TB8钛合金表面间歇式真空渗氮层的组织与性能

对TB8钛合金进行800℃间歇式真空渗氮6 h,研究了表面渗氮层的组织、硬度、耐磨性能及耐腐蚀性能.结果表明:TB8钛合金表面间歇式真空渗氮层主要由厚度60～80μm氮化物层和厚度110～130μm氮扩散区组成,表层物相包括TiN、TiN0.3、Ti2AlN及α-Ti,表层硬度为800～850 HV,由表层至心部硬度缓慢降低,心部基体的硬度为250～270 HV;在相同条件下,间歇式真空渗氮处理合金的磨损质量损失为未渗氮合金的1/12,表面形成了浅而窄的磨痕,耐磨性得到显著提高;间歇式真空渗氮处理合金在HF和HNO3混合溶液中的腐蚀速率仅为未渗氮合金的1/153,表面未见明显腐蚀坑,耐腐蚀性能得到明显提高.     

离心式压缩机齿轮的快速深层等离子渗氮

采用快速深层等离子渗氮工艺对离心式压缩机齿轮进行表面处理。利用光学显微镜、X射线衍射仪、电子探针分析仪、努氏显微硬度计、微摩擦磨损试验机和扫描电镜对渗氮层进行分析。在510℃温度下等离子渗氮15h和20h后,渗氮层的厚度分别为341.25μm和502.33μm。渗氮层是由化合物层和扩散层两部分组成的,其中化合物层随渗氮时间的增加由ε-Fe2-3N+γ′-Fe4N双相层逐渐转变为γ′-Fe4N单相层。由于渗层中氮化物的强化作用,经过等离子渗氮处理的试样表面硬度升高,摩擦因数减小,磨损体积显著降低。渗氮层的磨损机制以粘着磨损为主。在保证芯部具有良好韧性的基础上,快速深层等离子渗氮处理能够显著提高齿轮的表面硬度,改善齿轮的耐磨损性能。     

TC4钛合金低压渗氮研究

为了提高表面性能,对TC4钛合金进行低压渗氮处理。通过金相显微镜、X射线衍射(XRD)及显微硬度计分析了渗氮层的组织与硬度。结果表明,TC4钛合金经低压渗氮处理后,表面物相由Ti N、Ti2Al N、Ti3Al和α-Ti组成,渗氮温度较低时,渗氮层较薄,硬度较低,随渗氮温度升高,渗氮层厚度增加,表面硬度亦随之增加,温度为820℃时,表面硬度可达800~850 HV,硬化层深度为30μm~40μm,渗氮温度继续增加,渗氮层组织变得疏松,表面硬度开始下降。     

等离子体源渗氮奥氏体不锈钢的摩擦磨损行为

采用等离子体源渗氮技术对AISI 316奥氏体不锈钢进行450℃×6h改性处理,通过干摩擦磨损试验对比研究了该不锈钢基体和表面改性层在不同载荷下与Si_3N_4陶瓷球摩擦副对磨时的摩擦磨损行为,观察了磨损形貌,并对其磨损机制进行了分析。结果表明:等离子体源渗氮后,试验钢表面形成了厚度约17μm的单一面心立方结构的高氮γ_N相改性层,改性层中氮元素的原子分数为15%~20%,最大显微硬度约1 510HV0.01;与基体相比,在相同载荷下γN相改性层具有相当或更低的摩擦因数,且比磨损率均降低一个数量级以上,耐磨性能显著提高;基体的磨损机制主要为黏着磨损,而γN相改性层在较低载荷(2~4N)下的磨损机制主要为氧化磨损,在较高载荷(6~8N)下的主要为磨粒磨损。     

GH2132铁基高温合金表面等离子渗氮层的热稳定性

在723K下对GH2132铁基高温合金表面进行低温等离子体渗氮,并进行了不同温度(673,873,973K)保温5h处理,研究了保温处理前后渗氮层的截面形貌、物相组成、硬度和耐腐蚀性能。结果表明:GH2132铁基高温合金表面的渗氮层主要由氮在奥氏体中的过饱和固溶体,即膨胀奥氏体γN相组成;随加热温度的升高,渗氮层的厚度增加;当加热温度为673K时,γN相未发生分解,当加热温度为873,973K时,γN相分解生成晶格膨胀程度较低的γN相和CrN相;γN相的晶格膨胀率随着加热温度的升高而降低;随加热温度的升高,渗氮层的硬度先增大后降低,并在加热温度为873K时达到最大,约为926HV;不同温度保温5h后渗氮层的耐腐蚀性均降低。     

气体软氮化对Cr12钢微观组织及摩擦学性能影响

冷作模具成型压力大、应力状态复杂,在工业生产中常常伴随过度磨损、疲劳失效等问题出现,因此在Cr12模具钢表面进行了软氮化工艺处理基础上,对比分析了有无氮化处理对材料硬度、表面耐磨性的影响,探讨了氮化处理前后表面的摩擦磨损特性。结果表明：氮化处理后Cr12钢出现由白亮层（厚度约3μm）和扩散层（深度达20μm以上）组成的渗氮层,其中白亮层氮元素含量较高,而在扩散层氮元素沿深度方向呈递减分布;Cr12钢氮化前后表面平均维氏硬度由HV₅₀=504.8提高到HV₅₀=653.4,磨损量由42969.6 μm³减少到3068.1 μm³,表明气体软氮化处理对Cr12钢表面硬度与耐磨性能均有显著提高;氮化处理的磨损表面以磨粒磨损为主,而未氮化处理磨损表面的疲劳剥落特征显著,并伴有强烈的氧化磨损现象。     

提高不锈钢离子渗氮质量

离子渗氮作为一种节能的和清洁的热处理工艺,在我国获得了迅速发展,其应用领域还在不断扩大。由于离子渗氮能直接去除不锈钢表面的钝化膜,并易于实现局部渗氮和较容易控制氮势,在不锈钢表面强化方面显示出较大优越性。不锈钢表面强化已成为离子渗氮工艺应用的一个重要方面。 众所周知,经离子渗氮处理后不锈钢的表面硬度、耐磨性和抗擦伤、抗胶合能力有大幅度提高。但是,如若处理不当,容易发生表层剥落、硬化层(渗氮层)厚度不均匀以及耐腐蚀性能大幅下降等质量问题。耐热钢也有类似情况。本文根据近年来发表的研究结果,就这些问题进行分析讨论。     

渗氮电压对液相等离子体电解渗氮层组织及耐腐蚀性能的影响

以氨水和KCl的混合溶液为电解液,利用液相等离子体电解渗氮工艺在180,200,220,240V电压下于38CrMoAl钢表面制备了渗氮层,研究了渗氮电压对渗氮层组织与耐腐蚀性能的影响。结果表明:随着渗氮电压升高,渗氮层中白亮层和扩散层的厚度不断增加,当渗氮电压为240V时,白亮层和扩散层的厚度最大,分别为42.9μm和84.9μm;渗氮层表面均呈"火山凸起"微区形貌,随着渗氮电压增大,"火山凸起"微区的落差逐渐增大,孔洞分布均匀性逐渐降低,孔径逐渐增大,渗氮层的峰值硬度先增大后趋于稳定;在200,220,240V电压下制备渗氮层的耐腐蚀性能优于基体的;当渗氮电压为220V时,渗氮层的耐腐蚀性能最好。     

TC4钛合金表面低压渗氮层的显微组织与耐磨性能

为了提高TC4钛合金的表面硬度及耐磨性,对其进行了820℃×10h的低压渗氮处理;通过X射线衍射仪、光学显微镜、扫描电子显微镜、显微硬度计及磨损试验机研究了表面渗氮层的显微组织与耐磨性能。结果表明:渗氮处理后,该钛合金表面形成了由表面氮化物层和次表面氮扩散层组成的渗氮层,其物相组成为TiN、Ti_2AlN和Ti_3Al;渗氮层的表面硬度为800~900HV,比基体的提高了近3倍,截面硬度随着深度的增加而下降;在相同条件下,渗氮后试样的磨损质量损失比未经渗氮处理的小,且随载荷的增加磨损质量损失增加更缓慢,耐磨性得到了极大的改善。     

45#钢液相等离子体电解渗透表面改性技术研究

应用液相等离子体电解渗透技术处理45#钢,探索了在无机盐与甲酰胺组成的电解液体系下短时间内实现渗氮为主、同时有少量碳渗入的可能性。一般情况下,工作时工件为阴极,不锈钢或镍为阳极。在本工艺中,当电压较低时,为低温氮碳共渗,以渗氮为主;当电压较高时,属于碳氮共渗,以渗碳为主。结果表明,使用此技术碳氮共渗时间只需10～12min,表面改性层厚度即达30-50μm,其中化合物层20-30μm,扩散层10-20μm。     

H13钢表面不含白亮层的渗氮层制备及其耐磨性能

采用等离子氮化技术对H13钢进行离子氮化,通过改变渗氮气压和温度得到不同成分和厚度的渗氮层,用光学显微镜和X射线衍射仪分析了渗层的组织及物相组成,借助球-盘磨损试验机对渗层在大气环境下与Al_2O_3球对磨时的摩擦学性能进行了研究。结果表明:渗层主要由ε-Fe_(2-3)N、γ′-Fe_4N和少量α-Fe、Fe_2O_3、Fe_3O_4相构成;渗氮温度为510℃时没有形成明显的渗层,渗氮温度为570℃、气压为200,300 Pa和渗氮温度为540℃、气压为100 Pa时渗层只有扩散层,而在其他条件下渗层由白亮层和扩散层组成;氮化后表面硬度为1100～1200 HV,较基体增加1倍左右;在温度为570℃、气压200 Pa制备渗层的摩擦因数比基体大幅度降低,磨痕宽度变窄,比磨损率明显降低,耐磨性明显改善。     

强流脉冲电子束处理对GW103K镁合金表面微观结构和性能的影响

采用强流脉冲电子束(HCPEB)对GW103K镁合金进行表面处理,研究了不同脉冲次数(5次,15次)处理后合金的表面微观结构、硬度和耐腐蚀性能。结果表明:经HCPEB处理后,GW103K镁合金表面存在大量火山坑、收缩针孔和孪晶,原始组织中的β-Mg5(Gd,Y)颗粒基本溶解在基体中;15次脉冲HCPEB处理后合金的表面形貌和化学成分比5次脉冲HCPEB处理后的更均匀;随着HCPEB脉冲次数由5次增加到15次,合金表面重熔层的厚度由约7.67μm增加到约13.70μm;HCPEB处理后距表面50~250μm处的显微硬度均高于基体的,且均在距表面约70μm处达到最大;在质量分数3.5%NaCl溶液中,经5次脉冲HCPEB处理后合金的自腐蚀电流密度最小,耐腐蚀性能最好,这与钆、钇的溶解以及表面残余压应力有关。     

奥氏体不锈钢低温气体渗碳后的表面组织、硬度与耐蚀性能

为解决常规盐浴渗碳、等离子渗碳等低温渗碳工艺在提高奥氏体不锈钢硬度的同时会降低其耐蚀性能的问题,在LTCSS工艺的基础上,提出了兼顾硬度和耐腐蚀性能的低温气体渗碳工艺,并对304、316奥氏体不锈钢分别在470,500℃进行渗碳处理,研究了渗碳层的组织及耐蚀性能。结果表明:在470℃渗碳后,304、316不锈钢获得15~20μm的耐蚀强化层,硬度提高4~5倍,耐蚀性能未降低;但304不锈钢渗碳层的厚度、硬度及耐蚀性均不如316不锈钢渗碳层的。     

316不锈钢表面等离子熔敷硼化物覆层的组织与性能

以自制Mo-Fe-B-Cr药芯焊丝为原料,采用等离子熔敷技术在316不锈钢基体表面制备硼化物覆层,研究了覆层的显微组织、硬度、耐磨和耐腐蚀性能.结果表明:硼化物覆层与基体间形成良好的冶金结合,覆层中存在厚度约100μm的渐变层,渐变层中发生了元素的相互扩散;覆层组织中γ-Fe黏结相包裹着块状硬质相Mo2 FeB2和(Mo,Fe,Cr)3 B2,同时枝晶状分布的黏结相间存在大量网状共晶组织(Fe,Cr)2 B、(Fe,Cr)23(C,B)6;覆层的最大显微硬度达757 HV,约为基体硬度的3.4倍;覆层的磨损质量损失小于基体的,覆层具有优异的耐磨性能,磨损机理为黏结相的微切削导致硬质相颗粒的脆性剥落,从而形成磨粒磨损;覆层在质量分数5％NaCl溶液中的自腐蚀电位略高于基体的,自腐蚀电流密度小于基体的,覆层具有良好的耐腐蚀性能.     

表面纳米化预处理对1Cr18Ni9Ti不锈钢渗硫层摩擦学性能的影响

用超声速微粒轰击表面纳米化技术在1Cr18Ni9Ti不锈钢表面制备了晶粒尺寸约为30 nm的具有随机取向的等轴状纳米晶表层,后用低温离子渗硫技术在部分纳米化样品和原始样品表面分别制备了硫化物层.在YTи-1000型球盘式摩擦磨损试验机上对比研究了干摩擦条件下纳米化处理前后的1Cr18Ni9Ti不锈钢及两种渗硫试样的摩擦学性能.结果表明,纳米化处理明显提高了1Cr18Ni9Ti钢的摩擦学性能和低温离子渗硫的效果,纳米化表面的摩擦因数由0.65降低到0.45,而纳米化预处理后渗硫层厚度由1 μm增加到3.5μm.分析认为,这些性能的提升主要与纳米晶表面层具有较高的硬度、强度和化学活性有关.原始1Cr18Ni9Ti钢的主要磨损机制为磨料磨损和粘着磨损,而表面纳米化处理后转变为以疲劳磨损为主.     

复杂形状钛管件内表面氧化铝涂层综合制备新工艺研究

摘要：为提高钛管件的耐腐蚀性能及抗冲刷磨损性能,研究了在具有复杂形状钛管件内表面制备氧化铝陶瓷涂层的新方法。先通过爆炸焊接制备了Ti／Al双金属复合管,再将其成形为复杂管件,接着通过微弧氧化将复合管件的铝层进行陶瓷化处理,从而将铝层部分转化为氧化铝层。采用XRD、SEM对氧化铝层的相组成及形貌进行了分析,并对氧化铝层与基体的结合强度、耐腐蚀性能和耐冲刷性能进行了表征。结果表明：涂层主要由γ-A12O3及α—A1203组成,其中γ-A12O3的厚度约为40／μm,α-A1203。的厚度约为10μm;陶瓷涂层与基体结合力达55N,涂层腐蚀电流比钛基体降低5个数量级。另外,氧化铝陶瓷涂层可以有效地防护基体被冲刷。     

渗氮工作气压对H13钢离子渗氮层组织及性能的影响

采用自制的LD-650型直流等离子体增强化学气相沉积炉在不同渗氮工作气压下对H13钢进行了离子渗氮处理,研究了工作气压对该钢渗氮层组织及性能的影响。结果表明:渗氮工作气压显著影响渗氮层的厚度,随着工作气压的升高,渗氮层中化合物层厚度呈现先增加后减小的趋势,在1066Pa下达到极大值9μm;工作气压对渗氮层表面硬度影响较小;随着工作气压的升高,化合物层的ε相和γ′相均增加,在1 066 Pa时其体积分数达到最大,分别为37.1%和35.7%;在试验条件下,工作气压为1 066 Pa下得到的渗氮层性能良好。     

G80Cr4Mo4V钢轴承套圈离子渗氮工艺优化试验

采用不同的离子渗氮工艺对G80Cr4Mo4V钢轴承套圈进行离子渗氮处理。采用金相显微镜、硬度计分析渗氮层组织、硬度以及渗氮层深度,借助X射线衍射仪对优化工艺处理的轴承套圈进行应力梯度对比分析。结果表明:降低溅射时间或延长脉冲停顿时间可以改善脉状组织级别;渗氮时间由30 h增至50 h后,渗氮层深度及硬度得到显著提高,继续增至75 h,渗氮层深度及硬度变化不再显著;氮氢比为1∶25,脉冲比为1∶6工艺条件下,G80Cr4Mo4V钢外圈在渗氮温度515℃、渗氮时间50 h、脉冲时间70μs、溅射时间3 h时性能最优。     

超声表面滚压处理对45钢摩擦学性能的影响及机理

采用超声表面滚压处理(USRP)技术对45钢表面进行强化处理,通过表面形貌和表层显微组织观察、表面粗糙度和摩擦磨损性能测试,研究了USRP对该钢摩擦学性能的影响及机理。结果表明:USRP试样的表面粗糙度由未处理试样的3.2μm降低到0.23μm;显微组织得到了细化,晶粒取向趋于随机分布,有大角度晶界出现;表面显微硬度比未处理试样的提高约56%,强化层厚度达到400μm;USRP试样的摩擦因数小于未处理试样的,磨损量为未处理试样的1/4;未处理试样磨损过程中表面材料呈"片块状"脱落,磨损机制为黏着磨损,USRP试样磨损表面上存在犁皱形成的沟槽,磨损机制为磨粒磨损。     

ZL101A铝合金表面微弧氧化陶瓷层的摩擦磨损性能

在ZL101A铝合金表面制备了微弧氧化陶瓷层,采用扫描电镜、X射线衍射仪、显微硬度计、高温摩擦磨损试验机等研究了该陶瓷层的显微组织、物相组成、显微硬度和摩擦磨损性能。结果表明:微弧氧化陶瓷层主要由α-Al_2O_3和γ-Al_2O_3相组成,其层厚约60μm,表层疏松、内层致密;该陶瓷层的平均硬度为1 740.9HV,远高于ZL101A铝合金的150.2HV,摩擦因数与磨损质量损失均小于ZL101A铝合金的,其磨损机理主要为磨粒磨损。