Fe-Cr-Si合金喷焊层组织及抗高温氧化机理研究

设计了一种新型Fe -Cr-Si合金 ,并用等离子喷焊方法制备成涂层 ,借助SEM、SEM -EDX及XRD ,研究了Fe -Cr-Si合金涂层的组织形貌、成分分布及其高温氧化行为。结果表明 ,涂层由大量平直的初生Cr3 Si树枝晶和Fe、Cr、Si复杂相基体构成 ,成分呈梯度分布 ,界面为冶金态结合。在 85 0℃和大气环境下 ,其氧化动力学曲线呈抛物线状 ,氧化膜主要是由Cr2 O3 、SiO2 及尖晶石类氧化物FeCr2 O4组成     

HVAF制备FeCrMoCB非晶合金涂层的组织与性能研究

为扩展非晶合金的应用范围,采用活性燃烧高速燃气喷涂技术制备Fe Cr Mo CB非晶涂层,通过X射线衍射仪、激光粒度分析仪、扫描电子显微镜等技术对合金粉末以及获得的Fe基涂层的形貌和显微组织结构进行研究。结果表明:采用合适的喷涂工艺可以获得非晶态的Fe基合金涂层,该涂层具有比基体304不锈钢更为优异的耐腐蚀性;与基体材料相比,涂层具有较高的硬度和良好的耐磨性,涂层磨损以磨粒磨损和疲劳磨损相结合。该结果为非晶合金在涂层方面的应用提供了实验和理论支持。     

真空熔结铁基合金涂层的组织结构分析

分析了一种新型真空熔结铁基合金涂层的组织结构。铁基合金涂层是以高铬铸铁为粘结相、以大颗粒 (Cr,Fe) 2 (C ,B)相为硬质相的复合材料 ;(Cr,Fe) 2 (C ,B)相的体积分数约80 % ,粘结相是以奥氏体为基体、其中分布有针状 (Cr ,Fe) (C ,B)相、针状 (Cr ,Fe) 7C3 相和粒状 (Cr ,Fe) 7C3 相。铁基合金涂层的洛氏硬度为HRC5 5 ,表面洛氏硬度为HRA5 7。     

碳、铬、镍对渗硼层硬度的影响

(Fe,M)B和(Fe,M)_2B(M指Cr或Ni)是铁合金渗硼层的两个主要组成相。本文给出了这两个相的硬度变化以及与合金中Cr、Ni、C含量的关系。已经发现,尽管这些合金硼化物的硬度都低于纯硼化铁的硬度,但合金中的铬既提高整个渗硼层的硬度,也提高硼化物相的硬度。碳不溶于硼化物相中,而富集在渗层与基体的界面上,然而,由于碳改变了硼原子的扩散机理,故它将间接地提高渗硼层的硬度。合金中的镍总是稍微降低硼化物相的硬度,特别是对于含镍量最高的(Fe,Ni)_2B相。     

不锈钢激光熔敷Ni-Cr-B-Si合金涂层的组织及腐蚀行为

采用激光熔敷技术在316L不锈钢表面制备成形良好、无宏观裂纹、组织致密的Ni-Cr-B-Si合金涂层。利用扫描电子显微镜、X射线衍射仪分析涂层的显微组织和物相组成,通过动电位极化曲线和电化学阻抗谱测试研究涂层和基材在3.5%Na Cl溶液中的腐蚀行为。结果表明:涂层从底部到顶部,组织形态变化依次为平面晶、胞状晶、柱状树枝晶和等轴树枝晶,涂层主要由γ-(Ni,Fe)固溶体、Fe Ni3、M23C6(M=Fe,Ni,Cr)以及Cr0.19Fe0.7Ni0.11相组成;在3.5%Na Cl溶液环境中,涂层的自腐蚀电位比基材正移了0.14 V,腐蚀电流密度较基材减小71.84%,腐蚀阻抗值也显著高于基材,耐腐蚀性能优于基材,这是由于涂层表面形成钝化膜的致密度和稳定性更高。     

Sm12.8Fe87.2合金氮化前后高能球磨的研究

用破碎法制备了Sm12.8Fe87.2合金及其氮化物,对比研究了高能球磨工艺对母合金及其氮化物粉末的形貌、组织结构 及磁性能的影响。研究发现,高能球磨细化Sm12.8Fe87.2合金粉末或Sm12.8Fe87.2Nx氮化物粉末的过程均由大粉末颗粒→压延或 断裂成层片状→断裂成小颗粒3个阶段循环组成,并均在球磨一定时间后使粉末中的Sm2Fe17型相完全非晶化,α-Fe含量增 高且没有完全非晶化。球磨细化同粒度氮化物粉末的速度比母合金粉末的快。氮化过程不改变Sm12.8Fe87.2合金粉末球磨后 的相结构。氮化物的非晶化过程应当为:Sm2Fe17Nx(晶态)→SmFeN(非晶)+α-Fe。经两种高能球磨方式得到的氮化物粉末 的矫顽力随着球磨时间的延长而降低,而剩磁与磁化强度值在球磨时间短时降低,延长时间又增高,到球磨到主相非晶化 后又降低。     

等离子喷涂Al65CU23Fe12涂层的组织与性能研究

采用等离子喷涂方法在AZ31镁合金表面制备一层Al65Cu23Fe12涂层以改善其表面性能。通过OM、XRD及EDS等分析方法,分析了涂层热处理前后的组织及性能。结果表明:等离子喷涂Al65Cu23Fe12涂层组织由Al65Cu20Fe15准晶相和Al(Cu,Fe)相两相组成;经过T4和T6处理后,相组成没有发生变化,T6处理使准晶相含量明显增加,由喷涂态的31.3%(原子分数)提高到40.4%(原子分数);Al65Cu23Fe12涂层的硬度与其准晶含量呈正比,T6态下的准晶含量最多,硬度最大,达到752.8HV0.1,比喷涂态提高了22.2%,远远大于AZ31基体的硬度;涂层的耐腐蚀性(自腐蚀电位=-1.22～-0.79V,自腐蚀电流密度=21.5～58.7A/m2)远高于基体的耐腐蚀性(自腐蚀电位=-1.6V,自腐蚀电流密度=135.8～242.7A/m2)。热处理使涂层和基体的耐蚀性能降低。     

高速电弧喷涂Fe-Al/Cr3C2粉芯丝材的研制与性能研究

介绍了Fe -Al/Cr3 C2 粉芯丝材的研制过程 ,采用高速电弧喷涂技术 (HVAS) ,用Fe -Al/Cr3 C2 粉芯丝材原位合成了铁铝金属间化合物涂层 ;阐明了粉芯丝材在高速电弧喷涂技术应用中的优点 ;探讨了添加增强相Cr3 C2 对涂层氧化层的影响 ;研究了高速电弧喷涂铁铝金属间化合物涂层的性能。结果表明 ,用Fe -Al/Cr3 C2 粉芯丝材得到的高速电弧喷涂涂层具有较高的结合强度和显微硬度 ,良好的耐高温冲蚀、耐磨损性能。     

FeCuNbSiB-La合金带材的非晶形成能力和磁阻抗效应

将稀土La元素掺杂Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9合金,采用单辊法制备FeCuNbSiB-La合金带材。用DSC和XRD分析带材的非晶形成能力和晶化行为,用阻抗分析仪测试带材的磁阻抗效应。结果表明,淬火态FeCuNbSiB-La合金带材为非晶态结构,经550℃晶化热处理后的FeCuNbSiB-La(1.0%)非晶带材形成了非晶和纳米晶双相共存结构;FeCuNbSiB-La非晶带材的磁阻抗效应随着测试频率的升高和磁场强度的增大而增大,随着稀土La元素含量的增大呈先增大后减小的趋势。     

后送粉角度对等离子喷焊WC颗粒增强Ni基涂层组织的影响

采用等离子喷焊技术,利用后送粉装置从不同角度在45钢表面制作WC颗粒增强镍基合金复合涂层,借助扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)和能谱仪(EDS)分别对涂层组织结构及成分进行分析。结果表明:焊枪倾斜30°角送粉时,WC颗粒均匀的分布于涂层基体上,WC周围有明显的棒状组织,涂层表面物相主要由WC,W2C,Fe7C3,Cr7C3和γ-(Fe,Ni)固溶体等组成,由基体到涂层表面硬度呈上升趋势;焊枪垂直送粉时,WC颗粒发生了沉底现象,WC周围有明显的鱼骨状组织和棒状组织,涂层表面物相主要由Cr23C6,Ni3Si,CrSi2,Fe3B,Fe7C3等组成,由基体到涂层表面硬度先呈上升趋势,上升到一定值后又呈下降趋势。     

热处理对超音速火焰喷涂WC涂层微观结构及性能的影响

利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、显微硬度计、摩擦磨损试验机、冲蚀试验机等手段研究不同温度退火热处理对超音速火焰喷涂WC-10Co4Cr涂层的微观结构、显微硬度、结合强度、耐磨性能等的影响。结果表明:当退火热处理温度低于450℃时,涂层的相组织结构未发生明显改变,显微硬度及耐干摩擦磨损性能随着热处理温度的升高而提高,并在450℃时出现峰值;当热处理温度高于450℃时,随着热处理温度的升高,涂层中WC、Co、Cr相的含量逐渐降低,大部分转化为CoWO_4、Cr_2O_5、C_6WO_6等氧化物相,涂层的孔隙率明显升高,耐泥沙冲蚀性能明显降低;当热处理温度升高到600℃以上时,涂层的结合强度开始降低;当热处理温度为850℃时,涂层整体剥落。     

板状Fe-基大块非晶合金的制备及其断裂韧性测定

采用电弧熔炼母合金、普通铜模吸铸工艺 ,制备出尺寸规格为 2 0mm× 10mm× 1mm的板状Fe -Co -Zr -Mo -W -B系Fe -基大块非晶合金。经DTA检测 ,所制备的Fe -基非晶合金具有明显的玻璃转变温度和较宽的过冷液相区 (Tg=884K ,ΔTx≥ 6 0K)。采用压痕试验法测定了该板状Fe -基大块非晶合金的断裂韧性 ,其铸态断裂韧性在 1.6MPa·m1/ 2 量级。     

稀土La元素改性非晶薄带的组织结构和磁感应效应研究

利用稀土La元素掺杂Fe78Si9B13合金,制备稀土La元素改性的FeSiB-La非晶薄带,分析其组织结构,并研究了稀土La元素含量和温度对FeSiB-La非晶薄带因互感而产生的磁感应效应的影响。结果表明:稀土La元素的掺杂可提高FeSiB-La非晶薄带的非晶形成能力,延缓薄带中Fe-Si、Fe-B晶化相的析出,增强薄带的热稳定性;FeSiB-La非晶薄带的磁感应效应随稀土La元素含量的增大呈先增大后减小的趋势;温度对磁感应效应的影响很小。     

超音速等离子喷涂Cr_2O_3-TiO_2涂层的组织及摩擦学性能

为研制一种高炉风口用耐高温、耐磨损涂层材料,采用超音速大气等离子喷涂法在铜合金(Cr Zr Cu)基体上制备Cr_2O_3-TiO_2复合涂层。利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、图形软件(Image-Pro Plus 3.0)和显微硬度计对Cr_2O_3-TiO_2复合涂层的显微组织进行表征,利用销盘式摩擦磨损仪在室温干滑动磨损条件下测试涂层的摩擦学性能。结果表明:喷涂后涂层与初始粉末的物相成分相近,主要是Cr_2O_3和TiO_2(金红石相),不同的是涂层中发现少量的低价氧化钛(TiO_2-x);涂层的截面组织比较致密,为典型的波浪形堆叠结构,孔隙率为1.16%,显微硬度为1 573HV0.3;涂层的断口形貌主要由短轴晶组成,另有少量熔融不完全颗粒。摩擦磨损试验表明:涂层的摩擦因数在0.4左右,平均磨痕宽度为354.8μm,磨损体积为21.75 mm3;磨损机制主要为塑性变形生成的平滑表面摩擦膜及少量疲劳脆断导致的涂层材料剥落。Cr_2O_3-TiO_2复合涂层具有自润滑特性,能够有效地防止基体材料的磨损。     

铸态镍铝青铜的微观组织

本文研究了铸态镍铝青铜的微观组织。当铝含量为9.2％,镍含量低于2％时,合金铸态组织由先共析α固溶体,α+γ_2共析组织和残余β相(马氏体)组成。若将镍含量增至3％以上,铸态组织中的α+γ_2被α+β_2′;共析组织取代,且不再有马氏体存在。如果维持合金中镍含量在3％左右,将铝含量增加0.5％,合金中出现α+β_2′+γ_2共析组织。各种共析组织的形貌虽十分相似,但可以用SEM和TEM的方法鉴别。     

热处理对Fe-W-ZrO2纳米复合镀层结构和性能的影响

采用复合电沉积方法,在碳钢表面制备质量分数为Fe38.3%、W52.7%、ZrO29%的Fe-W-ZrO2纳米复合镀层,研究热处理对镀层结构和性能的影响。结果表明,镀态下Fe-W-ZrO2纳米复合镀层内部结构致密无裂纹,呈明显非晶态结构特征,具有较高的硬度和耐磨性;复合镀层经500℃热处理后开始晶化,随温度升高,镀层晶化析出α-Fe相,硬度、耐磨性继续提高;700℃时复合镀层晶化完成,M6C型复合碳化物Fe3W3C析出,与α-Fe相两相并存,镀层硬度、耐磨性急剧增大,到800℃时,Fe3W3C硬质相逐渐成为主相,硬度达到最高点1270HV,耐磨性是镀态下的5～7倍;而且纳米微粒ZrO2的引入不会在Fe-W非晶合金镀层中形成新相,在适当的热处理下能有效提高Fe-W-ZrO2纳米颗粒复合镀层的硬度、耐磨性。     

Si、Na掺杂的W-Ni-Fe高比重合金界面结构的影响

采用人为加入Ｓｉ、Ｎａ掺杂的方法,研究了Ｓｉ、Ｎａ掺杂对高比重合金中的Ｗ－Ｎｉ－Ｆｅ及Ｗ－Ｗ界面结构所产生的影响。发现Ｓｉ、Ｎａ掺杂使合金中的Ｗ－Ｎｉ,Ｆｅ及Ｗ－Ｗ界面产生孔隙,并偏聚于界面处生成层状ＳｉＯ２夹杂相,孔隙和层状夹杂相严重削弱了Ｗ－Ｎｉ,Ｆｅ界面结合力,并使合金在冷却过程中产生微裂纹,这是造成合金性能下降的重要原因     

Si,Na掺杂的W-Ni-Fe高比重合金界面结构的影响

采用人为加入Ｓｉ、Ｎａ掺杂的方法,研究了Ｓｉ、Ｎａ掺杂对高比重合金中的Ｗ－Ｎｉ－Ｆｅ及Ｗ－Ｗ界面结构所产生的影响。发现Ｓｉ、Ｎａ掺杂使合金中的Ｗ－Ｎｉ,Ｆｅ及Ｗ－Ｗ界面产生孔隙,并偏聚于 面处生成层状ＳｉＯ２夹杂相,孔隙和层状夹杂相严重削弱了Ｗ－Ｎｉ,Ｆｅ界面结合力,并使合金在冷却过程中产生微裂纹,这是造成合金性能下降的重要原因。     

PIRAC-SiCp/Fe界面化学稳定性

采用简化的PIRAC工艺对SiCp进行涂覆处理 ,并研究了该涂层对SiCp/Fe界面化学稳定性的影响。实验结果表明 ,该工艺可以在SiCp表面形成一层均匀、致密的涂层 ,它主要由Cr3Si、Cr7C3 和Cr2 3C6构成。3SiCp/Fe界面反应强烈 ,绝大多数的SiC被消耗掉 ,原位形成主要由Fe3Si构成的界面反应区 ,并在金属基体晶界形成片状珠光体团。而 3P -SiCp/Fe的界面反应很小 ,SiCp表面涂层保存完好 ,SiCp基本上未遭到破坏 ,并与基体紧密结合。涂层通过隔离Fe与SiC的接触 ,抑制P -SiCp/Fe界面反应 ,有助于提高其界面化学稳定性 ,改善界面结构     

超音速等离子喷涂Cr2O3陶瓷涂层的微观组织及其耐磨性能

采用超音速等离子喷涂技术在纯铜基体上制备Cr2O3-Ni-5%A(l质量分数)陶瓷涂层。利用XRD、SEM、激光共聚焦显微镜(LSCM)、显微硬度仪对涂层进行表征与分析,通过Image-pro Plus图形软件计算涂层的孔隙率,并通过摩擦磨损试验评价涂层的耐磨性能。结果表明:除了喷涂过程中出现了少量铬的氧化外,起始粉末和涂层的物相没有发生变化;陶瓷涂层表面呈双态组织,其表面粗糙度(Ra)为4.763μm;涂层断口形貌为典型的片层状组织,在涂层的抛光截面上可见紧密的富铬带均匀分布;Cr2O3涂层的孔隙率为1.2%,显微硬度为1 640HV0.3;涂层在室温下的摩擦因数约为0.4,其磨损机制为磨粒磨损。