原位合成(Ti,V)C/Fe基复合材料

采用粉末冶金与原位合成相结合的方法制备了(Ti,V)C/Fe复合材料,用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)研究了该复合材料的物相结构和显微组织,用MM-200磨损试验机对复合材料进行了耐磨性实验.结果表明,复合材料的相组成为(Ti,V)C和a-Fe;合成的硬质相(Ti,V)C颗粒细小,在珠光体基体中均匀分布;在重载干滑动磨损条件下,该复合材料显示了很好的耐磨性能.     

(Ti,V)C颗粒增强铁基复合材料显微组织的研究

采用粉末冶金与原位合成相结合的方法制备了不同V/Ti原子比的（Ti，V）C／Fe基复合材料，用X射线衍射（XRD）、扫描电镜（SEM）研究了该复合材料的物相结构和显微组织。研究结果表明：原位合成的（Ti，V）C增强相颗粒细小，大部分小于2μm，在α-Fe基体中均匀分布。随着V，Ti比的提高，（Ti，V）C晶格常数减小，且呈线性下降，（Ti，V）C增强相颗粒形态由不规则状趋于球形。     

V(C,N)颗粒增强铁基复合材料的研究

采用粉末冶金和原位合成相结合的方法合成V(C,N)颗粒增强铁基复合材料,用扫描电镜、X射线衍射等测试方法对试样进行了组织结构分析,并探讨了原位合成V(C,N)的机理.结果表明,石墨与氮气的存在降低了σ-FeV相的稳定性,使其分解为崮溶大量V的Fe,C、N与V发生反应生成V(C,N);原位合成的复合材料主要相组成为V(C,N)和γ-Fe,所合成的硬质相V(C,N)颗粒细小,在铁基体中均匀分布.在重载十滑动摩擦条件下,V(C,N)颗粒增强铁基复合材料显示出良好的耐磨性.     

45钢表面激光合金化原位自生TiC增强相

采用CO_2激光器,在45钢表面制备了以原位Ti+C、直接添加Ti C、原位TiO_2+C、原位Ti+V+C等4种不同体系的亚微米级陶瓷材料为原料的高硬度激光合金化涂层。用XRD、SEM分析了不同合金体系下该涂层的相组成、显微组织以及磨损形貌,测试了合金化层的显微硬度和摩擦系数。结果表明:各种涂层中以原位Ti+V+C涂层的综合性能最为良好。与其他合金涂层相比,该涂层生成较多的强化相,硬度得到明显提高,其值达到了748 HV0.2;该合金化层的磨损失重最少,耐磨性优异。     

微合金元素对V-N中碳微合金钢组织和性能的影响

采用金相显微镜和透射电镜等分析方法研究了微合金元素对V-N中碳微合金钢组织和性能的影响.结果表明,V-N中碳微合金钢的热轧态组织为铁素体+珠光体组织,随着钢中V、N含量增加,铁素体含量增多,晶粒变细;微合金钢中的V、Ti、N等元素主要以V(C,N)和V(C,N)+Ti(C,N)形式析出,其中V(C,N)颗粒细小,而V(C,N)+Ti(C,N)颗粒较粗大;细小、弥散分布在钢中的V(C,N)相以析出强化的方式改善了中碳微合金钢的综合力学性能;而适量的Ti在钢中形成弥散分布的TiN相阻止热加工过程中奥氏体晶粒的过分长大,细化了微合金钢的组织.     

碳化钛钒增强铁基复合材料的微观组织与机理研究

采用粉末冶金与原位合成相结合的方法制备了(Ti,V)C/Fe基复合材料,用X射线衍射、扫描电镜研究了该复合材料的物相结构和显微组织.结合热分析和高温X射线衍射,对Fe-Ti-V-C体系的反应机理进行研究.结果表明:反应合成的复合材料的相组成为(Ti,V)C和α-Fe,细小的球状(Ti,V)C颗粒均匀分布在珠光体基体上.Fe-Ti-V-C体系的反应机理为,首先在765.7℃发生Fe的同素异构转变,即α-Fe→γ-Fe,以及钒的碳化反应FeV+C=VC+Fe;其次在1058.5℃,Ti与Fe共熔而形成低共熔体Ti2Fe;在1140.4℃,C与Ti2Fe反应生成TiC;最后,随着温度的继续升高,TiC和VC形成了(Ti,V)C固溶体.     

原位烧结合成(Ti,V)C/Fe复合材料的组织及形成机理

以钛粉、铁粉、钒铁粉、铬铁粉、钼铁粉及石墨粉为原料,通过原位烧结制备了(Ti,V)C/Fe复合材料.利用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)和能谱EDS分析了材料的组织结构.结合差示扫描量热法分析(DSC)和高温x射线衍射分析研究了Fe-Ti-V-C体系原位烧结的动力学过程.结果表明:(Ti,V)C/Fe复合材料致密化程度高.增强相(Ti,V)C的形态比TiC更规则,TiC颗粒中存在富Mo的"环形结构",而(Ti,V)C中没有"环形结构".合成(Ti,V)C/Fe复合材料的动力学过程为:在770℃左右发生钒的碳化反应生成VC,1140.4℃时发生Ti的碳化反应生成TiC,随着温度升高,VC和TiC发生固溶反应形成(Ti,V)C固溶体.在1400℃烧结时,硬质相(Ti,V)C(或TiC)在液相中根据Gibbs-Thomson效应,按照小颗粒不断溶解,大颗粒相应粗化的模式长大.     

原位TiC弥散强化420不锈钢的显微组织与耐磨性研究

采用原位铸造法和电渣重熔工艺制备了TiC颗粒弥散强化420不锈钢材料,并用环-块摩擦磨损试验机研究了油润滑下弥散强化钢的滑动摩擦磨损性能.结果表明:原位TiC颗粒均匀弥散分布在基体中,颗粒尺寸为1～5 μm,呈四边形或多边形,与基体结合良好且无团聚现象.在420不锈钢中原位合成TiC颗粒后室温强度明显提高,但420不锈钢的塑性和冲击韧性下降;与420基体磨损试验对比可见,TiC弥散强化420不锈钢具有良好的耐磨性.     

原位反应合成TiC/Cr18Ni8不锈钢钢结硬质合金组织结构

以铁粉、钛铁粉、铬铁粉、胶体石墨和镍粉等为原料,原位反应合成了TiC/ Cr18Ni8不锈钢钢结硬质合金,并用SEM、XRD、显微硬度计等对烧结试样进行显微组织和显微硬度分析.结果表明,钢结硬质合金主要组成相为TiC和Fe-Cr-Ni固溶体,硬质相TiC颗粒细小,形状规则,大部分在1 μm以下;随烧结温度的升高,钢结硬质合金的孔隙度减小,密度和硬度升高,但TiC颗粒略有长大.在相同烧结条件下,C/Ti成分克原子比为0.9的钢结硬质合金的密度和硬度比C/Ti成分克原子比为1.0的钢结硬质合金高,所合成的TiC颗粒更细小,分布更均匀.     

TiC弥散强化2Cr13钢的显微组织及耐磨性

运用原位合成工艺可以制备出含量为3%的微米级TiC颗粒弥散强化2Cr13不锈钢,TiC颗粒在强化钢中分布均匀,与基体结合良好。TiC颗粒的加入,使2Cr13不锈钢的室温强度提高10%左右,硬度小幅增加,但塑性有所降低。用环-块摩擦磨损试验机研究了油润滑下弥散强化钢的滑动摩擦磨损性能,发现TiC颗粒承受载荷,从而可有效地提高弥散强化钢的耐磨性。与未增强的2Cr13基体相比,弥散强化钢的摩擦系数平稳且较低,而耐磨性提高3倍以上。     

Fe-(Ti,V)C复合材料耐磨性研究

采用原位合成技术制备了碳化钒钛颗粒增强铁基复合材料,采用销盘磨损试验机对复合材料进行了耐磨性试验.采用扫描电镜对该复合材料的微观组织和磨损形貌进行分析.结果表明:随着V含量的增加,Fe-(Ti,V)C复合材料的耐磨性升高,达到最大值后,Fe-(Ti,V)C复合材料的耐磨性又有所下降.     

原位反应铸造法制备Ti(C,N)颗粒增强铁基复合材料的研究

结合我国资源特点,以45钢、钛铁、生铁等为主要原料,研究了在大气环境下采用原位反应铸造法制备Ti(C,N)颗粒增强铁基复合材料的工艺方法。结果表明,利用中频感应电炉熔炼合金,通过向铁液中添加含氮附加物原位反应铸造法制备Ti(C,N)颗粒增强铁基复合材料的技术是可行的;复合材料组织由细粒状珠光体加上针状珠光体基体和Ti(C,N)增强颗粒组成;材料铸态综合力学性能得到了最优的组合:抗弯强度1 532.67 MPa,洛氏硬度58.5 HRC,冲击韧度7.18 J/cm2。     

氩弧熔覆Ni基复合涂层的组织结构和长大特性

以C,Ti,Nb和Ni60A粉为原料,利用氩弧熔覆技术在16Mn钢表面原位合成(Ti,Nb)C增强Ni基复合涂层. 应用扫描电境、透射电镜、X射线衍射仪、显微硬度计对复合涂层的组织结构、(Ti,Nb)C颗粒的生长方式和性能进行了分析. 结果表明,熔覆层与基体呈冶金结合,涂层无裂纹、无气孔等缺陷. 熔覆层组织由(Ti,Nb)C,Cr₂₃C₆和γ-Ni组成,原位合成(Ti,Nb)C的生长基元为八面体,连接生长为八面体顶角连接和棱边连接,长大形态为花瓣状和团絮状.     

铝热法制备TiC/TiB_2-FeNiCr复合材料

采用铝热法原位合成出了含Ti C颗粒、Ti C-Ti B2复相陶瓷颗粒增强相体积分数较高的Ti C/Ti B2-Fe Ni Cr复合材料。利用电子探针分析(EPMA)仪、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和X射线衍射(XRD)仪等手段研究了该复合材料的显微组织和相结构,同时利用显微硬度仪测量了该复合材料的硬度,利用摩擦磨损试验机测量复合材料的耐磨性能。结果表明,Ti C/Ti B2-Fe Ni Cr复合材料由Ti C颗粒、Ti C和Ti B2复相陶瓷颗粒、针状Cr7C3相,Ni Al相和α-Fe Ni Cr合金基体相组成。复合材料的硬度(HV)为13132.5 MPa。复合材料施加载荷20 N,磨损1 h后的失重为4.2 mg;而45#钢在相同条件下的失重量为13 mg,是复合材料的3倍。     

(Ti,V)C原位烧结钢结硬质合金热处理后的组织与性能

以钛粉、钒铁粉、铬铁粉、钼铁粉、铁粉及石墨粉为原料,在真空烧结炉中原位合成了(Ti,V)c钢结硬质合金.研究了(Ti,V)C钢结硬质合金的热处理组织及力学性能.结果表明,该钢结硬质合金在1000℃淬火后的组织为片状马氏体+(Ti,V)C硬质相颗粒+少量未溶碳化物;经1000 ℃淬火+500℃回火时发生二次硬化现象,硬度达86 HRA左右,抗弯强度达1540MPa,其断口形貌为硬质相解理、基体准解理及韧窝;经1000℃淬火+250℃回火、1000℃淬火+500℃回火后该硬质合金的耐磨性分别是经深冷处理高铬铸铁的3.8和3.5倍,其磨损机理是基体形变磨损和硬质相脱落.     

基体材料对TiN薄膜表面液滴及薄膜结合力的影响

采用真空阴极电弧离子镀技术分别在4Cr5 MoSiV1(H13)模具钢、Cr18Ni9Ti(304)不锈钢、YG6硬质合金、Ti6Al4V(TC4)钛合金4种基体表面沉积TiN薄膜.利用扫描电镜(SEM)对薄膜表面液滴进行观察分析,通过划痕仪对薄膜的膜/基结合力进行表征.结果表明:基体材料不同,TiN薄膜上液滴的密度、尺寸存在明显的区别.其中,镀膜后H13钢和304不锈钢表面的液滴数量最多,YG6硬质合金次之,TC4钛合金最少;薄膜的膜/基结合强度依次为YG6硬质合金＞H13钢＞304不锈钢＞TC4钛合金.     

球磨时间对电场原位合成Fe-Cu-TiC复合材料的影响

用球磨机将配料比为15wt％(Ti+ C)-65wt％Fe-20wt％Cu(Ti∶C化学计量比为1∶1)的粉末球磨不同时间后,压制得到圆柱压坯,采用Gleeble-3500D热模拟机,在电场作用下原位合成Fe-Cu-TiC复合材料.研究不同球磨时间(0～6 h)对电场原位合成Fe-Cu-TiC复合材料组织性能的影响.结果表明:粉末球磨后,电场原位合成产物主要由Fe、Cu和TiC组成;球磨过程有助于电场原位合成反应中TiC的合成.随着球磨时间的延长,粉末颗粒逐渐细化,电场原位合成产物TiC晶粒逐渐细化,Fe-Cu-TiC复合材料的相对密度和硬度先增加后减小,耐磨性有所提高;原始粉末球磨4h制备的该复合材料有较高的相对密度、显微硬度及低的磨损率.     

原位自生钢基复合材料耐磨性能的研究

用铸造的方法制备了原位自生复合碳化物[(Ti,W,Cr,V,Nb)C]增强钢基复合材料,并对该复合材料的磨粒磨损性能及磨损机理进行了研究。结果表明,采用该方法制备的钢基自生复合材料中,自生碳化物颗粒细小、圆整、且分布均匀,碳化物颗粒增强相体积分数达到42.8%;原位自生钢基复合材料的耐磨性能优良。在磨粒磨损条件下,其磨损机制主要是显微切削、颗粒脱落和脆性剥落;稀土和合金元素能够提高原位自生钢基复合材料的耐磨性能。     

冷凝液环境下建筑用459不锈钢的耐蚀性分析

研究了单钛稳定和双稳定两种459不锈钢在冷凝液环境下的腐蚀行为。结果表明,单钛稳定459钢中的析出相有Ti N、Ti N+Ti C及Ti C三种形式存在;双稳定459不锈钢中析出相有Ti N+(Nb,Ti)C及(Nb,Ti)(C,N)两种形式存在。在80℃冷凝液环境中双稳定459不锈钢表面钝化膜的化学稳定性高于单稳定459不锈钢。     

304奥氏体不锈钢应变诱发马氏体的研究

用X射线衍射(XRD)、磁针法、力学性能和显微分析研究了商用热轧态和冷轧态304奥氏体不锈钢在不同变形方式下应变诱发马氏体的行为。结果表明:304钢热轧态由于存在多量碳化物和组织不均匀性,其奥氏体稳定性低,拉伸应变诱发马氏体量达40%,冷轧(固溶)态组织均匀、奥氏体稳定性高,拉伸应变诱发马氏体量仅9%;304冷轧板材扩孔、杯突成形时其切向和径向的二向拉应力有助于γ→α’转变,诱发马氏体量(30%～35%)多于单向拉应力的拉伸诱发马氏体量(8%～10%)。对于冷轧304不锈钢,在20%以上拉伸工程应变的驱动下才能较明显地诱发马氏体。304明显的强化效果(△σ达320～400 MPa)来自应变硬化和马氏体相变强化两方面:冷轧304钢的强化主要来自应变硬化本身;热轧304钢的强化不光有应变硬化的贡献,还有应变诱发的多量马氏体的重要贡献,而且后者是主要的。