激光熔覆复合涂层组织性能研究

研究了TC4合金表面激光熔覆WC-12Co/NiCrAlY复合涂层后熔覆层的组织结构、显微硬度、熔覆层深度等。实验结果表明,激光熔覆层在组织结构上分为熔化区、结合区、热影响区。由于涂层中不同部位成分、温度分布及冷却速度不同使初生相呈树枝状、块状、花瓣状及颗粒状等几种形态;实现了涂层与基体的良好冶金结合,熔覆层最高硬度可达1100 HV。利用SEM观察、显微硬度测试等分析手段,研究了激光功率、扫描速度、涂层成分、涂层厚度对熔覆层的显微硬度、熔覆层深度影响。结果表明:在其它条件不变时,随着能量密度的增加,熔覆层的显微硬度下降;随着涂层成分中WC-12Co相对含量的增加,熔覆层的硬度增加,但熔覆层的深度减小;激光能量密度大小对熔覆层中熔化区的深度有较大影响;随着涂层厚度的增加,熔化区的深度在减小。     

激光原位熔覆制备TiC/TiB硬质陶瓷复合涂层

采用5 kW横流CO2激光器,在TC4钛合金表面熔覆TiC与TiB2混合粉末,制备出了组织细密、无裂纹与气孔的TiC/TiB复合陶瓷涂层.采用扫描电镜(SEM)、能量散射X谱仪(EDX)、X射线衍射仪(XRD)以及HXD-1000B显微硬度计,分析了熔覆层的显微组织形貌、成分与物相结构,测试了激光熔覆层的显微硬度.结果表明,激光熔覆原位制备的TiC/TiB复合涂层与基体呈冶金结合,熔覆层组织呈现出由表层十字形花瓣状TiC组织到结合区致密小颗粒TiC组织分布变化的特点.同时,熔层中有大量的纤维状TiB组织填充在十字形花瓣状组织与颗粒状组织之间,且纤维组织从熔覆层表层到结合区逐渐增加.熔覆层的显微硬度值最高可达1240 HV0.2,为基体的3.5倍.     

铝合金表面激光熔覆Al+Y粉末的研究

为了研究激光熔覆制备Al-Y合金涂层的可行性,采用CO2激光器熔化预置的Al+Y混合粉末的方法,利用SEM,XRD,EDS和硬度检验等方法分析了熔覆层的显微组织、物相组成、成分分布和硬度等。在2034铝合金表面得到了激光熔覆涂层,其物相主要由Al,Y5Al3,YAl3,YA1等组成,Y元素主要分布于晶界和枝晶间,熔覆层的显微硬度70HV0.2～95HV0.2与基体的100HV0.2～120HV0.2相比较低,原因在于降低了基体中Cu元素的固熔强化效果。结果表明,熔覆层与基体形成了良好的冶金结合,熔覆层显微组织显著细化。     

TC4合金激光熔覆WC-12Co涂层

利用扫描电镜和能谱仪对TC4合金表面激光熔覆WC-12Co熔覆区的组织和成分进行了研究。结果表明,熔覆层组织为多边形的大颗粒WC和其间分布的细小的树枝晶。TC4合金表面激光熔覆WC-12Co可以实现涂层与基体之间良好的冶金结合,激光熔覆层的最高硬度达1200HV。     

激光熔覆原位合成TiC-TiB2增强钴基复合涂层的研究

为了提高零件表面强度和耐磨性,以TiO2,Al,B4C和KF-Co50合金粉末为原料,利用激光熔覆技术,采用预置粉末法,在Q235钢基体表面原位合成了TiC-TiB2增强Co基复合涂层。使用金相显微镜、扫描电镜和X射线衍射仪对熔覆层的组织和物相进行了分析,并对熔覆层的显微硬度及耐磨性能进行了测试。结果表明,熔覆层与基材呈现良好的冶金结合,组织致密,无裂纹、气孔等缺陷;熔覆层的主要组成相有γ-Co,TiC,TiB2,Cr23C6等;熔覆层平均显微硬度达770HV0.2,耐磨性能优异。这一结果对提高零件使用寿命具有积极意义。     

DZl25表面激光熔覆TiN增强Co基复合涂层组织与耐磨性研究

采用5kWCO2连续激光器,在DZ125高温合金表面制备了TiN增强Co基复合涂层,并对熔覆层的显微组织、相结构、显微硬度和抗磨损性能进行了研究.结果表明:激光熔覆层主要由y-Co、TiN、TiC、(Cr,w)23C6和Co3Ti组成;激光熔覆层与基体形成良好的冶金结合;熔覆层中弥散分布着许多大小不等的TiC、未熔TiN及其它硬质点相,大幅度提高了熔覆层的耐磨性能,耐磨性随着扫描速度的增加而提高.     

AZ91D镁合金表面激光熔覆钴基合金涂层及性能分析

为改善AZ91D镁合金的表面性能,采用预置粉末脉冲激光熔覆法在镁合金表面制备钴基合金涂层,用扫描电镜(SEM)和能谱仪(EDS)分析熔覆层与基体结合界面特征、熔覆层成分。并结合Co-Cr相图、Co-W-C相图分析了熔覆层的组织形成过程,对基体及熔覆层显微硬度和耐蚀性进行测试。结果表明:合金层与基体冶金结合,熔覆层无明显缺陷;熔覆层硬度约为560HV达到基体的9倍;钴基合金层的耐蚀性能较高,自腐蚀电位比AZ91D镁合金基体提高1.18V,腐蚀电流降低约5个数量级。     

工业纯铝表面激光熔覆Y粉的研究

为了研究稀土Y元素对工业纯铝表面激光熔覆层的组织和性能的影响,在工业纯铝基体上,采用CO2激光器制备了Al-Y合金熔覆层,利用金相显微镜、能谱分析、X射线衍射分析和显微硬度计等对熔覆层的显微组织、成分分布、物相组成和显微硬度进行了研究。由实验结果可知,Y元素显著细化了熔覆层的组织,熔覆层与基体形成良好的冶金结合;生成了含Y的新相YAl3,Y4Al2O9等铝钇金属间化合物;熔覆层区域的显微硬度43HV0.2~58HV0.2与基体的显微硬度30HV0.2~40HV0.2相比提高了50%~60%,在熔覆层表面硬度值达到最高。结果表明,通过激光熔覆Y粉可以提高工业纯铝的表面性能。     

半导体激光熔覆Co/B4C复合材料的研究

采用3 kW半导体激光在45#基体上激光熔覆Co/B4C复合材料, 并研究了B4C含量对熔覆层裂纹、组织和硬度的影响规律, 获得了最佳的B4C含量。结果表明, B4C含量从w(B4C)＝1.0 %增加到w(B4C)＝2.0％时, 熔覆层无裂纹和气孔等缺陷, B4C达w(B4C)＝3.0%时, 熔覆层出现裂纹; 熔覆层与基体呈冶金结合, 呈致密均匀的枝晶组织, 枝晶组织随B4C含量增加逐渐细化; 随着B4C含量的增加, 熔覆层的显微硬度由无B4C的HV0.2 400提高到约HV0.2 900, 强化效果显著。     

激光熔覆硬质合金涂层的组织结构与性能

试验研究了Co基硬质合金涂层的激光熔覆。低熔点Al的加入增加了熔池的流动性,抑制了熔覆层气孔的产生;金属Ni的加入明显改善了TiC的润湿性,提高了硬质合金涂层的熔覆性。WC-Co基硬质合金熔覆层硬度可达HV0.21100。涂层中TiC的加入显著提高了熔覆层的硬度,平均达HV0.21200～HV0.21300。     

原位生成TaC颗粒增强镍基激光熔覆层

利用激光熔覆技术,在A3钢表面制备出了原位生成TaC颗粒强化的镍基复合涂层。使用金相显微镜、扫描电镜(SEM)、电子能谱(EDS)和X射线衍射(XRD)仪对熔覆层进行了显微组织和物相分析,并测试了熔覆层显微硬度及摩擦性能。结果表明,在适当的工艺条件下,激光熔覆制备原位生成TaC颗粒增强镍基复合涂层成形良好、表面光滑,涂层与基体呈现良好的冶金结合。熔覆层组织由原位生成的TaC颗粒相 Cr3C2与γ(Cr-Ni-Fe-C)的枝状共晶相 γ(Cr-Ni-Fe-C)基体组成。由于TaC颗粒强化相的形成及其均匀弥散分布,既提高了涂层中的强化相比例,又细化了组织,使得TaC/Ni60激光熔覆层具有高的硬度(平均硬度HV0.31100),与纯Ni60熔覆层相比,耐磨性提高4倍。     

TA2钛合金表面激光熔覆Ni基Tribaloy 700涂层

为提高钛合金表面强度,采用预置Tribaloy700(T700)合金粉末的方法在TA2钛合金表面进行了激光熔覆制备Ni基T700涂层的研究。研究结果表明,通过激光熔覆能够获得良好的T700合金涂层;涂层中Ti的适量存在能够促进laves相的析出与长大,Ti稀释较小时涂层组织主要为胞状和胞-枝蔓状的奥氏体γNi相,而Ti稀释较大时涂层组织为基体(TiNi γNi相) Laves相;涂层与基材之间有一厚约80~100μm的过渡区。显微硬度测试结果表明,在固溶强化及细晶强化等作用下T700熔覆涂层的显微硬度较常规方法有明显提高,适量的Ti稀释能够进一步提高涂层的硬度。根据Ti稀释程度的不同,涂层的平均硬度值在700~1000HV之间,约比TA2钛合金基材高4~5倍。     

Mn13Cr2表面激光熔覆Ni60A/WC涂层研究

采用同轴送粉法,通过YLS-4000多模光纤激光器以不同功率在高锰钢表面激光熔覆Ni/WC陶瓷复合涂层,通过光学显微镜、显微硬度计,对涂层的组织形貌、显微硬度进行了分析研究,做了室温干摩擦磨损试验并分析研究了涂层的耐磨性能。结果表明,Ni/WC层组织沿深度方向依次出现细小的胞状晶、树枝晶、柱状树枝晶和薄的平面晶,在1600 W、1900 W、2200 W的激光功率下对应的Ni/WC层的平均显微硬度分别为980.7 HV0.1、901.0 HV0.1、809.4 HV0.1,分别为基材平均显微硬度的2.8、2.5、2.3倍。在相同摩擦磨损试验条件下,基体的磨损量是激光功率为1600 W条件下的熔覆层的10.4倍,在激光功率为1600 W时,通过激光熔覆获得了组织致密均匀、硬度高和具有良好耐磨性的涂层。     

激光重熔对Ni/WC涂层组织结构的改善机制研究

为了进一步探讨激光重熔等离子喷涂金属陶瓷涂层的组织与性能。本文通过等离子喷涂设备在45钢表面上制备了Ni/WC金属陶瓷涂层,再进行激光重熔处理,然后利用SEM、XRD、Photoshop软件及显微硬度测试仪等分析测试手段研究了该涂层在激光重熔前后的组织性能变化。结果表明:激光重熔前涂层为典型的层状结构,基体与涂层的结合面为机械结合,涂层内有大量未熔WC颗粒,且XRD检测其高温作用使得喷涂颗粒发生分解,分解出的C元素与其他元素发生反应生成新的化合物,丰富了涂层的硬质相;激光重熔后涂层中颗粒细化,分布均匀且能消除涂层中大部分孔隙和WC团聚。WC再次发生分解,生成新的硬质相,与周围的Ni形成“软基相+硬质点”的组合分布,基体与涂层的结合方式由机械结合转变为冶金结合。孔隙率由7.02%降到了3.08%,显微硬度也相应提高,且涂层显微硬度比基体高了255HV。     

原位生成NbC颗粒增强镍基激光熔覆层

激光熔覆技术是金属材料表面强化和改性的有效方法之一。利用该技术,在A3钢表面激光熔覆预置涂层,成功制备出了原位生成NbC颗粒增强的镍基复合涂层,并进行了硬度、摩擦性能测试,X射线衍射(XRD)和显微组织分析。扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)和X射线衍射分析结果表明,原位生成NbC颗粒增强的镍基复合涂层与基材呈现良好的冶金结合,熔覆层的组织为先共晶析出的树枝晶(Cr,Fe碳化物相)和原位生成的NbC颗粒相均匀分布在γ(Ni Fe)基体中。硬度测试和摩擦磨损实验表明,激光熔覆原位生成NbC颗粒增强镍基复合涂层平均硬度高达HV0.31200,耐磨性是纯Ni60激光熔覆层的2.5倍。分析认为,其硬度和耐磨性提高的原因在于涂层中形成了大量的、原位生长的NbC颗粒增强相,且均匀分布于基体中。     

回火处理对激光熔覆颗粒增强镍基复合涂层组织及耐磨性的影响

采用优化的激光熔覆工艺在45#钢表面制备了质量良好的颗粒增强多道镍基复合Ni60CuMoW涂层。通过X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)和能谱(EDS)等表征手段研究了涂层的显微组织、颗粒相分布和结构特征。根据显微硬度和盘销式干摩擦磨损实验数据,比较了回火处理前后颗粒增强激光熔覆复合涂层的显微硬度分布和耐磨性能,并就热处理对磨损机制的影响进行了分析。结果表明,激光原位制备的颗粒增强镍基复合熔覆涂层经回火处理后,距结合界面0.3～0.8mm区域范围内析出的复合碳化物和硼化物硬质颗粒结构完整、尺寸分布均匀、密度大,与基体相界面呈牢固的冶金结合。回火处理前后涂层熔覆区的显微硬度较基体分别提高了4.9倍和5.8倍;耐磨性较基体分别提高了1.1倍和2.9倍。     

La_2O_3对激光熔覆镍基纳米Al_2O_3复合涂层组织和性能的影响

采用激光熔覆技术在Q235钢基体上制备了不同La2O3含量的镍基纳米Al2O3复合涂层。通过扫描电镜观察分析了熔覆层的微观组织结构,并对熔覆层的显微硬度和摩擦磨损性能进行了测试。试验结果表明,加入1.5wt%稀土La2O3时,熔覆层组织显著细化,由细小的等轴树枝晶和共晶组织组成,熔覆涂层的显微硬度在651.4HV0.2至732.4HV0.2之间,耐磨性能显著提高。     

NiCr-MoS2-M耐磨自润滑涂层的激光制备及表征

为了提高挤出机螺杆表面的耐磨损性能,采用激光熔覆技术在38CrMoAl钢表面制备NiCr-MoS2-M(M为CeO2-TiC-Cr3C2-V)耐磨自润滑复合涂层。通过X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)及附带的能谱仪分析了涂层的物相组成及显微组织,采用显微硬度计测试了涂层的显微硬度分布,并在室温条件下测试了上述涂层的干滑动摩擦学性能,取得了相关的数据。结果表明,XRD测试结果显示强化层主要由FeNi,Ni3Fe和Cr-Ni-Fe-C固溶体组成;用SEM观察发现强化层由固溶体枝晶、富Cr共晶和未熔MoS2颗粒组成。涂层中的显微硬度为313.7HV,约为基体显微硬度(332.6HV)的94.32%;摩擦系数为0.513,约为基体摩擦系数(0.315)的1.63倍;磨损量为58.56110-3mm3,约为基体磨损量(4.9110-3mm3)的11.9倍。这一结果对进一步优化工艺参量,以提高强化层的综合力学性能是有帮助的。     

铜合金表面激光原位制备颗粒增强钴基合金涂层组织

采用含有一定量纳米铝粉的钴基合金粉末作为涂层原材料,在结晶器用Cu-Cr合金表面利用激光搭接原位反应制备陶瓷相颗粒增强钴基合金涂层.通过金相显微镜、X射线衍射(XRD)仪、扫描电镜和显微硬度实验等分析手段对实验制备样品涂层的结构和形成机制进行了研究.结果表明,在优化了的激光制备工艺参数(电流175 A,频率15 Hz,脉宽3 ms,速度4.0 mm/s)及搭接率在20%~25%时,在Cu-Cr合金表面制备出了陶瓷相颗粒增强钴基合金涂层.Co基合金涂层和基体间形成了界面的冶金结合.涂层中原位生成了陶瓷相颗粒,最大颗粒的粒径在3μm左右,多数为细小且呈弥散分布的近似球形颗粒,起到了增强基体的作用.Co基合金的主要结晶方式是以原位生成的陶瓷相为中心,带动周围Co基合金液体结晶,反过来结晶后的合金对陶瓷相进行包裹,控制了陶瓷相的聚合,并使其弥散分布、颗粒细小化.Cu-Cr合金表面涂层的平均显微硬度由基体表面的94HV增到了300HV.