- ข้อความ
- ประวัติศาสตร์
3. Results3.1. Microstructure and h
3. Results
3.1. Microstructure and hardness
The characterization of microstructure has been done with
optical microscopy after etching with 5 vol.% alcoholic nitric
acid. Typical microstructures of the welded deposits are shown
in Fig. 3. Alloy A is mainly martensitic with some islands of
austenite. Fine primary Niobium carbides are well distributed
throughout the micro-section. The hardness of the martensite is
about 800 HV0.1. The content of Nb carbides is given in Table 3
to 7% at a size of
3.1. Microstructure and hardness
The characterization of microstructure has been done with
optical microscopy after etching with 5 vol.% alcoholic nitric
acid. Typical microstructures of the welded deposits are shown
in Fig. 3. Alloy A is mainly martensitic with some islands of
austenite. Fine primary Niobium carbides are well distributed
throughout the micro-section. The hardness of the martensite is
about 800 HV0.1. The content of Nb carbides is given in Table 3
to 7% at a size of
0/5000
3. ผลลัพธ์3.1 การต่อโครงสร้างจุลภาคและความแข็งคุณสมบัติของต่อโครงสร้างจุลภาคแล้วด้วยmicroscopy แสงหลังจากกัดด้วยแอลกอฮอล์ vol.% 5 nitricกรด Microstructures ทั่วไปของฝากรอยแสดงใน Fig. 3 โลหะผสม A เป็นส่วนใหญ่ martensitic บางเกาะของaustenite ดีกระจาย carbides ไนโอเบียมหลักดีไมโครส่วนตลอด ความแข็งของ martensite จะมี800 HV0.1 เนื้อหาของ Nb carbides แสดงไว้ในตาราง 37% ขนาดของ < 3 นาทีรูป spattered โลหะผสม B ประกอบด้วยหลัก carbides Fe/Cr มีความแข็งไมโครของประมาณ 1600HV0.1 ในเมทริกซ์ ledeburitic เนื้อหาของ Fe/Cr carbidesแสดงในตารางที่ 3 การ 57.1% ขนาด 30-200 เมตร วิชาเคมีของ Fe/Cr carbides รายงานสำหรับ hypereutectic FeCrC HV0.1 มักตรวจสอบก่อนหน้านี้จากตื่น [12] และBuytoz [13] นอกจาก ขนาดเล็ก และสม่ำเสมอกระจายหลัก Nbcarbides (แสงสีเทาในภาพ B Fig. 3) ที่เนื้อหาเสียงประมาณ 5% สามารถพบ ซึ่งควรจะเป็นความสำคัญหลักสำหรับการเพิ่มความต้านทานต่อการกัดเซาะและรอยขีดข่วนจากของแข็งสูง มีหล่อโลหะผสม Cใน hypoeutectic - dendrites ด้วยประมาณ 920 HV0.1 ซึ่งเป็นฝังอยู่ในเมทริกซ์การ eutectic ของ HV0.1 ประมาณ 1000 (ดู Fig. 3)ปิดเน็ตหรือโครงกระดูกเปราะ carbides Fe/Cr ที่ไดรฟ์ข้อมูลเนื้อหา 48.3% (ดูตาราง 3) ชัดเจนอันหลักdendrites ซึ่งสามารถเห็นรายละเอียดในรูป SEM ของ Fig. 4ลักษณะนี้มาใกล้ solidification ของสุดแข็งตัวละลาย eutectic เป็น N ชนิด [12] เป็นโลหะผสม Dสร้างค่า borides carbo Fe ในโครงสร้างคอลัมน์ มีความแข็งตัวของ HV0.1 ประมาณ 1500 ในเมทริกซ์ eutectic ยากของประมาณ 1000HV0.1 (ดู Fig. 3) มีการกระจายของระยะยากในโลหะผสมนี้เหมือนมาก ปริมาณเนื้อหาและขนาดของ Fe carbo-boridesแสดงในตาราง 3 ถึง 18.5% และ 20-80 เมตร ตามลำดับ ที่สัมฤทธิ์ซับซ้อน E ซึ่งประกอบด้วยผลคล้ายโบรอนการผสม D แต่ระดับความสูงขององค์ประกอบอื่น ๆ เช่น WMo, Nb และ Cr และแสดงการกระจายความหนาแน่นสูง และสม่ำเสมอcarbides ยากซับซ้อนและ carbo-borides (ดู Fig. 3)มีค่าความแข็งระหว่าง 1200 และ 1900 HV0.1 ชนิด และมีกำหนดเนื้อหาของ HP borides carbo Fe/Cr ที่เนื้อหาเสียง 52% ที่ขนาด 10-100 เมตร Nb carbidesและ borides carbo Mo/W ที่ไดรฟ์ข้อมูลเนื้อหาของประมาณ5% ในรูปแข่งรถจรวด (ดู Fig. 5) ในขั้นตอนยาก [14] ในการอ้างอิงของโลหะผสมคล้ายไว้เป็น M23 (BC) 6 และ M7 (CB) 3carbo borides เฟสในเมทริกซ์อย่างมีระดับสูงกระดูกนึ่งถึง 73.3MPam1/2 เนื่องจากการกระจายประสิทธิภาพของไฟน์ระยะของไฮไดรด์และ boride ในเซลล์ ductile dendrites หนังสังเคราะห์แบบโลหะผสม multiphase F แสดงเดิม fused และบดทังสเตน carbides (2500 – 2700 HV0.1) ซึ่งเป็นอย่างกว้างขวางละลายใน Fe ตามเมตริกซ์และนำไปแจกจ่ายด้วย reprecipitatedcarbides มีความแข็งลดลงของ 1200 – 1600เนื้อหา HV0.1 และขนาดของทังสเตนเพิ่มโซเดี่ยมรถ-bides กำหนด 38.7% และ 65-250 m ตามลำดับ ที่เมทริกซ์มีความแข็งระหว่าง 1100 และ 800 HV0.1 สูงเชื่อมโลหะจำนวนแอมเพิ่มอัตรายุบทังสเตนไฮไดรด์โดยรวม carbides ทังสเตนอย่างไม่สม่ำเสมอกระจายมีความหนาแน่นสูงของ carbides เดิมใกล้กับฟิวชั่นที่รายการ ขณะที่อาศัยอยู่เฉพาะผิวของ carbides มองเห็น3.2. การทดสอบล้อยางทรายแห้ง (ขัดถูร่างกาย 3)ชุดทดสอบ standardASTMG65 ทรายแห้งยางล้อทดสอบตามกระบวนการ A ได้ดำเนินการเพื่อจำลองขัดถูร่างกาย 3 คล้ายกับการประยุกต์ใช้งานจริง เชิงปริมาณชุดวิเคราะห์ได้ โดยสูญเสียปริมาตร และผลลัพธ์ที่ได้Fig. 6 จะเห็นได้ ว่า มีความสัมพันธ์ของทรายเครื่องแต่งกายและความแข็ง ดีกว่าประสิทธิภาพเทียบกับ 3 - ทั่วไปขัดถูร่างกายได้ โดยการเพิ่มความแข็งของวัสดุ[15] . สามารถสังเกต abrasive สวมสูงสำหรับโลหะผสมที่อยู่ในข้อตกลงที่ดีกับค่าต่ำสุดสัมพัทธ์ (ดู Fig. 6) ที่ทรายต่ำสวมใส่ความต้านทานของโลหะ hardfacing สอบสวนถูกสังเกตสำหรับโลหะผสม c จะเห็นได้ ที่โลหะ Aและ C จะได้รับในระดับสูงสวมใส่ ในขณะที่วัสดุอื่น ๆตรวจสอบอยู่ในระดับต่ำของ abrasive สวมอิทธิพลของหยาบ precipitations หลักในสึกหรอ abrasiveresistance can be seen for alloys C and D. These alloys exhibitsimilar macroscopic hardness, however wear behaviour differsby a factor of about 5 (see Fig. 6). Very good wear resistance canbe obtained for alloy F (synthetic multiphase alloy with tungstencarbides), where the macro-hardness is given to about 750HV5. Alloy E, showing highest hardness, performed best wearbehaviour in dry-sand rubber-wheel testing.3.3. Impeller-tumbler tests at low and high energyThe impeller-tumbler wear rates obtained for the six differentFe-based hardfacing alloys tested under lowimpact loading (lowenergy level) are given in Fig. 7. There, for the softest material,alloy A, highest wear rate is observed. The better performanceof alloy C compared to alloy A can be explained by the higherhardness (see Fig. 7). Best wear resistance can be seen for alloysD and E, which is in good agreement with their high hardness.The impeller-tumbler wear rates obtained for high impactloading (high energy level) are given in Fig. 8. Very good correlationof wear rate and material hardness can be seen. For alloyF, the synthetic
การแปล กรุณารอสักครู่..
3. Results
3.1. Microstructure and hardness
The characterization of microstructure has been done with
optical microscopy after etching with 5 vol.% alcoholic nitric
acid. Typical microstructures of the welded deposits are shown
in Fig. 3. Alloy A is mainly martensitic with some islands of
austenite. Fine primary Niobium carbides are well distributed
throughout the micro-section. The hardness of the martensite is
about 800 HV0.1. The content of Nb carbides is given in Table 3
to 7% at a size of <3 min a spattered shape. Alloy B consists of
primary Fe/Cr carbides with a micro-hardness of roughly 1600
HV0.1 in a ledeburitic matrix. The content of Fe/Cr carbides is
listed in Table 3 to 57.1% at a size of 30–200 m. The chemistry
of the Fe/Cr carbides is reported for hypereutectic FeCrC HV0.1 are close to previous investigations from Fischer [12] and
Buytoz [13]. Besides small and evenly distributed primary Nb
carbides (light grey in image B of Fig. 3) at a volume content
of approximately 5% can be detected, which are supposed be of
major importance for increasing the resistance against erosion
and abrasion due to their high hardness. Alloy C has solidified
in hypoeutectic -dendrites with about 920 HV0.1, which are
embedded in an eutectic matrix of about 1000 HV0.1 (see Fig. 3).
A closed net or skeleton of brittle Fe/Cr carbides at a volume
content of 48.3% (see Table 3) is clearly surrounding the primary
dendrites which can be seen in detail in the SEM image of Fig. 4.
This appearance comes close to a solidification of the finally
solidifying eutectic melt described as N-type [12]. Alloy D is
built up of Fe carbo-borides in columnar structure with a hardness
of about 1500 HV0.1 in a hard eutectic matrix of about 1000
HV0.1 (see Fig. 3). The distribution of hard phases in this alloy is
quite uniform. Volume content and size of the Fe carbo-borides
are listed in Table 3 to 18.5% and 20–80 m, respectively. The
complex alloy E which contains an amount of Boron similar
to alloy D, but a much higher level of other elements like W,
Mo, Nb and Cr and shows a dense and uniform distribution
of very hard complex carbides and carbo-borides (see Fig. 3)
with hardness values between 1200 and 1900 HV0.1. Type and
content of the HP were determined to Fe/Cr carbo-borides at
a volume content of 52% at a size of 10–100m, Nb carbides
and Mo/W carbo-borides at a volume content of approximately
5% in blocky shape (see Fig. 5). In Ref. [14] hard phases of
a very similar alloy are described as M23(BC)6 and M7(CB)3
carbo-borides phases in a matrix exhibiting high fracture toughness
up to 73.3MPam1/2 due to an effective distribution of fine
carbide and boride phases in ductile dendrites/cells. The synthetic
multiphase alloy F shows the original fused and crushed
tungsten carbides (2500–2700 HV0.1) which are extensively
dissolved in the Fe-based matrix and lead to well distributed reprecipitated
carbides with a decreased hardness of 1200–1600
HV0.1. Content and size of the synthetically added tungsten car-bides is determined to 38.7% and 65–250 m, respectively. The
matrix has a hardness between 800 and 1100 HV0.1. Higher
welding amperage increases the rate of tungsten carbide dissolution.
Overall the tungsten carbides are irregularly distributed.
There is a higher density of original carbides close to the fusion
line, whereas at the surface only rests of carbides are visible.
3.2. Dry-sand rubber-wheel tests (3-body abrasion)
Wear tests with a standardASTMG65 dry-sand rubber-wheel
tester according to procedure A were carried out to simulate
3-body abrasion similar to practical applications. Quantitative
wear analysis was done by volume loss, and the results are given
in Fig. 6. It can be seen, that there is a correlation of abrasive
wear and hardness. In general, better performance against 3-
body abrasion can be obtained by increasing material hardness
[15]. High abrasive wear can be observed for alloy A which is in
good agreement with the relative low hardness (see Fig. 6). The
lowest abrasive wear resistance of the hardfacing alloys investigated
was observed for alloy C. It can be seen, that alloys A
and C are given in a high wear level, whereas the other materials
investigated are situated in a low level of abrasive wear.The influence of coarse primary precipitations on abrasive wear
resistance can be seen for alloys C and D. These alloys exhibit
similar macroscopic hardness, however wear behaviour differs
by a factor of about 5 (see Fig. 6). Very good wear resistance can
be obtained for alloy F (synthetic multiphase alloy with tungsten
carbides), where the macro-hardness is given to about 750
HV5. Alloy E, showing highest hardness, performed best wear
behaviour in dry-sand rubber-wheel testing.
3.3. Impeller-tumbler tests at low and high energy
The impeller-tumbler wear rates obtained for the six different
Fe-based hardfacing alloys tested under lowimpact loading (low
energy level) are given in Fig. 7. There, for the softest material,
alloy A, highest wear rate is observed. The better performance
of alloy C compared to alloy A can be explained by the higher
hardness (see Fig. 7). Best wear resistance can be seen for alloys
D and E, which is in good agreement with their high hardness.
The impeller-tumbler wear rates obtained for high impact
loading (high energy level) are given in Fig. 8. Very good correlation
of wear rate and material hardness can be seen. For alloy
F, the synthetic
3.1. Microstructure and hardness
The characterization of microstructure has been done with
optical microscopy after etching with 5 vol.% alcoholic nitric
acid. Typical microstructures of the welded deposits are shown
in Fig. 3. Alloy A is mainly martensitic with some islands of
austenite. Fine primary Niobium carbides are well distributed
throughout the micro-section. The hardness of the martensite is
about 800 HV0.1. The content of Nb carbides is given in Table 3
to 7% at a size of <3 min a spattered shape. Alloy B consists of
primary Fe/Cr carbides with a micro-hardness of roughly 1600
HV0.1 in a ledeburitic matrix. The content of Fe/Cr carbides is
listed in Table 3 to 57.1% at a size of 30–200 m. The chemistry
of the Fe/Cr carbides is reported for hypereutectic FeCrC HV0.1 are close to previous investigations from Fischer [12] and
Buytoz [13]. Besides small and evenly distributed primary Nb
carbides (light grey in image B of Fig. 3) at a volume content
of approximately 5% can be detected, which are supposed be of
major importance for increasing the resistance against erosion
and abrasion due to their high hardness. Alloy C has solidified
in hypoeutectic -dendrites with about 920 HV0.1, which are
embedded in an eutectic matrix of about 1000 HV0.1 (see Fig. 3).
A closed net or skeleton of brittle Fe/Cr carbides at a volume
content of 48.3% (see Table 3) is clearly surrounding the primary
dendrites which can be seen in detail in the SEM image of Fig. 4.
This appearance comes close to a solidification of the finally
solidifying eutectic melt described as N-type [12]. Alloy D is
built up of Fe carbo-borides in columnar structure with a hardness
of about 1500 HV0.1 in a hard eutectic matrix of about 1000
HV0.1 (see Fig. 3). The distribution of hard phases in this alloy is
quite uniform. Volume content and size of the Fe carbo-borides
are listed in Table 3 to 18.5% and 20–80 m, respectively. The
complex alloy E which contains an amount of Boron similar
to alloy D, but a much higher level of other elements like W,
Mo, Nb and Cr and shows a dense and uniform distribution
of very hard complex carbides and carbo-borides (see Fig. 3)
with hardness values between 1200 and 1900 HV0.1. Type and
content of the HP were determined to Fe/Cr carbo-borides at
a volume content of 52% at a size of 10–100m, Nb carbides
and Mo/W carbo-borides at a volume content of approximately
5% in blocky shape (see Fig. 5). In Ref. [14] hard phases of
a very similar alloy are described as M23(BC)6 and M7(CB)3
carbo-borides phases in a matrix exhibiting high fracture toughness
up to 73.3MPam1/2 due to an effective distribution of fine
carbide and boride phases in ductile dendrites/cells. The synthetic
multiphase alloy F shows the original fused and crushed
tungsten carbides (2500–2700 HV0.1) which are extensively
dissolved in the Fe-based matrix and lead to well distributed reprecipitated
carbides with a decreased hardness of 1200–1600
HV0.1. Content and size of the synthetically added tungsten car-bides is determined to 38.7% and 65–250 m, respectively. The
matrix has a hardness between 800 and 1100 HV0.1. Higher
welding amperage increases the rate of tungsten carbide dissolution.
Overall the tungsten carbides are irregularly distributed.
There is a higher density of original carbides close to the fusion
line, whereas at the surface only rests of carbides are visible.
3.2. Dry-sand rubber-wheel tests (3-body abrasion)
Wear tests with a standardASTMG65 dry-sand rubber-wheel
tester according to procedure A were carried out to simulate
3-body abrasion similar to practical applications. Quantitative
wear analysis was done by volume loss, and the results are given
in Fig. 6. It can be seen, that there is a correlation of abrasive
wear and hardness. In general, better performance against 3-
body abrasion can be obtained by increasing material hardness
[15]. High abrasive wear can be observed for alloy A which is in
good agreement with the relative low hardness (see Fig. 6). The
lowest abrasive wear resistance of the hardfacing alloys investigated
was observed for alloy C. It can be seen, that alloys A
and C are given in a high wear level, whereas the other materials
investigated are situated in a low level of abrasive wear.The influence of coarse primary precipitations on abrasive wear
resistance can be seen for alloys C and D. These alloys exhibit
similar macroscopic hardness, however wear behaviour differs
by a factor of about 5 (see Fig. 6). Very good wear resistance can
be obtained for alloy F (synthetic multiphase alloy with tungsten
carbides), where the macro-hardness is given to about 750
HV5. Alloy E, showing highest hardness, performed best wear
behaviour in dry-sand rubber-wheel testing.
3.3. Impeller-tumbler tests at low and high energy
The impeller-tumbler wear rates obtained for the six different
Fe-based hardfacing alloys tested under lowimpact loading (low
energy level) are given in Fig. 7. There, for the softest material,
alloy A, highest wear rate is observed. The better performance
of alloy C compared to alloy A can be explained by the higher
hardness (see Fig. 7). Best wear resistance can be seen for alloys
D and E, which is in good agreement with their high hardness.
The impeller-tumbler wear rates obtained for high impact
loading (high energy level) are given in Fig. 8. Very good correlation
of wear rate and material hardness can be seen. For alloy
F, the synthetic
การแปล กรุณารอสักครู่..
3 . ผลลัพธ์
3.1 . โครงสร้างจุลภาคและความแข็ง คุณสมบัติของโครงสร้างจุลภาคได้
หลังจากการทำกล้องจุลทรรศน์แสง 5 .
% กรดไนทริกแอลกอฮอล์ โครงสร้างโดยทั่วไปของรอยเงินฝากที่แสดงในรูปที่ 3
. โลหะผสมเป็นส่วนใหญ่มาร์เทนซิติคบางเกาะ
austenite . ไนโอเบียมคาร์ไบด์ปรับการกระจายดี
ตลอดส่วนของไมโครความแข็งของมาร์เทนไซต์คือ
ประมาณ 800 hv0.1 . เนื้อหาของ NB คาร์ไบด์จะได้รับตารางที่ 3
7 % ที่ขนาดของ < 3 มินเปื้อนรูปร่าง โลหะผสม B ประกอบด้วย
หลักเหล็กโครเมียมคาร์ไบด์ที่มีความแข็งจุลภาคของประมาณ 1600
hv0.1 ในเมทริกซ์ ledeburitic . เนื้อหาของเหล็กโครเมียมคาร์ไบด์เป็น
3 57.1% ระบุไว้ในตารางที่ขนาด 30 – 200 เคมี
Mของเหล็กโครเมียมคาร์ไบด์มีรายงาน hypereutectic fecrc hv0.1 อยู่ใกล้กับการสืบสวนก่อนหน้าจากฟิชเชอร์ [ 12 ] และ
buytoz [ 13 ] นอกจากนี้ขนาดเล็ก และกระจายตัวคาร์ไบด์ NB
หลัก ( สีเทาอ่อนในรูป B รูปที่ 3 ) ที่ปริมาณเนื้อหา
ประมาณ 5 % ที่สามารถตรวจพบได้ ซึ่งควรเป็น
สําคัญสําหรับเพิ่มความต้านทานต่อการกัดกร่อน
และรอยขีดข่วนเนื่องจากความแข็งสูง โลหะผสม C ได้หล่อ
ในไฮโปยูเทคติก - กุยช่ายมีประมาณ 920 hv0.1 ที่ฝังอยู่ในเมทริกซ์
เทคติคของเกี่ยวกับ 1 , 000 hv0.1 ( ดูรูปที่ 3 ) .
สุทธิปิดหรือโครงกระดูกของโครเมียมคาร์ไบด์ที่เปราะ เหล็กที่ปริมาณ
เนื้อหา 48.3 % ( ดูจากตาราง 3 ) เป็นที่ชัดเจนรอบประถม
กุยช่าย ซึ่งสามารถเห็นรายละเอียดใน SEM ภาพรูปที่ 4
ลักษณะนี้มาใกล้เคียงกับการแข็งตัวของในที่สุด
แข็งตัวเทคติกละลายอธิบายทั่วไป [ 12 ] โลหะผสม D
สร้างเหล็กคาร์โบ borides มีโครงสร้างที่มีความแข็ง
ประมาณ 1500 hv0.1 ในเมทริกซ์เทคติคหนักประมาณ 1000
hv0.1 ( ดูรูปที่ 3 ) การกระจายของโลหะหนักในระยะนี้
ค่อนข้างสม่ำเสมอ เนื้อหาปริมาณและขนาดของเหล็ก คาร์โบ borides
มีการระบุไว้ในตารางที่ 3 ถึง 18.5 % และ 20 - 80 เมตร ตามลำดับ
ซับซ้อนผสม E ซึ่งมีปริมาณโบรอนที่คล้ายกัน
ไปผสม D แต่ที่สูงมากระดับขององค์ประกอบอื่น ๆเช่น W ,
โม , NB และ CR และแสดงหนาแน่นและ
การแจกแจงของยากซับซ้อนและคาร์ไบด์ คาร์โบ borides ( ดูรูปที่ 3 )
กับค่าความแข็งระหว่าง 1200 และ 1900 hv0.1 . ประเภทและ
เนื้อหาของ HP ได้กำหนดให้เหล็กโครเมียมคาร์โบ borides ที่
ปริมาณเนื้อหา 52 % ในขนาด 10 - 100 M , NB คาร์ไบด์
และโม / W borides CARBO ที่ปริมาณเนื้อหาประมาณ
5 % ใน blocky รูปร่าง ( ดูรูปที่ 5 ) ในอังกฤษ [ 14 ] ยากขั้นตอน
โลหะผสมที่คล้ายคลึงกันมากได้แก่ M23 ( BC ) 6 M7 ( CB ) 3
คาร์โบ borides ขั้นตอนในเมทริกซ์แสดงความต้านทานการแตกหักสูง
ถึง 733mpam1 / 2 เนื่องจากมีประสิทธิภาพการกระจายของคาร์ไบด์ได้
และระยะหินขัดในอ่อน กุยช่าย / เซลล์ สังเคราะห์
F โลหะผสมแบบหลายแสดงต้นฉบับและบดผสมทังสเตนคาร์ไบด์
( 2500 ) 2700 hv0.1 ) ซึ่งอย่างกว้างขวาง
ละลายในเหล็กที่ใช้และนำเมทริกซ์กระจายกัน reprecipitated
คาร์ไบด์ด้วยลดความแข็งของ 1200 – 1600
hv0.1 .เนื้อหาและขนาดของการเพิ่มสังเคราะห์ทังสเตนรถรอคอยมุ่งมั่นที่จะ 38.7 % และ 65 – 250 เมตร ตามลำดับ
เมทริกซ์มีความแข็งระหว่าง 800 และ 1 , 100 hv0.1 . แอมแปร์สูงกว่า
เชื่อมเพิ่มอัตราการละลายของทังสเตนคาร์ไบด์ทังสเตนคาร์ไบด์ .
โดยรวมมีการกระจายไม่สม่ำเสมอ .
มีความหนาแน่นสูงกว่าของคาร์ไบด์ชนิดเดิมใกล้ฟิวชั่น
บรรทัดส่วนที่พื้นผิวเพียงวางตัวของคาร์ไบด์มองเห็น .
2 . ทรายแห้งยางล้อทดสอบ ( 3-body abrasion )
ใส่ทดสอบกับ standardastmg65 ทรายแห้งยางล้อ
ทดสอบตามขั้นตอนทดลองจำลอง
3-body รอยขีดข่วนคล้ายกับการใช้งานในทางปฏิบัติ การวิเคราะห์เชิงปริมาณโดยปริมาตร
ใส่ขาดทุน และผลที่ได้รับ
ในรูปที่ 6 มันสามารถเห็นได้ว่ามีความสัมพันธ์ของความแข็งและการสึกหรอ
. ทั่วไป ประสิทธิภาพที่ดีขึ้นต่อ 3 -
ตัวถลอกได้ โดยการเพิ่มวัสดุความแข็ง
[ 15 ] การสึกหรอสูงสามารถสังเกตสำหรับโลหะผสมซึ่งมี
ดีข้อตกลงกับความแข็งต่ำสัมพัทธ์ ( ดูรูปที่ 6 )
ค่าความต้านทานการสึกหรอ hardfacing ขัดของโลหะผสมตรวจสอบ
) สำหรับผสม Cจะเห็นได้ว่า โลหะเป็น
C จะได้รับในระดับการสึกหรอสูง ส่วนวัสดุอื่นๆ
ศึกษาตั้งอยู่ในระดับต่ำของทรายใส่ อิทธิพลของตะกอนหยาบในการต้านทานการสึกหรอ
ขัดจะเห็น C และ D สำหรับโลหะผสมโลหะผสมเหล่านี้จัดแสดง
คล้ายกันมีความแข็ง แต่ใส่ พฤติกรรมแตกต่าง
โดยปัจจัยที่ 5 ( ดูรูปที่ 6 )ความต้านทานการสึกหรอที่ดีมากสามารถได้รับสำหรับโลหะผสม
F ( สังเคราะห์โลหะผสมทังสเตนคาร์ไบด์แบบหลาย
) ที่ แมคโคร ความแข็งจะได้รับประมาณ 750
hv5 . โลหะผสม E แสดงความแข็งสูงสุด ดำเนินการที่ดีที่สุดสวมใส่
พฤติกรรมในทรายแห้ง ยาง ล้อ ทดสอบ
3.3 . ในการทดสอบที่จอกน้อย
พลังงานสูงใบพัดแก้วใส่ราคาได้ สำหรับหกที่แตกต่างกัน
เหล็กยึด Hardfacing โลหะผสมทดสอบภายใต้ lowimpact โหลด ( ระดับพลังงานต่ำ
) ให้อยู่ในรูปที่ 7 มี วัสดุเบา
โลหะผสม อัตราการสึกหรอสูงสุดเป็นที่สังเกต ประสิทธิภาพที่ดีขึ้น
C เมื่อเทียบกับโลหะผสมโลหะผสมสามารถอธิบายโดยสูงกว่า
ความแข็ง ( ดูรูปที่ 7 ) ความต้านทานการสึกหรอที่ดีที่สุดสามารถเห็นโลหะผสม
D และ E ซึ่งมีความสอดคล้องกับความสูงของพวกเขา .
ใบพัดแก้วใส่ราคาได้สูงผลกระทบ
โหลด ( ระดับพลังงานสูง ) จะได้รับในรูปที่ 8
ความสัมพันธ์ที่ดีมากของอัตราการสึกหรอและความแข็งของวัสดุที่สามารถเห็นได้ สำหรับโลหะผสม
F , สังเคราะห์
3.1 . โครงสร้างจุลภาคและความแข็ง คุณสมบัติของโครงสร้างจุลภาคได้
หลังจากการทำกล้องจุลทรรศน์แสง 5 .
% กรดไนทริกแอลกอฮอล์ โครงสร้างโดยทั่วไปของรอยเงินฝากที่แสดงในรูปที่ 3
. โลหะผสมเป็นส่วนใหญ่มาร์เทนซิติคบางเกาะ
austenite . ไนโอเบียมคาร์ไบด์ปรับการกระจายดี
ตลอดส่วนของไมโครความแข็งของมาร์เทนไซต์คือ
ประมาณ 800 hv0.1 . เนื้อหาของ NB คาร์ไบด์จะได้รับตารางที่ 3
7 % ที่ขนาดของ < 3 มินเปื้อนรูปร่าง โลหะผสม B ประกอบด้วย
หลักเหล็กโครเมียมคาร์ไบด์ที่มีความแข็งจุลภาคของประมาณ 1600
hv0.1 ในเมทริกซ์ ledeburitic . เนื้อหาของเหล็กโครเมียมคาร์ไบด์เป็น
3 57.1% ระบุไว้ในตารางที่ขนาด 30 – 200 เคมี
Mของเหล็กโครเมียมคาร์ไบด์มีรายงาน hypereutectic fecrc hv0.1 อยู่ใกล้กับการสืบสวนก่อนหน้าจากฟิชเชอร์ [ 12 ] และ
buytoz [ 13 ] นอกจากนี้ขนาดเล็ก และกระจายตัวคาร์ไบด์ NB
หลัก ( สีเทาอ่อนในรูป B รูปที่ 3 ) ที่ปริมาณเนื้อหา
ประมาณ 5 % ที่สามารถตรวจพบได้ ซึ่งควรเป็น
สําคัญสําหรับเพิ่มความต้านทานต่อการกัดกร่อน
และรอยขีดข่วนเนื่องจากความแข็งสูง โลหะผสม C ได้หล่อ
ในไฮโปยูเทคติก - กุยช่ายมีประมาณ 920 hv0.1 ที่ฝังอยู่ในเมทริกซ์
เทคติคของเกี่ยวกับ 1 , 000 hv0.1 ( ดูรูปที่ 3 ) .
สุทธิปิดหรือโครงกระดูกของโครเมียมคาร์ไบด์ที่เปราะ เหล็กที่ปริมาณ
เนื้อหา 48.3 % ( ดูจากตาราง 3 ) เป็นที่ชัดเจนรอบประถม
กุยช่าย ซึ่งสามารถเห็นรายละเอียดใน SEM ภาพรูปที่ 4
ลักษณะนี้มาใกล้เคียงกับการแข็งตัวของในที่สุด
แข็งตัวเทคติกละลายอธิบายทั่วไป [ 12 ] โลหะผสม D
สร้างเหล็กคาร์โบ borides มีโครงสร้างที่มีความแข็ง
ประมาณ 1500 hv0.1 ในเมทริกซ์เทคติคหนักประมาณ 1000
hv0.1 ( ดูรูปที่ 3 ) การกระจายของโลหะหนักในระยะนี้
ค่อนข้างสม่ำเสมอ เนื้อหาปริมาณและขนาดของเหล็ก คาร์โบ borides
มีการระบุไว้ในตารางที่ 3 ถึง 18.5 % และ 20 - 80 เมตร ตามลำดับ
ซับซ้อนผสม E ซึ่งมีปริมาณโบรอนที่คล้ายกัน
ไปผสม D แต่ที่สูงมากระดับขององค์ประกอบอื่น ๆเช่น W ,
โม , NB และ CR และแสดงหนาแน่นและ
การแจกแจงของยากซับซ้อนและคาร์ไบด์ คาร์โบ borides ( ดูรูปที่ 3 )
กับค่าความแข็งระหว่าง 1200 และ 1900 hv0.1 . ประเภทและ
เนื้อหาของ HP ได้กำหนดให้เหล็กโครเมียมคาร์โบ borides ที่
ปริมาณเนื้อหา 52 % ในขนาด 10 - 100 M , NB คาร์ไบด์
และโม / W borides CARBO ที่ปริมาณเนื้อหาประมาณ
5 % ใน blocky รูปร่าง ( ดูรูปที่ 5 ) ในอังกฤษ [ 14 ] ยากขั้นตอน
โลหะผสมที่คล้ายคลึงกันมากได้แก่ M23 ( BC ) 6 M7 ( CB ) 3
คาร์โบ borides ขั้นตอนในเมทริกซ์แสดงความต้านทานการแตกหักสูง
ถึง 733mpam1 / 2 เนื่องจากมีประสิทธิภาพการกระจายของคาร์ไบด์ได้
และระยะหินขัดในอ่อน กุยช่าย / เซลล์ สังเคราะห์
F โลหะผสมแบบหลายแสดงต้นฉบับและบดผสมทังสเตนคาร์ไบด์
( 2500 ) 2700 hv0.1 ) ซึ่งอย่างกว้างขวาง
ละลายในเหล็กที่ใช้และนำเมทริกซ์กระจายกัน reprecipitated
คาร์ไบด์ด้วยลดความแข็งของ 1200 – 1600
hv0.1 .เนื้อหาและขนาดของการเพิ่มสังเคราะห์ทังสเตนรถรอคอยมุ่งมั่นที่จะ 38.7 % และ 65 – 250 เมตร ตามลำดับ
เมทริกซ์มีความแข็งระหว่าง 800 และ 1 , 100 hv0.1 . แอมแปร์สูงกว่า
เชื่อมเพิ่มอัตราการละลายของทังสเตนคาร์ไบด์ทังสเตนคาร์ไบด์ .
โดยรวมมีการกระจายไม่สม่ำเสมอ .
มีความหนาแน่นสูงกว่าของคาร์ไบด์ชนิดเดิมใกล้ฟิวชั่น
บรรทัดส่วนที่พื้นผิวเพียงวางตัวของคาร์ไบด์มองเห็น .
2 . ทรายแห้งยางล้อทดสอบ ( 3-body abrasion )
ใส่ทดสอบกับ standardastmg65 ทรายแห้งยางล้อ
ทดสอบตามขั้นตอนทดลองจำลอง
3-body รอยขีดข่วนคล้ายกับการใช้งานในทางปฏิบัติ การวิเคราะห์เชิงปริมาณโดยปริมาตร
ใส่ขาดทุน และผลที่ได้รับ
ในรูปที่ 6 มันสามารถเห็นได้ว่ามีความสัมพันธ์ของความแข็งและการสึกหรอ
. ทั่วไป ประสิทธิภาพที่ดีขึ้นต่อ 3 -
ตัวถลอกได้ โดยการเพิ่มวัสดุความแข็ง
[ 15 ] การสึกหรอสูงสามารถสังเกตสำหรับโลหะผสมซึ่งมี
ดีข้อตกลงกับความแข็งต่ำสัมพัทธ์ ( ดูรูปที่ 6 )
ค่าความต้านทานการสึกหรอ hardfacing ขัดของโลหะผสมตรวจสอบ
) สำหรับผสม Cจะเห็นได้ว่า โลหะเป็น
C จะได้รับในระดับการสึกหรอสูง ส่วนวัสดุอื่นๆ
ศึกษาตั้งอยู่ในระดับต่ำของทรายใส่ อิทธิพลของตะกอนหยาบในการต้านทานการสึกหรอ
ขัดจะเห็น C และ D สำหรับโลหะผสมโลหะผสมเหล่านี้จัดแสดง
คล้ายกันมีความแข็ง แต่ใส่ พฤติกรรมแตกต่าง
โดยปัจจัยที่ 5 ( ดูรูปที่ 6 )ความต้านทานการสึกหรอที่ดีมากสามารถได้รับสำหรับโลหะผสม
F ( สังเคราะห์โลหะผสมทังสเตนคาร์ไบด์แบบหลาย
) ที่ แมคโคร ความแข็งจะได้รับประมาณ 750
hv5 . โลหะผสม E แสดงความแข็งสูงสุด ดำเนินการที่ดีที่สุดสวมใส่
พฤติกรรมในทรายแห้ง ยาง ล้อ ทดสอบ
3.3 . ในการทดสอบที่จอกน้อย
พลังงานสูงใบพัดแก้วใส่ราคาได้ สำหรับหกที่แตกต่างกัน
เหล็กยึด Hardfacing โลหะผสมทดสอบภายใต้ lowimpact โหลด ( ระดับพลังงานต่ำ
) ให้อยู่ในรูปที่ 7 มี วัสดุเบา
โลหะผสม อัตราการสึกหรอสูงสุดเป็นที่สังเกต ประสิทธิภาพที่ดีขึ้น
C เมื่อเทียบกับโลหะผสมโลหะผสมสามารถอธิบายโดยสูงกว่า
ความแข็ง ( ดูรูปที่ 7 ) ความต้านทานการสึกหรอที่ดีที่สุดสามารถเห็นโลหะผสม
D และ E ซึ่งมีความสอดคล้องกับความสูงของพวกเขา .
ใบพัดแก้วใส่ราคาได้สูงผลกระทบ
โหลด ( ระดับพลังงานสูง ) จะได้รับในรูปที่ 8
ความสัมพันธ์ที่ดีมากของอัตราการสึกหรอและความแข็งของวัสดุที่สามารถเห็นได้ สำหรับโลหะผสม
F , สังเคราะห์
การแปล กรุณารอสักครู่..
ภาษาอื่น ๆ
การสนับสนุนเครื่องมือแปลภาษา: กรีก, กันนาดา, กาลิเชียน, คลิงออน, คอร์สิกา, คาซัค, คาตาลัน, คินยารวันดา, คีร์กิซ, คุชราต, จอร์เจีย, จีน, จีนดั้งเดิม, ชวา, ชิเชวา, ซามัว, ซีบัวโน, ซุนดา, ซูลู, ญี่ปุ่น, ดัตช์, ตรวจหาภาษา, ตุรกี, ทมิฬ, ทาจิก, ทาทาร์, นอร์เวย์, บอสเนีย, บัลแกเรีย, บาสก์, ปัญจาป, ฝรั่งเศส, พาชตู, ฟริเชียน, ฟินแลนด์, ฟิลิปปินส์, ภาษาอินโดนีเซี, มองโกเลีย, มัลทีส, มาซีโดเนีย, มาราฐี, มาลากาซี, มาลายาลัม, มาเลย์, ม้ง, ยิดดิช, ยูเครน, รัสเซีย, ละติน, ลักเซมเบิร์ก, ลัตเวีย, ลาว, ลิทัวเนีย, สวาฮิลี, สวีเดน, สิงหล, สินธี, สเปน, สโลวัก, สโลวีเนีย, อังกฤษ, อัมฮาริก, อาร์เซอร์ไบจัน, อาร์เมเนีย, อาหรับ, อิกโบ, อิตาลี, อุยกูร์, อุสเบกิสถาน, อูรดู, ฮังการี, ฮัวซา, ฮาวาย, ฮินดี, ฮีบรู, เกลิกสกอต, เกาหลี, เขมร, เคิร์ด, เช็ก, เซอร์เบียน, เซโซโท, เดนมาร์ก, เตลูกู, เติร์กเมน, เนปาล, เบงกอล, เบลารุส, เปอร์เซีย, เมารี, เมียนมา (พม่า), เยอรมัน, เวลส์, เวียดนาม, เอสเปอแรนโต, เอสโทเนีย, เฮติครีโอล, แอฟริกา, แอลเบเนีย, โคซา, โครเอเชีย, โชนา, โซมาลี, โปรตุเกส, โปแลนด์, โยรูบา, โรมาเนีย, โอเดีย (โอริยา), ไทย, ไอซ์แลนด์, ไอร์แลนด์, การแปลภาษา.
- ฉันอยากมีเซ็กกะคุณมาก
- ตอนที่คุณถ่ายรูป คุณเสยผมขึ้นด้วยสิ
- You are pleated me?
- ฉันต้องไปนอนแล้ว
- Now, do not get too excited about the di
- มอ6
- ไม่มีใครเห็นหรอก เพราะผมของฉันบัง
- cleaning
- 난 이러기도 저러기도 글러먹었다
- ชั้นปีที่ 1-4 เป็นจำนวน
- ชีวิต
- An incentive event is usually an organiz
- Special Thanks
- บรรเทาอาการเจ็บคอ ขับเสมหะ แก้ปวดท้องและ
- You held me down.
- attended
- บรรเทาอาการเจ็บคอ ขับเสมหะ แก้ปวดท้องและ
- But winning's not that easy.
- Guys who understand don't have ridiculou
- ปี
- every job is difficult
- A person who contributes capital to a bu
- นวัตกรรมเครื่องจักรยนต์สมัย ที่มุ่งไปสู่
- Bubbles
