras. Den svarta nålliknande nedre bainiten på den icke-slitande ytan är finare än slitytan.
Figur 4-2 visar XRD-diffraktionsmönstret för bainitfoderskivan. Diffraktionsmönstret för det bainitiska stålprovet visar diffraktionstopparna för a-fasen och γ-fasen, och det finns ingen uppenbar diffraktionstopp för karbid i diagrammet.
Fig. 4-3 visar den metallografiska strukturen hos foderplattan med högt manganstålmatris, FIG. 4-3 (a) visar makrografi, FIG. 4-3 (b) visar ett diagram med hög förstoring, och Fig. 4-3 (b) visar ett stort antal karbider vid austenitkorngränsen. På ytan av det polerade och korroderade foderplåtprovet med hög manganstålmatris togs 10 metallografiska bilder med en förstoring av 100 gånger respektive (se fig. 4-4). Areafraktionen av karbider i synfältet analyserades med hjälp av programvaran Lasfasexpertprogramvara från Lycra metallografiska mikroskop, och det aritmetiska medelvärdet togs. Enligt beräkningen är karbidhalten i kompositfodret med hög manganstål 9.73%. Karbider dispergeras i austenit som den andra fasen, vilket förbättrar materialets slitstyrka och sträckgräns. Matrisens kompositmaterial med högt manganstål är ett kompositmaterial med austenitstruktur som matris och hårdmetall som den andra fasen.
Fig. 4-4 visar XRD-diffraktionsmönstret för foderplåt med hög manganstålmatris, i vilken det finns diffraktionstoppar för y-fas och karbid, men ingen diffraktionstopp för martensit.
Fig. 4-6 visar mikrostrukturen hos pärlstålfoder, och Fig. 4-6 (a) (b) visar den metallografiska strukturen som tagits av Lycra metallografiska mikroskop. Det kan observeras att pärlstrukturen är svart och vit (se fig. 4-6 (b) svart cirkel). Det vita området är ferrit och det svarta är cementit. Fig. 4-6 (c) visar högeffektiv mikrostruktur av SEM. Pearlite med ljusa och mörka faser kan ses. Den ljusare delen är cementit och den mörkare delen är ferrit.
Figur 4-7 visar XRD-diffraktionsmönstret för pärlstålfabrikerna. Det finns diffraktionstoppar av a-fasen och Fe3C-fasen i diffraktionsmönstret hos pärlkvarnfodren, och ingen uppenbar kvarvarande austenit-topp uppträder.
4.1.2 Mekaniska egenskaper
Tabell 4-4 visar testresultaten för hårdhet och slageghet för bainitstålfoder, matrisfiberfoder med högt manganstål och pärlstålfoder. Resultaten visar att bainitstålfodret har bra matchande egenskaper för hårdhet och seghet; matris-kompositen med hög manganstål har dålig hårdhet men god seghet utan arbetshärdning; segheten hos pärlstål är dålig.
Tabell 4-4 Rockwell-hårdhet och slaghållfasthet för tre typer av linersfärsfoder | |
Artikel | Resultat |
Hårdhet av bainitiska stålkvarnar (HRC) | 51.7 |
Hårdhet av högkvalitativa stålkvarnar (HRC) med hög manganstålmatris | 26.5 |
Hårdhet av pärllegerat stålverk (HRC) | 31.3 |
Slagabsorptionsenergi med V-hack i bainitiska stålkvarnar (J) | 7.5 |
Slagabsorptionsenergi med U-hack i matriser med högkvalitativ stållegering (J) | 87.7 |
Slagabsorptionsenergi hos stålkvarnfärger med pärllegerat stål med V-spår (J) | 6 |
Figur 4-8 är en jämförelse av hårdhetsfördelningen i det härdade skiktområdet av tre typer av fodermaterial, nämligen bainitstålfodral, baskompositfoderplatta med hög manganstål och pärlstålfoder. Resultaten visar att den höga manganstålbaserade kompositfoderskivan och bainitstålfodret har uppenbart härdningsfenomen efter en försök i gruvan. Bearbetningshärdningsdjupet för det höga manganstålbaserade kompositfodret är 12 mm och foderplattans hårdhet ökas till 667 HV (58.7 HRC); bearbetningshärdningsdjupet för bainitstålfoder är 10 mm, hårdheten hos HVS ökade med nästan 50% genom bearbetning av härdning och det fanns inget uppenbart härdningsfenomen i pärlstålfoder.
Tabell 4-5 visar dragprovresultaten för linjekompositkvarnfabriker av högmanganstål och stålkvarnar av perlitstål. Resultaten visar att draghållfastheten för pärlstålmatrixkompositkvarnfoder är ekvivalent med den för högkvarnkvarnfoder med högt manganstålkompositmaterial, men foderplattan med högt manganstålmatrixkompositmaterial har högre sträckgräns än perliter. Samtidigt är förlängningen efter spricka av pärlstålfoder högre än för manganstålmatrixkomposit och fodret av kompositmaterial med högt manganstålmatris har bättre seghet.
Tabell 4-5 Dragprovresultat för olika stålfabriker av legerat stål | |||
ArtNr | Draghållfasthet / Mpa | Förlängning efter fraktur /% | Avkastningsstyrka / Mpa |
Matris kompositfoder med högt manganstål | 743 | 9.2 | 547 |
Pearlliner i stål | 766 | 6.7 | 420 |
4.1.3 Effektfrakturanalys
Fig. 4-9 visar stötfrakturmorfologin för bainitstålfodral, matrisfiberkompositfoder med högt manganstål och pärlstålfoder. Fig. 4-9 (a) (b) visar stötfrakturmorfologin för bainitstålfodermaterial. Frakturytan är relativt plan med ett litet antal rivkanter och hög förstoring (fig. 4-9 (a)) Brottets seghet hos groparna (B-9) är låg, men sprickenergin är liten. Fig. 4-9 (c) (d) visar morfologin för slagfraktur av kompositmaterial med högt manganstålmatris. Från den låga förstoringen (fig. 4-9 (c)) observeras uppenbar plastisk deformation på sprickytan och gropar uppträder i tvärsnittet. Vid hög förstoring (fig. 4-9 (d)) kan stora och små gropar observeras samtidigt, och de stora groparna är djupa och groparna är intrasslade med varandra. Figur 4-9 (E) (f) visar kollisionsfrakturmorfologin av pärlstålfodermaterial. Frakturytan är relativt plan under låg förstoring (fig. 4-9 (E)), medan flodmönstret kan observeras vid hög förstoring (fig. 4-9 (f)). Samtidigt kan ett litet antal gropar observeras vid kanten av flodmönstret. Provet är sprött i makrovyn och plastfraktur i den lokala delen i mikrovyn.
4.1.4 Analys av dragbrott
Figur 4-10 visar dragfrakturmorfologin för foderplatta med hög manganstålkomposit och foderplatta av perlitstål och figur 4-10 (a) (b) visar dragfrakturmorfologin för foderplåtmaterial av högt manganstål. Från den låga effekten (Fig. 4-10 (a)) har sprickan uppenbar plastisk deformation, en liten mängd rivkant och hög förstoring (Fig. Ett litet antal grunda gropar och ett stort antal klyvningssteg kan observeras i 4-10 (b). Provet tillhör blandat sprickläge. Fig. 4-10 (c) (d) visar dragfrakturmorfologin för pärlstålfodermaterial. Frakturytan är relativt plan när den observeras vid låg förstoring ( Fig. 4-10 (c)) Det uppenbara flodmönstret och rivkanten kan observeras vid hög förstoring (Fig. 4-10 (d)). Provet tillhör en spröd fraktur.
4.2 Resultaten
- Mikrostrukturen i de bainitiska stålfabrikerna visar svart nålliknande nedre bainit och en del av fjäderliknande övre bainit, med en hårdhet på 51.7 HRC. Efter att malfodret har testats i gruvor har det ett visst arbetshärdningsdjup på 10 mm. Kvarnens hårdhet ökas med 50 HV. Slagsenergin som absorberas av V-skåran av bainitstålfoder är 7.50 J, och sprickytan är en duktil fraktur. Bainitlegeringsstålfabrikerna har goda omfattande mekaniska egenskaper.
- Mikrostrukturen i den höga manganstålmatrisens kompositfoder är austenitstruktur. Det finns många karbider i austenitkorngränsen och karbidhalten är 9.73%. Fodermaterialet av högmanganstålmatris kompositmaterial är ett kompositmaterial med austenitstruktur som matris och hårdmetall som den andra fasen. Hårdheten hos kompositfodret med hög manganstålmatris är 26.5 HRC utan arbetshärdning. Efter att ha använts i gruvor sker uppenbar arbetshärdning. Arbetshärdningens djup är 12 mm. Den högsta hårdheten är 667 HV (58.7 HRC). Den stötabsorberade energin för standard U-skåran av matris-kompositfoder med högt manganstål är 87.70 J och stötfrakturen är en duktil fraktur. Förlängningen efter dragfraktur av kompositfodret med hög manganstålmatris är 9.20% och dragfrakturen är en blandad fraktur. Matkompositkvarnfodret med hög manganstål har god seghet. Draghållfastheten och sträckgränsen för matris-kompositfoder med hög manganstål är 743 MPa och 547 MPa.
- Resultaten visar att mikrostrukturen hos stålkvarnsfoder i perlitlegering är typiskt svartvit pärlstruktur med en hårdhet på 31.3 timmar, och det finns inget uppenbart arbetshärdningsfenomen efter försöksanvändning i gruvor. Stötdämpningsenergin för standard V-urtag av pärlstålfoder är 6.00j, och sprickytan är en mikrolokal plastfraktur och makro spröd fraktur. Förlängningen av pärlstålfoder efter dragfraktur är 6.70%, dragfrakturen är en spröd fraktur, segheten är hög och fodret av manganstålmatriskomposit är dåligt. Draghållfastheten och sträckgränsen för pärlstålfoder är 766 MPa och 420 MPa.
5.0 Påverkan på korrosion och slitstyrka hos halvautogena stålkvarnar
Kvarnen i den halvautogena kvarnen påverkas inte bara och bärs av uppslamning utan korroderas också av uppslamning i trumman, vilket avsevärt minskar fodrets livslängd. Slitstestet för korrosionsskador på korrosion kan mycket väl simulera slitförhållandet hos den halvautogena kvarns foderplatta. För närvarande är forskningen om materialets slitstyrka och korrosionsprestanda huvudsakligen att mäta materialets nötningsviktsförlust vid slagtest vid korrosionsslipning under tre kroppsförhållanden och sedan observera slitmorfologin hos prover genom att skanna elektronmikroskop, och analysera sedan slitmekanismen. I det här kapitlet analyseras slitstyrka och slitagemekanism för olika prover genom slitförlusten mot korrosionsskydd och morfologi hos värmebehandlat korrosionsbeständigt stål med låg kolhalt och låglegering, foder av bainitstål, pärlstålfoder och högt manganstål matris kompositfoder.
5.1 Slitageegenskaper för slagkorrosion vid 4.5 J slagkraft
5.1.1 motståndskraft mot korrosion och nötning
Under effekten av slagkraft på 4.5j, slitages viktförlust av korrosionsbeständigt stål med låg kolhalt, låglegerat stål, bainitstålfoder, pärlstålfoder och högmanganstålmatris kompositfoderplatta i olika värmebehandlingstillstånd med slitstark korrosionsslitage. tiden visas i fig. 5-1.
- Resultaten visar att viktminskningen för varje prov ökar med tiden och att slitaget är stabilt;
- Slitstyrkan för varje prov är som följer: bainitstålplåt > 1000 ℃ glödgning +950 ℃ normalisering +570 ℃ härdat högkolhaltigt låglegerat stål > 1000 ℃ glödgning +950 ℃ oljeavkylning +250 ℃ härdat högkolstål med låglegerat stål> pärlstålfoder > 1000 ℃ glödgning +950 ℃ normalisering + 250 ℃ härdning med högt kolhaltigt låglegerat stål > 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ oljedämpning +570 ℃ härdning med högt kolhaltigt låglegerat stål> hög manganstål baskompositkvarn.
5.1.2 Analys av nötningsmekanism
Det finns två huvudsakliga slitagemekanismer för slagslipande slitage: en är slitage orsakad av slipande skärning och mejsling; den andra är utmattningsförslitning orsakad av upprepad gropdeformation under slagkraften. Under våtslipningsförhållandet är slitstark slitage huvudsakligen nötande slitage och åtföljs av elektrokemisk korrosion, vilket främjar varandra och accelererar materialets slitstyrka.
Figur 5-2 visar slitytans morfologi av korrosionsbeständigt stål och bainitstålfoder med hög kolhalt och låglegering, foderplatta av pärlstål och matrisplåt med högt manganstålkompositmaterial under olika värmebehandlingstillstånd.
Fig. 5-2 (a) (b) visar förslitningsmorfologin för 1R-prov, det vill säga högkolhaltigt låglegerat stål, glödgat vid 1000 ℃ och normaliserat vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃. Vid låg förstoring (fig. 5-2 (a)) är slitytan på provet relativt plan. Vid hög förstoring (fig. 5-2 (b)) kan skärfåror observeras och en liten mängd utmattningsgropar uppträder på den slitna ytan. Provet är huvudsakligen en mikroskärningsmekanism. Provet är pearlite med ett hårdhetsvärde på 43.7 HRC och har viss skärmotstånd. Samtidigt har provet en stark seghet. Under processen för slitande korrosionsslip kan det orsaka stor plastisk deformation. Innan plastdeformationsutmattning spolar, förvandlas den till en plastisk deformationskil och plastrygg under påverkan av slagkraft och kvartssand. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-2 (c) (d) visar slitmorfologin för 2R-provet, det vill säga högkolhaltigt låglegerat stål, glödgat vid 1000 ℃ och normaliserat vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃. Vid låg förstoring (fig. 5-2 (c)) är provets slityta relativt platt. Vid hög förstoring (fig. 5-2 (d)) kan breda och grunda skärfogar observeras och uppenbar plastisk deformationskil, plastrygg och vissa skärflisor orsakade av plastisk deformation kan ses. Samtidigt kan en en liten mängd spaltande gropar uppträder, vilket huvudsakligen är mikroskärningsmekanism, åtföljd av en liten mängd plastisk deformationsutmattning. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-2 (E) (f) visar slitmorfologin för 3R-provet, det vill säga högkolhaltigt låglegerat stål, glödgat vid 1000 ℃, släckt vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃. Vid låg förstoring (fig. 5-2 (E)) är slitytan på provet relativt plan med lite skräp. Vid hög förstoring (fig. 5-2 (f)) kan ett stort antal oregelbundna spaltgropar observeras. Provets slitagemekanism är mekanismen för plastutmattning. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-2 (g) (H) visar slitmorfologin för 4R-provet, det vill säga högkolhaltigt låglegerat stål, glödgat vid 1000 ° C och släckt vid 950 ° C och härdat vid 250 °. Vid låg förstoring (Fig. 5-2 (g)) är slitytan på provet relativt plan. Vid hög förstoring (fig. 5-2 (H)) kan grunt och genvägsfår observeras. Eftersom provet är härdat martensit når dess hårdhet 57.5 HRC har starkt skärmotstånd. Ett stort antal oregelbundna spaltgropar kan observeras samtidigt på den slitna ytan. Provets plasticitet är låg. Under inverkan av periodisk stress inträffar upprepad plastisk deformation som bildar spänningskoncentrationskälla, utmattningssprick och slutligen utmattning. Provets slitagemekanism är utmattning av plastutmattning. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-2 (I) (J) visar nötningsmorfologin för 5R-provet, dvs bainitstålfodermaterial. Vid låg förstoring (Fig 5-2 (J)) kan man observera att långa skärfoder och genvägar finns samtidigt, och en liten mängd oregelbundna spaltgropar kan ses. Provets mikroskärningsmekanism är huvudsakligen mikroskärning. Provet är bainitisk struktur, har bra hårdhetsmatchning, högt hårdhetsvärde (51.3 HRC) och viss skärmotstånd; samtidigt har provet stark seghet, vilket kan ge stor plastisk deformation och ett litet antal spaltgropar vid slitage på korrosionsskydd. Därför är slitstyrkan hos korrosionsskrapande nötning det bästa. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-2 (k) (L) visar nötningsmorfologin för 6R-prov, dvs. högmanganstålmatris-kompositfodermaterial, vid låg förstoring (Fig. 5-2) (k) (slitytan på provet är relativt platt kan en liten mängd skärande fåror observeras och långa och djupa skärande fåror och en del av slitrester kan observeras vid höga tider (Fig. 5-2 (L)), vilket indikerar att provets antiklippningsförmåga är dåligt och ett stort antal oregelbundna spaltgropar kan observeras på den slitna ytan och mikroskärmekanismen är provets huvudmekanism. Det finns ingen uppenbar korrosion på den slitna ytan på provet, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra. Provets hårdhet är låg utan arbetshärdning. Det kan inte få tillräckligt med hårdhetshårdhet under slagkraften på 4.5j. Därför är skärets motståndskraft dålig och påverkan av korrosionsslipande slitstyrka är värst.
Fig. 5-2 (m) (n) visar nötningsmorfologin för 7R-provet, dvs pärlstålfodermaterial. Vid låg förstoring (Fig. 5-2 (m)) är provets nötningsyta relativt platt och ett litet antal spaltande gropar kan observeras. Vid hög förstoring (Fig 5-2 (n)) kan man observera djup skärfår och slitage skräp, och provets antiklippningsförmåga är dålig. Vissa oregelbundna spaltgropar kan observeras runt skärfuren och skräp. Mikroskärningsmekanismen och utmattningsförlusten av provet är likartad. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Sammanfattningsvis, i slagkorrosionsslipningstestet under 4.5j slagkraft är vissa prover huvudsakligen mikroskärande nötningsmekanismer, vissa prover är huvudsakligen trötta spallningsförslitningsmekanismer och vissa prover är lika stressade på de två slitmekanismerna. Provernas motståndskraft mot erosion bestäms av de två mekanismerna, nämligen hårdhet och seghet. Enligt testresultaten har bainitiskt stål bäst matchning av hårdhet och seghet och bäst slag- och nötningsbeständighet. Slitstyrkan hos kompositfoder med hög manganstålmatris är det värsta eftersom det inte kan få tillräckligt med härdning. Detta resultat överensstämmer med resultatet av viktminskning.
5.1.3 Arbetshärdningseffekt av slitstarkt legerat stål under slagkraft på 4.5J
För att utforska arbetshärdningseffekten hos olika slitstarka legerade stål mättes den gradvisa förändringskurvan för mikrohårdhet för det slitna underyteskiktet av olika slitstarka legeringsstål under slagkraft på 4.5j, det vill säga slitstarkt arbets- härdningskurva. Figur 5-3 visar arbetshärdningskurvorna av korrosionsbeständigt stål med låg kollegering och låglegering, foder av bainitstål, pärlstålfoder och foderplatta med hög manganstålmatris under 4.5 j slagkraft.
Det framgår av figuren att olika slitbeständiga legeringsstål har en viss arbetshärdningsförmåga, under förutsättningen att den är slagkraftig på 4.5j. Ju närmare slitytan, desto bättre är arbetshärdningseffekten; ju längre bort från slitytan, desto sämre är den härdande effekten; härdningshastigheten hos matris-komposit med hög manganstål är störst och hårdheten ökar med nästan 264. Resultaten visar att hårdheten hos lågkoliumhaltigt låglegerat stål glödgas vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ har den högsta hårdhet. Hårdheten hos bainitiskt stål är endast den andra av glödgad vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdad vid 250 ℃. Hårdheten hos den förstnämnda är emellertid bättre än den senare, och den förstnämnda har relativt hög hårdhet, så den förstnämnda har en hög hårdhet vid 4.5j. Resultaten visar att slitstyrkan hos bainitiskt stål är bäst vid stötenergi, vilket överensstämmer med resultatet av korrosionsförslitningskvalitetsanalys.
5.2 Slitageegenskaper för slagkorrosionsslipmedel under 9J slagkraft
5.2.1 motståndskraft mot korrosion och nötning
Under effekten av 9j slagkraft visas slitförlusten av korrosionsbeständigt stål med låg kolhalt, låglegerat stål, foder av bainitstål, pärlstålfoder och kompositfoderplatta med högt manganstål i olika värmebehandlingstillstånd med slitningstid för slagkorrosion. i fig. 5-4
- Resultaten visar att viktminskningen för varje prov ökar med tiden och att slitaget är stabilt;
- Provens slitstyrka och korrosionsbeständighet från högt till lågt är 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 570 ℃ härdning med hög kolhalt låglegerat stål> bainitiskt stålfoderplatta ≥ 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ oljeavkylning + 570 ℃ härdning högt kol låglegerat stål> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ oljeavkylning + 250 ℃ härdning med hög kolhalt låglegerat stål ≥ högt manganstålmatris kompositmaterial foderplatta> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 250 ℃ härdning högkolstål med låg legeringstål ≥ perlitstål liner.
5.2.2 Analys av nötningsmekanism
Figur 5-5 visar den slitna ytmorfologin av korrosionsbeständigt stål med låg kollegering, lågfoder av bainitstål, foderplatta av perlitstål och foderplatta med högt manganstålmatris i kompositmaterial under olika värmebehandlingstillstånd.
Fig. 5-5 (a) (b) visar nötningsmorfologin för 1R-provet, det vill säga högkolhaltigt låglegerat stål, glödgat vid 1000 ° C och normaliserat vid 950 ° C och härdat till 570 °. Vid låg förstoring (fig. 5-5 (a)) är slitytan på provet relativt plan. Vid hög förstoring (fig. 5-5 (b)) kan tydliga skärspår observeras med djupa spår och ett litet antal utmattningsgropar. Exemplet visar skärmets slitagemekanism för Huvudfaktorn är utmattning. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-5 (c) (d) visar slitmorfologin för 2R-prov, dvs 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 250 ℃ härdande högkolhaltigt låglegerat stål. Vid låg förstoring (Fig. 5-5 (c)) är slitytan på provet relativt plan. Vid hög förstoring (fig. 5-5 (d)) kan stora och små skärfogar observeras samtidigt, en liten mängd skärrester och en liten mängd av spalning kan observeras runt den stora skärfuren Resultaten visar att provets huvudmekanism är kapning, åtföljd av en viss utmattningsmekanism. Det finns ingen uppenbar korrosion på den slitna ytan, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-5 (E) (f) visar nötningsmorfologin för 3R-provet, dvs 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ oljeavkylning + 570 ℃ anlöpande högkolhaltigt låglegerat stål. Vid låg förstoring (Fig. 5-5 (E)) är slitytan på provet relativt platt utan uppenbar utmattningsgrop. Vid hög förstoring (Fig 5-5 (f)) observerades många uppenbara skärfogar och några utmattningsgropar. Skärmekanismen i provet var huvudsakligen en skärmekanism, och det fanns en utmattningsmekanism samtidigt. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-5 (g) (H) visar slitmorfologin för 4R-provet, dvs 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ oljeavkylning + 250 ℃ anlöpande högkolhaltigt låglegerat stål. Vid låg förstoring (fig. 5-5 (g)) är slitytan på provet relativt plan. Vid hög förstoring (fig. 5-5 (H)) kan många korta och grunda små klippfogar observeras, och ett litet antal långa och grunda små skärfogar finns också. Trötthetsgroparna i olika storlekar fördelas på den slitna ytan. Trötthetsavverkningsmekanismen är provets huvudmekanism, och en liten mängd skärmekanism existerar samtidigt. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-5 (I) (J) visar nötningsmorfologin för 5R-provet, det vill säga bainitstålfodermaterial. Vid låg förstoring (fig. 5-5 (I)) är slitytan på provet relativt plan och uppenbara skärfurer kan ses. Vid hög förstoring (Fig 5-5 (J)). Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-5 (k) (L) visar förslitningsmorfologin för 6R-provet, dvs högkvalitativt manganstålmatris-kompositfodermaterial. Vid låg förstoring (fig. 5-5 (k)) är slitytan på provet relativt plan och uppenbar skärfår kan observeras. Vid hög förstoring (fig. 5-5 (L)) är skärfåran grunt och en del skräp kan observeras. Under detta tillstånd är skärskåran på slitytan 4.5j Under förutsättningen för stötenergi är provet kort och grunt, vilket indikerar att provet har en starkare skärhindringsförmåga vid frätande slipande slitage under hög slagkraft. Vissa oregelbundna spaltgropar kan observeras på den slitna ytan och mikroskärningsmekanismen är provets huvudmekanism. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsbeständighet är bra.
Fig. 5-5 (m) (n) visar nötningsmorfologin för 7R-provet, det vill säga pärlstålfodermaterial. Vid låg förstoring (fig. 5-5 (m)) är slitytan på provet relativt plan och uppenbara spaltande gropar kan observeras. Vid hög förstoring (fig. 5-5 (n)) har de utmattande groparna spår av upprepad plastisk deformation och en liten mängd skärfoder och slitrester kan observeras. Provets utmattningsmekanism är huvudsakligen utmattning. Det finns ingen uppenbar korrosion på provets slitna yta, vilket indikerar att provets korrosionsmotstånd är bra.
Sammanfattningsvis, vid slagkorrosionsslipningstest under 9j slagkraft är vissa prover huvudsakligen mikroskärande förslitningsmekanismer och vissa prover är huvudsakligen trötta spallningsförslitningsmekanismer. Provernas motståndskraft mot erosion bestäms av de två mekanismerna, nämligen hårdhet och seghet. Enligt testresultaten har högkolhaltigt låglegerat stål glödgat vid 1000 ℃, normaliserat vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ en bra matchning mellan hårdhet och seghet, och segheten är bäst, så slitstyrkan är bäst . Foderplattan med högt manganstålmatris-kompositmaterial kan uppnå en viss arbetshärdning under stor slagkraft, och dess slitstyrka och korrosionsbeständighet förbättras under detta tillstånd. Detta resultat överensstämmer med resultatet av viktminskning.
5.2.3 Arbetshärdande effekt av slitstarkt legerat stål under 9J slagkraft
Figur 5-6 visar slit- och arbetshärdningskurvorna av korrosionsbeständigt stål med låg kollegering, bainitstålfoder, pärlstålfoder och foderplåt med högt manganstålmatris under 9j slagkraft. Det framgår av figuren att under slagetergin 9j har olika slitstarka legeringsstål en viss arbetshärdningsförmåga. Ju närmare slitytan, desto bättre är arbetshärdningseffekten; ju längre bort från slitytan, desto sämre är den härdande effekten; härdningshastigheten för matris-komposit med hög manganstål är störst och arbetshärdningen är hård Efter glödgning vid 1000 ℃, oljeavkylning vid 950 ℃ och härdning vid 250 ℃, är hårdheten hos högkolhaltigt låglegerat stål högst Arbetshärdningen hårdhet av kolhaltigt låglegerat stål som glödgas vid 1000 ℃ och normaliseras vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ är endast sämre än den av glödgat vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃. Den förstnämnda har dock bättre seghet än den senare och den förra har ganska hög hårdhet. Därför glödgas den förstnämnda vid 1000 ℃ under slagenergin på 9j + Resultaten visar att slitstyrkan hos högkolhaltigt låglegerat stål normaliserat vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ är bäst, vilket överensstämmer med resultatet analys av korrosionsförslitningskvalitet.
5.3 Resultaten
Slitstarkt stål med hög kolhalt och låglegering med en sammansättning av Fe 93.50%, C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75% och N 0.10% behandlades med fyra olika värmebehandlingar. Slagkorrosionsslipningstester av värmebehandlat högkolhaltigt låglegerat stål, bainitstålfoder, högmanganstålmatrisskompositfoder och pärlstålfoder utfördes:
- I slagtestet för slagkorrosionsslipning vid slagkraft på 4.5J är slitstyrkan för slitstark korrosionsslitage hos bainitiskt stålfoder bainit stålfoder> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 570 ℃ härdat högkolstål med låg legering> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ släckning av olja + 250 ℃ Tempererat högkolhaltigt låglegerat stål> pärlstålfoder> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 250 ℃ härdat högkolstålstål med låg legering> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ oljekylning + 570 ℃ härdat högkol kol låg legerat stål> foderplatta med hög manganstålmatris. Resultaten visar att viktförlusten av legerat stål ökar med tiden och nästan linjärt.
- Under slagenergin på 4.5j är en del av proverna huvudsakligen mikroskärande slitmekanismer, vissa prover är huvudsakligen trötta spallande slitmekanismer och vissa prover har båda slitmekanismer. Högkolhaltiga låglegerade stål glödgade vid 1000 ℃ och normaliserade vid 950 ℃ och härdade vid 570 ℃, högkolhaltiga låglegerade stål glödgade vid 1000 ℃ och normaliserade vid 950 ℃ och härdade vid 250 ℃, bainitstålfoder och högmanganstålmatris kompositfoder är huvudsakligen mikroskärningsmekanism, kompletterat med utmattningsförslitningsmekanism. Utmattningsavverkningsmekanismen av högkolhaltigt låglegerat stål glödgat vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ och glödgat vid 1000 ℃ + olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ är huvudsakligen utmattningsmekanism, kompletterat med mikroskärningsmekanism. Mekanismen för utmattning och mikroskärning är lika viktigt för pärlstålfoder.
- I slagtestet för slagkorrosionsslip under 9j slagkraft är slitstyrkan för slitstark korrosionsslitage följande: 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 570 ℃ härdning med högt kolhaltigt låglegerat stål> bainitstålplåt ≥ 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ oljeavläsning + 570 ℃ återvinning Högkolhaltigt låglegerat stål glödgat vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ för högkolhaltigt låglegerat stål ≥ hög manganstålmatris kompositfoder> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 250 ℃ anlöpande högkolhaltigt låglegerat stål ≥ pärlstålfoder. Resultaten visar att viktförlusten av legerat stål ökar med tiden och nästan linjärt.
- Under slagenergin 9j är vissa prover huvudsakligen mikroskärande nötningsmekanismer och vissa prover är utmattningsförslitande nötningsmekanismer. Högkolhaltiga låglegerade stål glödgade vid 1000 ℃ och normaliserade vid 950 ℃ och härdade vid 570 ℃, högkolhaltiga låglegerade stål glödgade vid 1000 ℃ och normaliserade vid 950 ℃ och härdade vid 250 ℃, högkolhaltiga låglegerade stål glödgade vid 1000 ℃ och olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃, bainit stålfoder och högmanganstålmatris sammansatta foder är huvudsakligen mikroskärningsmekanismer, kompletterade med utmattningsavbrottningsmekanism. Utmattningsavverkningsmekanismen av högkolhaltigt låglegerat stål och pärlstålsfoderplattor glödgad vid 1000 ℃ och olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ domineras av utmattningsavstängningsmekanism, kompletterad med en mikroskärmekanism.
- Under slagenergin 4.5J och 9J är korrosionen av alla prover inte uppenbar. Under testförhållandena är korrosionsbeständigheten hos dessa prover bra.
6.0 Forskning av korrosionsbeständiga legeringsresultat av SAG Mill Liners
I detta dokument tas korrosion och slitande slitförhållanden för kvarnen i den halvautogena kvarnen som bakgrund med hjälp av Lycra metallografiska mikroskop, muffugn, hårdhetsprovare och XRD. Effekterna av värmebehandling på mikrostruktur, hårdhet , slagabsorberad energi, dragprovresultat och slitage på slagkorrosion av högkolhaltigt låglegerat stål studerades med hjälp av en diffraktometer, instrumenterad slagtestningsmaskin, dragprovningsmaskin, slagtestningstest för slitkorrosion och svepelektronmikroskop. Samtidigt studeras också de nya linbearbetningarna av bainitlegeringsstål, nya linjärfodringar av högmanganstålmatris och legeringsfoder av pearlitlegerat stål. De viktigaste slutsatserna är följande:
- Efter glödgning vid 1000 ℃, normalisering vid 950 ℃ och anlöpning vid 570 ℃, mikrostrukturen av slitstarkt kolhaltigt låglegerat stål med en sammansättning av C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35% , Ni 0.75% och N 0.10% är pärlit. Det högkolhaltiga låglegerade stålet glödgas vid 1000 ℃ och normaliseras vid 950 ℃ och härdat vid 250 has har också en perlitstruktur. Emellertid tenderar den förstnämnda pärlstrukturen att sfäroidiseras och dess omfattande egenskaper är bättre än den senare. Mikrostrukturen av kolhaltigt låglegerat stål som glödgas vid 1000 ° C, olja släckt vid 950 ° C och härdat vid 570 ° är härdat sorbit med martensitorientering. Det kolhaltiga låglegerade stålet glödgas vid 1000 ℃, oljan släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ är härdat martensit. Högkoliumhaltigt låglegerat stål glödgat vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ har den högsta Rockwell-hårdheten (57.5 HRC). Det högkolhaltiga låglegerade stålet glödgas vid 1000 ℃, normaliseras vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ har den högsta stötdämpningsenergin (8.37j) och den bästa segheten. Resultaten av dragprovet visar att styrkan hos lågkoliumhaltigt stål med låg kolhalt (# 3) glödgas vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ har den bästa hållfastheten (RM: 1269 MPa). visar att förlängningen efter fraktur δ av högkolhaltigt låglegerat stål (# 1) glödgad vid 1000 ℃, normaliserad vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ har maximal töjning efter fraktur (14.31%), och frakturen är en duktil fraktur.
- Resultaten visar att mikrostrukturen hos bainitiskt stålfoder är svart nålliknande nedre bainit och en del av fjäderliknande övre bainit, och hårdheten är 51.7 HRC. Efter försöksapplikationen ökas fodrets hårdhet med 50 HV, arbetshärdningsdjupet är 10 mm och slagenergiabsorptionen av V-skåran är 7.50 J. Kompositfoder med hög manganstålmatris är ett kompositmaterial med austenit struktur som matris och hårdmetall som andra fas. Fodrets hårdhet är 26.5 HRC och fodrets högsta hårdhet är 667 HV (58.7 HRC), arbetshärdningens djup är 12 mm, den slagabsorberade energin för standard U-skåran är 87.70 J och stötfrakturen ytan är en duktil fraktur. Förlängningen efter fraktur är 9.20% och dragfrakturen är en blandad fraktur. Draghållfastheten och sträckgränsen för fodret är 743 MPa respektive 547 MPa. Mikrostrukturen i pärlstålfodret är svartvit pärlstruktur och hårdheten är 31.3 HRC. Det finns inget uppenbart arbetshärdningsfenomen efter testanvändning. Den slagabsorberade energin för standard V-skåran av pärlstålfoder är 6.00 J, och sprickytan är en mikrolokal plastfraktur och makro spröd fraktur. Förlängningen efter spricka av pärlstålfodret är 6.70% och dragfrakturen är en spröd fraktur. Draghållfastheten och sträckgränsen för pärlstålfoder är 766 MPa och 420 MPa.
- Vid 4.5j I slagtestet för slagkorrosionsslipning under slagkraft, slitstyrka för slagkorrosionsslitage hos bainitiskt stålfoder> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 570 ℃ härdat högkolstål med låglegerat stål> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ olja släckning + 250 ℃ härdat högkolhaltigt låglegerat stål> pärlstålfoder> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 250 ℃ härdat högkolstål låglegerat stål> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ oljekylning + 570 Högkolstål låglegerat stål som härdat tillstånd > foderplåt med hög manganstålmatris. Högkolhaltiga låglegerade stål glödgade vid 1000 ℃ och normaliserade vid 950 ℃ och härdade vid 570 ℃, högkolhaltiga låglegerade stål glödgade vid 1000 ℃ och normaliserade vid 950 ℃ och härdade vid 250 ℃, bainitstålfoder och högmanganstålmatris kompositfoder är huvudsakligen mikroskärningsmekanism, kompletterat med utmattningsförslitningsmekanism. Utmattningsavverkningsmekanismen av högkolhaltigt låglegerat stål glödgat vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃ och glödgat vid 1000 ℃ + olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ är huvudsakligen utmattningsmekanism, kompletterat med mikroskärningsmekanism. Utmattningsavverkningsmekanismen och mikroskärningsmekanismen är lika viktiga för pärlstålfodret.
- I slagtestet för slagkorrosionsslip under 9j slagkraft är slitstyrkan för slitstark korrosionsslitage följande: 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 570 ℃ härdning med högt kolhaltigt låglegerat stål> bainitstålplåt ≥ 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ oljeavkylning + 570 ℃ återvinning Högt kolhaltigt låglegerat stål glödgat vid 1000 ℃, olja släckt vid 950 ℃, härdat vid 250 ℃, högkolhaltigt låglegerat stål ≥ högt manganstålmatris sammansatt foderplatta> 1000 ℃ glödgning + 950 ℃ normalisering + 250 ℃ anlöpande högkolhaltigt låglegerat stål ≥ pärlinsats. Högkolhaltiga låglegerade stål glödgade vid 1000 ℃ och normaliserade vid 950 ℃ och härdade vid 570 ℃, högkolhaltiga låglegerade stål glödgade vid 1000 ℃ och normaliserade vid 950 ℃ och härdade vid 250 ℃, högkolhaltiga låglegerade stål glödgade vid 1000 ℃ och olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 570 ℃, bainit stålfoder och högmanganstålmatris sammansatta foder är huvudsakligen mikroskärningsmekanismer, kompletterade med utmattningsavbrottningsmekanism. Utmattningsavverkningsmekanismen av högkolhaltigt låglegerat stål och pärlstålsfoderplattor glödgad vid 1000 ℃ och olja släckt vid 950 ℃ och härdat vid 250 ℃ domineras av utmattningsavstängningsmekanism, kompletterad med en mikroskärmekanism.
- Under slagkraften på 4.5j och 9j är korrosionen av alla prover inte uppenbar och korrosionsbeständigheten hos alla prover är bättre under testförhållandena.