纯镍渗硼硅处理工艺及组织性能研究

采用粒状渗剂分别在渗硼硅温度为850、900、950℃,保温时间为2、8 h的工艺参数下对纯镍表面进行固体渗硼硅处理。用光学显微镜(OM)对渗层横断面进行了显微组织观察,用显微硬度计测试渗层的硬度分布,用M200型磨损试验机研究未渗硼硅和渗硼硅纯镍的耐磨性,采用循环氧化试验研究未渗硼硅和渗硼硅纯镍的抗高温氧化性。结果表明,纯镍渗硼硅后,渗层为硅化物层和硼化物层,且硅化物和硼化物的显微硬度都大于基体硬度,渗层厚度随着渗硼硅时间和温度的增加而增加,其范围约为36~237?m,用X射线衍射仪(XRD)分析出渗层为硼化物层(Ni2B)和硅化物层(Ni3Si、Ni5Si2和Ni2Si)。磨损试验结果表明渗硼硅后试样的耐磨性得到提高。抗高温氧化试验结果显示未渗硼硅纯镍试样抗高温氧化性优于渗硼硅后纯镍试样。     

球墨铸铁粉末渗硼的耐蚀性能研究

对球墨铸铁在不同温度和时间下分别进行渗硼处理,采用金相显微镜观察了渗硼层的形貌,测定了渗硼层的厚度;用显微硬度计测定了渗硼层的表面硬度;用X射线衍射仪分析了渗硼层的物相组成;用扫描电镜测定了渗硼层表面元素含量;并在10%的HCl、H2SO4、HNO3、NaCl、NaOH溶液中做了耐蚀性对比试验。结果表明:渗硼层厚度均匀,呈齿状结构与基体结合牢固,渗硼层主要由Fe2B单相组成;在950℃下保温不同时间,渗硼层的厚度及硬度均随时间的增长而逐渐增大;在不同温度下保温5 h时,渗硼层厚度随温度的升高而逐渐增大,渗硼层的硬度随温度的升高先增大后减小,除HNO3外,渗硼处理后试样的耐蚀性均比未渗硼的试样的耐蚀性能好。     

Q235钢电镀镍渗硼层组织及抗高温氧化性能

对Q235钢电镀镍层进行渗硼处理,研究其渗层组织特性及抗高温氧化性能。用扫描电子显微镜(SEM)对镀镍渗硼层横断面进行了显微组织观察,用X射线能谱仪(EDS)分析了渗层不同部位的元素分布。结果表明,渗硼层为Fe2B,Ni4B3和Ni31Si12相,渗层厚度为33~254μm,并随着渗硼温度和渗硼时间的增加而增加。用显微硬度计测试渗层的硬度分布,复合层(硼化物和硅化物层)的硬度值约为1753 HV,硼化物层的硬度值为1645~2003 HV,基体硬度为173 HV。镀镍层与镀镍渗硼层经700℃氧化40 h的高温氧化动力学曲线显示镀镍渗硼层的抗高温氧化性能优于镀镍层,Ni3Si,B2O3和Si O2产物起到提高其抗高温氧化性能的作用。     

Q235钢电镀镍渗硼层组织及抗高温氧化性能北大核心CSCD

对Q235钢电镀镍层进行渗硼处理,研究其渗层组织特性及抗高温氧化性能。用扫描电子显微镜（SEM）对镀镍渗硼层横断面进行了显微组织观察,用X射线能谱仪（EDS）分析了渗层不同部位的元素分布。结果表明,渗硼层为Fe2B,Ni4B3和Ni31Si12相,渗层厚度为33~254μm,并随着渗硼温度和渗硼时间的增加而增加。用显微硬度计测试渗层的硬度分布,复合层（硼化物和硅化物层）的硬度值约为1753 HV,硼化物层的硬度值为1645~2003 HV,基体硬度为173 HV。镀镍层与镀镍渗硼层经700℃氧化40 h的高温氧化动力学曲线显示镀镍渗硼层的抗高温氧化性能优于镀镍层,Ni3Si,B2O3和Si O2产物起到提高其抗高温氧化性能的作用。     

20CrMo钢表面固体渗硼工艺及性能

以不同温度和时间对20CrMo钢表面进行了固体渗硼试验.用扫描电子显微镜(SEM)对渗层横断面进行了显微组织观察,用X射线衍射仪(XRD)分析了渗层的相结构,显微硬度计测试渗层的硬度分布,并对基体及渗层进行快速磨损试验及电化学极化曲线测试.结果表明,渗硼层厚度均匀,主要由FeB和Fe2B两相组成,且渗层显微硬度值最高达1 090 HV0.1,有很高的耐磨及耐蚀性能.     

电渣熔铸钢结硬质合金渗硼初探

采用粉末渗硼法对电渣熔铸钢结硬质合金进行渗硼处理,利用光学显微镜对所获渗硼层的显微组织结构进行观察,用X射线衍射仪对渗硼层相结构进行分析,用显微硬度计对渗硼层硬度分布及渗硼层厚度进行了测量,研究了不同处理时间对硼化物生长的影响。结果表明:电渣熔铸钢结硬质合金具有良好的渗硼性能,渗硼后,合金表面可获得含有FeB+Fe2B的高硬度渗硼层,且随渗硼处理的时间延长,渗硼层厚度和表面硬度也随之增加,FeB含量也增加,在渗硼过程中,WC颗粒对硼化物的生长起阻碍作用,并且含量愈多,阻碍作用就愈明显,WC的形态对硼化物的生长影响较大,块状和树枝状的WC使渗硼后所获得的渗硼层浅而疏松。     

TC4钛合金表面氧化锆催渗渗硼工艺的优化

以渗层厚度和表面硬度为评定依据,采用正交试验对TC4钛合金表面氧化锆催渗渗硼工艺进行了优化,其中渗硼温度影响最大,其次为渗硼时间和ZrO2含量,B4C含量影响最小,最优工艺为:渗硼温度1 050℃,渗硼时间25h,渗硼剂配比(质量分数):B4C 20%,ZrO24%,SiC 76%。利用X射线衍射仪和光学显微镜对渗层的物相组成和厚度进行分析,结果表明:渗层表面主要由TiB2、TiB、TiB12、TiC、TiN组成,渗层厚度为46.67μm。与基础渗硼剂所得渗层相比,渗硼层厚度、渗层硬度、界面结合力和耐磨性都有所提高。     

铝对45钢交流电场增强中温粉末法硼铝共渗的影响

以45钢为处理对象进行800℃交流电场增强粉末法硼铝共渗研究。利用光学显微镜、X射线衍射仪和显微硬度计对共渗层组织、厚度、相与显微硬度进行观察和分析。结果表明:随渗剂中铝粉含量由0增至5%,渗层厚度先增加后降低再增加,渗层组织由渗硼特征逐渐过渡到渗铝特征,表层相依Fe2B→Fe B→Fe3Al+Al N顺序发生变化;呈现渗硼组织特征的共渗层表层硬度约为1200~1800 HV0.05,呈现渗铝层组织特征的共渗层表层硬度约500 HV0.05;在低硼势渗剂中添加1.8%铝粉并施加2 A电流的交流电场,使渗层厚度较相应常规渗硼的增加约2倍,较相应常规硼铝共渗的增加约70%。     

灰铸铁渗硼后的组织与性能

采用商用固体颗粒渗硼剂对用作玻璃模具的灰铸铁进行渗硼处理,渗硼温度为850、900和950℃,渗硼时间为2、4和6 h。使用光学显微镜、扫描电镜和X射线衍射仪分析渗层厚度、组织形貌和物相组成。用HSR-2M磨损试验机研究渗硼试样的耐磨性,并测试其抗氧化性能。结果表明,灰铸铁渗硼层厚度随着渗硼温度的升高和渗硼时间的延长而增加;渗硼层由Fe2B单相组成,并呈针齿状嵌入基体,显微硬度可达1253 HV0.2,耐磨性和抗氧化性显著提高,分别是未渗硼灰铸铁的1.50倍和4.19倍。     

45钢直流电场增强粉末法渗硼层相结构与性能

在粉末渗剂和45钢试样上施加4 A电流的直流电场,于800℃进行直流电场增强渗硼。以X射线衍射、光学显微观察和显微硬度测试等手段,分析位于电场不同位置试样渗硼层的相结构、显微组织、厚度与及显微硬度分布。结果表明:电场渗硼的渗层组织形态基本与常规渗硼的一致,以锯齿状楔入基体,但其相结构、显微硬度分布、厚度等与试样位置有关;朝正极面的渗层一般由Fe B和Fe2B两相组成,渗层较厚且较硬;朝负极面的渗层主要由Fe2B组成,随渗硼时间延长Fe B先增加,后减少至消失;渗硼时间等于及超过2 h,渗层下出现明显的过渡区;渗层厚度与保温时间关系曲线呈抛物线特征。从直流电场对渗剂化学反应、含硼活性基团在气氛中的扩散及硼在试样内扩散的影响等方面进行了分析。     

Cr8Mo2SiV钢的渗硼层生长动力学及耐磨性

对Cr8Mo2Si V钢在1123、1173和1223 K分别进行2、4、6、8 h的固体渗硼试验。结果表明,渗硼层组织为齿状形貌,经X射线衍射(XRD)分析,渗硼层由Fe_2B、FeB、Cr_2B和CrB相组成。渗层厚度随着渗硼温度和渗硼时间的增加而增加,渗硼扩散激活能为194 kJ/mol。经显微硬度、磨损试验结果和磨损产物能谱分析,渗硼后试样表层的硬度和耐磨性较渗硼前有显著的提高。     

65Mn钢渗硼层的微观组织、硬度及生长动力学

采用固体渗硼工艺对65Mn钢进行渗硼处理,并借助光学显微镜、X射线衍射仪、电子探针及维氏硬度计等手段系统研究了渗硼温度(800~1000 ℃)和渗硼保温时间(2~8 h)对65Mn钢渗硼层厚度、微观组织和硬度的影响规律以及渗硼层的生长动力学。结果表明,随着渗硼温度的升高或渗硼时间的延长,渗硼层的厚度不断增大,但当渗硼温度超过900 ℃时,渗硼层中黑色孔洞的数量、大小以及距离渗硼层表面的深度都逐渐增大。65Mn钢渗硼层都由Fe₂B柱状晶,以及位于Fe₂B柱状晶生长前沿及晶粒间的Fe₃(B,C)相、二元铁硅化合物和三元铁碳硅化合物组成,其维氏硬度(800~1590 HV0.05)远大于65Mn钢基体的硬度(238 HV0.05)。由于硬度较低的Fe₃(B,C)相和富硅相分布于高硬度的Fe₂B柱状晶晶粒之间,导致渗硼层的硬度并不随离渗硼层表面距离的增加而单调减小。渗硼层厚度的平方与渗硼时间呈线性关系,B原子在65Mn钢渗硼层中的扩散激活能为220.96 kJ/mol。     

铁基渗硼强化粉末冶金材料的性能及渗层生长动力学研究

目的 通过固体粉末渗硼法直接烧结铁基粉末冶金材料,制备具有渗硼层的试样。方法 采用固体渗硼工艺对铁基粉末冶金材料在1123、1223、1323 K温度下渗硼处理3、5、7、10 h,采用光学显微镜及扫描电镜（SEM）观察了渗硼层的形貌,测定了渗硼层的厚度。用X射线衍射仪分析了渗硼层的物相组成,用摩擦磨损试验评估渗硼层的耐磨性,采用Rockwell-C粘附性试验评估渗硼层与基体的粘合强度质量。对渗层的生长动力学曲线进行拟合,得出渗层动力学曲线和厚度等值线图。结果 试样的渗硼层厚度为35~ 183 μm,1323 K条件下获得双相渗硼层（Fe2B+FeB）,1123 K及1223 K条件下获得单相渗硼层Fe2B。试样在1223 K温度下渗硼处理5 h获得的渗硼层的耐磨性最佳,其粘合强度质量根据规范通过HF3等级认可。该试验中B元素的扩散激活能为164 kJ/mol。结论 烧结温度和渗硼时间与渗层厚度关系密切,渗硼时间与渗层厚度的关系呈现出抛物线关系。厚度值的平方与渗硼时间符合阿瑞纽斯（Arrhenius）公式呈线性关系。渗硼层的显微硬度显著高于基体硬度,随时间的增加,渗层中出现较多的孔洞与疏松,渗硼层形状由明显的梳齿状逐渐变成不太明显的梳齿状,此情况在高温下更加明显。     

TC4钛合金表面B-Al复合渗层的组织和性能

采用固体粉末包埋渗两步法,在TC4钛合金表面先1050 ℃渗硼 4~6 h再950~1050 ℃渗铝 4 h制备出B-Al复合耐磨渗层。利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、波谱仪(WDS)和能谱仪(EDS)、显微硬度仪和摩擦磨损试验机对复合渗层的物相组成、显微组织、微区成分、表面硬度和摩擦因数进行测试和分析。结果表明:B-Al复合渗层厚为37~115 μm,主要由TiB₂相和TiAl₃相组成,外层是弥散分布TiB₂的TiAl₃层,向内依次形成厚度较小的TiAl₂、TiAl及Ti₃Al等Ti-Al金属间化合物层。B-Al复合渗层表面硬度为1041.7~1429.4 HV0.1,约为TC4钛合金硬度的3.03~4.16倍;经1050 ℃×6 h渗B后1050 ℃×4 h渗Al,其摩擦因数约为0.3,较TC4钛合金基体下降约25%。     

Ti-6Al-4V钛合金固体渗硼法表面改性

对TC4钛合金(Ti-6Al-4V)进行表面渗硼使其表面硬度显著提高.渗硼温度为1000℃到1050℃,渗硼时间为5 h到20h.文内测量和比较了渗硼后钛合金表面的微结构、形貌、相组成等性质,研究了渗硼过程中Ti,Al,V,B等元素的扩散行为.在低温短时间渗硼时,渗硼层厚度仅0.8μm,而在高温长时间渗硼时,渗硼层厚度可达15 μm.实验证明,渗硼层由TiB和TiB2两相组成,并且它们的含量随渗硼温度提高而增加.渗硼层表面主要含TiB2,其显微硬度可达2200 HV0.01,渗硼层内表层主要含TiB,其显微硬度为1100 HV0.01.渗硼层的硬度远高于TC4钛合金的硬度.     

55钢高频电磁感应渗硼工艺的研究

以具有良好综合力学性能的55钢为例,研究其高频电磁感应加热渗硼处理的方法和工艺,利用正交试验法探讨感应加热温度、渗硼时间和工件样本表面与感应器之间的距离对渗硼层厚度的影响,检测和观察渗硼层显微硬度和组织,采用X射线衍射仪分析渗硼层的物相组成。结果表明:在本试验条件下,各因素对渗硼层厚度的影响顺序大小依次是工件样本表面与感应器之间的距离、渗硼时间和感应加热温度;在此基础上得到了较为理想的高频电磁感应加热渗硼工艺方案,即:感应加热温度为860℃,渗硼时间6.6 s,工件样本表面与感应器之间的距离为3.5 mm。研究结果可为碳钢的渗硼处理提供参考。     

TC4钛合金的固体渗硼

采用固体粉末渗硼法对TC4钛合金基体表面进行渗硼试验。通过扫描电镜(SEM)、能谱(EDS)与X射线衍射 (XRD)研究TC4钛合金渗硼后的物相组成和组织形貌,讨论渗硼过程中元素的扩散行为。结果表明：在1000,1050和1100 ℃分别保温5,20 h后,渗层由外表层的TiB2和内表层的TiB晶须组成,渗层厚度范围为0.8~15 μm。XRD分析表明：TC4钛合金渗硼后形成TiB2与TiB双相硼钛化合物层,随着温度的升高,TiB2与TiB的峰位增多;EDS分析得出表层B原子被TC4钛合金吸附后与基体的Ti化合导致过渡区域内的Ti含量减少,同时Al和V元素开始向基体扩散并在近界面处富集。渗层的显微硬度呈梯度分布,TiB2到TiB晶须维氏硬度值的变化范围为22 000~11 000 MPa,过渡区的硬度值要高于基体的硬度值。     

渗硼时间对45钢固体粉末渗硼渗层组织与性能的影响

以45钢为基材对其表面进行固体粉末渗硼,探讨渗层生长行为及渗硼时间与渗层组织及性能的关系.结果表明,渗硼层由硼化物Fe2B构成,硼化物以长短不齐的方式垂直楔入基体形成连续针齿状层,与基体牢固结合.随渗硼时间延长,渗层厚度先快速增大后缓慢增加.渗层生长动力学符合抛物线规律.渗层显微硬度随渗层深度增加,先开始有所增加,后出现明显降低,最后缓慢降低.延长渗硼时间,渗硼深度增加,且显微硬度和耐磨性均能增加.     

电场频率对45钢交流电场增强粉末法渗硼的影响

在800℃粉末法渗硼过程中对中碳45钢试样和渗剂施加交流电场,研究电场频率对粉末法渗硼的影响规律和作用机制。对渗硼保温过程中试样的温度、渗硼层显微组织、相结构、厚度及显微硬度分布等进行观测分析。结果表明:交流电场使试样温度高于渗硼保温炉温,电场电流恒定时,随频率从20Hz增至400Hz,试样温升先降低后升高,硼化物层及增碳区厚度均先减小后增加;当电场电流为3A时,硼化物层为单相Fe2B;当电场电流≤2A时,随频率增加,硼化物层由FeB+Fe2B双相变为单相Fe2B,渗层表层硬度降低、硬度分布曲线趋于平缓。分析认为,电场频率通过综合影响渗剂反应、活性硼原子及含硼活性基团在试样表面的吸附和试样内原子的扩散来影响渗硼。     

快速多重旋转碾压对碳钢表面组织结构及渗硼的影响

目的进一步提高碳钢表面低温B-Cr-Re固体渗硼层的质量。方法采用快速多重旋转碾压法(Fast multiple rotation rolling,FMRR)对碳钢表面进行预处理,然后进行低温B-Cr-Re固体共渗研究。利用透射电子显微镜、高分辨透射电子显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射仪等测量仪器对基体表层组织结构、显微硬度和渗硼层组织结构进行了表征。结果经FMRR处理后,基体表层发生严重塑性变形,沿着垂直于基体表面由表及里的方向,变形程度逐渐变小,总变形层厚度约为30μm,变形方向呈方向一致的流线结构;部分晶粒发生破碎现象,晶粒逐渐细化,出现约为30nm的纳米结构层,同时观察到基体表层存在非晶、孪晶、高密度位错等结构缺陷。经FMRR处理后,只有?-Fe相的X射线衍射峰变宽,但未发现新相产生。结论经FMRR处理后,基体表层显微硬度明显提高,基体表面得到明显强化。FMRR方法提高了基体表面低温B-Cr-Re共渗速度,低温渗硼层的平均厚度约为30μm,约为未处理低温渗硼层厚度的1.7倍,低温渗硼层质量也明显得到改善。