灰口铸铁表面TiC致密颗粒层的微观组织与原位形成机理分析

利用钛板复合+原位反应工艺制备了TiC致密颗粒层增强灰口铸铁基表面复合材料,对复合材料的微观组织和TiC致密颗粒层形成机理进行了分析研究. 结果表明,钛板中的钛原子和石墨片中溶解析出的碳原子扩散到冶金结合面形成了TiC,新生成的TiC通过再扩散可以在灰口铸铁表面原位生成一层致密的TiC颗粒层. 对其微观组织观察发现,颗粒尺寸在1～10 μm之间,颗粒形貌呈球状和条状,且颗粒尺寸细小,分布均匀,结构致密. TiC致密颗粒层的形成过程被认为是“扩散-原位反应-扩散”的过程.     

TiC/Fe表面梯度复合材料微区组织及陶瓷层磨损性能

采用灰铸铁(HT300)与厚度为0.25 mm的钛板,通过浇注法使得灰铸铁与钛板紧密结合,在真空管式炉中1 138℃保温时间8 h后,等温处理并炉冷.通过观察,在基体表面原位生成了TiC颗粒增强铁基表面梯度复合材料,对梯度复合区进行显微组织观察、显微硬度测量以及磨损性能测试.结果表明,TiC颗粒增强表面梯度复合材料大致分为三层,各层之间最大的区别是:生成的TiC颗粒的大小及形状不相同;从复合层(C区)到珠光体区显微硬度逐渐降低,显微硬度最大的区域出现在致密陶瓷层(C区).因此对TiC颗粒增强表面梯度复合材料致密陶瓷层进行了磨粒磨损试验,表明陶瓷层耐磨性比灰铸铁(HT300)有了很大程度上的提高.     

铁基表面碳化钛致密陶瓷层的组织性能与增韧机制

利用铸渗复合-热处理工艺在铁基体表面原位制备了致密碳化钛陶瓷增强复合材料,分别研究了复合材料的物相组成、微观组织及细观组织、显微硬度、断裂韧性. 结果表明,钛板中的钛原子和石墨片中溶解析出的碳原子扩散到冶金结合面原位生成了碳化钛致密陶瓷层,且致密陶瓷层与钛板、致密陶瓷层与基体之间结合良好,界面干净. 致密陶瓷层显微硬度平均值为3 027.08 HV0.1,远远大于基体硬度和残余钛板硬度,试样纵截面致密陶瓷层在20 N载荷下在压痕顶端萌生,扩展了裂纹,其断裂韧性为4.5～14.2 MPa·m1/2,远高于一般的陶瓷材料.     

原位生成(Fe,Cr)_7C_3致密陶瓷组织及磨损机理研究

通过采用铸渗和热处理原位反应工艺相结合的方法,使铬板中的铬原子与灰口铸铁中的碳原子发生原位反应,制备出(Fe,Cr)_7C_3/Fe表面梯度复合材料。采用XRD、SEM、TEM等检测手段对复合材料的物相组成与显微组织进行分析,利用WS-2005涂层附着力自动划痕仪进行刻划实验,对(Fe,Cr)_7C_3/Fe致密陶瓷的磨损机理进行研究。研究表明:所制备的(Fe,Cr)_7C_3/Fe表面梯度复合材料主要物相组成为α-Fe,Cr和(Fe,Cr)_7C_3/Fe。其中靠近铬板的(Fe,Cr)_7C_3/Fe致密陶瓷层的厚度随保温时间的增加先增大后减小,最终随铬板的消失而消失。(Fe,Cr)_7C_3/Fe致密陶瓷的粒径在400～500 nm,颗粒结合紧密,晶粒呈多边形,晶界清晰规整。(Fe,Cr)_7C_3/Fe表面梯度复合材料体系的主要失效形式为陶瓷层的断裂与剥落。     

致密WC增强铁基表面复合材料的原位制备与形成机理

利用铸渗复合-热处理工艺制备致密碳化钨增强铁基表面复合材料,研究了不同保温时间下复合材料的物相组成与微观组织.结果表明,不同保温时间下,复合材料表面均有致密碳化钨层生成,反应层厚度最大为148μm.致密碳化钨层的显微硬度随保温时间无明显变化,均明显高于铁基体.铁基表面致密碳化钨的形成主要依赖于Fe-C-W体系中碳和钨原子的扩散与原位反应.     

致密WC增强铁基表面复合材料的原位制备与形成机理

利用铸渗复合-热处理工艺制备致密碳化钨增强铁基表面复合材料,研究了不同保温时间下复合材料的物相组成与微观组织.结果表明,不同保温时间下,复合材料表面均有致密碳化钨层生成,反应层厚度最大为148 μm.致密碳化钨层的显微硬度随保温时间无明显变化,均明显高于铁基体.铁基表面致密碳化钨的形成主要依赖于Fe-C-W体系中碳和钨原子的扩散与原位反应.     

碳化钽颗粒原位增强铁基表面复合材料研究

利用铸造-热处理工艺原位反应生成了碳化钽颗粒增强铁基表面梯度复合材料。应用DSC、SEM和XRD等检测手段对该复合材料的反应温度、宏观组织、微观组织、矿物组成和微观硬度进行了确定和分析,并分析了该复合材料的形成过程和机理。结果表明:在1160℃保温1 h原位生成了碳化钽颗粒增强铁基表面复合材料,其表面梯度大致分为三层,分别是碳化钽纳米层、碳化钽微米层及碳化钽分散层;显微硬度值达到灰口铸铁的5.5～7.0倍,最大值为2123 HV0.02。初步机理分析认为,钽与碳之间的原位反应过程经过了溶解-扩散-原位反应-再扩散的过程。     

原位表面WC高致密陶瓷组织特征及磨损性能

通过"钨薄板—灰口铸铁复合原位反应"工艺,制备出表面WC致密陶瓷复合材料,分别采用SEM、XRD、HDX-1000、ML-100对表面陶瓷微观组织、物相组成、显微硬度及相对耐磨性进行了研究。研究表明:表面WC致密陶瓷层中,WC尺寸为20~40μm,体积分数达到90%以上,致密WC晶粒间组织为珠光体,并呈粒状或长细片状结构分布。其中,在表面WC致密陶瓷层中,WC以两种形态存在:大块状WC致密陶瓷颗粒和长条状WC致密陶瓷颗粒。磨损试验选择320目石英砂纸磨料、分别在5 N、10N、15 N、20 N载荷作用下,表面大块状WC致密陶瓷层的相对耐磨性分别为灰口铸铁的186、112、83和30.2倍。由此说明,在低、中、高载荷下,随着载荷的增加,其相对耐磨性逐渐降低,表面大块状WC致密陶瓷颗粒的磨损方式主要为划痕、颗粒破碎、颗粒剥落等。     

原位自生NbC陶瓷增强铁基复合材料研究

采用原位反应与两步法热处理结合方法,使铌丝提供的铌原子与灰口铸铁中石墨提供的碳原子发生原位自生反应,制备了NbC增强铁基复合材料。采用XRD、SEM、TEM等检测手段对复合材料的物相组成与组织结构进行分析,利用显微硬度计对复合材料进行硬度与显微压痕形貌及压痕裂纹分析。结果表明,通过原位反应成功制备了NbC增强铁基复合材料,该复合材料的主要物相组成为α-Fe、Nb、NbC、G。NbC/Fe陶瓷层的厚度约为242±3μm,NbC/Fe陶瓷层与Nb丝、铁基体之间呈现良好的冶金结合。NbC陶瓷颗粒形貌为标准的立方体,NbC/Fe陶瓷层的显微硬度是铁基体的3～4倍。     

原位生成(Fe,Cr)_7C_3/Fe表面复合材料的组织

采用铸渗—热处理法将纯铬板与TH300进行原位反应制备了(Fe,Cr)7C3/Fe表面复合材料。应用XRD、SEM和显微硬度计对不同保温时间所得的表面复合材料进行物相、显微组织和显微硬度进行了分析。结果表明:随着保温时间的增加,显微组织逐渐由网状的(Fe,Cr)3C型碳化物逐渐转变为颗粒状和板条状的(Fe,Cr)7C3型碳化物。当1185℃保温2 h后在铬板与基体结合处生成了整块状致密(Fe,Cr)7C3陶瓷层,其体积分数达90%以上,当1185℃保温4 h后整块状致密(Fe,Cr)7C3陶瓷层消失。(Fe,Cr)7C3/Fe表面复合材料的显微硬度值为1478 HV0.1,约是灰铸铁基体微硬度的5倍。     

铸铁与钛丝原位反应的研究

采用1138℃下保温2h方法,让提前置于铸铁中的钛丝与周围碳原子原位反应生成TiC增强铸铁复合材料,对复合区进行显微组织观察分析、显微硬度测量、耐磨性能测试。结果表明,复合区硬度最高达3182HV0.05,平均硬度是基体的12～15倍。复合材料的耐磨性相对于铸铁标准试样提高了3.22倍。     

采用TiH_2预处理的SiC陶瓷柱阵列增强/高铬铸铁复合材料界面与耐磨性能（英文）

利用TiH2粉末膏剂涂覆和在真空下1000或1400℃保温20 min的预处理工艺对反应烧结SiC陶瓷柱进行了表面预处理,再将预处理好的SiC陶瓷柱固定在石墨板上,随后采用金属浇铸工艺制备了一种具有高度陶瓷增强体宏观均匀性、可靠性和可设计性的SiC陶瓷柱阵列增强高铬铸铁复合材料。陶瓷涂层和复合材料界面分析表明:1400℃为较优的SiC表面预处理温度,预处理后SiC表面形成一层可靠的金属性复合层。该复合层在高温浇注过程中不会被溶解,可有效抑制高铬铸铁与SiC陶瓷的界面反应,从而形成无脱层、优良的复合材料陶瓷/金属磨损界面。与该复合材料的金属基体相比,由于SiC陶瓷柱的有效添加,经表面处理后不同陶瓷含量的SiC/高铬铸铁复合材料的耐磨性能均显著提高。     

Interface and Wear Resistance of SiC Ceramic Column Grid Array Reinforced High-Chromium Cast Iron Composite Pretreated with TiH2

利用TiH2粉末膏剂涂覆和在真空下1000或1400℃保温20 min的预处理工艺对反应烧结SiC陶瓷柱进行了表面预处理,再将预处理好的SiC陶瓷柱固定在石墨板上,随后采用金属浇铸工艺制备了一种具有高度陶瓷增强体宏观均匀性、可靠性和可设计性的SiC陶瓷柱阵列增强高铬铸铁复合材料。陶瓷涂层和复合材料界面分析表明:1400℃为较优的SiC表面预处理温度,预处理后SiC表面形成一层可靠的金属性复合层。该复合层在高温浇注过程中不会被溶解,可有效抑制高铬铸铁与SiC陶瓷的界面反应,从而形成无脱层、优良的复合材料陶瓷/金属磨损界面。与该复合材料的金属基体相比,由于SiC陶瓷柱的有效添加,经表面处理后不同陶瓷含量的SiC/高铬铸铁复合材料的耐磨性能均显著提高。     

原位生成TiC_P/Fe表面梯度复合材料组织及形成机理研究

利用铸造-热处理工艺原位反应生成了TiC颗粒增强铁基表面梯度复合材料,对该复合材料的组织进行了研究,并深刻剖析了该复合材料组织的形成机理。结果表明:原位合成的TiC增强表面梯度复合材料大致分为三层;每层之间最大的区别是生成的TiC颗粒的大小及形状不同。远离基体侧的反应层接近于大块状的TiC,显然是颗粒基本上没有扩散;反应层与基体结合界面良好、无间隙,结合层TiC颗粒平均大小为2～4μm。因此,各梯度层TiC颗粒的大小决定了此种复合材料的不同层具有不同的硬度、冲击性能、抗拉强度和耐磨性等。     

电磁场法原位合成WC_p/W丝增强铁基复合材料

通过对钨丝和灰口铸铁熔体组成的体系施加电磁场,在1573 K时,熔体中的碳原子与钨原子能够原位反应合成碳化钨颗粒。结果表明:当电磁场频率小于4 kHz,得到碳化钨颗粒与钨丝混杂增强灰口铸铁基复合材料;当电磁场频率达到4 kHz时,得到碳化钨颗粒增强灰口铸铁基复合材料。电磁场除了加速熔体中的质量传递外,还有助于在钨丝周围形成一系列的Fe-W-C三元微区,该微区中钨的浓度较高,利于改善原位合成WC颗粒的动力学条件。但是,WC颗粒的间隙类似于一个过滤器,降低了元素的扩散速度。复合材料较好的耐磨性归因于WC颗粒的较高硬度以及颗粒的弥散分布。     

超重力场反应加工TiB2基凝固陶瓷——Ti-6Al-4V多尺度多层次复合研究

采用超重力场反应加工技术,通过陶瓷-钛合金之间熔化连接与原子互扩散,制备出TiB2基凝固陶瓷—Ti-6Al-4V层状复合材料。XRD、FESEM及EDS分析发现,正是作为陶瓷基体相的TiB2片晶(或板晶)可诱发强烈的自增韧机制,使TiC-TiB2细晶凝固陶瓷具有高的弯曲强度与断裂韧性,并且也正是因在超重力场反应加工引发的热真空环境下钛合金与液态陶瓷发生熔化连接与原子互扩散,进而在凝固后期相继诱发TiB2与Ti液的包晶反应、TiB自钛液的析晶反应及TiB与钛液的共晶反应,最终实现以TiB2、TiB尺寸与分布为特征的陶瓷—钛合金多尺度(微米—亚微米—微纳米)多层次(TiC/TiB2—TiC1-x/TiB/TiB2—TiB2/Ti/TiC1-x/TiB—TiB2/TiC1-x/TiB/Ti—TiB/TiC1-x/Ti—TiC1-x/Ti—Ti)复合。     

超重力场反应加工TiB2基陶瓷与钛合金复合的研究

采用超重力场反应加工技术,通过陶瓷-钛合金之间熔化连接与原子互扩散,成功制备出TiB2基凝固陶瓷-Ti-6Al-4V层状复合材料。经XRD、FESEM及EDS分析发现,正是作为陶瓷基体相的TiB2片晶(或板晶)可诱发强烈的自增韧机制,使TiC-TiB2细晶凝固陶瓷具有高的弯曲强度与断裂韧度,并且是在超重力场反应加工引发的热真空环境下钛合金与液态陶瓷的熔化连接与原子互扩散,进而在凝固后期诱发TiB2与Ti液的包晶反应、TiB自钛液的析晶反应及TiB与钛液的共晶反应,最终实现以TiB尺寸、分布为特征的陶瓷-钛合金多尺度(微米-亚微米-微纳米)多层次(TiC/TiB2-TiC1-x/TiB/TiB2-TiB2/Ti/TiC1-x/TiB-TiB2/TiC1-x/TiB/Ti-TiB/TiC1-x/Ti-TiC1-x/Ti-Ti)复合。     

钛丝与铸铁原位反应组织及性能的研究

试验研究钛丝与铸铁原位反应制备复合材料.采用氩气保护、1 138 ℃进行2 h的等温处理并炉冷,对复合区进行显微组织观察、显微硬度测量、耐磨性能测试.结果表明,埋入铸铁内的钛丝反应生成了TiC增强相,复合区硬度较基体有了显著的提高;相对于铸铁标准试样,复合材料的耐磨性能有了明显的改善.     

碳化钒陶瓷增强铁基表面复合层的组织和力学表征

为了提高铁基合金表面的强度,采用了一种原位反应工艺制备了碳化钒(V2C和V8C7)陶瓷增强铁基体表面复合材料。通过X射线衍射(XRD),扫描电子显微镜(SEM),电子背散射衍射(EBSD)分别研究了该复合层的显微组织和相组成。结果表明,钒板中的钒原子和铁基体中的碳原子在高温下通过相互扩散在结合面处发生原位反应,形成了致密的碳化钒陶瓷层,该层物相主要由V2C和V8C7组成。除此之外,采用压痕测试评估了金属陶瓷层的显微硬度、弹性模量和断裂韧性。所得结果表明,其断裂韧性值在0.426～1.136 MPa·m1/2范围内,且碳化钒陶瓷层的显微硬度为9.67GPa,是基体硬度的2～3倍。     

原位合成WC_p/W丝增强铁基复合材料的组织与性能

在1100℃和1150℃下,钨丝和灰口铸铁中的石墨相原位合成WC颗粒,该颗粒与未反应的钨丝协同增强灰口铸铁,得到铁基复合材料.通过SEM、XRD、EDS、微观硬度和干式销盘磨损测试等手段,对复合试样进行组织形貌观察及性能测试.结果表明,在1150℃时,原位合成的WC颗粒较大,其复合材料在小的载荷下耐磨性较好;而在1100℃时,原位合成的WC颗粒细小,其复合材料在大的载荷下耐磨性较好.合成反应的机理受到反应物的扩散速度的影响.