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提高大負荷拋丸機葉片壽命的研究

LANMU:CHANPINWENDA YUEDU:1131

摘要:研制了奧氏體基休高鉻鑄鐵葉片和消除其顯微縮松、提高了大拋丸量拋丸機葉片壽命的措施
關鍵詞:高鉻鑄鐵葉片奧氏體基體
通過對大拋丸量拋丸機葉片的工況和失效分析,為提高其葉片壽命,采用調整合金成分,輔以B十V+Re一is復合孕育工藝和應用激冷及串法澆注及消除鑄造缺陷,以獲得低碳高鉻奧氏體鑄鐵。
一、試驗情況與結果
鐵水用60kg酸性中頻感應電爐熔煉。為接近生產實際,用高鉻鑄鐵葉片回爐料作爐料,用低碳鉻鐵及廢俐調整合金成份。用快速熱電偶測定爐前出鐵溫度為1550~1600OC,澆注溫度為1450~1500℃。
采用煤粉粘土砂型鑄造,型內放HT20一40冷鐵或自制石墨板激冷。沖擊試塊尺寸為20x20x
110mm,在JB308沖擊試驗機上作沖擊試驗。用B十V十.1Re一siFe復合孕育,其加入量(%)為:B0.06~0。08,V0.1~0.5,i,Re一51一Fe0.3~0.6。試驗結果:鑄態沖擊試塊性能及分析見表l,其金相組織見圖1.激冷鑄態沖擊試塊性能及分析見表2,金相組織見圖2~3
表1鑄態沖擊試塊性能及分析 鑄態沖擊試塊性能及分析
四組試塊均為同一爐鐵水,故化學成分、金相組織同 表2激冷鑄態沖擊試塊性能及分析

顯微組織:奧氏休十共晶碳化物,鑄態,非激冷,橫向,8%硝酸酒精腐蝕x500
圖1顯微組織:奧氏休十共晶碳化物,鑄態,非激冷,橫向,8%硝酸酒精腐蝕x500 顯微組織:奧氏休+碳化物,鑄態、激冷、縱向8%硝酸酒精腐蝕x532 顯微組織:奧氏體十碳化物鑄態、激冷、橫向8%硝酸酒精腐蝕x532
圖2顯微組織:奧氏休+碳化物,鑄態、激冷、縱向8%硝酸酒精腐蝕x532 顯微組織:奧氏體十碳化物鑄態、激冷、橫向8%硝酸酒精腐蝕x532
圖3顯微組織:奧氏體十碳化物鑄態、激冷、橫向8%硝酸酒精腐蝕x532

二、討論
(一)B+V+Re一iS復合孕育作用
B和Si都能減少熔體中C的含量,使初生奧氏體前沿的C濃度增加,造成鐵液中C的原子集團數增多,從而使碳化物的生長核心增多,有利于碳化物的細化。Re具有細化初生奧氏體因而有細化碳化物的作用。Re還能使共晶轉變的相對過冷度增加,共晶凝固范圍增大,改變亞共晶程度大的高鉻鑄鐵的凝固方式,能使高鉻鑄鐵的碳化物趨于孤立分布。B在固溶體中的溶解度很小,常在晶界偏聚或析出。Re能降低固溶體的晶界能,在晶界也有相當的富集,從而對B在晶界析出產生重要的影響,抑制B在晶界析出可能造成的脆化現象。據資料1[〕介紹:單獨用B變質處理,鑄鐵的抗磨性提高,但韌性較低,用.1Re一iS一Fe變質處理,雖韌性提高幅度較大,但因iS含量增加,使抗磨性受影響。B和.1稀土硅鐵復合,利用兩者細化組織的長處,以相互彌補各自的不足。并匹配一定量的V,(它是有效的碳化物穩定元素),能增加共晶碳化物的硬度,細化柱狀組織,增加激冷效應,起彌散強化作用,使碳化物斷網,從而提高抗磨性和沖擊韌性。VC在白口鑄鐵中呈孤立的球形,和基體的內聚結合力強,顯微硬度高達HV28。。。綜上所述,我們選用Re一B一y復合變質工藝,其較佳匹配量為:B0.06~0.08%,Re一Si一Fe0.3~0.86%(加入量),VO.1~0.3%,取得鑄態試塊的沖擊值8一16)J/cm²和硬度HRC5~57的良好性能。顯然,我們的變質工藝對材質韌性的提高效果是顯著的。其金相組織見圖1~3。由圖可見,碳化物呈孤立分布。
對于奧氏體基體高鉻鑄鐵,因Re元素平均原子半徑比Fe大25%,溶于奧氏體提高了奧氏體在加工硬化前和加工硬化后的顯微硬度,從而強化了基體和增加了基體硬化能力,所以鑄態奧氏體顯微硬度較高,使宏觀硬度也提高。當采用激冷工藝時,奧氏體中Re的含量會有所增加,上述現象就更明顯。



(二)激冷的影響
1、對成分設計的影響

拋丸葉片不宜選用出現一次碳化物而使耐磨性和機械性能降低的過共晶成分,而且即使選用共品成分,在大拋丸量時,也會引起嚴重早期脆斷。某廠曾試制兩爐葉片,壽命都很短。分析結果表明:都是因為含碳量高,而引起早期脆斷,碳量為3.4~3.6%出現粗大的一次碳化物如圖4所示,裝機試驗葉片壽命很短。所以選用亞共晶程度稍大的合金成分,在采用激冷工藝時,則合金的亞共晶程度應更大些,所以我們選用含碳量在2.4~2.8%范圍內。 8%硝酸酒精腐蝕x532金相組織、回火馬氏體+碳化物
圖4、8%硝酸酒精腐蝕x532金相組織、回火馬氏體+碳化物
Cr/C值是高鉻鑄鐵的主要參數。鑄鐵中的鉻以碳化物和固溶于奧氏體兩種形式存在。Cr/C<5
時,隨著比值的減小,(Fe,Cr),C:型碳化物被(Fe,Cr):C型逐步取代,奧氏體中含鉻量相應減少,其穩定性降低。當Cr/C>5時,碳化物以(Fe,Cr),C:型存在,奧氏體中含鉻量增加,穩定性增大,有利于得到鑄態全奧氏體基體組織。采用激冷會使碳化物中的含鉻量降低,從而增加奧氏體中的含鉻量,進一步提高其穩定性,更利于獲得鑄態奧氏體基體。但過大的Cr/C值,意味著鑄鐵含碳量的降低,碳化物數量減少或含鉻量過多,導致鑄件耐磨性及機械性能下降。在砂型`鑄造時,Cr/C值選5一6,而在激冷情況下,需相應降低碳的含量,Cr/C比值選用6~7。
2.對葉片內部質量的影響
提高高鉻鑄鐵的結晶冷卻速度,使鐵水的過冷度增加、結晶核心增多、鑄鐵組織細化和不連續的(Fe,Cr),C。型共晶碳化物分散度加大,尺寸細化,數量增加,致使亞共晶鑄鐵的初生奧氏體細化。
從Fe一Cr一C三元狀態圖可知,高鉻鑄鐵的共品反應大約在30OC的溫度范圍內進行,亞共晶鑄鐵隨著含碳量減少,固液相線溫度間隔加大,因此高鉻鑄鐵有著嚴重的糊狀凝固趨勢,這就使得鑄件有形成分散縮孔和析出性氣孔的傾向。這個傾向隨共晶度的減小而增大。根據鑄件凝固理論,鑄件的凝固方式是由合金本身的特性,液固相線間距、結晶溫度范圍tc和濤件的溫度降δt所決定的。
△tc/δt<1時,鑄件的凝固趨于逐層凝固。加強鑄型的導熱,使鑄件溫度降增大,即使△tc/δt減小,鑄件就可能由糊狀凝固方式改變為中間或逐層凝固,合金的晶間縮松傾向顯著減小,合金密度增大。激冷皮濤件的密度由7.52g/cm³增至7.62g/cm³,孔洞率低了1.3%,鑄件的致密性和健全性大大提高。
3.激冷對鑄造工藝的要求
應用激冷提高葉片壽命,國內某鑄造機械廠對激冷葉片進行了研究,已成功地用于生產。但在某鑄造機械廠初試階段,因激冷產生的“花臉”鑄造缺陷對葉片壽命影響很大。為此我們對激冷所產生的表面缺陷進行了分析,認為缺陷是由于激冷使鐵水的流動性降低所致。在觀察充型過程中發現,“花臉”鑄造缺陷的形成如圖5所示。為了改變充型方式以消除這種缺陷,我們進行了平做斜澆試驗,結果鑄造缺陷明顯減輕。若把葉片的鑄造工藝改為立澆時,這種“花臉”缺陷有希望得到完全消除。 花臉缺陷的形成過程
圖5花臉缺陷的形成過程
把激冷應用于葉片生產時,需對澆注溫度進行嚴格控制。若澆注溫度過高,將減弱冷鐵的激冷作用;澆注溫度過低時會產生充型不足,得不到完整的鑄件。為縮短澆注一批鑄件延續的時間,宜采用串法。若用磁型生產線生產拋丸葉片可能更為理想。
參考文獻
〔1〕王兆昌、韓福生:B與Re一51變質處理對高Cr一Mn白口鑄鐵的組織及性能的影響,《鑄造》,〔8)1985:

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