电子束改性ZL109的力学性能和耐磨性
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（!）改性层与基体结合剪切强度。改性层厚度仅 9JJ 左右，在试样中存在母材、母材与改性层界面、改 性层E种不同强度。试验发现母材先开裂，对试验位 置精确调整后才在界面处剪断，定性说明改性层结合
界面抗剪强度比母材好。剪切结果见图?，9"试样是 航空制造技术
图? 界面剪切强度 "#$%? K.’)2-*2’,$*.+4#,*’24)L’
磨损试验的试样：B! 试样添加!@+%C@<.@DE)AF !%+AC<2，合金化处理；G!试样添加!%+DC%<.=’E)=%F !%+AC<2合金化处理；D! 试样经电子束重熔。图B是 负 荷 与 摩 擦’%%%圈 的 磨 损 量 、负 荷 与 摩 擦 力 矩 的 关
图B 负荷与磨损量、摩擦力矩的关系 ()*+B H38!1)/90I)J&31K3398/!:0!9:
K3!.)9*L2!91)1;/.4.)-1)/97/7391 "!
系图。B! 和G! 试样在初始负荷为 @%%M*时的磨损量 略大于@@%M*负荷的磨损量；D!试样远大于@@%M*负 荷的磨损量是由于试样表面未经磨削，初期磨合量特
别大。B!和G!试样在磨合期后至负荷小于@G’M*，经 过一定时间的摩擦运转，摩擦力矩基本趋于稳定，磨损
荷 的 加 载 方 式 分 为 连 续 加 卸 载、稳 定 负 荷、间 歇 加 卸
载。
（@）连续加卸载时，只要摩擦负荷表面状态条件相 同，摩擦系数是较稳定的；当负荷小于或大于临界磨损
负荷 !? 时，将对应各自不同的稳定摩擦系数，且均基 本符合传统摩擦理论。
（=）图G对稳定负荷作了说明，从图中可以看出在 某一负荷 下 持 续 磨 损 一 段 时 间 后 的 摩 擦 力 矩 变 化 情
共晶成分的 :;9<= 的平衡组织为金属铝和非金 属硅的共晶组织，但铸造条件下析出了初晶硅，反映出 过共晶组织的特点。电子束重熔处理使组织均匀、局 部成分偏聚被分散、晶粒细化，如图B（)）所示的?" 试 样，重熔区组织比处理前细化了几十倍，显微形态也变 成了铝硅共晶体包围着铝基#固溶体树枝晶的亚共晶 组织。电子束合金化的影响因素较多，如加入的合金 元素种类、数量、工艺参数等。本文仅对比了重熔处理 的?"试样与添加合金成分为!9%<M9F29AG#=N!<%=M
布不均，造成表面硬度最高而根部降低，但即便如此，
根部也比基体硬度高很多，因为 :;9<=基体硬度仅为 >&699!9?。
（!）热 处 理 对 硬 度 的 影 响。 热 处 理（7@）后，熔 凝 层与合金化层硬度都有所下降，而长时间保温处理（经
9ABCDBC不断反复随炉升降温，累积!B<.以上）对 硬度影响不很明显。国外资料介绍在高温初始阶段硬 度降低，以后几乎不变［!］，由于大过冷度下结晶的改性
# 试验方法
（#）力学性能试验。 !"#$%的电子束重熔工艺参数见表#。电子束合 金化元素从表层添加，加入的成分主要是!$<%)) 的 铜丝 以 及 !#<$ )) 的 #C0#DE-% 或 !$<D )) 的 $C0FGE-F$不锈钢丝，合金化工艺参数见表F。硬度测
表# 电子束重熔工艺参数
加速电压／AH 焦点位置 束流／)I 速度／))·)-,J# #BG!#K$ 表面下焦点 FD!B# #L$$!#D$$
科技成果·学术论文
电子束改性 !"#$%的力学性能和耐磨性
&’()*+,(-./01’/23*+45’*/*6,7,2308!"#$%977035,2):7’(2/0+;’*<=/’*2<’+2
北京航空航天大学 周 琦
［摘要］ 研究了 !"#$%合金电子束重熔和合金 化改性的力学性能、组织结构和耐磨性。试验证明，在
重熔处理的，!"、E"试样是合金化处理的，实心数据点 表示改性层上表 部，空 心 点 表 示 根 部。E" 试 件 铁 元 素 加入较多，其界面剪切强度下降，硬度上升，较脆；9"、 !"试件保持着较高的界面剪切强度，说明重熔和 F2， G#含量高的合金化综合性能较好；此外，9"、!" 试件 上表部剪切强度高于根部，而E" 相反；全部试样根部 剪切强度相差不大，其原因是根部合金元素较少，类似 重熔处理，可见合金种类和含量的差异对性能产生了 明显的影响。 !%! 电子束改性层的微观组织结构 !%!%9 :;9<=电子束重熔与合金化组织
表F 电子束合金化工艺参数
加速电压／
束流／ 速度／
处理顺序
焦点位置
AH
)I ))·)-,J#
第一次
#BG 表面焦点 B$!B# #L$$!#D$#D$$!F$$$
E$
图# 界面剪切强度试样 P-;<# &’(3+)/.(1:3’(+0320(,;2’1:-,2(0:+*(
D$$D年第E期
科技成果·学术论文
图! 改性层硬度与熔深的关系
"#$%! &’()*#+,-.#/0’*1’’,.)23,’-+4567’-()8’2),33’/*.+4/++(
图E 材料自身的剪切强度 "#$%E K.’)2-*2’,$*.+4J)*’2#)(#*-’(4
（9）熔深与硬度的关系。随着熔深增大，硬度值下 降。溶质元素从表面添加，电子束合金化添加成分分
电子束合金化改性层基本保留了重熔处理的组织 均匀、成分偏聚分散、晶粒细化等特点，在电子束作用 下相对于铸态>?@%A已得到均匀化，但溶质元素在熔 合区的分布不均，一般在溶质添加位置含量偏高。此 外，在不同组织中含量有差别，因为不同组织中的相是 不一样的。 !+" 油润滑条件下的滑动磨损试验 =+$+@ 试验负荷与摩擦磨损量、摩擦力矩的关系
量维持在@%N"*数量级，摩擦系数都小于%+%=，对应 的稳定摩擦 力 矩 相 同；当 负 荷 等 于 或 大 于 @G’M* 时， 摩擦副接触面性质发生变化，在摩擦力作用下表面粗
糙度变差，摩擦系数增大，造成磨损量加大，此时磨损
量迅速上升至 @%N=* 数 量 级，摩 擦 系 数 处 于 %+@" 左 右。D! 试样 是 电 子 束 双 重 熔 样，改 性 层 厚 度 增 加，在 磨合期后至=%%M*负荷的磨损量一直处于@%N"*数 量级，摩擦系数处于%+%@以下，磨损量非常小，由于基 体抗塑性变形能力强于B! 和G! 试样，=%%M*的最大 压力也未能引起摩擦接触面性质的跳变。A! 为高镍 铸铁试样，仅 仅 在 @%%M* 负 荷 下，摩 擦 系 数 就 急 剧 上 升至%+@G左右，发生剧烈磨损，摩擦’%%%圈的磨损量 为%+""*，与改性材料在相同条件下相比几乎差三四 个数量级。A! 试样在加负荷过程中摩擦力矩的变化 情况见表$，急剧磨损在@%%M*负荷时出现。在试验 条件下电子束改性活塞合金的耐磨性优于高镍铸铁。
!##!年第"期
科技成果·学术论文
! 结论
（?）经电子束重熔或合金化处理的 DC?:B 合金， 硬度和剪切强度高于母材，热稳定性较好。改性层与
基体的界面接合剪切强度高于DC?:B母材。 （A）电子束重熔层组织均匀，偏聚成分被分散，晶
粒细化；合金化改性层保留了重熔的特点，同时在亚共
（F）微观组织结构。 用金相显微镜、扫描电子显微镜观测和分析电子
束改性层的微观组织、溶质元素分布等。 （B）油润滑条件下的滑动磨损试验。 用 QQF$$型磨损试验机做磨损试验，试验前摩
擦副表面经过 磨 削。 环 境 温 度 为 #D!FD R。 试 验 时 在一定范围的试验负荷（B$!F$$A;）下摩擦相当圈数 （即摩擦一定距离）后，用酒精清洗摩擦副，再用万分之 一的分析天平称量摩擦副质量，并利用磨损过程的负 荷和摩擦力矩等数据计算摩擦系数。
表$ A!试样加负荷时摩擦力矩和摩擦系数的变化
负 荷／M*
$% ’% G’
@%%
摩擦力矩／M*·-7 $+% B+% @@+%
"%"""
摩擦系数# %+%"=$%+%’%D%+%B=%%+@BA="%+@DB@
=+$+= 加卸载速率与磨损 加载或卸载速率是指单位摩擦距离（或单位摩擦
时间）内负荷的增量值。根据加卸载速率的大小将负
A’3B0/4-：:7’(2/0+6’*<2/’*2<’+2（:;=） &’C ()*+,(-1/01’/23 5’*/*6,7,23
试在 MNJ#G$洛氏硬度试验机上进行；剪切强度测试 在O,3201,#FG# 动／静电液伺服万能材料试 验 机 上 进 行。测试内容包括材料本身的剪切强度、改性层与基
边，合金化层脆性较大。通过调节工艺参数，可以控制
稀释率来降低改性层脆性，同时有利于改善改性层的
综合性能。
!%9%! 剪切强度 （9）材料自 身 剪 切 强 度。冲 孔 剪 切 结 果 见 图 E，
:;9<= 基 体 强 度 最 低，熔 凝 处 理 提 高 的 幅 度 较 小，仅 9<H!!<H，而 合 金 化 处 理 提 高 较 大，达 到 了 I<H ! 9<<H的水平。在同样剪切试验下高镍铸铁强度最高。
体结合的界面剪切强度，其中界面剪切强度试样按电
子束作用的位置分成上表部和根部两组，见图#。
电子束表面改性技术主要包括表面相变处理、表 面熔凝处理和 表 面 合 金 化［#!B］，近 年 来 这 项 技 术 的 研 究和应用越来越广泛。由于 !"#$%活塞不耐磨，大功 率发动机活塞上通常镶嵌耐磨的高镍铸铁，但高镍铸 铁与 !"#$%之 间 的 结 合 面 很 容 易 在 加 工 或 承 受 工 作 热疲劳时开裂。电子束改性 !"#$% 的耐磨性比基体 高，可 替 代 高 镍 铸 铁，且 改 性 层 是 直 接 附 着 在 基 体 上 的，其抗裂性也优于高镍铸铁与 !"#$%的结合界面。
况。开始加载，处于磨合期，摩擦力矩处于不稳定值状
态；在负荷不变的条件下，随着磨损的持续，摩擦力矩
起伏波动；当磨损持续足够长的时间后，其摩擦力矩趋
于稳定值状态。当负荷小于临界磨损负荷 !? 时，不 同负荷下的稳定摩擦力矩处于@+B"B+%M*·-7 范围 （参见图G下部分，摩擦力矩在%"=%M*·-7 区域）；当 负荷等于或大于临界磨损负荷 !? 时，在某一负荷下
耐磨性方面，电子束改性 !"#$%活塞合金优于高镍铸 铁。
关键词：电子束改性 力学性能 耐磨性
［9;>=?9@=］ &’( )(*’+,-*+./01/(02-(3，)-4 *013205*250(3+,67(+0+8-.-291:!"#$%+..197-2’(.(*4 201,8(+)0()(.2-,;+,6+..19-,;20(+2)(,2+0(3256-(6< &’((=/(0-)(,23/01>(2’+2!"#$% /-321,+..19 7-2’ ?@&-335/(0-1021’-;’4,-*A(.-01,-,7(+0+8-.-29<
层存在许多亚稳态相，当温度升高时转化成稳定相，以
后硬度变化不大。
（E）工艺参数和成分对硬度的影响。添加的合金 元素含量增加，硬度通常随之提高，特别是铁的增加，
硬度 提 高 更 大，但 易 于 开 裂。 从 含 铁 量 较 高 的
9F29AG#=和 含 铬、镍 量 较 高 的 <F2!BG#!< 两 组 成 分 看，前 一 种 改 性 层 硬 度 高，车 削 加 工 时 局 部 易 出 现 崩
摩擦系数的计算公式可简化为 "S$!KFB"／#［K］
式中："———摩擦力矩，A;·*)； #———试验负荷，A;。
D 试验结果与分析
D<# 电子束改性层的力学性能 F<#<# 硬度
图F是电子束改性层硬度随熔深的变化图，每组 试样中又含有热处理前、后及保温后测得的硬度值，以 下从B个方面分析硬度的变化规律。
#"
科技成果·学术论文
（!）"!试样，重熔组织（#$%%）（&）’!试样，合金化组织（#’%%）
图’ 电子束重熔与合金化的金相组织 ()*+’ ,)-./01.2-12.3/456.37381)9*
1.3!17391!9:!88/;)9*
<2的’!试样。图’（&）是’!试样的微观组织，其亚共 晶组织被一种网状组织分割，在块内与重熔组织类似。 合金化主 要 是 在 电 子 束 作 用 下 的 快 速 熔 凝 和 晶 粒 细 化，且在固溶强化及弥散强化的基础上增加起第二相 强化作用的部分新生相。 =+=+= 改性层中溶质元素的分布
界面抗剪强度比母材好。剪切结果见图?，9"试样是 航空制造技术
图? 界面剪切强度 "#$%? K.’)2-*2’,$*.+4#,*’24)L’
磨损试验的试样：B! 试样添加!@+%C@<.@DE)AF !%+AC<2，合金化处理；G!试样添加!%+DC%<.=’E)=%F !%+AC<2合金化处理；D! 试样经电子束重熔。图B是 负 荷 与 摩 擦’%%%圈 的 磨 损 量 、负 荷 与 摩 擦 力 矩 的 关
图B 负荷与磨损量、摩擦力矩的关系 ()*+B H38!1)/90I)J&31K3398/!:0!9:
K3!.)9*L2!91)1;/.4.)-1)/97/7391 "!
系图。B! 和G! 试样在初始负荷为 @%%M*时的磨损量 略大于@@%M*负荷的磨损量；D!试样远大于@@%M*负 荷的磨损量是由于试样表面未经磨削，初期磨合量特
别大。B!和G!试样在磨合期后至负荷小于@G’M*，经 过一定时间的摩擦运转，摩擦力矩基本趋于稳定，磨损
荷 的 加 载 方 式 分 为 连 续 加 卸 载、稳 定 负 荷、间 歇 加 卸
载。
（@）连续加卸载时，只要摩擦负荷表面状态条件相 同，摩擦系数是较稳定的；当负荷小于或大于临界磨损
负荷 !? 时，将对应各自不同的稳定摩擦系数，且均基 本符合传统摩擦理论。
（=）图G对稳定负荷作了说明，从图中可以看出在 某一负荷 下 持 续 磨 损 一 段 时 间 后 的 摩 擦 力 矩 变 化 情
共晶成分的 :;9<= 的平衡组织为金属铝和非金 属硅的共晶组织，但铸造条件下析出了初晶硅，反映出 过共晶组织的特点。电子束重熔处理使组织均匀、局 部成分偏聚被分散、晶粒细化，如图B（)）所示的?" 试 样，重熔区组织比处理前细化了几十倍，显微形态也变 成了铝硅共晶体包围着铝基#固溶体树枝晶的亚共晶 组织。电子束合金化的影响因素较多，如加入的合金 元素种类、数量、工艺参数等。本文仅对比了重熔处理 的?"试样与添加合金成分为!9%<M9F29AG#=N!<%=M
布不均，造成表面硬度最高而根部降低，但即便如此，
根部也比基体硬度高很多，因为 :;9<=基体硬度仅为 >&699!9?。
（!）热 处 理 对 硬 度 的 影 响。 热 处 理（7@）后，熔 凝 层与合金化层硬度都有所下降，而长时间保温处理（经
9ABCDBC不断反复随炉升降温，累积!B<.以上）对 硬度影响不很明显。国外资料介绍在高温初始阶段硬 度降低，以后几乎不变［!］，由于大过冷度下结晶的改性
# 试验方法
（#）力学性能试验。 !"#$%的电子束重熔工艺参数见表#。电子束合 金化元素从表层添加，加入的成分主要是!$<%)) 的 铜丝 以 及 !#<$ )) 的 #C0#DE-% 或 !$<D )) 的 $C0FGE-F$不锈钢丝，合金化工艺参数见表F。硬度测
表# 电子束重熔工艺参数
加速电压／AH 焦点位置 束流／)I 速度／))·)-,J# #BG!#K$ 表面下焦点 FD!B# #L$$!#D$$
科技成果·学术论文
电子束改性 !"#$%的力学性能和耐磨性
&’()*+,(-./01’/23*+45’*/*6,7,2308!"#$%977035,2):7’(2/0+;’*<=/’*2<’+2
北京航空航天大学 周 琦
［摘要］ 研究了 !"#$%合金电子束重熔和合金 化改性的力学性能、组织结构和耐磨性。试验证明，在
重熔处理的，!"、E"试样是合金化处理的，实心数据点 表示改性层上表 部，空 心 点 表 示 根 部。E" 试 件 铁 元 素 加入较多，其界面剪切强度下降，硬度上升，较脆；9"、 !"试件保持着较高的界面剪切强度，说明重熔和 F2， G#含量高的合金化综合性能较好；此外，9"、!" 试件 上表部剪切强度高于根部，而E" 相反；全部试样根部 剪切强度相差不大，其原因是根部合金元素较少，类似 重熔处理，可见合金种类和含量的差异对性能产生了 明显的影响。 !%! 电子束改性层的微观组织结构 !%!%9 :;9<=电子束重熔与合金化组织
表F 电子束合金化工艺参数
加速电压／
束流／ 速度／
处理顺序
焦点位置
AH
)I ))·)-,J#
第一次
#BG 表面焦点 B$!B# #L$$!#D$#D$$!F$$$
E$
图# 界面剪切强度试样 P-;<# &’(3+)/.(1:3’(+0320(,;2’1:-,2(0:+*(
D$$D年第E期
科技成果·学术论文
图! 改性层硬度与熔深的关系
"#$%! &’()*#+,-.#/0’*1’’,.)23,’-+4567’-()8’2),33’/*.+4/++(
图E 材料自身的剪切强度 "#$%E K.’)2-*2’,$*.+4J)*’2#)(#*-’(4
（9）熔深与硬度的关系。随着熔深增大，硬度值下 降。溶质元素从表面添加，电子束合金化添加成分分
电子束合金化改性层基本保留了重熔处理的组织 均匀、成分偏聚分散、晶粒细化等特点，在电子束作用 下相对于铸态>?@%A已得到均匀化，但溶质元素在熔 合区的分布不均，一般在溶质添加位置含量偏高。此 外，在不同组织中含量有差别，因为不同组织中的相是 不一样的。 !+" 油润滑条件下的滑动磨损试验 =+$+@ 试验负荷与摩擦磨损量、摩擦力矩的关系
量维持在@%N"*数量级，摩擦系数都小于%+%=，对应 的稳定摩擦 力 矩 相 同；当 负 荷 等 于 或 大 于 @G’M* 时， 摩擦副接触面性质发生变化，在摩擦力作用下表面粗
糙度变差，摩擦系数增大，造成磨损量加大，此时磨损
量迅速上升至 @%N=* 数 量 级，摩 擦 系 数 处 于 %+@" 左 右。D! 试样 是 电 子 束 双 重 熔 样，改 性 层 厚 度 增 加，在 磨合期后至=%%M*负荷的磨损量一直处于@%N"*数 量级，摩擦系数处于%+%@以下，磨损量非常小，由于基 体抗塑性变形能力强于B! 和G! 试样，=%%M*的最大 压力也未能引起摩擦接触面性质的跳变。A! 为高镍 铸铁试样，仅 仅 在 @%%M* 负 荷 下，摩 擦 系 数 就 急 剧 上 升至%+@G左右，发生剧烈磨损，摩擦’%%%圈的磨损量 为%+""*，与改性材料在相同条件下相比几乎差三四 个数量级。A! 试样在加负荷过程中摩擦力矩的变化 情况见表$，急剧磨损在@%%M*负荷时出现。在试验 条件下电子束改性活塞合金的耐磨性优于高镍铸铁。
!##!年第"期
科技成果·学术论文
! 结论
（?）经电子束重熔或合金化处理的 DC?:B 合金， 硬度和剪切强度高于母材，热稳定性较好。改性层与
基体的界面接合剪切强度高于DC?:B母材。 （A）电子束重熔层组织均匀，偏聚成分被分散，晶
粒细化；合金化改性层保留了重熔的特点，同时在亚共
（F）微观组织结构。 用金相显微镜、扫描电子显微镜观测和分析电子
束改性层的微观组织、溶质元素分布等。 （B）油润滑条件下的滑动磨损试验。 用 QQF$$型磨损试验机做磨损试验，试验前摩
擦副表面经过 磨 削。 环 境 温 度 为 #D!FD R。 试 验 时 在一定范围的试验负荷（B$!F$$A;）下摩擦相当圈数 （即摩擦一定距离）后，用酒精清洗摩擦副，再用万分之 一的分析天平称量摩擦副质量，并利用磨损过程的负 荷和摩擦力矩等数据计算摩擦系数。
表$ A!试样加负荷时摩擦力矩和摩擦系数的变化
负 荷／M*
$% ’% G’
@%%
摩擦力矩／M*·-7 $+% B+% @@+%
"%"""
摩擦系数# %+%"=$%+%’%D%+%B=%%+@BA="%+@DB@
=+$+= 加卸载速率与磨损 加载或卸载速率是指单位摩擦距离（或单位摩擦
时间）内负荷的增量值。根据加卸载速率的大小将负
A’3B0/4-：:7’(2/0+6’*<2/’*2<’+2（:;=） &’C ()*+,(-1/01’/23 5’*/*6,7,23
试在 MNJ#G$洛氏硬度试验机上进行；剪切强度测试 在O,3201,#FG# 动／静电液伺服万能材料试 验 机 上 进 行。测试内容包括材料本身的剪切强度、改性层与基
边，合金化层脆性较大。通过调节工艺参数，可以控制
稀释率来降低改性层脆性，同时有利于改善改性层的
综合性能。
!%9%! 剪切强度 （9）材料自 身 剪 切 强 度。冲 孔 剪 切 结 果 见 图 E，
:;9<= 基 体 强 度 最 低，熔 凝 处 理 提 高 的 幅 度 较 小，仅 9<H!!<H，而 合 金 化 处 理 提 高 较 大，达 到 了 I<H ! 9<<H的水平。在同样剪切试验下高镍铸铁强度最高。
体结合的界面剪切强度，其中界面剪切强度试样按电
子束作用的位置分成上表部和根部两组，见图#。
电子束表面改性技术主要包括表面相变处理、表 面熔凝处理和 表 面 合 金 化［#!B］，近 年 来 这 项 技 术 的 研 究和应用越来越广泛。由于 !"#$%活塞不耐磨，大功 率发动机活塞上通常镶嵌耐磨的高镍铸铁，但高镍铸 铁与 !"#$%之 间 的 结 合 面 很 容 易 在 加 工 或 承 受 工 作 热疲劳时开裂。电子束改性 !"#$% 的耐磨性比基体 高，可 替 代 高 镍 铸 铁，且 改 性 层 是 直 接 附 着 在 基 体 上 的，其抗裂性也优于高镍铸铁与 !"#$%的结合界面。
况。开始加载，处于磨合期，摩擦力矩处于不稳定值状
态；在负荷不变的条件下，随着磨损的持续，摩擦力矩
起伏波动；当磨损持续足够长的时间后，其摩擦力矩趋
于稳定值状态。当负荷小于临界磨损负荷 !? 时，不 同负荷下的稳定摩擦力矩处于@+B"B+%M*·-7 范围 （参见图G下部分，摩擦力矩在%"=%M*·-7 区域）；当 负荷等于或大于临界磨损负荷 !? 时，在某一负荷下
耐磨性方面，电子束改性 !"#$%活塞合金优于高镍铸 铁。
关键词：电子束改性 力学性能 耐磨性
［9;>=?9@=］ &’( )(*’+,-*+./01/(02-(3，)-4 *013205*250(3+,67(+0+8-.-291:!"#$%+..197-2’(.(*4 201,8(+)0()(.2-,;+,6+..19-,;20(+2)(,2+0(3256-(6< &’((=/(0-)(,23/01>(2’+2!"#$% /-321,+..19 7-2’ ?@&-335/(0-1021’-;’4,-*A(.-01,-,7(+0+8-.-29<
层存在许多亚稳态相，当温度升高时转化成稳定相，以
后硬度变化不大。
（E）工艺参数和成分对硬度的影响。添加的合金 元素含量增加，硬度通常随之提高，特别是铁的增加，
硬度 提 高 更 大，但 易 于 开 裂。 从 含 铁 量 较 高 的
9F29AG#=和 含 铬、镍 量 较 高 的 <F2!BG#!< 两 组 成 分 看，前 一 种 改 性 层 硬 度 高，车 削 加 工 时 局 部 易 出 现 崩
摩擦系数的计算公式可简化为 "S$!KFB"／#［K］
式中："———摩擦力矩，A;·*)； #———试验负荷，A;。
D 试验结果与分析
D<# 电子束改性层的力学性能 F<#<# 硬度
图F是电子束改性层硬度随熔深的变化图，每组 试样中又含有热处理前、后及保温后测得的硬度值，以 下从B个方面分析硬度的变化规律。
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（!）"!试样，重熔组织（#$%%）（&）’!试样，合金化组织（#’%%）
图’ 电子束重熔与合金化的金相组织 ()*+’ ,)-./01.2-12.3/456.37381)9*
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<2的’!试样。图’（&）是’!试样的微观组织，其亚共 晶组织被一种网状组织分割，在块内与重熔组织类似。 合金化主 要 是 在 电 子 束 作 用 下 的 快 速 熔 凝 和 晶 粒 细 化，且在固溶强化及弥散强化的基础上增加起第二相 强化作用的部分新生相。 =+=+= 改性层中溶质元素的分布