高铬铸铁的热处理工艺研究》.docx

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1、高铬铸铁的热处理工艺研究摘要：本文以渣浆泵耐磨眼镜板为研究对象，以超高铬（Cr26）合金铸铁为原料，提高其耐腐蚀性，并设计了后续的热处理工艺。提高合金的坚硬程度和冲击韧性。热处理结果表明，在相同的回火温度下，随着淬火温度的升高，材料的坚硬程度先增加后减小，在1010淬火时材料的坚硬程度最高;在相同的淬火温度下，随着回火温度的升高，材料的坚硬程度先增大后减小，在450回火时材料的坚硬程度最高;在淬火和回火之后，冲压铸造材料。当材料坚硬程度达到最大值时，冲击韧性大大提高，冲击韧性仍然良好;因此，最佳热处理标准确定如下：在1010保持2小时，在450淬火2小时，在450回火此时，材料的宏观坚硬程度达

2、到65.9HRC，冲击韧性达到4.6J。 /厘米2。与铸态样品相比，宏观坚硬程度提高25，冲击韧性提高53，质量大大提高。详细研究了处理前后材料的金相组织和断口形貌。对微结构中的共晶碳化物和二次碳化物进行EDS分析。结果表明，铸态金属中的共晶碳化物是M7C3和M23C6碳化物的混合原理。在热处理之后，二次碳化物分散并沉淀在金属基质中。通过EDS分析，二次碳化物的类型是M7C3。根据每种元素的原子比，C型碳化物的分子式为（Fe2Cr5）C3。摩擦和磨损实验表明，材料的耐磨性与坚硬程度变化一致。在最佳热处理工艺下材料的耐磨性最好，相对耐磨性是铸态条件下的1.42倍。通过分析磨损形态，可以看出热处理

3、前后材料的磨损原理是磨料颗粒的微切削。热处理后，材料的耐磨性有所提高，但仍不能令人满意。为了进一步提高其耐磨性，采用EPC负压铸渗透法制备了高坚硬程度陶瓷颗粒增强超高铬铸铁复合材料，镀镍提高了陶瓷颗粒与铁水的润湿效果。预处理。铁水的出钢温度为1520。采用0.05MPa的负压制备F20，F12和F6粒度的复合铸件和高铬铸铁。 SEM和EDS分析结果表明，镀镍预处理有利于液态金属对陶瓷颗粒的包封和渗透，相当于在高铬铸铁复合界面附近添加合金元素。在该区域中合金元素的富集降低了液体的表面张力和固体与液体之间的界面张力，因此形成的复合界面紧密结合并且层次分明。此外，详细分析了复合材料的铸造渗透原理，并

4、将复合材料在1010淬火，450回火，研究了热处理后复合材料界面的变化规律。摩擦磨损试验表明，铸态复合材料的相对耐磨性是铸态纯金属材料的1.93倍，是热处理后铸态纯金属材料的2.21倍。结果表明，纯金属的热处理工艺仍可应用于复合材料，对提高复合材料的整体耐磨性有很大的作用。通过分析磨损形态，复合材料的磨损原理仍然是磨粒的微切削。关键词：高铬铸铁;热处理工艺;锆刚玉颗粒;复合材料ABSTRACTIn this paper, the wearable glasses board of slurry pump is studied. Considering its special working e

5、nvironment, in order to enhance its corrosion resistance and wear resistance, Ultra-high chromium alloy cast iron is usually used as the raw material to manufacture this kind of materials. Heat treatment results shows that at the same tempering temperature, the hardness of casting increased at first

6、 and then decreased with the increase of quenching temperature, and the hardness reaches the maximum at 1010 quenching. At the same quenching temperature, the hardness of casting is also increased at first and then decreased with the increase of tempering temperature, the hardness of casting reaches

7、 the maximum at 450 tempering. The best heat treatment process parameter is comprehensive determined: 1010quenching temperature and 450tempering temperature. The average hardness of the heat treated material reached 65.9HRC and impact toughness value reached 4.6J/cm2. Compared to the cast sample, th

8、e macro hardness increased 25% and the impact toughness increased 53%. Comprehensive mechanical properties improved obviously. The microstructure and fracture morphology of the materials before and after heat treatment were analyzed. The chemical composition analysis of the eutectic carbides and sec

9、ondary carbides which exist in the micro organization is made. It can be known that the eutectic carbides in the cast state are the mixing mechanism of carbide M7C3 and M23C6, after the heat treatment, the metal matrix will disperse and precipitate secondary carbides, the chemical composition analys

10、is shows that the carbide type is M7C3, the specificchemical formula is (Fe2Cr5)C3. The friction and wear tests show that with the best heat treatment process, the comprehensive wear resistance of the material is best, the relative wear resistance of the material is 1.42 times as much as the cast st

11、ate, which indicate that the trend of wear resistance of the material and the hardness is consistent. Finally, the wear morphology showsthat the wear mechanism of the materials before and after heat treatment is micro cutting of abrasive grains. The wear resistance of the material is improved to som

12、e extent after heat treatment, but still not ideal. So, in this study, ceramic particles were used to further enhance the wear resistance of high chromium cast iron, the preparation method is the EPC negative pressure casting infiltration, and the surface of ceramic particles is pretreated with nick

13、el plating to improve its wetting effect with the molten iron .The temperature of molten iron is 1520 , the negative pressure is 0.05MPa, successfully prepared F20, F12 and F6 three different particle size complex material with ceramic particles and high chromium cast iron. SEM and EDS analysis show

14、ed that the pretreatment of the ceramic particles is beneficial to the infiltration of molten iron, its effect is equivalent to the addition of alloying elements to high chromium cast iron near the interface of the composite, and the enrichment of the alloying elements in this region makes the surfa

15、ce tension and solid-liquid interfacial tension decreased. So, composite interface combined closely, gradation is distinct. In addition, the mechanism of casting infiltration was analyzed, and the composite casting was quenched at 1010 tempered at 450. The changes of composite interface after heat t

16、reatment were studied. Friction and wear tests show that the relative wear resistance of the cast composite sample is 1.93 times as much as the cast pure metal, the relative abrasion resistance of the composite sample after heat treatment is 2.21 times as much as the pure metal sample. Indicating th

17、at pure metal heat treatment process can still be applied to composite materials，it can also improve overall wear resistance of composite materials obviously. Finally, the wear morphology showed that the wear mechanism of the composites is still micro cutting of abrasive grains. KEYWORDS: High chrom

18、ium cast iron; Heat treatment process; ZTA particles; Composite material 22 / 22目录第一章 绪 论41.1 课题工程背景及意义4第二章 实验方案52.1 实验材料52.1.1 基体金属成分的设计52.2 主要实验设备52.3 本章小结5第三章 高铬铸铁的热处理工艺63.1 高铬铸铁热处理的作用及工艺63.2 热处理结果分析63.2.1 维氏显微坚硬程度结果分析63.2.2 金属断口分析83.4 本章小结12第四章 锆刚玉/高铬铸铁复合材料12第五章 总结与展望13第六章 参考文献14第一章 绪 论1.1 课题工程背

19、景及意义 众所周知，两个彼此接触或相对移动的物体在其表面上产生摩擦。 在正常情况下，摩擦通常伴随着磨损，并且当在一定程度上磨损时，不可避免地导致各种机器或部件的故障。 面临巨大的安全隐患。 中国也是一个制造大国。 在中国，采矿机械，工程机械和各种破碎和研磨设备都非常庞大，类似于冶金，采矿，建材，电力，煤炭等部门。 这些设备通常运行不良。 在这种情况下，某些部件被各种材料消耗，例如沙子，矿石，土壤和磨料体，每年消耗大量金属1。 因此，提高材料的耐磨性和使用寿命具有重要的经济和实际意义2。在实际情况中，一些易损件不仅磨损，而且经常伴有腐蚀磨损和高温磨损。在复杂的磨损条件下，许多因素会相互作用并加剧

20、零件的磨损3。这种情况在采矿，冶金，建材等工业生产中很常见，如输送含煤泥和蛭石的稠浆泵，内部易损件的耐磨玻璃板易受腐蚀和磨损。流动介质腐蚀，使用寿命短，零件尺寸小，但技术要求高，制造困难。在类似的复合材料磨损条件下，消耗品被大量消耗。因此，对于在苛刻条件下操作的这种部件，如果采用简单有效的制备方法，可以在确保一定的内部冲击韧性的同时获得一定程度的工作表面硬度，并且其耐磨性和使用性极大改进。生活。相关文献表明，在耐磨金属材料表面结合一定厚度的硬质颗粒，不仅可以提高易损件的可靠性和使用寿命，还可以提高易损件的性能和质量，提高经济性。 ，促进高科技。发展。技术和节能的发展具有重要意义4。陶瓷颗粒增强

21、金属基耐磨复合材料的研究已引起相关领域专家的关注。目前，该研究主要集中在与金属基体具有良好润湿性的陶瓷颗粒，如WC颗粒，铸铁基耐磨材料，粉末烧结等。这种制备方法往往需要更高的材料成本或更复杂的制备工艺 5。因此，本文拟采用一些简单的复合方法，采用低成本陶瓷颗粒和金属复合材料，最初提出使用氧化锆刚玉陶瓷颗粒来提高高铬铸铁表面复合材料的制备，从热处理工艺入手。基板本身首先强化基体本身然后，探索陶瓷颗粒的表面改性，使其与金属基体具有良好的润湿性。最后，确定了铸造工艺标准，制备了具有紧密复合界面和良好耐磨性的复合材料，并对复合材料进行了热处理。进一步的发展。提高复合铸件的耐磨性。第二章 实验方案2.1

22、 实验材料 2.1.1 基体金属成分的设计 基体金属不仅需要满足耐磨玻璃所要求的高耐磨性和耐腐蚀性，而且还要求在与陶瓷颗粒复合时具有良好的粘合界面。 因此，基材主要选自以下几个方面：（1）基体本身具有高硬度和耐磨性;（2）具有良好的耐腐蚀性和抗氧化性;（3）具有良好的淬透性，便于在后续热处理过程中进一步提高材料的硬度和冲击韧性;（4）基础结构应与陶瓷颗粒形成良好的结合，具有很强的支撑保护和防止工件陶瓷颗粒在磨损过程中完全剥落并缩短使用寿命。本文主要研究厚泥浆泵耐磨玻璃板的复合材料。 Cr26耐磨白口铸铁是一种超高铬合金铸铁，碳化物分布均匀，耐磨性好，耐高铬。铸铁的研究也比较成熟，具有良好的理论

23、研究基础。 Cr26白口铸铁还具有良好的淬透性，耐腐蚀性和抗氧化性。因此，使用Cr26白口铸铁作为金属基材制备复合材料。 ，符合实际要求。高铬铸铁的碳含量通常为2.4至3.5。合金中碳质量分数越高，碳化物含量越高，合金的硬度越高，但同时合金的韧性也降低。此外，由于白口铸铁的过共晶组成，粗大的一次碳化物在凝固过程中结晶，导致脆性增加和韧性急剧下降。因此，高铬铸铁的碳含量设定在亚共晶区域。随着铬质量分数的增加，共晶碳含量降低。对于含有约25铬的高铬铸铁，共晶碳质量分数为3.0。当考虑复合渗透时，熔融金属的要求是好的。流动性和填充能力最终确定贱金属中的碳含量处于近共晶组成中，即，碳质量分数略小于3.

24、0。2.2 主要实验设备 本课题主要使用的实验仪器有中频感应炉、KSL-1100X 箱式炉、超声波清洗机、电热恒温鼓风干燥箱、角磨机、恒温水浴箱、电火花线切割机等；分析设备有高温摩擦磨损实验机、洛氏坚硬程度计、维氏坚硬程度计、冲击实验机、金相显微镜、扫描电子显微镜、精密电子天平等。部分设备如图 2.1 所示。 （a）冲击实验室（b）中频感应炉2.3 本章小结 本章设计确定了金属基质的组成，并解释了陶瓷颗粒选择的原理。复合材料中的增强颗粒是ZA25铝酸锆陶瓷颗粒，即含有约25ZrO2的Al2O3。陶瓷颗粒。 介绍了相关的实验设备，并对高铬铸铁进行了冶炼。 炉后的成分符合设计要求。 最后，通过Pr

25、oCast软件计算了该组合物的高铬铸铁热性能标准，并相应地设计了铸造渗透工艺标准。 第三章 高铬铸铁的热处理工艺在研究高铬铸铁和陶瓷颗粒复合工艺之前，本文首先研究了纯高铬铸铁基体的热处理工艺，以便将其热处理工艺标准应用于复合铸件，从而进一步提高耐磨性和冲击性。 复合材料的韧性。 在该实验中，通过消失模铸造法制备高铬铸铁纯金属试验片。 喷丸后，用电火花线切割机将其切成551010mm的长方体样品，用于后续的热处理实验。 3.1 高铬铸铁热处理的作用及工艺 高铬铸铁铸件一般在生产后不直接投入生产，需要进行热处理，以改善基体结构，提高铸件的硬度和耐磨性。铸态高铬铸铁金属基体结构主要是奥氏体，珠光体等

26、。39，整体宏观硬度不高，最终性能是铸件的耐磨性差6而高铬铸态的铸铁组合物是分离的。严重的是，碳化物的形状，尺寸和数量也有很大差异，金属基体具有大的劈裂效果，导致铸件的韧性差。因此，有必要研究高铬铸铁的热处理工艺，以增强铸件的硬度和冲击韧性，全面提高其耐磨性。目前，高铬铸铁常用的热处理工艺有：去稳定化处理，低温处理，高温球化处理，亚临界处理和深冷处理。本文主要研究高铬铸铁的不稳定处理和回火过程。去稳定化处理是常用的热处理方法。由于高温奥氏体中合金元素含量高，高铬铸铁液体在自然冷却过程中难以转变为马氏体组织。不稳定的过程大致如下：将铸件缓慢加热至0。然后保持奥氏体化温度并使其完全奥氏体化并置于淬

27、火介质中进行冷却7。在此过程中，奥氏体基体中的合金元素作为二次碳化物沉淀，基体中的Cr和C元素被耗尽，并且Ms点升高，并且在淬火期间可以产生更多的奥氏体。身体的转变。去稳定化处理对提高高铬铸铁的淬透性非常有帮助。因此，通过该方法基本上获得马氏体高铬铸铁。另外，在铁水的冷却和凝固过程中，共晶碳化物会消耗奥氏体中的一些元素如C和Cr，这将使奥氏体发生固相转变，这将发生在奥氏体和碳化物中。形成板条马氏体结构以降低材料的韧性，并且去稳定化处理过程在奥氏体化和保温过程中加速元素的扩散和迁移，从而有助于消除马氏体结构。加固材料8。3.2 热处理结果分析 3.2.1 维氏显微坚硬程度结果分析 将试样两个对立

28、面打磨平整，使用维氏显微坚硬程度计对试样进行显微坚硬程度测定，在光学镜头下定位需测定的组织位置，测试时加载力为 200g，保压时间 10s，每个试样基体组织与共晶组织各测定三个点，取其平均值。表 3.3 为两种组织的显微坚硬程度详细统计结果。 表 显微组织维氏坚硬程度测定结果 Tab The results of Vickers hardness test 编号金属晶体显微硬度共晶组织显微硬度测定值1测定值2测定值3平均值测定值1测定值2测定值3平均值1483.2403.1355.1413.8569.6582.8524.6559.02614.9614.6540.8590.1721.7698.2

29、688.2702.73478.2592.2545.6538.7670.7690.4690.4670.04405.3382.2433.5407.1481.6540.1522.4514.75662.8668.4612.5647.9769.8756.3808.7778.36716.7738.5682.6712.6698.7859.8864.3807.67394.8400.5365.4384.1474.9462.0524.1487.08717.6698.4676.6 697.5814.5 766.9795.6792.39673.6677.9620.2657.2797.2704.5757.3753.01

30、0769.2745.6730.9748.6870.7846.9920.8879.511372.3401.9398.1390.8508.2479.8497.7495.212750.4486.9610.1615.8704.2615.4755.9691.813530.6823.5829.3727.8801.3834.2897.6844.414386.5400.5365.4384.1474.9462.0524.1487.0奥氏体的显微硬度范围相同，合金组成的铬碳比为8.6。 根据文献，当Cr / C 7.2时，铸态组织主要是奥氏体基体，并且马氏体很少。 形成，综合显微硬度和铬碳比，确定组件的铸态基体结

31、构应为单一奥氏体结构9。 显微硬度趋势与宏观硬度基本一致。 当在600回火时，基体的显微硬度急剧下降，并且硬度低于铸态显微硬度。 原因应该是在高温回火过程中产生回火索氏体，这使得基体的硬度降低。在低温和中温回火时，由于残余奥氏体转变和二次碳化物的弥散强化，基体结构和共晶结构的显微硬度高于铸态显微硬度。 表 常见基体组织维氏坚硬程度 Tab Vickers hardness of common matrix structure 组织 铁素体 珠光体 奥氏体 马氏体 渗碳体 维氏坚硬程度（HV） 70200 300460 300600 5001000 882 左右 图 3.3（a）为在 450回火

32、时，显微坚硬程度随淬火温度变化的折线图。随着淬火温度的增加，显微坚硬程度呈现出先增高后降低的趋势，原因是随着奥氏体化保温温度升高，基体组织中的碳、铬等元素开始析出，Ms 点升高，淬火时更容易发生氏体相变，基体坚硬程度增大，但当保温温度过高时，一部分合金元素又开始重新溶入基体中，淬火时虽获得了高坚硬程度的高碳马氏体，但 Ms 点的降低也使得残余奥氏体的含量增多，高碳马氏体与残余奥氏体的混合导致基体组织平均显微坚硬程度有下降。共晶组织坚硬程度变化规律之所以与基体一致，原因是热处理虽不会改变共晶碳化物类型，但共晶奥氏体热处理时坚硬程度变化与初生奥氏体一致，从而导致共晶组织整体的显微坚硬程度变化与基体

33、组织类似。 （a）淬火温度对显微组织坚硬程度影响 （b）回火温度对显微组织坚硬程度的影响 图（b）是1010淬火温度下回火温度对显微硬度变化的示意图。从图中可以看出，基体的显微硬度和共晶组织在450回火时达到最高。重要原因是残余奥氏体中铬、碳含量较高，回火温度较低时，M7C3碳化物的析出量较小，不能补救回火引起的马氏体硬度下降，回火温度过高，不利于回火索氏体的形成。基体硬度降低，因而450是合适的回火温度。 3.2.2 金属断口分析 金属试样在开展冲击韧性测定后，将冲断的试样打磨，超声波清洗并烘干。用钨丝扫描电镜对穿刺试样的断裂面开展了扫描。由于在不同的热处理标准下，试样的冲击韧度变化不大，重

34、要对铸态和热处理试样的断裂形态开展了比较，并对其断裂形态开展了分析。如图 3.7 为 1 号铸态试样和 10 号 1010淬火+450 回火热处理后试样的断口形貌。 （a）铸态试样 （b）1010淬火+450回火后试样 图 3.7 试样断口形貌铸态试样的断口形貌中有明显的解理台阶和河流花样，可判定为解理断裂，属脆弱程度断裂范畴，其冲击韧性只有 3.0J/cm2。热处理后的试样断口形貌中也具有台阶状特征，但出现了部分韧窝，且宏观断口形貌比较平整，基本上无宏观塑性变形，断口呈结晶状，其介于解理断裂与韧窝断裂之间，可判断为准解理断裂。关于准解理的断裂原理尚有待探索，大容易裂开而成为裂纹源10。准解理

35、断裂仍属于脆弱程度断裂范畴，所以 Cr26 材料的冲击韧性整体偏低，属脆弱程度材料范畴，其碳化物含量高达 30%以上，碳化物对基体的割裂作用是影响材料冲击韧性的主要因素，故热处理后试样冲击韧性虽相对于铸态时有较大提高，达到 4.6 J/cm2，但改变热处理标准对其韧性提高作用有限。 为了深入了解在热处理过程中，基体内合金元素的析出与溶入情况以及共晶碳化物与二次碳化物的类型，分别对铸态下试样和热处理后的试样进行扫描电镜与能谱分析，图 3.8，3.9 分别为 1 号试样和 10 号试样的基体组织能谱分析结果。 图 3.8 1 号试样基体组织 EDS 谱图 Fig3.8 EDS spectra of

36、 matrix organization of 1# sample 图 3.9 10 号热处理试样基体组织 EDS 谱图 Fig.3.9 EDS spectra of matrix organization of 10# sample 表 3.5 1 号试样基体组织成分 Tab3.5 Matrix composition of 1# sample 元素 重量百分比 原子百分比 C 0.70 3.10 Si 2.00 3.77 Cr 13.44 13.67 Mn 1.22 1.17 Fe 82.64 78.28 表 3.6 10 号热处理试样基体组织成分 Tab3.6 Matrix compos

37、ition of 10# sample 元素 重量百分比 原子百分比 C 0.35 1.57 Si 1.89 3.62 Cr 11.59 11.97 Mn 1.37 1.34 Fe 84.79 81.50 对比铸态和热处理后试样的基体组织成分，可发现 Si、Mn 元素的重量百分比几乎没有发生变化，热处理后基体组织中 C、Cr 元素占比下降，分别减少了 50%和 14%，这也说明了在 1010奥氏体化保温时，二次碳化物从基体中的析出大于溶入，使得铬、碳元素含量出现下降，降低了奥氏体的稳定性，促进了淬火时向马氏体的转变。 图 3.10、3.11 分别为 1 号铸态下共晶碳化物、10 号热处理后析出

38、二次碳化物的能谱分析结果。表 3.7、3.8 分别为两者对应成分百分比统计结果。通过图表可以看出共晶碳化物中含有微量的 V、Mn 合金元素，Cr 元素含量很高，且 Cr 元素加 Fe 元素与 C 元素的原子比为 2.81，高于 M7C3 型碳化物的 2.33:1，且低于 M23C6型碳化物的 3.83:1，又因该合金属于低碳高铬类型，所以判断铸态下共晶碳化物的类型为 M7C3+ M23C6 的混合体。同理，由于热处理工艺并不会改变共晶碳化物的类型，热处理后的共晶碳化物仍在这种类型当中，不再赘述。 图 3.10 1 号铸态试样共晶碳化物 EDS 谱图 Fig 3.10 EDS spectra o

39、f eutectic carbides in as-cast sample (1#) 表 3.7 1 号铸态试样共晶碳化物成分 Tab 3.7 Composition of eutectic carbides in as-cast sample (1#) 元素 重量百分比 原子百分比 C 7.24 25.74 V 0.81 0.69 Cr 59.85 49.11 Mn 1.52 1.23 Fe 30.49 23.23 由图 3.11 可清晰看到热处理后基体内部析出二次碳化物颗粒，分析其成分可知二次碳化物中含有极其微少的 V 元素，可忽略不计，Cr 元素仍占据较高的百分比，且 Cr 元素加 Fe

40、 元素与 C 元素的原子比为 2.31，已非常接近 M7C3 型碳化物的原子比 2.33，再根据各元素的原子百分比可推断该碳化物分子式为（Fe2Cr5）C3，综合确定热处理过程中析出的二次碳化物类型为 M7C3 型碳化物。 图 3.11 10 号热处理试样二次碳化物 EDS 谱图 Fig 3.11 EDS spectra of secondary carbides in heat treatment state(10#) 表 3.8 10 号热处理试样二次碳化物成分 Tab 3.8 Composition of secondary carbides in heat treatment stat

41、e(10#) 元素 重量百分比 原子百分比 C 8.78 29.96 V 1.01 0.80 Cr 58.93 46.38 Fe 31.28 22.86 3.3.6 摩擦磨损测试结果 由于宏观坚硬程度及冲击韧性只能大致体现材料的耐磨性能，为了更加准确的了解材料的耐磨性能，本实验设计了七组摩擦磨损测试，用来对比热处理前后及不同热处理工艺标准对材料耐磨性能的影响。将 1#、3#、6#、9#、10#、11#、13#试样用线切割机切割成如图 3.12（a）所示的试样，然后分别打磨端面，清洗烘干，采用万分之一克天平称重并记录原始质量，记作 mx，下标 x 对应试样编号。实验所使用的磨损测试设备为自行改装

42、仪器，如图 3.12（b）所示。基本原理为：工作平台上固定三根设有螺纹的钢轴，每根轴上分别套有两只弹簧，装有试样夹具的铝制圆盘依托三根钢轴被稳定在弹簧之间，利用水平仪将工作台及圆盘调至水平。三根钢轴顶部用螺帽紧固，向下紧固螺帽，弹簧则被压缩，只需用游标卡尺测出弹簧的压缩量便可计算出试样被施加的载荷大小。该设备下部为电动机，由于机械变速装置复杂且占据空间较大，为简化实验过程，本实验使用变频器直接连接电动机来控制其转速，电动机转子上部装有 800 目金刚石磨盘，磨盘通过螺栓紧固，可进行更换。通过这样的一个简易设计，做到试样被施加的载荷与对磨副的转速都可控，满足实验要求。 实际实验标准如下，电机转速

43、定为 900r/min，然后通过多次测量取平均值得到单个弹簧的弹性系数 k=1.872kg/mm，实验过程中弹簧被压缩量l=1.12mm，则实际施加载荷 F 为 F=3kl g=1.872kg/mm31.12mm9.8m/s266N 每个试样先预磨 10s，保证试样表面与对磨副贴合紧实，实际测试时每隔 20s取下试样称重一次，总计磨损时间为 100s。为保证实验准确度，每测一组试样更换一次金刚石磨盘。表 3.9 为各试样磨损实验结果。 图 3.12 摩擦磨损试样 图 3.13 摩擦磨损测试台 Fig 3.12 Friction and wear sample Fig 3.13 Friction

44、 and wear test equipment 表 3.9 摩擦磨损实验结果统计 Tab 3.9 Statistical results of friction and wear test 编号 热处理 （淬火+回火） 磨损前质量（g） 磨损后质量（g） 失重 （g） 相对耐磨性 1 - 1.6608 1.5004 0.1604 1.00 3 930+450 1.6558 1.5020 0.1538 1.04 6 970+450 1.6696 1.5486 0.1210 1.33 9 1010+300 1.6795 1.5428 0.1367 1.17 10 1010+450 1.6728

45、1.5599 0.1129 1.42 11 1010+600 1.6741 1.4976 0.1765 0.91 13 1050+450 1.6787 1.5604 0.1183 1.36 从上表中数据可以看出，除 11 号高温回火试样低于铸态试样的耐磨性以外，其余经热处理的试样比铸态耐磨性均有所提高，在同一回火温度下，相对耐磨性来说伴随着淬火温度的提高呈现出先增加然后再降低的趋势，在 1010淬火+450回火热处理工艺标准下，材料的耐磨性达到了最高，相对耐磨性为铸态下的 1.42 倍，这也符合前述宏观坚硬程度和显微坚硬程度的变化规律。 高铬铸铁耐磨性不仅仅取决于碳化物的坚硬程度，也与基体组织和共晶碳化物的良好配合有关，高坚硬程度的碳化物为基体提供强有力的保护，同时坚硬程度较低的基体也紧紧包裹着碳化物，减少