激光渗硼处理对Cr12钢组织和性能的影响

利用金相显微镜、显微硬度计和X射线衍射仪等分析测试手段,对经激光渗硼处理的Cr12钢表面组织和性能进行了研究。结果表明:激光渗硼处理后,Cr12钢渗硼区的显微组织为胞状、枝晶状和共晶组织,主要物相包括α-Fe、FeB、Fe2B、B4C和FeCr。硬度最大值为1 641 HV,出现在次表层。     

H13钢表面放电等离子烧结制备三元硼化物基金属陶瓷覆层

以钼粉、铁粉、硼铁粉等为主要原料,采用放电等离子烧结技术在H13钢基体表面快速制备三元硼化物基金属陶瓷覆层,对烧结致密化过程进行了分析,并利用扫描电镜、X射线衍射仪、显微硬度计等分别观察了覆层和界面结合区的组织形貌,分析了覆层的物相组成,测试了微观硬度.结果表明,三元硼化物基金属陶瓷覆层内部组织结构致密,主要由Mo_2FeB_2硬质相和α-Fe粘结相组成,显微硬度达1400HV,覆层与钢基体的结合处没有清晰的结合界面,而是存在一个具有一定厚度的过渡层.     

H13钢棒柱面铁基等离子喷焊层的制备工艺及组织研究

采用等离子喷焊工艺以螺旋路径在H13钢棒表面喷焊多道焊缝,研究了旋转速度对铁基喷焊层成形形貌的影响以及喷焊层的显微组织、显微硬度。研究结果表明,当旋转速度为0.8 r/min时,可以获得表观成形质量较高的铁基喷焊层。铁基喷焊层中的物相是Cr、Si固溶于γ-Fe形成的固溶体以及(Cr,Fe)_7C_3、B_2C_5等化合物。铁基喷焊层的硬度为730 HV左右,明显高于基体H13钢的硬度,能够提高喷焊层的表面性能。     

H13钢QPQ处理工艺及耐磨性

目的研究540℃氮化温度下,QPQ处理对H13钢耐磨性的影响并选出最优氮化时间。方法通过SEM、EDS、XRD分别测试了H13钢QPQ处理后渗层微观组织形貌、成分分布以及物相组成。采用HVS-1000显微硬度计、MFFT-R4000高速往复摩擦磨损试验,分别对H13钢基体与540℃下不同氮化时间QPQ处理试样的渗层厚度、硬度分布、耐磨性进行了分析研究。结果 QPQ处理后,H13钢由表面向心部依次形成均匀致密的Fe_3O_4氧化膜、高硬度的ε-Fe_3N和CrN化合物层、α-Fe和Cr_2N稳定扩散层。N原子均匀分布于渗层内部。显微硬度沿截面均呈良好梯度分布。在540℃×4 h氮化工艺下,渗层次表层硬度达到最大值(1173HV0.1),是基体(498HV0.1)的2.4倍左右,磨损量仅为基体的1/13。H13钢磨损表面存在严重犁沟效应与大量磨屑,表现为典型的磨粒磨损伴随少量粘着磨损。而QPQ处理试样磨损表面仅存在少量浅显划痕,并伴随轻微结疤状凹坑,为粘着磨损。结论经QPQ处理,H13钢的耐磨性得到了显著提高,其中氮化工艺为540℃×4 h时所得的性能最优。     

Q235钢等离子熔覆添加碳化钨铁基合金复合涂层的研究

在Q235钢基体上采用等离子弧熔覆了添加30%镍包碳化钨的Fe-Cr-Ni-B-Si合金粉末,制备了具有冶金结合的复合涂层.采用SEM、EDS、XRD等研究了涂层的组织,利用显微硬度计测试了涂层的显微硬度分布.检测结果表明,Q235钢表面经等离子熔覆的复合涂层厚度可达2.5 mm,无裂纹、气孔等缺陷.涂层中WC颗粒部分溶解于铁基合金,WC与涂层界面形成厚达数微米的反应层,有效提高了WC与涂层间界面结合强度,其组织主要由γ-Fe和α-Fe为基,Cr23C6、Fe6W6C、WC等强化相组成,熔覆层的显微硬度可达500～1 000 HV0.2.     

高速钢多元共渗强化层的性能研究

对W9M03Cr4V钢进行多元共渗化学热处理,采用显微硬度计和光学显微镜测量强化层的硬度和厚度,采用扫描电子显微镜观察强化层的表面彤貌,采用X射线衍射仪分析强化层的相结构,采用高温摩擦磨损试验仪对强化层的磨损性能进行研究.结果表明,经多元共渗处理后,W9M03Cr4V钢的表面强化层厚约100 μm,显微硬度大于1175HV.强化层主要以氧化物、硫化物和氮化物、硼化物为主,由表面氧化疏松层、次表面致密化合物层和扩散过渡层组成.相对于原始材料,强化层硬度显著提高,从而提高了材料干摩擦条件下的耐磨性.     

等离子熔覆制备Fe3Al金属间化合物的组织结构

为了提高钢铁表面的抗高温腐蚀性能,应用电弧喷涂和等离子弧熔覆方法在碳钢表面制备Fe-Al金属间化合物涂层。通过对熔覆层及其与钢基体界面的组织结构分析,认为该方法可以在钢基表面获得致密、无夹杂的铁铝金属间化合物层,合金层与基体间完全冶金结合;熔覆层主要由Fe3Al,FeAl和α-Fe相构成。在试验条件下所获得的铁铝合金层,其最高显微硬度可达到514HV。     

GCr15表面TiC/Fe复合层的制备及其与基体结合性能分析

研究以GCr15和TC4为原料,采用热压扩散原位反应在GCr15表面制备TiC/Fe复合层. 利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、自动划痕仪和显微硬度仪测试表征复合层的物相组成、显微组织、复合层的界面结合性能和显微硬度的变化. 结果表明,在1000 ℃和40 MPa条件下保温2 h,4 h和6 h后,TiC/Fe复合层厚度分别为5 μm,7 μm和10 μm,复合层厚度均匀,与基体界面平整,其表面物相组成仅为TiC和α-Fe相,复合层的显微硬度最高达到2453.7 HV0.05,约为轴承钢基体的5倍. 显微划痕与拉伸试验可知1000 ℃和40 MPa条件下保温4 h所得复合层与基体界面结合的临界载荷为58.5 N,界面结合强度大于221 MPa,表明热压扩散原位制备GCr15表面TiC/Fe复合层与基体之间具有优异的结合性能,对基体保护作用良好.     

液相等离子体电解碳氮共渗层形成条件的初步探索

采用甲酰胺-乙醇胺电解液体系，对Q235钢进行等离子体电解碳氮共渗处理，通过对处理的试样进行XRD分析，确定了碳氮共渗层形成的临界条件，分析了各种工艺参数下处理试样的相组成变化，给出了渗透层的形貌，测量了渗透层的显微硬度。试验结果表明：在特定的电解液体系下，不同的工作电压，所获得渗透层的相组成不同；渗透层的相组成包括：α-Fe、Fe3C、Fe5C2、ε-Fe2-3N、γ-Fe；在170V工作电压下，处理0．5min即可获得50min的渗透层，渗透层的显微硬度最大可达720HV0.1。     

W-Mo-Y等离子共渗合金层的研究

研究Q235钢表面等离子W-Mo-Y共渗层的组织、成分、结构、显微硬度,计算渗层中不同位置、浓度下的W、Mo原子扩散系数。结果表明：渗层组织为柱状晶,W、Mo元素呈梯度分布,Y的分布不均匀。共渗层主要结构相为钨钼在α-Fe中的固溶体和Fe17Y2,共渗层显微硬度最高256 HV0.05;Y元素降低表面W、Mo的活度,W、Mo合金元素的化学势变小,表面与基体之间的化学梯度减小,W、Mo原子扩散速率减慢;W-Mo-Y共渗层厚度要比W-Mo共渗层厚度薄;通过Fick第二扩散定律计算表明,在W-Mo-Y共渗和W-Mo共渗时,不同渗层中的W、Mo扩散系数有所不同,但属同一数量级即：10-13～10-14之间。     

机械磨擦制备的Fe-20Mn-3Al-3Si钢表面相变强化层

采用表面机械磨擦处理(SMGT)在Fe-20Mn-3Al-3Si钢的表面制备梯度相变强化层,并研究了该强化层的微观组织和硬度.结果表明,在SMGT过程中,Fe-20Mn-3Al-3Si钢的表层非常容易发生γ→ε→α马氏体相变.SMGT相变受晶粒取向和外力的共同影响:在小载荷SMGT下,晶粒的{111}或者{110}晶面越靠近试样的表面越容易形成片条状组织;在大载荷SMGT下,表层晶粒严重细化,次表层中片条组织最多,然后片条组织数量逐渐减少.室温车削形成的强化层厚度大于400μm,硬度在表面最高(450 HV),然后随深度增加而逐渐下降至基体硬度(约220 HV).另外,SMGT强化层的热稳定性高,经400℃,1 h退火后其微观组织和硬度基本不变.     

40Cr钢液相等离子体电解氮碳共渗层的组织与性能

在NaCl溶液和甲酰胺组成的电解液中,应用液相等离子体电解氮碳共渗技术对调质态40Cr钢进行处理,表面得到氮碳共渗层,研究了其组织与性能。结果表明,经液相等离子体电解氮碳共渗处理后,试样表面为多孔形貌,处理10 min后渗层厚度可达38μm,渗层由两层白亮层和过渡层组成。XRD分析表明外白亮层由ε-Fe2-3N、Fe5C2、Fe3C和α-Fe(N)马氏体组成,SAED分析证明内白亮层为α-Fe(N)马氏体。渗层的显微硬度最高可达650 HV0.05,经氮碳共渗处理后试样的腐蚀速率远小于40Cr钢基体的腐蚀速率。     

等离子表面W、Mo、Y共渗制备强化层的研究

利用等离子表面冶金技术在Q235钢表面进行W、Mo、Y共渗,然后对共渗层进行离子氮化处理得到强化层.用金相显微镜、能谱仪、XRD对共渗层及强化层的组织、结构、成分和物相进行检测分析.结果表明:共渗层组织为柱状晶,W、Mo合金元素的含量由表及里逐渐减小,Y元素分布不均匀;共渗层由Fe3Mo、Fe17Y2和(W、Mo、Y)在α-Fe中的固溶体等物相组成;共渗层离子氮化后的强化层有大量氮化物弥散分布,主要物相为Fe4N、Fe3Mo、MoN、Mo2N、W2N和WN等.通过对比发现,Y元素的加入使强化层硬度提高100HV0.1左右;在磨粒磨损的条件下,强化层耐磨性比对比试样提高1.58倍.     

H13钢表面电火花沉积WC涂层

利用DZ-4000(Ⅲ)型电火花沉积/堆焊机,以WC为电极材料,采用氩气为保护气对H13钢基体进行了电火花表面强化.利用扫描电镜、能谱分析仪、X射线衍射仪和显微硬度计等对沉积层的成分、组织、硬度和表面粗糙度进行了研究.结果表明,利用电火花沉积工艺可获得组织均匀、致密,且与基体呈冶金结合的沉积层,沉积层平均厚度约60μm.沉积层主要由Fe3W3C、(CrFe)7C3和W2C等相组成.沉积层的平均显微硬度为1321.4 HV0.05,约为基体硬度的3倍.     

基于电火花加工方法的硅强化45钢工艺的研究

以单晶硅作电板，用电火花成形机在煤油介质中对45钢进行表面强化实验研究。分析了脉冲宽度、脉冲间隔、峰值电流、加工时间对强化层厚度的影响，并对强化层的显微硬度和耐磨性进行了分析。研究结果表明，合适的工艺参数和加工时间，能使工件的表面获得具有一定的厚度、较高硬度和耐磨性的强化层。     

9SiCr钢的电火花表面强化工艺研究

对9SiCr钢进行了电火花表面强化处理,研究了不同的电容量和比强化时间对9SiCr钢表面强化层厚度、显微硬度和表面粗糙度的影响。结果表明:分别在比强化时间不变、电容量从30μF提高到300μF和电容量维持不变、比强化时间由1 min·cm~(-2)升至5 min·cm~(-2)的过程中,表面强化层厚度和显微硬度均表现出先升后降的变化规律,而表面粗糙度表现为持续增大。当选用电容量为240μF、比强化时间3 min·cm-2时,9SiCr钢的表面强化层获得了最佳综合性能,厚度和显微硬度值分别为50.2μm和1 411 HV。     

磨削深度对42CrMo钢磨削强化层的影响

研究了磨削深度对42CrMo钢强化层组织与硬度的影响。结果表明,在不同磨削深度条件下,强化层的马氏体粗细不均,表层显微硬度随磨削深度先增加后降低,完全强化层显微硬度在720～800 HV0.1之间,比基体硬度提高了2倍。随着磨削深度的增加,强化层厚度最小值也增加,在磨削深度为0.6 mm时强化层厚度可达1.8 mm。     

合金渗碳钢表面低温气体多元共渗研究

通过对材料表面强化处理,可以改变材料表面的成分和结构,从而提高表面硬度.利用低温气体多元共渗技术对25CrNiMo钢试样进行处理,研究了渗层的显微组织和显微硬度.结果表明,在25CrNiMo钢的表面形成了以碳化物和氮化物为主的渗层,渗层厚度可达340μm,其表面显微硬度最高可达859HV,是基体显微硬度250HV的3.4倍.     

55钢的离子渗氮

对尺寸为10 mm×10 mm×3. 5 mm的55钢试样分别在470、500、530和550℃离子渗氮8 h。采用X射线衍射、光学显微镜、扫描电镜和显微硬度计检测了渗氮层的显微组织和硬度,目的是研究离子渗氮温度对55钢渗层组织和性能的影响。结果表明:55钢离子渗氮层的相组成主要为γ'相、ε相和少量的α-Fe相,且随着离子渗氮温度的升高,渗层中ε相的含量逐渐升高,γ'相和α-Fe相的含量逐渐降低;渗层深度与离子渗氮温度之间的关系可用公式X~2=9. 7×10~5·e~(-78 400/RT)·t表达。470℃离子渗氮的55钢表面硬度为821 HV0. 1,530℃离子渗氮的提高到了841 HV0. 1,但550℃渗氮的下降到了787 HV0. 1,这是由于温度升高后氮化物粗化和表面疏松所致。     

反应等离子熔敷Cr7C3/γ-Fe金属陶瓷复合材料涂层组织与耐磨性

以Fe-Cr-C合金粉末为原料,采用优化的等离子熔敷工艺,在C级钢表面通过粉末反应制得由原位生成的新型Cr7C3/γ-Fe金属陶瓷复合材料涂层.并测试分析了涂层的显微组织和显微硬度分布,以及在室温干滑动试验条件下的耐磨性.结果表明,该涂层组织由规则块状初生相Cr7C3和γ-Fe奥氏体固溶体组成,与基材完全冶金结合,涂层厚度约1.5mm,具有较高的显微硬度（平均为870HV）,且硬度梯度分布合理;涂层在室温干滑动试验条件下具有优异的耐摩擦磨损性能.