Дослідження корозійно-стираних вкладишів із легованої сталі SAG

абстрактний

На основі умов роботи напівавтогенного млина замовника, Обладнання Qiming досліджує корозійно-стираючі леговані сталі для напівавтогенних вкладишів млинів.

Напівавтогенні вкладиші млинів перебувають під ударним абразивним та серйозним корозійним зносом. У наш час високомарганцева сталь широко застосовується в якості Вкладиш фрези SAG плит в країні та за кордоном, але короткий термін експлуатації високомарганцевих сталевих вкладишних плит при стиранні призвів до збільшення собівартості продукції, і цей матеріал повинен бути витіснений З метою покращення терміну служби та зниження собівартості виробничих пластин вкладишів фрез SAG, розробка нових зносостійких легованих сталей має академічне значення та економічну цінність. У цьому контексті розроблено та досліджено новий тип високовуглецевої низьколегованої сталі, водночас нові циліндричні пластини з бейнітової сталі, нові композитні вкладиші з високомарганцевої сталі та перлітові сталеві пластини. Машини. Вплив процесу термічної обробки на хімічний склад, мікроструктуру, твердість, ударну в'язкість, випробування на розтяг, корозійну стійкість та корозійну абразивну зносостійкість високовуглецевої низьколегованої сталі досліджували за допомогою металографічного мікроскопа Leica, муфельної печі, тестера твердості , інструментальний випробувач удару, машина для випробування на розтяг, машина для випробування на корозію, машина для випробування на стирання, рентгенівська дифузія, скануюча електронна мікроскопія та інші дослідні прилади та засоби. Одночасно було досліджено мікроструктуру та комплексні властивості трьох нових стійких до стирання вкладишів.
По-перше, було виготовлено чотири різні термічні обробки високовуглецевої низьколегованої зносостійкої сталі зі складом C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75%, N 0.10%. Обговорено вплив процесів термічної обробки на високоструктурну низьковуглецеву мікроструктуру та властивості. Результати показують, що мікроструктура високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої з відпалом 1000 ° C, нормалізованою 950 ° C і загартованою 250 ° C, є перлітом, а його енергія поглинання удару Шарпі V-виїмкою найвища (8.37 Дж). Подовження при однакових процесах термічної обробки є максимальним (14.31%), тоді як межа міцності, межа текучості та твердість становлять 1005 МПа, 850 МПа та 43.8 HRC. Високовуглецева низьколегована сталь із відпалом 1000 ° C, нормалізацією 950 ° C та загартовуванням 250 ° C має найкращі комплексні властивості.
Результати дослідження трьох нових типів розроблених вкладишних пластин такі. Твердість бейнітових сталевих вкладишів становить 51.7 HRC. Після робочого затвердіння твердість вкладишних пластин збільшується на 50HV, а енергія його поглинання при ударі Шарпі V-подібним виїмом становить 7.50 Дж, твердість і в'язкість якої добре збігаються. Композитні вкладиші з високомарганцевою матрицею - це композиційний матеріал з аустенітом як матрицею та карбідом як другою фазою. Твердість високоякісних марганцевих матричних композитних вкладишів становить 26.5 HRC. Після робочого затвердіння твердість вкладишних пластин зростає до 667 HV （58.7 HRC）, а енергія його поглинання ударом Шарпі U-виїмки становить 87.70 Дж. Подовження вкладишних пластин з хорошою в'язкістю становить 9.20%, а межа міцності на розрив і межа текучості становить 743 МПа і 547 МПа. Твердість перлітних вкладишів становить 31.3 HRC. Після робочого затвердіння твердість вкладишних пластин майже не змінюється, а енергія поглинання удару Шарпі V-подібним виїмом становить 6.00 Дж. Подовження перлітних вкладишних плит є низьким （6.64%）, тоді як межа міцності на розрив і межа текучості становить 766 МПа і 420 МПа.
В умовах енергії удару 4.5 Дж: зношена вага втрат бейнітових сталевих вкладишних плит найменша, і цей матеріал має найкращі показники ударостійкої абразивної зносостійкості в цьому стані. В умовах енергії удару 9 Дж: зношена втратна вага високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої з відпалом 1000 ° C, нормалізованою 950 ° C та загартованою 250 ° C, і цей матеріал має найкращі показники стійкості до корозійної абразивної зносостійкості в цей стан.
Аналіз попиту на умови застосування, коли ударне навантаження дуже мало, вкладишні пластини SAG повинні виконуватися з бейнітової сталі. коли ударне навантаження велике, підкладкові пластини SAG слід виготовляти з високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої з відпалом 1000 ° C, нормалізованим 950 ° C і загартованим 250 ° C.

1.1 Дослідження стану напівавтоматичних вкладишних матеріалів

1.1.1 Напівавтоматичний млин

У 1932 р. Прогрес промислових технологій породив перший у світі автогенний млин. Близько 1950 року автогенний млин був офіційно використаний у шахтному виробництві. Після 1960 р. Повний процес автогенного помелу став популярним у багатьох металургійних шахтах багатьох країн. У процесі самостійного подрібнення в якості основного подрібнювального середовища при подрібненні використовується руда розміром більше 100 мм, але розмір становить від 20 до 80 мм.

Через слабку подрібнювальну здатність подрібнити руду великого розміру до відповідного розміру непросто. Для того, щоб вирішити цю проблему, дослідники намагаються додати певну кількість сталевої кульки в автогенний млин, щоб подрібнити цей вид абразивів. Як правило, кількість доданої сталевої кульки становить 2 ~ 8% від обсягу автогенного млина. Це вдосконалення значно покращує ефективність дроблення ділянки шахти, і також слід виготовляти напівавтогенний млин.

На рисунку 1-1 представлена ​​суцільна схема напівавтогенного млина, що використовується в металевих шахтах, а на рисунку 1-2 - облицювальна плита напівавтогенного млина, що збирається. Коротше кажучи, напівавтогенний млин - це своєрідне обладнання для видобутку металевих шахт, яке частково використовує подрібнювальну кульку та саму руду для подрібнення металевої руди. Незважаючи на те, що напівавтогенний млин має відносно високі витрати енергії, що не сприяє ефективному використанню енергії, напівавтогенний млин включає: середнє та дрібне дроблення, операцію відсіву та перенесення руди, що значно скорочує видобуток шахти процесу, зменшує забруднення пилом, знижує собівартість продукції та зменшує виробничі інвестиції.

Рис.1-1 Напівавтогенний млин

Напівавтогенний млин в основному включає трансмісійну частину, основний підшипник, екран циліндра, циліндрову частину, пристрій повільного приводу, головний двигун, домкрат, мастило, електричне управління тощо. напівавтогенний млин, а також є частиною з найбільшими втратами.

Рис.1-2 Напівавтогенні вкладиші млинів

1.1.2 Напівавтогенні вкладиші млинів

Циліндр напівавтогенного млина синхронно обертається під приводом двигуна. Матеріали (сталева куля та металева руда), завантажені в циліндр, обертаються разом з циліндром на певну висоту. Під дією сили тяжіння вони скидаються з певною лінійною швидкістю. Руда металу, шліфувальна куля та футеровальна плита матимуть відносно великий удар та серйозний знос. Ці ефекти роблять метальну руду подрібненою, і найголовніше - подрібнити металеву руду Після подрібнення кваліфікований матеріал направляється з балона під впливом води.

1.2 Зносостійкі матеріали для напівавтогенних вкладишів фрез

Зносостійкі сталеві деталі, що споживаються абразивним зносом, є одним з найважчих умов роботи зносостійких сталевих деталей. Порівняно із сухими абразивними умовами зносу, мокрі абразивні умови зносу містять певні фактори корозії, тому ступінь зносу є більш складною та важкою. млинних вкладишів напівавтогенних млинів не тільки піддаються сильним ударам і зносу протягом тривалого часу, але і піддаються корозії вологих мінеральних матеріалів. У той же час він протягом тривалого часу зазнавав взаємодії удару вкладиша, абразивного зносу та електрохімічної корозії в процесі експлуатації, що робить вкладиш найбільш серйозною частиною млина SAG .

У нас є давня історія використання високомарганцевої сталі як прокладки млинів мокрого млина вдома та за кордоном. До цього часу високомарганцева сталь як і раніше залишається найбільш широко використовуваним матеріалом для мокрого вкладиша млина. Інші зносостійкі та корозійно-стійкі леговані сталі, такі як перлітовий сталевий вкладиш, також використовуються в країні та за кордоном, але ефект не дуже задовільний. Нагальна потреба у виробництві вкладишів мокрого млина та важливе завдання технічних інновацій - розробка нового типу високовуглецевої низьколегованої сталевої вкладиші з хорошою стійкістю до стирання та застосування.

1.2.1 Аустенітна марганцева сталь

У литій зносостійкій сталі аустенітна марганцева сталь широко застосовується в різних зносостійких сталевих деталях завдяки своїм унікальним властивостям і має довгу історію. Металографічна структура - це переважно однофазний аустеніт, або аустеніт містить невелику кількість карбіду. Структура аустеніту має сильну здатність до загартовування. Коли робоча поверхня зазнає великої сили удару або великого контактного напруження, поверхневий шар буде швидко твердіти, а його поверхнева твердість може бути навіть збільшена до 700 HBW, тому підвищена зносостійкість. Хоча твердість поверхневого шару робочої поверхні збільшується, твердість і в'язкість структури аустеніту у внутрішньому шарі залишаються незмінними, що робить високомарганцеву сталь не тільки чудовою зносостійкістю, але й здатністю протистояти великим ударам навантаження. Завдяки цій характеристиці високомарганцева сталь має чудовий ефект нанесення при ударостійкому абразивному зносі та в умовах абразивного зношування під великим напруженням. Є багато переваг високомарганцевої сталі, але є також багато дефектів. Коли сила удару або контактна напруга високої марганцевої сталі занадто мала, сталь не може отримати достатньо робочого зміцнення, а зносостійкість знижується, тому вона не може працювати нормально. Крім того, встановлено, що корозійна стійкість високомарганцевої сталі погана, що не може досягти ідеального ефекту у вологому середовищі。

З 1960-х років дослідники в країні та за кордоном почали реформувати аустенітну сталь з метою поліпшення її комплексних властивостей. Більшість із них додають деякі елементи сплаву, такі як Cr, Mo, Ni, V та ін., І одночасно регулюють вміст C і Mn, а також застосовують модифікацію інокуляції для отримання кращої зносостійкості аустенітної марганцевої сталі. До цього часу дослідження та дослідження легування, модифікації та зміцнення аустенітних сталей та метастабільних аустенітних сталей досягли задоволених результатів. Деякі країни навіть додають вдосконалені аустенітні сталі до національних стандартів. Високомарганцева сталь - звичайний матеріал для мокрих вкладишів млинів вдома та за кордоном. Коли ударне навантаження вологого млина є занадто малим, робоче затвердіння високомарганцевої сталі ще не завершено, а його стійкість до абразивної зносостійкості буде слабкою. Більше того, через погану корозійну стійкість структури аустеніту термін служби корозійної стійкості аустенітної сталі є відносно низьким.

1.2.2 Зносостійкий чавун

В даний час широко використовується низьколегований та високолегований білий чавун. Порівняно з традиційним білим чавуном і білим чавуном з низьким вмістом вуглецю, новий зносостійкий чавун, представлений низьким і високим хромом білого чавуну, має кращу зносостійкість.

Хром є основним легуючим елементом білого чавуну з низьким вмістом хрому. Карбіди, загалом низькохромовий білий чавун, диспергуються в чавуні мережею. Тому крихкість низькохромового білого чавуну більша, а зносостійкість нижча, ніж середньо- та високолегованого білого чавуну. Як правило, він не підходить для робочих умов із високими вимогами до зносостійкості та в'язкості. Високохромовий білий чавун широко використовується у багатьох видах обладнання та умов праці, що обумовлено широким діапазоном вмісту хрому (10% ~ 30%) високохромного білого чавуну. В'язкість низьковуглецевого чавуну Cr12 у високохромістому білому чавуні підвищується завдяки регулюванню вмісту хрому, який може відповідати вимогам великого цементного кульового млина з великим ударним навантаженням; після певної термічної обробки чавун Cr15 може отримати хороші експлуатаційні властивості, змішані з невеликою кількістю карбіду, а мартенситна структура затриманого аустеніту має хорошу зносостійкість, яка може бути використана для подрібнення кульових та футерованих пластинчастих матеріалів кульового млина на цементному заводі; Чавун Cr20 та Cr26 має гарне поєднання твердості та в'язкості та високу загартовуваність, що може бути використано в товстостінних зносостійких деталях. Крім того, чавун Cr20 та Cr26 має сильну корозійну стійкість та стійкість до окислення, які також можуть бути використані в умовах вологого корозійного зносу та високотемпературних зносів.

1.2.3 Немарганцева зносостійка легована сталь

З розвитком все більшої кількості немарганцевих легованих сталей з чудовими характеристиками виявляється, що твердість і в’язкість цього виду легованої сталі можна регулювати у великих межах шляхом оптимізації співвідношення складу або вивчення термічної обробки, і це може також мають високу твердість і високу в'язкість одночасно. Він має хороший ефект нанесення в багатьох робочих умовах. Легована немарганцева сталь може одночасно мати високу твердість, високу міцність і хорошу в’язкість. Його міцність і твердість набагато вищі, ніж у аустенітної марганцевої сталі, а ефект нанесення кращий за умови невеликого ударного навантаження. Хром, марганець, нікель, кремній, молібден та інші елементи сплавів часто додають у зносостійку сталь для поліпшення її механічних властивостей та загартовуваності.

1.2.3.1 Середньовисока легована зносостійка сталь

В останні роки інженери Qiming Machinery провели багато досліджень середньо- та високолегованої мартенситної зносостійкої сталі (C 0.2 ~ 0.25%, Cr 3 ~ 16%, Ni ≤ 2%, Mo ≤ 1%) підкладкової плити та певний прогрес досяг.

(1) Розробка хімічного складу

Вуглецевий елемент

Вміст вуглецю безпосередньо впливає на мікроструктуру, механічні властивості, загартовуваність та інші властивості легованої сталі. Результати показують, що твердість зразка зменшується із зменшенням вмісту вуглецю, що призводить до відсутності зносостійкості, але в'язкість порівняно краща; із збільшенням вмісту вуглецю твердість зразка зростає, зносостійкість порівняно краща, але пластичність і в'язкість погіршуються. Результати показують, що твердість легованої сталі збільшується із збільшенням вмісту вуглецю, а її пластична в'язкість зменшується. Коли вміст вуглецю знаходиться в певному діапазоні (0.2 ~ 0.25%), ударна в'язкість (α K) легованої сталі зменшується дуже повільно і майже залишається незмінною. В межах цього діапазону вмісту вуглецю мікроструктурою легованої сталі є мартензит з рейки. Результати показують, що композиційні механічні властивості трьох типів конструкцій є хорошими, а стійкість до корозійної абразивної зносостійкості відмінна.

Хром елемент

Хром-елемент може певною мірою покращити затверділість легованої сталі. Сталь має хороші комплексні механічні властивості після належного процесу термообробки. Хромовані елементи можуть існувати у вигляді хромосодержащего карбіду в вуглецевій сталі, що може додатково покращити зносостійкість сталевих деталей до певної міри. Наші інженери вивчали вплив Cr на властивості Cr Ni Mo-легованих сталей із вмістом C 0.15-0.30. Результати показують, що ударну в'язкість легованої сталі можна поліпшити за рахунок збільшення вмісту хрому за умови загартування та відпуску. Отже, при проектуванні легованої сталі ми можемо регулювати вміст хромового елементу, щоб легована сталь отримувала кращі комплексні механічні властивості, щоб досягти найкращого зносостійкого ефекту.

Наші інженери вивчали зносостійкість легованої сталі з різними елементами хрому в кислих умовах. Встановлено, що зі збільшенням вмісту хрому (1.5% ~ 18%) зносостійкість сталевих деталей спочатку збільшується, а потім зменшується. Коли вміст хрому становить 12.5%, сталь має найкращу зносостійкість та корозійну стійкість. Нарешті, масова частка легованого хрому становить Зроблено висновок, що 10 ~ 12% зносостійкої легованої сталі має найкращий зносостійкий ефект.

Нікелевий елемент

У той же час нікель може поліпшити затверділість легованої сталі для оптимізації її механічних властивостей. Результати показують, що твердість легованої сталі незначно покращується додаванням нікелевого елемента, але енергію поглинання удару та в'язкість легованої сталі можна значно покращити. У той же час нікель може прискорити пасивацію легованої сталі Fe Cr та оптимізувати стійкість до корозії та окиснення легованої сталі Fe Cr. Однак вміст нікелю в зносостійкій легованій сталі не повинен бути надто високим (як правило, менше 2%). Як правило, занадто високий вміст нікелю зробить зону γ-фази занадто великою, що призведе до збільшення утриманої фази аустеніту в легованій сталі, що робить леговану сталь нездатною отримати хороші комплексні властивості.

Елемент молібден

Молібден може певною мірою вдосконалити розмір зерен легованої сталі, щоб оптимізувати комплексні властивості легованої сталі. Молібден може покращити загартовуваність мартенситної сталі і одночасно покращити міцність, твердість і стійкість до мартенситної сталі. Вміст кремнію в сталевих деталях зазвичай менше 1%.

Кремнієвий елемент

Вміст кремнію може впливати на аустенітну трансформацію легованої сталі. Додавання кремнію уповільнює дифузію атомів вуглецю в процесі гарту, перешкоджає утворенню карбідів у легованій сталі, що призводить до високої концентрації вуглецю. Стабільність фази аустеніту покращується під час фазового перетворення. У той же час, певна кількість Si може покращити твердість та зносостійкість легованої сталі завдяки зміцненню розчину. Взагалі кажучи, вміст кремнію в сталі становить приблизно 0.3% ~ 0.6%.

(2) Процес термічної обробки та металографічна структура

Процес термічної обробки безпосередньо впливає на мікроструктуру та механічні властивості сталевих деталей. Наші інженери виявили, що процес термічної обробки впливає на низьколеговану зносостійку сталь (хімічний склад становить C 0.3%, Mn 0.3%, Cr 1.6%, Ni 0.4%, Mo 0.4%, Si 0.30%, Re 0.4% ). Термічна обробка полягає в гартуванні (850 ℃, 880 ℃, 910 ℃ і 930 ℃) і відпуску (200 ℃ і 250 ℃). Результати показують, що коли температура відпуску є постійною, твердість зразка зростає із збільшенням температури гарту, тоді як поглинена енергія удару зменшується, а в'язкість погіршується. Більше карбідів випадає в осад у легованій сталі, загартованій при 250 ℃, що збільшує твердість матриці. Механічні властивості зразка, загартованого при 250 ℃, кращі, ніж ті, що загартовуються при 200 ℃. Найкращою є зносостійкість низьколегованої сталі, загартованої при 890 ℃ і загартованої при 250 ℃.

Наші інженери також вивчали термічну обробку середньовуглецевої низьколегованої сталі з хімічним складом C 0.51%, Si 0.13%, Cr 1.52% і Mn 2.4%. Вплив водяного охолодження, повітряного охолодження та повітряного охолодження на мікроструктуру легованої сталі вивчався відповідно. Мікроструктура загартованої легованої сталі - мартенсит, а мікроструктура після повітряного охолодження та повітряного охолодження - як мартенсит, так і бейніт Після подальшого відпуску при 200 ℃ , 250 ℃, 300 ℃, 350 ℃ та 400 ℃, загальна твердість зразків демонструє тенденцію до зниження. Серед них зразки повітряного охолодження та повітряного охолодження є багатофазними структурами, що містять бейнітну фазу, і їх твердість зменшується повільніше. Втрати на знос зростають із збільшенням температури відпуску. Оскільки текстура бейніту має хорошу стійкість до загартування та хорошу в'язкість, твердість зразків з повітряним охолодженням та охолодженням повітря зменшується. Зносостійкість композиційної конструкції з бейнітовою фазою краща.

(3) Дослідження матеріалів для вкладання гірничих млинів

Наші інженери проаналізували поведінку руйнування пластини футеровки (легована сталь 5cr2nimo) напівавтогенного млина в шахті з магнетитовим титановим ванадієм. Результати показують, що мікроструктура легованої сталі - мартенсит із затриманим аустенітом. Під час обслуговування футерувальної плити мінеральний заповнювач впливає на абразивний знос на футерувальну плиту, а футеровальна плита також піддається корозії пульпи. На зношеній поверхні футерувальної плити, що експлуатується, спостерігалася велика кількість корозійних ям і тріщин. Вважається, що причиною руйнування футеровочної плити є те, що ударне навантаження в робочих умовах занадто низька, а футеровальна плита недостатньо загартована, що призводить до низької твердості робочої поверхні футеровочної плити та поганої зносостійкості .

Наші інженери також вивчали корозійно-абразивну зносостійкість трьох видів низьковуглецевих високолегованих сталей з різним вмістом вуглецю (С: 0.16%, 0.21%, 0.25%). Результати показують, що твердість легованої сталі збільшується із збільшенням вмісту вуглецю, тоді як енергія поглинання удару зменшується. Результати експериментів показують, що легована сталь із вмістом вуглецю 0.21% має найменші втрати на знос і найкращу корозійну абразивну зносостійкість.

Також вивчався вплив вмісту кремнію (Si: 0.53, 0.97, 1.49, 2.10, 2.60, c0.25%) на мікроструктуру, механічні властивості та зносостійкість середньовуглецевої високохромованої литої сталі. Результати показують, що легована сталь із вмістом кремнію 1.49% має найвищу твердість (55.5 HRC) та найкращу в'язкість (енергія поглинання удару: 27.20 Дж), а її мікроструктура - мартензит планки. Випробування на корозійне абразивне зношування (ударне навантаження: 4.5 Дж) показує, що легована сталь із вмістом кремнію 1.49% має найменші втрати на зношування і кращу зносостійкість до корозії.

Наші інженери також вивчали ударно-корозійний абразивний знос трьох видів шахтної мокрої шліфувальної вкладишної сталі. Три види вкладишів - це низьковуглецева високолегована сталь (мартенситна структура планки, твердість: 45 ~ 50 HRC, ударна в'язкість більше 50 Дж / см2), високомарганцева сталь (однофазна структура аустеніту, твердість> 21 HRC, удар величина в'язкості більше 147 Дж / см2) та середньовуглецева легована сталь (загартована мартенситна структура, що містить невелику кількість бейніту та збереженого аустеніту, твердість: 57 ~ 62 HRC, величина ударної в'язкості: 20 ~ 30 Дж / см2） load Ударне навантаження 2.7 Дж, а рудним матеріалом є кислотна залізна руда. Результати випробувань показують, що низьковуглецевий високолегований сталевий вкладиш має найменшу втрату ваги на стирання та кращу зносостійкість до корозії.

1.2.3.2 Низьколегована зносостійка сталь

Переваги низьколегованої сталі в основному проявляються в її хорошій загартовуваності, високій твердості та високій в'язкості. Все більше і більше дослідників починають вивчати можливість використання низьколегованої сталі замість високомарганцевої сталі в якості вкладишів фрези вологого млина. Як правило, низьколегована сталь перетворюється на загартований мартенсит з хорошими комплексними властивостями, додаючи такі елементи, як C, Mn, Cr, Si, Mo, B, і вибираючи відповідну термічну обробку.

Наші інженери вивчали застосування сталі zg40cr2simnmov у вкладишах млина. Процес термічної обробки становить 900 ℃ відпалу + 890 ℃ загартування масла + (220 ± 10 ℃) відпустка. Після вищезазначеної термічної обробки мікроструктура сталі zg40cr2simnmov є однофазним загартованим мартенситом, а його комплексні механічні властивості хороші: твердість ≥ 50 HRC, межа текучості ≥ 1200 МПа, ударна в'язкість ≥ 18 Дж / см2. Легована сталь та високомарганцева сталь (механічні властивості: твердість ≤ 229hb, межа текучості ≥ 735мпа, ударна в'язкість ≥ 147j / cm2) були випробувані на декількох шахтах, таких як глиноземний завод Shandong Aluminium Corporation. Результати випробувань показують, що сталева облицювальна плита zg40cr2simnmov має тривалий термін служби у вологому кульовому млині та сухому кульовому млині.

Наші інженери також вивчали вивчення низьколегованої зносостійкої литої сталі та використання футерувальних плит. Для низьколегованої сталі були досліджені різні процеси термообробки, і оптимальним процесом було загартування при 900 ~ 950 ℃ і відпустка при 500 ~ 550 ℃. Після термічної обробки легована сталь мала найкращі механічні властивості, твердість: 46.2 HRC, межа текучості: 1500 МПа, ударна в'язкість: 55 Дж / см2.

Результати ударного абразивного зносу показують, що зносостійкість низьколегованої сталі, загартованої при 900 ~ 950 ℃ і загартованої при 500 ~ 550 ℃, є кращою, ніж ZGMn13 за тих самих умов випробування. Крім того, леговану сталь і ZGMn13 випробовували в концентраторі Сичжоу на мідній шахті Дексінг. Результати показують, що термін служби багатоелементної вкладиші з низьколегованої сталі в 1.3 рази довший, ніж у звичайної підкладкової пластини ZGMn13.

За умови мокрого помелу в металевих шахтах обмеження традиційного високоякісного марганцевого сталевого вкладиша, який широко використовується в даний час, стають все більш помітними, і загальна тенденція замінює його домінуюче положення. Низьколегована мартенситна зносостійка сталь, розроблена в даний час, має хорошу зносостійкість, але її в'язкість низька, що призводить до її ударостійкості, не здатної відповідати умовам роботи металевої футерувальної плити. Подібна ситуація спостерігається і в інших легованих сталях, що заважає поновленню вкладиша шахтних млинів. Розробити нову зносостійку леговану сталь, яка може замінити традиційні вкладиші високомарганцевої сталі, залишається складним завданням.

1.2.3.3 Бейнітова зносостійка сталь

Загальні механічні властивості бейнітової сталі хороші, а нижня бейнітова сталь має високу твердість, високу в'язкість, низьку чутливість до насічок та чутливість до тріщин. Традиційний спосіб виробництва бейнітної сталі - додавання Mo, Ni та інших дорогоцінних металів та прийняття ізотермічного процесу гарту. Це не тільки робить виробничі витрати бейнітної сталі занадто високими, але також легко призводить до нестабільності якості сталі через складність управління процесом. Промислове застосування бейнітової сталі також серйозно обмежене. З подальшим дослідженням і дослідженням бейнітної сталі була розроблена двофазна сталь бейніту, така як аустенітна бейнітна двофазна сталь, армована евтектикою аустенітна бейнітна сталь, мартенситна бейнітна двофазна сталь тощо через низькі виробничі витрати, бейнітову сталь можна використовувати в промисловості.

Двофазна сталь аустеніту бейніт (A / b) поєднує в собі сильну здатність аустеніту до загартовування та високу твердість і в'язкість бейніту, тому двофазна сталь a / b має високу міцність і хорошу в'язкість, а також має чудову зносостійкість. Mn Si аустеніт бейніт Двофазна сталь, отримана методом відпустки, має гарну зносостійкість, яка може відповідати багатьом зносостійким умовам. У цьому виді двофазної сталі для поліпшення загартовуваності сталевих деталей вибираються Mn, Cr та інші елементи з меншою вартістю. Витрати на виробництво додатково знижуються, і отримується новий тип двофазної сталі з аустеніту Bainite Mn Si з хорошими комплексними властивостями. Введено різновид бейнітної сталі з мікро- та наноструктурою із затриманим аустенітом, диспергованим у бейнітовій матриці. Нова байнітна сталь володіє як надвисокою міцністю, так і пластичністю і демонструє відмінні механічні властивості. Результати показують, що мікробейнітна сталь з високим вмістом аустеніту має високу величину твердості при відносно низькій температурі відпуску (менше 500 ℃), що показує хорошу стабільність відпуску.

Хоча бейнітна сталь має відмінні механічні властивості, її виробничий процес є складним, а вартість занадто висока, що обмежує її застосування в шахтному шліфуванні. Промислове застосування зносостійкої сталі серії бейніт у металевих шахтах потребує подальших досліджень.

1.2.3.4 Перлітова зносостійка сталь

Перлітову сталь зазвичай отримують нормалізацією та відпуском після легування хромом, марганцем, молібденом та іншими елементами у вуглецевій сталі. Перлітова сталь відрізняється хорошою в’язкістю, стійкістю до удару, простою термічною обробкою та відсутністю цінних елементів сплаву. Виробнича вартість його невисока. Це різновид зносостійкої та корозійно-стійкої легованої сталі з великим потенціалом розвитку. Високовуглецева Cr Mn Mo зносостійка легована сталь має хорошу в’язкість і певну робочу загартовуючу здатність, тому її можна використовувати в агресивному абразивному зношуваному середовищі з певними ударними навантаженнями.

Хімічний склад та механічні властивості репрезентативної зносостійкої сталі з пергіту Cr Mn Mo Mo наведені в таблиці 1-1.

1.3 Зносний механізм та модель

Знос стосується явища того, що матеріал відокремлюється від поверхні контакту через певне напруження через відносне ковзання матеріалу. Механізм відриву матеріалу від поверхні може бути різним через різні властивості матеріалів, робоче середовище, навантаження та режим дії. Механізм зносу можна розділити на адгезивний, абразивний, зношений поверхневий стомлювальний, зносостійкий та ударний. За статистичними даними, економічні збитки, спричинені абразивним зносом, є найбільшими - вони складають близько 50% від загальної кількості, клейовий знос становить 15% від загальної кількості; фреттинг знос становить 7%; ерозійний знос становить 7% від загальної кількості; корозійний знос становить 5% від загальної кількості.

1.3.1 Абразивний механізм зносу

Знос легованої сталі, спричинений абразивним зносом, найбільший, що в основному виникає внаслідок 1. Знос, спричинений ковзанням твердої та шорсткої поверхні по м'якій поверхні; 2. Знос, викликаний взаємним тертям твердих частинок, що ковзають між контактними поверхнями. За різними умовами зношування механізм абразивного зносу можна розділити на два типи:

Тип 1: Мікро-ріжучий механізм

Під дією зовнішнього навантаження частинки зносу на поверхні матеріалу створюють силу на матеріал. Коли напрямок сили знаходиться в нормальному напрямку, частинки зносу на поверхні матеріалу створюють силу на матеріал. Коли напрямок сили дотичний, абразивні частинки рухаються паралельно поверхні зносу завдяки дотичній сили. Якщо опір абразивних частинок, що рухаються по поверхні матеріалу, невеликий, це призведе до різання матеріалу та утворення стружки. Шлях різання абразивних частинок на поверхні матеріалу вузький і неглибокий, а розмір різання невеликий, тому це називається мікрорізанням. Якщо абразивні частинки не мають гострих країв або кути відрізняються від напрямку шляху різання, або сам матеріал має хорошу пластичність, ефект різання не змусить матеріал виробляти сколи, але буде відсунутий вперед або в обидві сторони абразивних частинок, а на поверхні матеріалу вздовж шляху руху абразивних частинок утворюється борозна.

Тип 2: Механізм виснаження втоми

Механізм виснаження втоми відноситься до того, що матриця деформується і зміцнюється під дією абразивних частинок, а тріщини утворюються на поверхневому шарі внаслідок контактних напружень. Тріщини виходять на поверхню і відпадають у вигляді тонкого шару, а на поверхні матеріалу утворюються неправильні відшаровуються ямки. Коли абразивні частинки ковзають по поверхні зразка, утворюється велика площа пластичної деформації. Після багаторазової пластичної деформації, внаслідок робочого зміцнення, поверхня матеріалу остаточно відшаровується від зношуваного сміття. Взагалі, межа втомлюваності на основі зносостійкості матеріалу є неправильною.

1.3.2 Механізм та модель корозії та зносу

Мокрий млин, який використовується на металургійних шахтах, не тільки постраждає від удару великого навантаження та сильного зносу, але також буде піддаватися корозії рідкої суспензії. Корозійний знос відноситься до процесу втрати маси, спричиненого електрохімічною або хімічною реакцією між поверхнею матеріалу та навколишнім середовищем, що називається корозійним зносом. Робочим станом шахтного вологого млина є, як правило, електрохімічний корозійний знос. Механізм взаємного просування між зносом та корозією призводить до того, що втрати матеріалів перевищують одиничну швидкість зносу плюс швидкість корозії. Для того, щоб вивчити вплив вологого стирання на механізм зносу, необхідно вивчити механізм корозії.

1.3.2.1 Сприяння зношенню від корозії

(1) Модель механічного видалення. На малюнку 1-3 показана модель механічного видалення. Через існування корозійного середовища на поверхні металу під час корозії та зносу відбуватиметься рівномірна корозія, а продукти, що утворюються, можуть повністю покрити поверхню зразка. Цей шар продукту корозії називається корозійною плівкою. Це може запобігти подальшій корозії поверхні матеріалу, але його легко зносити іншими твердими матеріалами або абразивними частинками при відносному ковзанні напруги. Тоді оголена металева поверхня легко піддається корозії, тому знос сприяє корозії. У конкретному середовищі корозії корозійна стійкість матеріалів в основному залежить від пасивної плівки. Як правило, швидкість корозійного зносу металу з поганою здатністю до відновлення пасивної плівки збільшиться на 2 порядки або навіть на 4 порядки порівняно з одиничною швидкістю статичної корозії.

Рис.1-3 Модель механічного видалення поверхні

(2) Відповідно до електрохімічної моделі на поверхні зразка металу буде створюватися певна область пластичної деформації завдяки кутовій зсувній силі абразиву. Електрохімічна корозія поверхні металу дуже нерівномірна, що призводить до подальшого збільшення швидкості корозії.

1.4 Мета, значення та основний зміст цього дослідження

Поточна вартість напівавтогенного млина, що використовується у виробництві металевих шахт, величезна, і найсерйознішою частиною зносу і витрат є гільза млина. Китай споживає близько 2.2 млн. Тонн зносостійких сталевих матеріалів щороку. Серед них вкладиш фрези, що використовується в різних виробничих умовах, споживає до 220000 тонн сталі, що становить приблизно одну десяту від загального споживання зносостійких сталевих деталей.

Робочий стан напівавтогенних млинів, що використовуються в металургійній шахті, поганий. Як найбільш пошкоджена частина млина, термін служби вкладиша занадто короткий, що не тільки збільшує експлуатаційні витрати напівавтогенного млина, але й серйозно впливає на ефективність виробництва металевої шахти. В даний час для облицювальної плити напівавтогенного млина зазвичай використовують високомарганцеву сталь. Хоча сталь з високим вмістом марганцю має добрі всебічні показники та хорошу здатність до загартовування, межа текучості високомарганцевої сталі занадто низький, що легко деформується та руйнується, що не може відповідати умовам експлуатації напівавтогенного вкладиша млина та експлуатації Термін служби футеровки короткий. Для поліпшення вищезазначених проблем, новий замінник зносостійкої легованої сталі з хорошими комплексними властивостями повинен бути розроблений як замінник вкладишів із високомарганцевої сталі.

На основі аналізу промислового та гірничого середовища напівавтогенного млина та аналізу підкладочних матеріалів різних вологих млинів встановлено, що вкладиш напівавтогенного млина має велике значення Стійка до зносу легована сталь для плити повинна бути як твердість, так і в'язкість; легована сталь повинна бути, наскільки це можливо, однофазною структурою, або це повинна бути багатофазна структура з хорошим збігом твердості та в'язкості, наприклад, матрична структура + карбід; легована сталь також повинна відповідати хорошій межі текучості і мати певну здатність протистояти деформації; легована сталь повинна мати хорошу корозійно-абразивну зносостійкість.

Основний зміст дослідження такий:

(1) Дослідження термічної обробки зносостійкої високовуглецевої низьколегованої сталі.

Завдяки аналізу мікроструктури, механічних властивостей та ударно-корозійного абразивного зносу високовуглецевої низьколегованої зносостійкої сталі з різною термічною обробкою було отримано різновид зносостійкої корозійно-легованої сталі з кращими комплексними властивостями.

Склад високолегованої низьколегованої сталі: C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75%, N 0.10%.

Термічна обробка високовуглецевої низьколегованої сталі: відпал 1000 × 6 годин + 950 × 2.5 години гартування масла + 570 × 2.5 годин відпустка; Відпал 1000 × 6 годин + 950 × 2.5 годин гартування масла + 250 × 2.5 годин відпустка; Відпал 1000 × 6 годин + 950 × 2.5 години нормалізація + 570 × 2.5 годин відпустка; Відпал 1000 × 6 годин + 950 × 2.5 години нормалізація + 250 × 2.5 годин відпустка.

(2) На основі конструкції високолегованої легованої сталі були розроблені відповідно зносостійка високовуглецева бейнітна сталь, матричний композит з високомарганцевою сталі та перлітова сталь. Лиття та термічна обробка вкладишів млина була завершена в машині Qiming, а попереднє випробування проводилось на металевих шахтах.

(3) Спостереження та дослідження мікроструктури.

Спостерігали металографічну структуру високовуглецевої низьколегованої сталі в стані термічної обробки, а також аналіз та порівняння впливу різних процесів термообробки на мікроструктуру високовуглецевої низьколегованої сталі. Одночасно аналізується мікроструктура композиційної вкладиші з матриці із високомарганцевої сталі з маїнової сталі, стійкої до зношування, бейнітної сталі.

(4) Випробування та дослідження механічних властивостей.

Випробовували твердість та енергію удару литої та термічно обробленої високовуглецевої низьколегованої сталі, а також вивчали твердість та ударну в'язкість високовуглецевої низьколегованої сталі після різної термічної обробки. Одночасно випробовувались та аналізували енергію твердості та поглинання удару зносостійкої бейнітової сталі, перлітової сталі та композитної вкладиші з матрицею з високим марганцем. Випробування на розтягування проводили на литих і термічно оброблених високовуглецевих низьколегованих сталях для вивчення межі текучості та інших властивостей високовуглецевих низьколегованих сталей з різними процесами термічної обробки. Одночасно була випробувана і проаналізована межа текучості стійкої до зносу байнітової сталі, перлітової сталі та композиту матриці з високомарганцевою матрицею.

(5) Дослідження абразивних зносостійких характеристик ударної корозії

В умовах енергії удару 4.5j та 9j відповідно досліджували ударно-корозійну абразивну зносостійкість та механізм зносу високовуглецевої низьколегованої сталі з різними процесами термічної обробки, а також ударно-корозійну абразивну зносостійкість зносостійкої бейнітної сталі, перлітової сталі , а також випробували та порівняли композиційні підкладкові пластини з марганцевою сталевою матрицею. Аналіз дає основу для практичного промислового застосування сталі.

2.0 Умови та методи випробування

У стані вологого корозійного середовища швидкість корозії сталевого матеріалу набагато вища, ніж у сухому стані, що в кілька разів перевищує сухий стан. З метою розробки зносостійких, корозійно-стійких та ударостійких зносостійких легованих сталей, високовуглецевих низьколегованих зносостійких сталей, байнітової сталі, перлітової сталі та високомарганцевих матричних композитів розроблено в цій роботі , а також вивчаються мікроструктура та механічні властивості цих легованих сталей. Випробування на розтяг, випробування на удар, корозію та абразивний знос проводились для отримання зносостійкої сталі з кращими комплексними характеристиками, що може надати рекомендації щодо вибору напівфабрикатів -автогенні вкладиші млина.

2.1 Метод випробування

2.1.1 Відливання тестового блоку

Зразки високовуглецевої та низьколегованої сталі, що використовувались у цій роботі, розплавляли у лужній футерувальній печі із середньочастотною індукційною піччю та відливали у стандартний Y-подібний випробувальний блок, що показано на рис. 2-1. Лиття та термічна обробка зносостійких високовуглецевих бейнітних сталей, перлітової сталі та марганцевих матричних композитних фрезерних вкладишів була завершена в Qiming Machinery, а попереднє пробне використання було проведено в шахті.

Рис.2-1 Принципова схема зразка випробувального блоку з високовуглецевої низьколегованої сталі

2.1.2 Розробка процесу термообробки

Процес термічної обробки має очевидний вплив на мікроструктуру, механічні властивості та зносостійкість високовуглецевої низьколегованої сталі. Процес термічної обробки цієї високовуглецевої низьколегованої сталі показаний на рис. 2-2.

Рис.2-2 Процеси термічної обробки високовуглецевої низьколегованої сталі

2.1.3 Підготовка зразків

Зразки для аналізу мікроструктури, твердості, XRD, випробування на удар, випробування на розтягування та випробування на абразивний знос на ударну корозію вирізали з Y-подібних випробувальних блоків з високовуглецевої низьколегованої сталі з різною термічною обробкою та литим станом. Модель верстата для різання дроту - DK77. Виріжте тест-блок за допомогою шліфувального верстата на відповідну шорсткість.

2.1.4 Спостереження за металографічною структурою

Мікроструктуру кожного зразка спостерігали за допомогою оптичного мікроскопа Lycra. Спиртовий розчин азотної кислоти 4 об.% Використовували як корозійний розчин для високовуглецевої низьколегованої сталі, перлітового сталевого вкладиша та композитної підкладкової матриці з високомарганцевою сталлю в різних станах термообробки. Завдяки хорошій корозійній стійкості бейнітової сталі, розчин хлористо-закисної хлористоводневої кислоти спирту вибирається в якості розчину корозії сталевої бейнітової облицювальної пластини. Формула корозійного розчину становить 1 г хлориду заліза, 2 мл соляної кислоти та 100 мл етанолу.

2.1.5 Перевірка механічних властивостей

Механічні властивості матеріалів, також відомі як механічні властивості матеріалів, відносяться до механічних властивостей матеріалів під різними зовнішніми навантаженнями в певному середовищі. Звичайні механічні властивості металевих матеріалів включають твердість, міцність, ударну в'язкість і пластичність. Цей проект зосереджений на макротвердості, випробуваннях на удар та випробуваннях на розтяг.

Твердість по Роквеллу (HRC) високовуглецевої низьколегованої сталі, вкладиша з бейнітової сталі, вкладиша з перлітової сталі та композитної обшивальної пластини з марганцевої сталі з високим вмістом марганцю в якості термообробленої та литої випробовувались тестером оптичної твердості Бромвеля HBRVU-187.5. Кожен зразок вимірювали в 10 різних положеннях, а значення твердості зразка було середнім арифметичним результатів випробувань.

Приладовий випробувальний верстат з металевим маятником JBW-300hc був використаний для перевірки енергії поглинання удару стандартних зразків V-подібного вирізу Шарпі з високовуглецевої низьколегованої сталі, перлітового сталевого вкладиша та бейнітового сталевого вкладиша відповідно в термічній обробці та в литому стані відповідно; Композитний вкладиш із марганцевої сталі з марганцем переробляли у стандартний зразок із надрізом Шарпі відповідно до стандарту, а також перевіряли енергію поглинання удару. Розмір удару кожного зразка з надрізами становить 10 мм * 10 мм * 50 мм, а середній розмір удару кожного зразка такий, як показано на кресленні з 3 виїмками.

Рис.2-3 Розмір стандартного зразка удару Шарпі з V-вирізом

Рис.2-4 Розмір стандартного зразка ударного зразка Charpy U-образного типу

Використовуючи електронну універсальну машину для випробувань на розтягвання, керовану мікрокомп’ютером WDW-300hc, проводили випробування на розтяг високовуглецевої низьколегованої сталі, підкладки з бейнітової сталі, підкладки з перлітової сталі та композитної підкладкової матриці з високомарганцевої сталі, як термооброблену та відлиту в приміщенні температури. Високовуглецева низьколегована сталь, бейнітна сталь, перлітова сталь та матеріал матриці з високомарганцевою матрицею зразки облицювальних пластин, як литі та термічно оброблені, переробляються на випробувальні прутки на розтяг, як показано на рис. Швидкість розтягування в кімнатній температурі встановлюється на рівні 2 мм / хв, і кожен зразок тестується тричі, і береться середнє значення.

Рис.2-5 Розмір зразка випробування на розтяг.

2.1.6 Випробування на корозійне абразивне зношування

Випробування корозійного абразивного зносу на удар проводиться на модифікованій машині для випробування абразивного зносу MLD-10a. Принципова схема тестера зносу наведена на рис. 2-6. Після модифікації випробувальна машина може до певної міри моделювати ударно-корозійний абразивний стан зносу напівавтогенного вкладиша млина. Конкретні параметри випробувань наведені в таблиці 2-1.

Рис.2-6 Принципова схема машини для випробування на ударну корозію

Під час випробування верхній зразок встановлюється на молоток, а нижній зразок встановлюється на шпиндель. Рухаючись від двигуна, нижній зразок та лезо змішування на головному валу обертається разом з двигуном. Ударний молоток піднімається для встановлення необхідної висоти енергії удару, а потім вільно падає. Рухаючись молотком, верхній зразок неодноразово впливає на нижній зразок та абразив (мокрий кварцовий пісок) між верхнім і нижнім зразками лезом змішування. У часовому проміжку підготовки до вступу в наступний ударно-ерозійний цикл верхні та нижні зразки та абразиви матимуть відносне ковзання, а процес - абразивний знос трьох тіл. Як верхні, так і нижні зразки зазнають певного удару та абразивного зносу, що призводить до втрати маси зразка, що становить величину стирання зразка.

Нижні зразки зразків становлять 45 сталей після загартування та відпустки, а твердість становить 50HRC. Верхні зразки - це високовуглецева низьколегована сталь, вкладиш із бейнітової сталі, вкладиш із перлітової сталі та підкладкова плита з високомарганцевої матриці з композитного матеріалу, як термооброблена, так і у вигляді лиття. Під енергією удару 4.5j розмір верхнього зразка становить 10 мм * 10 мм * 30 мм, а нижня торцева поверхня обробляється в поверхню дуги діаметром 50 мм, як показано на рис. 2-7; верхня частина верхнього зразка з енергією удару 9j становить 10мм * 10мм * 20мм, а нижня частина - 7.07мм * 7.07мм * 10мм, а нижня торцева поверхня обробляється в поверхню дуги діаметром 50мм, як показано на рис. 2-8.

Рис.2-7 Принципова схема випробувальних компонентів при енергії удару 4.J

Рис.2-8 Принципова схема випробувальних компонентів при енергії удару 9 Дж

Перед випробуванням на знос зразок слід попередньо подрібнити протягом 30 хвилин, щоб виключити вплив помилки встановлення зразка та інших факторів. Після попереднього шліфування спершу видаліть сміття та інше сміття, прикріплене до зношеної поверхні, м’якою щіткою, потім очистіть зразок абсолютним етанолом ультразвуком, негайно висушіть і зважте за допомогою електронних аналітичних ваг (зважуйте тричі кожного разу, і взяти його середнє значення як якість зразка). На початку випробування на зношення зважуйте кожні 15 хвилин, а потім повторіть вищевказану операцію зважування.

2.1.7 Спостереження за ударним руйнуванням, руйнуванням при розтягуванні та морфологією корозійного зносу

Ударний руйнування, розрив на розтяг та морфологію корозійного зносу зразків спостерігали під збільшенням у 500 та 2000 разів за допомогою скануючого електронного мікроскопа fen prox. Зразки, що підлягали спостереженню, очищали та сушили етанолом, а морфологію поверхні зразків спостерігали під скануючим електронним мікроскопом, аналізували механізм руйнування та механізм зношування зносостійкої легованої сталі.

3.0 Вплив термічної обробки на мікроструктуру та механічні властивості зносостійких високовуглецевих низьколегованих сталевих вкладишів SAG

Термічна обробка має великий вплив на мікроструктуру та механічні властивості високовуглецевої низьколегованої сталі. У цій главі вивчається вплив різної термічної обробки на зносостійку високовуглецеву низьколеговану сталь з певним складом, а процес термообробки оптимізовано для отримання оптимальної ударостійкої та зносостійкої легованої сталі.

Хімічний склад зносостійкої високовуглецевої низьколегованої сталі наведено в таблиці 3-1.

Згідно з процесом термічної обробки, показаним на рис. 2-2, Y-подібний тест-блок був термічно оброблений і позначений як зразки 1, 2, 3 та 4, а залитий стан позначений як зразок 5. Після термічної обробки, зразки для спостереження за мікроструктурою, випробування на твердість, випробування на удар, випробування на розтяг та випробування на абразивний знос на ударну корозію вирізали дротяною машиною.

3.1 Вплив процесу термічної обробки на мікроструктуру та механічні властивості високовуглецевої низьколегованої сталі

3.1.1 Мікроструктура

На малюнку 3-1 показана мікроструктура високовуглецевої низьколегованої сталі з різними станами термічної обробки, а на рисунку 3-1 (a) (b) - металографічна структура зразка 1. Після відпалу при 1000 ℃ і нормалізації при 950 ℃ і відпуску при високій температурі (570 ℃) мікроструктура зразка - перліт. 3-1 (c) (d) показує металографічну структуру зразка 2. Після відпалу при 1000 ℃ і нормалізації при 950 ℃ та загартування при низькій температурі (250 ℃) мікроструктура зразка також є перлітною. 3-2 (a) (b) показує потужну мікроструктуру, взяту SEM. У мікроструктурі зразка 1 (рис. 3-2 (а)) можна спостерігати пластинчастий перліт із чергуванням світла і темряви, а мікроструктуру зразка 2 (рис. 3-2 (б)) також можна спостерігати з очевидними пластинчастий перліт, Під тим самим збільшенням структура перліту з високовуглецевої низьколегованої сталі (1 × 10), загартована на 570 ℃, має тенденцію до сфероїдизації. 3-1 (E) (f) показує металографічну структуру зразка 3. Після відпалу при 1000 950, загартування масла при 570 ℃ і загартування при високій температурі (3 ℃) мікроструктура зразка загартовується сорбітом з мартенситом орієнтація. 1-4 (g) (H) показує металографічну структуру зразка 1000. Після відпалу при 950 ℃, загартування масла при 250 ℃ і загартування при низькій температурі (950 ℃) мікроструктура зразка загартовується при низькій температурі мартенсит. Коли зразок гасять у маслі при 570 ℃ і загартовують при низькій температурі, атоми С спочатку дифузують і осаджують дисперговані карбіди з перенасиченого твердого розчину α. Зі збільшенням температури відпуску осади карбіду в легованій сталі збільшуються, і карбід поступово перетворюється на цементит і поступово зростає. З плином часу затриманий аустеніт починає розкладатися і цементіт одночасно випадає в осад. Коли температура відпуску підвищується до XNUMX ℃, пересичені атоми С повністю випадають в осад із пересиченого твердого розчину α, а дрібні цементитові заповнювачі та грубі вуглеці, показуючи загартований сорбіт, який зберігає орієнтацію мартенситу.

Рис.3-1 Мікроструктура високовуглецевих низьколегованих сталей у різних процесах термічної обробки (a) (b) 1 # ； (c) (d) 2 #

Рис.3-1 Мікроструктура високовуглецевих низьколегованих сталей в процесі різної термічної обробки (e) (f) 3 #

Рис.3-1 Мікроструктура високовуглецевих низьколегованих сталей в процесі різної термічної обробки (g) (h) 4 #

Рис. 3-2 Мікроструктура високовуглецевих низьколегованих сталей після нормалізації та загартування (a) 1 # ； (b) 2 #

На рис. 3-3 показані дифрактограми XRD високовуглецевої низьколегованої сталі в різних станах термічної обробки. З малюнка видно, що зразки в різних станах термічної обробки мають лише α-фазу або перенасичену α-фазу та фазу цементиту, без інших фаз.

3-3 Рентгенограми високовуглецевих низьколегованих сталей після різної термічної обробки

3.1.2 Механічні властивості

3-4 показує твердість високовуглецевих низьколегованих сталей у різних термічних обробках та в литому стані. Результати показують, що: величина твердості високовуглецевої низьколегованої сталі (зразок 4), відпаленої при 1000 ℃ і оливи, загартованої при 950 ℃ і загартованої при 250 ℃, є найвищою. Значення твердості зразка 1, зразка 2 і зразка 3 дуже близькі і значно нижчі, ніж у зразка 4, а зразок 2 трохи вище, ніж зразок 1 і зразок 3. Оскільки чим вище температура відпуску, тим нижча твердість легованої сталі. Твердість зразків 2 × 10, загартованих при низькій температурі (250 ℃), трохи вища, ніж у зразків 1 × 10, загартованих при високій температурі (570 ℃), а у зразків 4 × 10, загартованих при низькій температурі (250 ℃), вище, ніж у 3 × 10 зразків. 1 # зразок і 2 # зразки - високовуглецева низьколегована сталь після нормалізації та відпустки. Температура відпуску мало впливає на величину твердості сталі, а різниця невелика, тому значення твердості 1 # зразка та 2 # зразка має незначну різницю. 3 # зразок і 4 # зразок - це високовуглецева низьколегована сталь після обробки та загартування. Температура відпуску має великий вплив на величину твердості зразка. Твердість зразка 4 #, загартованого при низькій температурі, набагато вища, ніж твердість зразка 3 # після високотемпературного відпуску.

Рис.3-4 Твердість високовуглецевих низьколегованих сталей в процесі різної термічної обробки

Енергія, що поглинає удар, при різних термічних обробках та литих високовуглецевих низьколегованих сталях показана на рис. 3-5. Результати показують, що енергія поглинання удару зразків 1, 2, 3 та 4 по черзі зменшується. Енергія поглинання удару високовуглецевої низьколегованої сталі (зразок 1), відпаленої при 1000 ℃, нормованої при 950 ℃ і загартованої при 570 ℃, значно вища, ніж у інших зразків. Це пояснюється тим, що після нормалізації обробки підвищується ступінь твердого розчину кожного елемента в легованій сталі в аустеніті, покращується сегрегація легованих елементів у структурі лиття, покращується ступінь гомогенізації ливарної структури та ударна в'язкість поліпшується сталь. Після нормалізації та відпустки термічної обробки 1 і 2 зразки мають перлітову структуру з хорошою в'язкістю. Перлітова структура зразка 1 пасивізована і має тенденцію до сфероїдизації. Отже, в'язкість зразка 1 краща, ніж зразка 2, а енергія удару зразка 1 вища. Після загартування масла та обробки при низькому температурному відпуску остаточна мікроструктура легованої сталі є загартованим мартенситом. Зразок зберігає високу твердість і низьку в'язкість у загартованому стані, тому легована сталь все ще зберігає високу твердість і низьку в'язкість. Після загартування та загартування нафти при високих температурах мартенсит почав розкладатися і утворилася велика кількість сорбіту. Твердість зразка 3 значно зменшилась, а в'язкість значно зросла. Отже, в'язкість зразка 3 була кращою, ніж у зразка 4. Енергія поглинання удару литої високовуглецевої низьколегованої сталі є найменшою, а в'язкість найгіршою.

Рис.3-5 Ударна в'язкість високовуглецевих низьколегованих сталей при різному процесі термообробки

Результати розтягування високовуглецевих низьколегованих сталей у різних термічній обробці та в литому стані наведені в таблиці 3-2. Результати показують, що межа міцності на розрив Rm: 3 # ＞ 1 # ＞ 2 # ＞ 4 # ＞ 5 #; Межа текучості Відн .: 3 # ＞ 1 # ＞ 2 # ＞ 4 # 、 5 #. Іншими словами, міцність високовуглецевої низьколегованої сталі (3 #), відпаленої при 1000 ℃, масла, загартованого при 950 ℃ і відпущеного при 570 ℃, має найвищу міцність, а високовуглецева низьколегована сталь (4 #), відпаленого при 1000 ℃, масло, загартоване при 950 ℃ і загартоване при 250 ℃, має найменшу міцність. Подовження після руйнування δ: 1 # ＞ 2 # ＞ 3 # ＞ 4 # ＞ 5 #, тобто високовуглецева низьколегована сталь (1 #), відпалена при 1000 ℃, нормована при 950 ℃ і загартована при 570 ℃, має найкраща пластичність, 1 #, 2 #, 3 # і 4 # - це змішані руйнування. Результати показують, що пластичність високовуглецевої низьколегованої сталі (# 4), відпаленої при 1000 ℃, загартованого масла при 950 ℃ і загартованого при 250 ℃ є найгіршим, тобто крихким переломом. Міцність і пластичність литої високовуглецевої низьколегованої сталі (№5) гірша, ніж у зразка термічної обробки, який є крихким руйнуванням.

3.1.3 аналіз руйнування удару

На рис. 3-6 показано морфологію ударних руйнувань при різній термічній обробці та литих високовуглецевих низьколегованих сталях. 3-6 (a) (b) показує морфологію ударного руйнування високовуглецевої низьколегованої сталі (зразок 1), відпаленої при 1000 950, нормованої при 570 ℃ і загартованої при 3 ℃. Результати SEM-спостереження показують, що за даними макроскопічного спостереження поверхня руйнування є відносно рівною (див. Рис. 6-3 (а)). 6-3 (b)) показує, що на поверхні руйнування є невеликі ямочки і чітка можна побачити візерунок мови. Цей зразок демонструє кращу в'язкість, ніж інші зразки. 6-2 (c) (d) показує морфологію ударного руйнування високовуглецевої низьколегованої сталі (зразок 1000), відпаленої при 950 ℃, нормованої при 250 ℃ і загартованої при 3 ℃. З спостереження при малому збільшенні (див. Рис. 6-3 (в)) видно, що поверхня руйнування є відносно рівною, а з спостереження великої потужності (див. Рис. 6-3 (г)) - невелика при переломі можна спостерігати кількість ямочок, і можна спостерігати явні язичкоподібні малюнки та край сльози. Виявлено характеристики квазірозщеплення. 6-3 (E) (f) показує морфологію ударного руйнування високовуглецевої низьколегованої сталі (зразок 1000), відпаленої при 950 ℃, загартованої олії при 570 ℃ і загартованої при 3 ℃. За даними спостереження при малому збільшенні, перелом відносно плоский (див. Рис. 6-3 (E)), і в переломі, що спостерігається при великому збільшенні, є кілька ямочок і невелика кількість розривних країв (див. Рис. 6- 3 (f)). 6-4 (g) (H) показує морфологію ударного руйнування високовуглецевої низьколегованої сталі (1000 #), відпаленої при 950 ℃, нормованої при 570 ℃ і загартованої при 3 ℃. Перелом - це міжзернистий перелом, який спостерігається при малому збільшенні (див. Рис. 6-3 (g)), і є кілька розривних країв та квазірозрізне морфологія розриву при великому збільшенні (див. Рис. 6-3 (H)). 6-5 (I) (J) показує морфологію ударного руйнування литої високовуглецевої низьколегованої сталі (XNUMX #). Перелом демонструє річковий малюнок, що є типовим крихким руйнуванням, а в'язкість зразка, що відливається, є найгіршою.

Рис.3-6 Морфологія руйнування високовуглецевих низьколегованих сталей в різних процесах термічної обробки （a） (b) # 1

Рис.3-6 Морфологія руйнування високовуглецевих низьколегованих сталей у різних процесах термічної обробки （c） (d) # 2, （e） (f) # 3, （g） (h) # 4

Рис.3-6 Морфологія руйнування високовуглецевих низьколегованих сталей в різних процесах термічної обробки （i） (j) # 5

3.1.4 Аналіз розриву на розрив

Морфологія руйнування при розтягуванні високовуглецевої низьколегованої сталі з різною термічною обробкою та литим станом показана на рис. 3-7. На рис. 3-7 (a) (b) показана морфологія руйнування при розтягуванні високовуглецевої низьколегованої сталі (№1), відпаленої при 1000 ℃, нормованої при 950 ℃ і загартованої при 570 ℃. Можна спостерігати невеликі ямочки, а площа перелому велика, що належить до пластичного руйнування з високою в'язкістю. 3-7 (c) (d) показує морфологію руйнування при розтягуванні високовуглецевої низьколегованої сталі (№2), відпаленої при 1000 ℃, нормованої при 950 ℃ і загартованої при 250 ℃, спостерігаються невеликі ямочки і частково гладкі борозни велике збільшення (рис. 3-7 (d)). У канавках, які належать до пластичного руйнування, не виявлено тріщин. Ямочки менші та дрібніші, а в'язкість зразка гірша, ніж у №1. На рис. 3-7 (E) (f) показана морфологія руйнування при розтягуванні високовуглецевої низьколегованої сталі (№3), відпаленої при 1000 ℃, загартованого масла при 950 ℃ і загартованого при 570 ℃. Можна спостерігати більшість моделей розщеплення та невелику кількість крихітних ямочок. Площа малюнка розщеплення більша, площа волокна менша, а зразок №3 - змішаний перелом. Рисунок 3-7 (g) (h) Морфологія руйнування при розтягуванні високовуглецевої низьколегованої сталі (# 4), відпаленої при 1000 ℃, нафти, загартованої при 950 ℃ і загартованої при 250 ℃, демонструє очевидну характеристику руйнування річок та розщеплення. При великому збільшенні (рис. 3-7 (H)) у центрі руйнування спостерігається невелика кількість неглибоких ямочок, але зразки все ще належать до крихкого руйнування. На рис. 3-7 (I) (J) показана морфологія руйнування при розтягуванні литої високовуглецевої низьколегованої сталі (№5) з очевидним річковим малюнком та очевидними характеристиками руйнування відколів. Він належить до крихких руйнувань, і в'язкість зразка найгірша.

Рис.3-7 Морфологія руйнування середньовуглецевих високохромованих легованих сталей в різних процесах термічної обробки (а) (б) # 1, (в) (г) # 2, (е) (е) # 3

Рис.3-7 Морфологія руйнування середньовуглецевих високохромованих легованих сталей в різних процесах термічної обробки (g) (h) # 4, (i) (j) # 5

Високовуглецева низьколегована зносостійка легована сталь із складом c0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75% та N 0.10% піддавалась чотирьом різним термічним обробкам. Вивчено вплив різних термічних обробок на мікроструктуру та механічні властивості високовуглецевої низьколегованої сталі. Методи термічної обробки високовуглецевої низьколегованої сталі такі: відпал 1000 × 6 годин + 950 × 2.5 години нормалізація + 570 × 2.5 годин відпустка; Відпал 1000 × 6 год + 950 × 2.5 год нормалізація + 250 × 2.5 год відпустка; Відпал 1000 × 6 годин + 950 × 2.5 годин гартування масла + 570 × 2.5 годин відпустка; Відпал 1000 × 6 годин + 950 × 2.5 годин гартування масла + 250 × 2.5 годин відпустки. Результати показують, що:

1. Мікроструктура високовуглецевої низьколегованої сталі (№1), відпалена при 1000 ℃, нормалізована при 950 ℃ і загартована при 570 ℃, є перлітом. Мікроструктура високовуглецевої низьколегованої сталі (№2), відпаленої при 1000 ℃, нормалізованої при 950 ℃ і загартованої при 250 ℃, також є перлітом. Однак перлітова структура №1 пасивізована і має тенденцію до сфероїдизації, а її комплексні властивості кращі, ніж у №2. Мікроструктура високовуглецевої низьколегованої сталі (зразок 3), відпалена при 1000 ℃, масло загартоване при 950 ℃ і загартований при 570 ℃ - загартований сорбіт з мартенситною орієнтацією. Мікроструктура високовуглецевої низьколегованої сталі (№4), відпаленої при 1000 ℃, мастила, загартованого при 950 ℃ і загартованого при 250 ℃, є загартованим мартенситом.
2. Твердість високовуглецевої низьколегованої сталі (# 4), відпаленої при 1000 ℃, загартованого при 950 oil і загартованого при 250 ℃, має найвищу твердість за Роквеллом 57.5 ​​HRC. Твердість інших трьох видів високовуглецевих низьколегованих сталей нижча, ніж у зразка 4, а значення твердості близькі. Твердість зразків 1,2,3 становить 43.8 HRC, 45.3 HRC та 44.3 HRC.
3. Випробування на ударну в'язкість із V-подібним вирізом показує, що високовуглецева низьколегована сталь (№1), відпалена при 1000 ℃, нормалізована при 950 ℃ і загартована при 570 ℃, має найвищу енергію поглинання удару (8.37 Дж) і найкращу в’язкість. Результати випробувань на розтяг також показують, що відносне подовження після руйнування δ високовуглецевої низьколегованої сталі (№1), відпаленої при 1000 lized, нормованої при 950 ℃ і загартованої при 570 ℃, має максимальне подовження після руйнування (14.31%) і руйнування є пластичним переломом.
4. Результати випробування на розтяг показують, що міцність високовуглецевої низьколегованої сталі (№3), відпаленої при 1000 ℃, загартованої при 950 oil оливи і загартованої при 570 ℃, має найкращу міцність (середня потужність: 1269 мпа, відн.: 1060 мпа), міцність # 1 ， # 2 ， # 3 ， і # 4 становить Rm: 1005 МПа, Rel: 850 МПа; Rm: 947 МПа, Rel: 740 МПа; Rm: 671 МПа.
5. Механічні властивості литої високовуглецевої низьколегованої сталі (№5) гірші, ніж у термооброблених зразків. Термічна обробка покращує комплексні властивості високовуглецевої низьколегованої сталі.

4.0 Мікроструктура та механічні властивості зносостійких байнітових сталей, перлітової сталі та композитних млинних матричних вкладишів

Для порівняння та вивчення зносостійкої та корозійно-стійкої легованої сталі для облицювальної плити напівавтогенного млина, беручи за основну орієнтацію високовуглецеву леговану сталь, наш завод розробив три види високовуглецевої легованої сталі та їх композиційні матеріали і виготовлені підкладкові плити. Лиття та термічна обробка були завершені на нашому заводі, а попереднє випробування проводилось на металевих шахтах.

Хімічний склад бейнітної сталі, перлітової сталі та композитів з матрицею з високомарганцевою матрицею наведено в таблиці 4-1, таблиці 4-2 і таблиці 4-3.

Після того, як бейнітовий сталевий вкладиш, перлітовий сталевий вкладиш і композитний вкладиш із марганцевої матриці із сталі, зразки для спостереження за мікроструктурою, випробування на твердість, випробування на удар, випробування на розтяг та випробування на абразивний знос на корозію нарізаються дротяною машиною.

4.1 Мікроструктура та механічні властивості байнітової сталі, перлітової сталі та композитних млинових вкладишів із марганцевою сталі

4.1.1 Мікроструктура

На малюнку 4-1 показана металографічна структура покривної пластини із бейнітової сталі, а на малюнку 4-1 (a) (b) - металографічна структура поверхні, що не зношується. Можна спостерігати чорну голкоподібну нижню структуру бейніту (див. Стрілку на малюнку 4-1 (b)), пероподібну верхню структуру бейніту (див. Малюнок 4-1 (b) коло) та деякий білий затриманий аустеніт. 4-1 (c) (d) показує металографічну структуру зношуваної поверхні. Можна спостерігати чорну голкоподібну нижню структуру бейніту та трохи затриманого білого аустеніту. Чорний голкоподібний нижній бейніт на поверхні, що не зношується, тонший, ніж поверхня зносу.

На малюнку 4-2 показано дифракційну діаграму рентгенівського випромінювання пластини футеровки із бейнітової сталі. Дифракційна картина зразка байнітової сталі показує дифракційні піки α-фази та γ-фази, і на діаграмі немає очевидного дифракційного піку карбіду.

Рисунок 4-1 Мікроструктура вкладишних пластин з байнітової сталі （a） （b） не зношена поверхня; （c） （d） зношена поверхня

Рис. 4-2 XRD візерунки байнітових сталевих вкладишів

На фіг. 4-3 показана металографічна структура композитної облицювальної плити з матрицею із високим марганцем, фіг. 4-3 (а) показаний макрограф, ФІГ. 4-3 (b) показує діаграму великого збільшення, а на рис. 4-3 (b) - велику кількість карбідів на межі зерна аустеніту. На поверхні зразка композиційної підкладкової пластини з полірованої та корозійної марганцевої матриці зі сталі зроблено 10 металографічних знімків зі збільшенням у 100 разів (див. Рис. 4-4). Частка площі карбідів у полі зору була проаналізована за допомогою програмного забезпечення Las phase expert з металографічного мікроскопа Lycra та прийнято середнє арифметичне значення. Згідно з розрахунком, вміст карбіду в композиційній підкладці з матрицею із високим вмістом марганцю становить 9.73%. Карбіди дисперговані в аустеніті як друга фаза, що покращує зносостійкість і межу текучості матеріалу. Композитний підкладковий матеріал із високомарганцевої матриці є композитним матеріалом зі структурою аустеніту як матриці та карбідом як другою фазою.

Рис.4-3 Мікроструктура композитних вкладишних пластин з марганцевої сталі

Рис.4-4 Статистична схема обробки твердосплавного програмного забезпечення для матричних високоякісних марганцевих композиційних вкладишів

На рис. 4-4 показана дифракційна картина XRD композитної підкладкової пластини з матрицею із високомарганцевої сталі, на якій є піки дифракції γ-фази та карбіду, але немає піку дифракції мартенситу.

Рис.4-5 XRD структури з високоякісних марганцевих матричних композитних вкладишів

На рис. 4-6 показана мікроструктура вкладиша з перлітової сталі, а на рис. 4-6 (a) (b) - металографічна структура, зроблена металографічним мікроскопом Lycra. Можна помітити, що структура перліту чорно-біла (див. Рис. 4-6 (b) чорне коло). Біла область - феритна, а чорна - цементит. 4-6 (c) показує потужну мікроструктуру SEM. Видно перліт із яскравою та темною фазами. Світліша частина - цементит, а темніша - ферит.

На рис. 4-7 показана дифракційна картина рентгенограми на вкладишах перлітової сталі. У дифракційній картині вкладишів перлітного млина є дифракційні піки α-фази та фази Fe3C, і очевидних залишкових піків аустеніту не виявляється.

Рис.4-6 Мікроструктура вкладишів з сплаву перліту

Рис.4-7 XRD візерунки вкладишів з перлітового сплаву

4.1.2 Механічні властивості

У таблиці 4-4 наведено результати випробувань твердості та ударної в'язкості сталевого вкладиша з бейніту, композитного вкладиша з марганцевої сталі та перлітового вкладиша. Результати показують, що вкладиш із бейнітової сталі має хороші відповідні властивості твердості та в’язкості; матричний композит з високим вмістом марганцю має низьку твердість, але хорошу в'язкість без робочого зміцнення; в'язкість перлітової сталі погана.

На малюнку 4-8 наведено порівняння розподілу твердості в області затверділого шару трьох видів підкладкових матеріалів, а саме сталевого вкладиша з бейніту, композитної підкладкової пластини на основі високомарганцевої сталі та підкладки з перлітової сталі. Результати показують, що композитна футерована плита на основі високомарганцевої сталі та вкладиш із бейнітової сталі мають очевидні явища твердіння після випробування на шахті. Глибина зміцнення композиційного вкладиша на основі марганцевої сталі становить 12 мм, а твердість футерувальної плити збільшена до 667 HV (58.7 HRC); глибина затвердіння під час обробки бейнітового сталевого вкладиша становить 10 мм, твердість HVS була збільшена майже на 50% за рахунок механічного зміцнення, і не було очевидних явищ твердіння в перлітному сталевому вкладиші.

Рис.4-8 Діаграма контрасту розподілу твердості в трьох видах загартованого шару вкладишних сталей

У таблиці 4-5 наведено результати випробувань на розтяг вкладишів з композитних млинів із високомарганцевою сталлю та вкладишів із перлітової сталі. Результати показують, що міцність на розрив композиційних фрезерних вкладишів з матриці з перлітової сталі еквівалентна міцності вкладишів з мідних композитних матеріалів з високим марганцем, але підкладкова плита з композитних матеріалів з марганцевої сталі з високим вмістом марганцю має вищий межа текучості, ніж вкладиші з перлітової сталі. У той же час подовження після руйнування вкладиша з перлітової сталі вище, ніж у композиту матриці марганцевої сталі, а вкладиш з композитного матеріалу матриці із марганцевої сталі має кращу в'язкість.

4.1.3 Аналіз ударних руйнувань

На рис. 4-9 показана морфологія ударного руйнування вкладиша з бейнітової сталі, композитного вкладиша з марганцевої сталі та підкладки з перлітної сталі. 4-9 (a) (b) показує морфологію ударних руйнувань матеріалу вкладиша бейнітової сталі. Поверхня руйнування відносно рівна з невеликою кількістю крайов розриву та великим збільшенням (рис. 4-9 (а)) Твердість в’язкості ямок (B-9) невелика, але енергія руйнування невелика. 4-9 (c) (d) показує морфологію ударного руйнування композиційного вкладишного матеріалу з марганцевої сталі. Через мале збільшення (рис. 4-9 (в)) на поверхні руйнування спостерігається очевидна пластична деформація, а на поперечному перерізі з’являються ямочки. При великому збільшенні (рис. 4-9 (d)) одночасно можна спостерігати великі і малі ямочки, а великі ямки глибокі, а ямочки заплутані між собою. На малюнку 4-9 (E) (f) показано морфологію ударного руйнування матеріалу підкладки з перлітової сталі. Поверхня руйнування відносно рівна при малому збільшенні (рис. 4-9 (E)), тоді як річковий малюнок можна спостерігати при великому збільшенні (рис. 4-9 (f)). У той же час на краю річкової картини можна спостерігати невелику кількість ямочок. Зразок - це крихкий перелом у макропогляді та пластичний перелом у локальній частині у мікропогляді.

Рис. 4-9 Морфологія ударного руйнування трьох видів футерованих сталей (а) (б) бейнітових сталевих вкладишів; (c) (d) композитні вкладиші з високоякісної марганцевої матриці; (e) (f) перлітові сталеві вкладиші

4.1.4 Аналіз розриву на розрив

На рис. 4-10 показана морфологія руйнування при розтягуванні композитної підкладкової пластини з матрицею із високомарганцевої сталі та обшивної плити з перлітової сталі, а на рис. 4-10 (а) (b) показана морфологія руйнування при розтягуванні композиційного матеріалу підкладкової матриці із високомарганцевої сталі. Через малу потужність (рис. 4-10 (а)), перелом має очевидні пластичні деформації, невелику кількість краю розриву та велике збільшення (рис. Можна спостерігати невелику кількість неглибоких ямочок та велику кількість ступенів розщеплення в 4-10 (b). Зразок належить до режиму змішаного руйнування. На рис. 4-10 (c) (d) показана морфологія руйнування при розтягуванні перлітового сталевого вкладиша. Поверхня руйнування відносно рівна, коли спостерігається при малому збільшенні ( 4-10 (c)). Очевидний малюнок річки та край сльози можна спостерігати при великому збільшенні (рис. 4-10 (d)). Зразок належить до крихкого руйнування.

Рис. 4-10 Морфологія руйнування трьох видів футерованих сталей (а) (б) композитних вкладишних пластин з марганцевою матрицею; (c) (d) перлітові сталеві вкладиші

4.2 Результати

1. Мікроструктура вкладишів млинів із бейнітової легованої сталі демонструє чорний голкоподібний нижній бейніт та частину пероподібного верхнього бейніту з твердістю 51.7 HRC. Після випробування вкладиша млина на шахтах він має певну глибину загартовування 10 мм. Твердість вкладиша фрези збільшена на 50 HV. Енергія удару, поглинута V-вирізом бейнітового сталевого вкладиша, становить 7.50 Дж, а поверхня руйнування є пластичним руйнуванням. Вкладиші млини з бейнітової сталі мають хороші комплексні механічні властивості.
2. Мікроструктура вкладиша композитної млини з високомарганцевою сталлю має аустенітну структуру. На межі зерен аустеніту багато карбідів, а вміст карбіду становить 9.73%. Вкладиш з високоякісного марганцевого сталевого матричного композиційного матеріалу - це композиційний матеріал зі структурою аустеніту як матриця та карбід як друга фаза. Твердість композитного вкладиша матриці із високомарганцевої сталі становить 26.5 HRC без робочого зміцнення. Після використання на шахтах відбувається очевидне загартовування роботи. Глибина робочого гарту 12 мм. Найвища твердість - 667 HV (58.7 HRC). Енергія, що поглинається ударом, стандартного u-виїмки композитного вкладиша матриці із високомарганцевої сталі становить 87.70 Дж, а ударний руйнування - пластичний руйнування. Подовження після руйнування на розтяг композиційного вкладиша матриці із високомарганцевої сталі становить 9.20%, а на розтяг - змішаний. Вкладиш композитної млини з високомарганцевою матрицею має хорошу в’язкість. Межа міцності на розрив і межа текучості композиційних фрезерних вкладишів із матричної сталі з марганцем становить 743 МПа і 547 МПа.
3. Результати показують, що мікроструктура вкладишів млинного сплаву з перлітової сталі, як правило, має чорно-білу перлітову структуру з твердістю 31.3hrc, і не спостерігається явного явища загартовування після експериментального використання на шахтах. Енергія поглинання удару стандартного V-вирізу перлітового сталевого вкладиша становить 6.00j, а поверхня руйнування - мікролокальний пластиковий та макрокрихкий руйнування. Подовження перлітового сталевого вкладиша після руйнування при розтягуванні становить 6.70%, руйнування при розтягуванні - це крихкий руйнування, в'язкість висока, а вкладиш із композиту матриці марганцевої сталі поганий. Межа міцності на розрив і межа текучості перлітового сталевого вкладиша становлять 766 МПа і 420 МПа.

5.0 Ударна корозійна та абразивна зносостійкість вкладишів напівавтогенного стану з легованої сталі

Вкладиші млинів напівавтогенного млина не тільки ударяються і зношуються суспензією, але і корозують суспензією в барабані, що значно зменшує термін служби вкладиша. Випробування на корозійний абразивний знос може добре імітувати стан зносу облицювальної пластини напівавтогенного млина. В даний час дослідження щодо зносостійкості та корозійних властивостей матеріалів полягає головним чином для вимірювання втрати ваги матеріалів на стирання при випробуванні на корозійно-абразивний знос в умовах зносу трьох тіл, а потім спостерігають за морфологією зносу зразків за допомогою скануючого електронного мікроскопа, і потім проаналізуйте механізм зносу. У цій главі аналіз зносостійкості та механізму зношування різних зразків проаналізовано через ударно-корозійну абразивну втрату зносу та морфологію термічно обробленої високовуглецевої низьколегованої корозійно-стійкої сталі, бейнітової сталевої підкладки, перлітної сталевої підкладки та високомарганцевої сталі матричний композитний вкладиш.

5.1 Характеристики абразивного зносу ударної корозії при енергії удару 4.5 Дж

5.1.1 корозійна абразивна зносостійкість

Під впливом енергії удару 4.5j втрата ваги зносу високовуглецевої низьколегованої корозійно-стійкої сталі, вкладиша з бейнітової сталі, вкладиша з перлітної сталі та композитної підкладкової пластини з марганцевої сталі з марганцівкою в різних станах термічної обробки з корозійним абразивним зносом час показано на рис. 5-1.

1. Результати показують, що втрата ваги кожного зразка з часом зростає, а швидкість зносу стабільна;
2. Стійкість до зносу кожного зразка така: підкладка з бейнітової сталі ＞ 1000 ℃ відпал +950 ℃ нормалізація +570 ℃ загартована високовуглецева низьколегована сталь ＞ 1000 ℃ відпал +950 ℃ гартування масла +250 ℃ загартована високолегована низьколегована сталь> вкладиш із перлітової сталі ＞ 1000 ℃ відпал +950 ℃ нормалізація +250 ℃ загартування високовуглецевої низьколегованої сталі ＞ 1000 ℃ відпал +950 ℃ загартування масла +570 ℃ загартовування високовуглецевої низьколегованої сталі> композиційні млинці з високомарганцевою сталлю.

Рис. 5-1 Зношена втратна вага різних футерованих легованих сталей з енергією удару 4.5 Дж

5.1.2 Аналіз механізму стирання

Існує два основних механізми зношування ударного абразивного зносу: один - це зношування, спричинене абразивним різанням та долотом; інший - втомний знос, спричинений багаторазовою деформацією ямок під дією сили удару. За умов мокрого шліфування ударний абразивний знос в основному полягає в абразивних втратах зносу та супроводжується електрохімічною корозією, яка сприяє одне одному та прискорює швидкість зносу матеріалів.

На малюнку 5-2 показано морфологію поверхні зносу високовуглецевої низьколегованої корозійно-стійкої сталевої та бейнітової сталевої підкладки, перлітової сталевої підкладки та високоякісної марганцевої матриці з композитного матеріалу підкладкової плити в різних станах термообробки.

На рис. 5-2 (а) (б) показана морфологія зносу зразка 1R, тобто високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої при 1000 ℃ і нормалізованої при 950 ℃ і загартованої при 570 ℃. При малому збільшенні (рис. 5-2 (а)) зношена поверхня зразка є відносно рівною. При великому збільшенні (рис. 5-2 (b)) можна спостерігати ріжучі борозни, і на зношеній поверхні з’являється невелика кількість ямок, що висипають втому. Зразок являє собою головним чином механізм мікрорізання. Зразок являє собою перліт із твердістю 43.7 HRC і має певний опір різанню. У той же час зразок має сильну в'язкість. Під час удару корозійним абразивним зносом він може спричинити великі пластичні деформації. Перед випаданням втоми від пластичної деформації він під дією сили удару та кварцового піску перетворюється на пластичний деформаційний клин і пластиковий гребінь. На зношеній поверхні зразка відсутня очевидна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

На рис. 5-2 (c) (d) показана морфологія зносу зразка 2R, тобто високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої при 1000 ℃ і нормалізованої при 950 ℃ і загартованої при 250 ℃. При малому збільшенні (рис. 5-2 (в)) зношена поверхня зразка є відносно рівною. При великому збільшенні (рис. 5-2 (d)) можна спостерігати широкі та неглибокі різальні борозни, а також очевидний пластичний деформаційний клин, пластиковий гребінь та деякі ріжучі сколи, спричинені пластичною деформацією з'являється невелика кількість ям, що відшаровуються, що в основному є механізмом мікрорізання, що супроводжується невеликою кількістю пластичних деформаційних втомних відколів. На зношеній поверхні зразка відсутня очевидна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

На рис. 5-2 (E) (f) показана морфологія зносу зразка 3R, тобто високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої при 1000 en, загартованої при 950 ℃ і загартованої при 570 ℃. При малому збільшенні (рис. 5-2 (E)) зношена поверхня зразка є відносно рівною з деякими частинками сміття. При великому збільшенні (рис. 5-2 (f)) можна спостерігати велику кількість нерівних відшаровуються ям. Механізм зносу зразка - це механізм пластичного стомлення. На зношеній поверхні зразка відсутня очевидна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

Рис. 5-2 (g) (H) показує морфологію зносу зразка 4R, тобто високовуглецеву низьколеговану сталь, відпалену при 1000 ℃, загартовану при 950 red і загартовану при 250 ℃. При малому збільшенні (рис. 5-2 (g)) зношена поверхня зразка є відносно рівною. При великому збільшенні (рис. 5-2 (H)) можна спостерігати неглибокі та короткі борозни. Оскільки зразок є загартованим мартенситом, його твердість досягає 57.5 ​​HRC і має сильну стійкість до різання. На зношеній поверхні одночасно можна спостерігати велику кількість нерівних відшаровуються ям. Пластичність зразка низька. Під дією періодичних напружень відбувається повторна пластична деформація, утворюючи джерело концентрації напружень, втомну тріщину і, нарешті, відпади втоми. Механізм зносу зразка - це пластичне виснаження втоми. На зношеній поверхні зразка відсутня очевидна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

5-2 (I) (J) показує морфологію стирання зразка 5R, тобто бейнітового сталевого вкладишного матеріалу. При малому збільшенні (рис. 5-2 (J)) можна спостерігати, що одночасно існують довгі ріжучі борозни та короткі борозни, і видно невелику кількість неправильних відшаровуваних ям. Механізм мікрорізання зразка в основному є мікрорізанням. Зразок має байнітну структуру, має гарну відповідність твердості, високу величину твердості (51.3 HRC) та певний опір різанню; в той же час зразок має сильну в'язкість, що може спричинити велику пластичну деформацію та невелику кількість відшаровуваних ям у процесі удару корозійного абразивного зносу. Тому ударна корозійна абразивна зносостійкість зразка є найкращою. На зношеній поверхні зразка відсутня очевидна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

Рис. 5-2 (k) (L) показує морфологію стирання зразка 6R, тобто композитного вкладиша з високоякісної марганцевої сталі, при малому збільшенні (рис. 5-2) (k) (поверхня зносу зразка відносно плоскі, можна спостерігати невелику кількість ріжучих борозд, а довгі та глибокі ріжучі борозни та частину зношеного сміття можна спостерігати у високі часи (рис. 5-2 (L)), що вказує на те, що протирізальна здатність зразка бідний, і на зношеній поверхні може спостерігатися велика кількість нерівних відшаровуються ям, а головний механізм зразка - механізм мікрорізання. На зношеній поверхні зразка відсутня явна корозія, що вказує на те, що корозійна стійкість зразка хороша. Твердість зразка низька без робочого зміцнення. Він не може отримати достатню твердість робочого твердіння при енергії удару 4.5j. Отже, опір різання зразка поганий, а вплив корозійна абразивна зносостійкість є найгіршою.

5-2 (m) (n) показує морфологію стирання зразка 7R, тобто перлітового сталевого підкладкового матеріалу. При малому збільшенні (рис. 5-2 (м)) поверхня стирання зразка є відносно рівною, і можна спостерігати невелику кількість ям, що відшаровуються. При великому збільшенні (рис. 5-2 (п)) можна спостерігати глибоке різання борозни і зношування сміття, а протирізальна здатність зразка погана. Навколо ріжучої борозни та сміття можна спостерігати деякі нерівні ямки, що обдираються. Механізм мікрорізання та питома вага зразка подібні. На зношеній поверхні зразка відсутня очевидна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

Рис. 5-2 Морфологія зношених поверхонь різних футерованих легованих сталей з енергією удару 4.5 Дж (а) (б) 1R; (c) (d) 2R; (e) (f) 3R

Рис. 5-2 Морфологія зношених поверхонь різних футерованих легованих сталей при енергії удару 4.5 Дж (г) (год) 4R; (i) (j) 5R; (k) (l) 6R

Рис. 5-2 Морфологія зношених поверхонь різних футерованих легованих сталей при енергії удару 4.5 Дж (м) (n) 7R

На закінчення слід зазначити, що під час випробування на корозійний абразивний знос при енергії удару 4.5j деякі зразки в основному є механізмами зносу з мікрорізанням, деякі зразки - це в основному втомлені механізми зношування, що відходять, а деякі зразки однаково напружені на двох механізмах зносу. Вплив ерозійної стійкості зразків визначається двома механізмами, а саме твердістю та в'язкістю. Згідно з результатами випробувань, бейнітна сталь найкраще відповідає твердості та в'язкості, а також найкращу стійкість до удару та стирання. Зносостійкість композитного вкладиша з марганцевої сталі найгірша, оскільки він не може отримати достатнього робочого зміцнення. Цей результат узгоджується з результатом втрати ваги при стиранні.

5.1.3 Ефект загартовування зносостійких легованих сталей при енергії удару 4.5 Дж

Для вивчення ефекту зміцнення роботи різних зносостійких легованих сталей вимірювали криву поступового зміни мікротвердості зношеного підповерхневого шару різних зносостійких легованих сталей при енергії удару 4.5j, тобто крива загартовування. На рис. 5-3 показані криві робочого зміцнення високовуглецевої низьколегованої корозійно-стійкої сталі, вкладиша з бейнітової сталі, вкладиша з перлітової сталі та композитної підкладкової пластини з високомарганцевою матрицею під енергією удару 4.5j.

З малюнка видно, що за умови енергії удару 4.5j різні зносостійкі леговані сталі мають певний ступінь робочої загартовуючої здатності. Чим ближче до поверхні зносу, тим кращий ефект загартовування роботи; чим далі від поверхні зносу, тим гірший ефект зміцнення роботи; швидкість твердіння композиції матриці із високомарганцевої сталі є найбільшою, а твердість зростає майже на 264 Результати показують, що твердість високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої при 1000 ℃, оливи, загартованої при 950 ℃ і загартованої при 250 ℃, має найвищий показник твердість. Твердість байнітової сталі поступається лише твердості відпаленої при 1000 ℃, загартованого при 950 oil і загартованого при 250 ℃. Однак ударна в'язкість першої краще, ніж у останньої, а перша має відносно високу твердість, тому перша має високу твердість при 4.5j. Результати показують, що зносостійкість бейнітової сталі є найкращою при енергії удару, що узгоджується з результатами аналізу якості корозійного зносу.

Рис.5-3 Криві деформаційного зміцнення різних футерованих легованих сталей з енергією удару 4.5 Дж

5.2 Характеристики зносу ударно-корозійного абразиву при енергії удару 9 Дж

5.2.1 корозійна абразивна зносостійкість

Під впливом енергії удару 9j показано втрати на знос високовуглецевої низьколегованої корозійно-стійкої сталі, вкладиша з бейнітової сталі, вкладиша з перлітової сталі та композитної підкладкової пластини з високомарганцевою матрицею в різних станах термообробки з корозійним абразивним часом зносу на рис. 5-4

1. Результати показують, що втрата ваги кожного зразка з часом зростає, а швидкість зносу стабільна;
2. Зносостійкість і корозійна стійкість зразків від високих до низьких складають 1000 ℃ відпалу + 950 ℃ нормалізації + 570 ℃ загартування високовуглецевої низьколегованої сталі> байнітна сталева вкладиш плита ≥ 1000 ℃ відпалу + 950 ℃ гартування масла + 570 ℃ гартування вуглецю низьколегована сталь> 1000 ℃ відпалу + 950 ℃ гартування масла + 250 ℃ відпустка високовуглецевої низьколегованої сталі ≥ високомарганцева сталева матриця композитний матеріал підкладкова плита> 1000 ℃ відпалу + 950 ℃ нормалізація + 250 ℃ відпустка високовуглецевої низьколегованої сталі ≥ перлітова сталь вкладиш.

Рис. 5-4 Зношена втратна вага різних футерованих легованих сталей з енергією удару 9 Дж

5.2.2 Аналіз механізму стирання

На малюнку 5-5 показано морфологію зношеної поверхні високовуглецевої низьколегованої корозійно-стійкої сталі, вкладиша з бейнітової сталі, вкладиша з перлітової сталі та обшивальної пластини з марганцевої матриці з композитного матеріалу в різних станах термообробки.

На рис. 5-5 (a) (b) показано морфологію стирання зразка 1R, тобто високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої при 1000 ℃ і нормалізованої при 950 ℃ і загартованої при 570 ℃. При малому збільшенні (рис. 5-5 (а)) зношена поверхня зразка є відносно рівною. При великому збільшенні (рис. 5-5 (b)) можна спостерігати очевидні різальні канавки з глибокими канавками та невеликою кількістю ямок, що відсипаються. Зразок показує механізм ріжучого зносу. Основним фактором є виснаження втоми. На зношеній поверхні зразка відсутня очевидна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

5-5 (c) (d) показує морфологію зносу зразка 2R, тобто 1000 ℃ відпалу + 950 ℃, що нормалізує + 250 ℃, загартовує високовуглецеву низьколеговану сталь. При малому збільшенні (рис. 5-5 (в)) зношена поверхня зразка є відносно рівною. При великому збільшенні (рис. 5-5 (d)) одночасно можна спостерігати великі та малі ріжучі борозни, навколо великої ріжучої борозни можна спостерігати невелику кількість ріжучого сміття та невеликий обріз. Результати показують що основним механізмом зразка є різання, що супроводжується певною кількістю механізму виснаження втоми. На зношеній поверхні немає очевидної корозії, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

5-5 (E) (f) показує морфологію стирання зразка 3R, тобто 1000 950 відпалу + 570 ℃ загартування масла + 5 ℃ загартування високовуглецевої низьколегованої сталі. При малому збільшенні (рис. 5-5 (E)) зношена поверхня зразка є відносно рівною, без явної втоми. При великому збільшенні (рис. 5-XNUMX (f)) спостерігалося багато очевидних ріжучих борозд і деякі ями, що висипають втому. Механізм різання зразка в основному був механізмом різання, і в той же час існував механізм виснаження втоми. На зношеній поверхні зразка відсутня явна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

5-5 (g) (H) показує морфологію зносу зразка 4R, тобто 1000 ie відпалу + 950 ℃ загартування масла + 250 ℃ загартування високовуглецевої низьколегованої сталі. При малому збільшенні (рис. 5-5 (g)) поверхня зносу зразка є відносно рівною. При великому збільшенні (рис. 5-5 (Н)) можна спостерігати багато коротких і неглибоких невеликих ріжучих борозд, а також виявлено невелику кількість довгих і неглибоких невеликих ріжучих борозд. Ями, що висипають втому, різного розміру розподіляються на зношеній поверхні. Механізм висипання втоми є основним механізмом зразка, і одночасно існує невелика кількість ріжучого механізму. На зношеній поверхні зразка відсутня явна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

5-5 (I) (J) показує морфологію стирання зразка 5R, тобто бейнітового сталевого вкладишного матеріалу. При малому збільшенні (рис. 5-5 (I)) поверхня зносу зразка є відносно рівною, і видно очевидні борозни. При великому збільшенні (рис. 5-5 (J)). На зношеній поверхні зразка відсутня явна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

На рис. 5-5 (k) (L) показано морфологію зносу зразка 6R, тобто композитного вкладиша з високомарганцевої матриці. При малому збільшенні (рис. 5-5 (k)) поверхня зносу зразка є відносно рівною, і можна спостерігати очевидну ріжучу борозна. При великому збільшенні (рис. 5-5 (L)) ріжуча борозна неглибока і на ньому можна спостерігати сміття. За цієї умови ріжуча борозна зношуваної поверхні становить 4.5j. За умови енергії удару зразок є коротким і неглибоким, що вказує на те, що зразок має більш сильну проти ріжучу здатність при корозійному абразивному зносі при високій енергії удару. На зношеній поверхні можна спостерігати деякі нерегулярні ямки, що відшаровуються, а механізм мікрорізання є основним механізмом зразка. На зношеній поверхні зразка відсутня очевидна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

5-5 (m) (n) показує морфологію стирання зразка 7R, тобто перлітового сталевого підкладкового матеріалу. При малому збільшенні (рис. 5-5 (м)) поверхня зносу зразка є відносно рівною, і можна спостерігати явні відшаровування ям. При великому збільшенні (рис. 5-5 (n)), в ямах, що відвалюються від втоми, є сліди багаторазової пластичної деформації, і може спостерігатися невелика кількість ріжучих борозд і сміття. Механізм виснаження втоми в основному являє собою виснаження втоми. На зношеній поверхні зразка відсутня явна корозія, що свідчить про хорошу корозійну стійкість зразка.

Рис.5-5 Морфологія зношених поверхонь різних футерованих легованих сталей з енергією удару 9J (a) (b) 1R

Рис.5-5 Морфологія зношених поверхонь різних футерованих легованих сталей при енергії удару 9J (c) (d) 2R

Рис.5-5 Морфологія зношеної поверхні різних футерованих легованих сталей при енергії удару 9J (e) (f) 3R

Рис.5-5 Морфологія зношеної поверхні різних футерованих легованих сталей при енергії удару 9 Дж (г) (год) 4R

Рис.5-5 Морфологія зношених поверхонь різних футерованих легованих сталей при енергії удару 9J (i) (j) 5R

Рис.5-5 Морфологія зношених поверхонь різних футерованих легованих сталей при енергії удару 9J (k) (l) 6R

Рис. 5-5 Морфологія зношених поверхонь різних футерованих легованих сталей при енергії удару 9 Дж (м) (n) 7R

На закінчення слід зазначити, що під час випробування на корозійний абразивний знос під енергією удару 9j деякі зразки в основному є механізмами зносу з мікрорізанням, а деякі зразки - в основному втомленими механізмами зносу, що відліпають. Вплив ерозійної стійкості зразків визначається двома механізмами, а саме твердістю та в'язкістю. Згідно з результатами випробувань, високовуглецева низьколегована сталь, відпалена при 1000 ℃, нормалізована при 950 ℃ і загартована при 570 ℃, має хорошу відповідність між твердістю і в’язкістю, а в’язкість є найкращою, тому стійкість до удару є найкращою . Підкладкова плита з високоякісної марганцевої матриці з композитного матеріалу може отримати певне робоче затвердіння при великій енергії удару, і за цієї умови її зносостійкість та корозійна стійкість посилюються. Цей результат узгоджується з результатом втрати ваги при стиранні.

5.2.3 Ефект загартовування зносостійких легованих сталей з енергією удару 9 Дж

На рисунку 5-6 показані криві зносу та роботи зміцнення високовуглецевої низьколегованої корозійно-стійкої сталі, вкладиша з бейнітової сталі, вкладиша з перлітової сталі та композитної підкладкової пластини з високомарганцевою матрицею під енергією удару 9j. З малюнка видно, що за умови енергії удару 9j різні зносостійкі леговані сталі мають певний ступінь робочої загартовуючої здатності. Чим ближче до поверхні зносу, тим кращий ефект загартовування роботи; чим далі від поверхні зносу, тим гірший ефект зміцнення роботи; швидкість твердіння композиту матриці з високомарганцевої сталі є найбільшою, а робоче затвердіння важке. Після відпалу при 1000 ℃, загартування масла при 950 ℃ і відпуску при 250 ℃, твердість високовуглецевої низьколегованої сталі є найвищою. твердість високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої при 1000 ℃ і нормалізованої при 950 ℃ і загартованої при 570 ℃, лише поступається твердості відпаленої при 1000 ℃, газованої олії при 950 ℃ і загартованої при 250 ℃. Однак перший має кращу в'язкість, ніж другий, а перший має досить високу твердість. Тому перший відпал при 1000 ℃ за умови енергії удару 9j + Результати показують, що зносостійкість високовуглецевої низьколегованої сталі, нормованої при 950 ℃ і загартованої при 570 ℃, є найкращою, що узгоджується з результатом аналізу якості корозійного зносу.

Рис.5-6 Криві деформаційного зміцнення різних футерованих легованих сталей з енергією удару 9 Дж

5.3 Результати

Високовуглецева низьколегована зносостійка сталь із складом Fe 93.50%, C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35%, Ni 0.75% та N 0.10% обробляли чотирма різними теплові процедури. Були проведені випробування корозійного абразивного зносу термічно обробленої високовуглецевої низьколегованої сталі, бейнітового сталевого вкладиша, композитного вкладиша з марганцевої матриці та перлітного сталевого вкладиша

1. Під час випробовування корозійно-абразивним зносом при енергії удару 4.5 Дж, ударно-корозійною абразивною зносостійкістю бейнітного сталевого вкладиша є бейнітний сталевий вкладиш> 1000 ℃ відпал + 950 ℃ нормалізація + 570 ℃ загартована високовуглецева низьколегована сталь> 1000 ℃ відпал + 950 ℃ загартовування масла + 250 ℃ загартована високовуглецева низьколегована сталь> перлітова сталева підкладка> 1000 ℃ відпал + 950 ℃ нормалізація + 250 ℃ загартована високовуглецева низьколегована сталь> 1000 ℃ відпал + 950 qu загартовування масла + 570 ℃ загартована низьковуглецева низька легована сталь> марганцева сталева матриця композитна облицювальна плита. Результати показують, що втрата ваги легованої сталі зростає з часом і майже лінійно.
2. Внаслідок енергії удару 4.5j частина зразків є в основному механізмами зносу з мікрорізанням, деякі зразки в основному є втомленими механізмами зносу, що відвалюються, а деякі зразки мають обидва механізми зношування. Високовуглецеві низьколеговані сталі, відпалені при 1000 ℃ і нормалізовані при 950 ℃ і загартовані при 570 ℃, високовуглецеві низьколеговані сталі, відпалені при 1000 ℃ і нормалізовані при 950 ℃ і загартовані при 250 ℃, бейнітні сталеві вкладиші та високоякісні марганцеві матричні композиційні накладки являють собою в основному мікро-ріжучий механізм, доповнений механізмом зношування, що відбивається від втоми. Механізм стомлення для втоми високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої при 1000 ℃, загартованої при 950 oil і загартованої при 570 ℃ і відпаленої при 1000 ℃ + нафти, загартованої при 950 ℃ і загартованої при 250 ℃, є головним чином механізмом відвалу, доповненого механізм мікрорізання. Механізм виснаження втоми та мікрорізання однаково важливий для перлітової сталевої підкладки.
3. При випробуванні на корозійний абразивний знос при енергії удару 9j така корозійна абразивна зносостійкість виглядає наступним чином: 1000 ℃ відпал + 950 ℃ нормалізація + 570 ℃ загартування високовуглецевої низьколегованої сталі> бейнітна сталева вкладиш плита ≥ 1000 ℃ відпал + 950 ℃ загартування нафти + 570 ℃ відновлення високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої при 1000 ℃, загартованої при 950 oil і загартованої при 250 ℃ для високовуглецевої низьколегованої сталі ≥ композитна вкладиша з високомарганцевою матрицею> 1000 + відпалу + 950 250 нормалізуюча + XNUMX ℃ відпустка високовуглецевої низьколегованої сталі ≥ перлітовий сталевий вкладиш. Результати показують, що втрата ваги легованої сталі зростає з часом і майже лінійно.
4. Під енергією удару 9j деякі зразки є головним чином механізмами зношування мікро-різання, а деякі зразки - механізмами зносу, що висипають втому. Високовуглецеві низьколеговані сталі, відпалені при 1000 ℃ і нормалізовані при 950 ℃ і загартовані при 570 ℃, високовуглецеві низьколеговані сталі, відпалені при 1000 ℃ і нормалізовані при 950 ℃ і загартовані при 250 ℃, високовуглецеві низьколеговані сталі, відпалені при 1000 ℃ і масло, загартоване при 950 ℃ і загартоване при 570 ℃, сталеві вкладиші з бейніту та композитні підкладки з марганцевої матриці з високим вмістом марганцю - це в основному механізм мікрорізання, доповнений механізмом зношування, що виливається. Механізм висипання втоми з високовуглецевої низьколегованої сталі та перлітової сталевої облицювальної пластини, відпаленої при 1000 ℃ та загартованої при 950 oil оливи та загартованої при 250 ℃, домінує механізм відвальної втоми, доповнений мікро-ріжучим механізмом.
5. При енергії удару 4.5 Дж і 9 Дж корозія всіх зразків не є очевидною. В умовах випробувань корозійна стійкість цих зразків є хорошою.

6.0 Результати досліджень корозійно-стираних стійких легованих сталей SAG Mill Liners

У цій роботі за основу взято ударну корозію та стан абразивного зносу вкладишів млинів напівавтогенного млина з використанням металографічного мікроскопа Lycra, муфельної печі, тестера твердості та XRD. Вплив термічної обробки на мікроструктуру, твердість , енергію, що поглинає удар, результати випробувань на розтягування та абразивний знос корозійного удару високовуглецевої низьколегованої сталі вивчали за допомогою дифрактометра, інструментальної машини для випробувань на удар, машини для випробування на розтяг, тестеру абразивного зносу від корозії та скануючого електронного мікроскопа. Одночасно вивчаються нові вкладиші млинів із бейнітової легованої сталі, нові композитні матриці з високомарганцевої матриці, вкладиші з комбінованої легованої сталі та вкладиші з млинної сталі з перлітового сплаву Основні висновки такі:

1. Після відпалу при 1000 ℃, нормалізації при 950 ℃ і відпуску при 570 ℃, мікроструктура зносостійкої високовуглецевої низьколегованої сталі зі складом C 0.65%, Si 0.54%, Mn 0.97%, Cr 2.89%, Mo 0.35% , Ni 0.75%, а N 0.10% - це перліт. Високовуглецева низьколегована сталь, відпалена при 1000 ℃ і нормалізована при 950 ℃ і загартована при 250 ℃, також має перлітову структуру. Однак перлитова структура першої має тенденцію до сфероїдизації, а її комплексні властивості кращі за другу. Мікроструктура високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої при 1000 ℃, загартованої при 950 oil нафти і загартованої при 570 ℃, є загартованим сорбітом з мартенситною орієнтацією. Високовуглецева низьколегована сталь, відпалена при 1000 ℃, газована при 950 ℃ і загартована при 250 ℃, є загартованим мартенситом. Високовуглецева низьколегована сталь, відпалена при 1000 ℃, загартована при 950 ℃ і загартована при 250 ℃, має найвищу твердість за Роквеллом (57.5 HRC). Високовуглецева низьколегована сталь, відпалена при 1000 ℃, нормалізована при 950 ℃ і загартована при 570 ℃, має найвищу енергію поглинання удару (8.37j) і найкращу в’язкість. Результати випробування на розтяг показують, що міцність високовуглецевої низьколегованої сталі (№3), відпаленої при 1000 ℃, загартованої при 950 oil оливи і загартованої при 570 ℃, має найкращу міцність (RM: 1269 МПа). показують, що подовження після руйнування δ високовуглецевої низьколегованої сталі (№1), відпаленої при 1000 ℃, нормалізованої при 950 ℃ і загартованої при 570 ℃, має максимальне подовження після руйнування (14.31%), а руйнування є пластичним руйнуванням.
2. Результати показують, що мікроструктура байнітового сталевого вкладиша має чорний голкоподібний нижній бейніт і є частиною пероподібного верхнього бейніту, а твердість становить 51.7 HRC. Після пробного застосування твердість вкладиша збільшується на 50 HV, глибина робочого затвердіння становить 10 мм, а поглинання енергії удару V-вирізом - 7.50 Дж. Композитний вкладиш із марганцевої сталі з високим вмістом марганцю - це композиційний матеріал з аустенітом структура як матриця і карбід як друга фаза. Твердість вкладиша становить 26.5 HRC, а найвища твердість вкладиша - 667 HV (58.7 HRC), глибина робочого зміцнення 12 мм, енергія поглинання удару стандартного u-вирізу становить 87.70 Дж, а ударна руйнування поверхня - пластичний перелом. Подовження після руйнування становить 9.20%, а руйнування при розтягуванні - змішане. Межа міцності на розрив і межа текучості вкладиша складають 743 МПа і 547 МПа відповідно. Мікроструктура перлітового сталевого вкладиша має чорно-білу перлітову структуру, а твердість становить 31.3 HRC. Після пробного використання явного явища загартовування на роботі немає. Енергія, що поглинається ударом, стандартного V-вирізу з перлітового сталевого вкладиша становить 6.00 Дж, а поверхня руйнування - мікролокальний пластиковий та макрокрихкий руйнування. Подовження після руйнування вкладиша з перлітової сталі становить 6.70%, а розривний розрив - крихкий. Межа міцності на розрив і межа текучості перлітового сталевого вкладиша становлять 766 МПа і 420 МПа.
3. При випробуванні на ударний корозійний абразивний знос при енергії удару ударна корозійна абразивна зносостійкість підкладкової пластини з байнітової сталі> 4.5 ℃ відпалу + 1000 ℃ нормалізація + 950 ℃ загартована високовуглецева низьколегована сталь> 570 ℃ відпал + 1000 ℃ олії загартування + 950 ℃ загартована високовуглецева низьколегована сталь> вкладиш із перлітової сталі> 250 ℃ відпал + 1000 ℃ нормалізація + 950 ℃ загартована високовуглецева низьколегована сталь> 250 ℃ відпал + 1000 ℃ загартування масла + 950 високовуглецева низьколегована сталь як загартоване > високоякісна марганцева матрична композитна підкладкова плита. Високовуглецеві низьколеговані сталі, відпалені при 570 ℃ і нормалізовані при 1000 ℃ і загартовані при 950 ℃, високовуглецеві низьколеговані сталі, відпалені при 570 ℃ і нормалізовані при 1000 ℃ і загартовані при 950 ℃, бейнітні сталеві вкладиші та високоякісні марганцеві матричні композиційні накладки являють собою в основному мікро-ріжучий механізм, доповнений механізмом зношування, що відбивається від втоми. Механізм стомлення для втоми високовуглецевої низьколегованої сталі, відпаленої при 250 ℃, загартованої при 1000 oil і загартованої при 950 ℃ і відпаленої при 570 ℃ + нафти, загартованої при 1000 ℃ і загартованої при 950 ℃, є головним чином механізмом відвалу, доповненого механізм мікрорізання. Механізм висипання втоми та механізм мікрорізання однаково важливі для перлітової сталевої підкладки.
4. При випробуванні на абразивний абразивний знос під ударною енергією 9j така корозійна абразивна зносостійкість виглядає наступним чином: 1000 ℃ відпал + 950 ℃ нормалізація + 570 ℃ загартування високовуглецевої низьколегованої сталі> бейнітна сталева вкладиш плита ≥ 1000 ℃ відпал + 950 ℃ загартування нафти + 570 ℃ відновлення Високовуглецева низьколегована сталь, відпалена при 1000 ℃, масло загартоване при 950 ℃, загартоване при 250 ℃, високовуглецева низьколегована сталь ≥ високомарганцева сталева матриця композитна облицювальна плита> 1000 ℃ відпал + 950 ℃ нормалізує + 250 Загартування високовуглецевої низьколегованої сталі ≥ перлітний вкладиш. Високовуглецеві низьколеговані сталі, відпалені при 1000 ℃ і нормалізовані при 950 ℃ і загартовані при 570 ℃, високовуглецеві низьколеговані сталі, відпалені при 1000 ℃ і нормалізовані при 950 ℃ і загартовані при 250 ℃, високовуглецеві низьколеговані сталі, відпалені при 1000 ℃ і масло, загартоване при 950 ℃ і загартоване при 570 ℃, сталеві вкладиші з бейніту та композитні підкладки з марганцевої сталі з високим вмістом марганцю - це головним чином механізм мікрорізання, доповнений механізмом зносу, що виливається від втоми. Механізм висипання втоми з високовуглецевої низьколегованої сталі та перлітової сталевої облицювальної пластини, відпаленої при 1000 ℃ та загартованої при 950 oil оливи та загартованої при 250 ℃, домінує механізм відвальної втоми, доповнений мікро-ріжучим механізмом.
5. При енергії удару 4.5j та 9j корозія всіх зразків не є очевидною, а стійкість до корозії всіх зразків краща в умовах випробувань.