孙振西[1]2015年在《碳/Al基非晶复合材料微观结构及性能研究》文中研究表明近年来,铝基非晶合金由于较高的比强度、低密度等优异性能越来越受到人们的广泛关注,但块体铝基非晶合金玻璃形成能力低和室温塑韧性差等性质限制了其在工程中的应用。本课题通过机械合金化法制备Al85Fe15非晶合金为研究基体,通过机械混合的方法成功制备了碳(石墨烯、碳纳米管和石墨)/Al85Fe15非晶基复合材料,研究了其热稳定性和不同碳材料与基体的界面结合;利用放电等离子烧结和传统粉末冶金法制备了块体Al基非晶复合材料,并对烧结块体的显微组织和力学性能进行了分析。研究结果如下:(一)机械合金化Al85Fe15非晶合金形成的研究。结果表明,在一定球磨条件下,经过200 h,球磨产物为含少量面心立方(fcc)Al的非晶合金粉末,增加球磨时间至290 h球磨产物仍保持非晶结构。初始晶化温度随着球磨时间增加而逐渐增大,晶粒尺寸先减小后趋于稳定。(二)机械混合制备碳(石墨烯,碳纳米管,石墨)/Al85Fe15非晶复合材料。结果表明,混料4、6和8 h后,产物仍保持着非晶结构,其初始晶化温度随着混料时间的延长而降低,且低于基体合金的Tx值(1306 K)。混料8 h可将0.3 wt.%碳纳米管很好的分散于Al85Fe15非晶基体中并与基体发生机械结合,而且还可避免过多碳纳米管的折断。依据对碳纳米管/Al85Fe15非晶复合材料粉末的研究,将0.3 wt.%石墨烯和石墨直接球磨混合10 h发现,也可均匀分散于基体中并发生机械结合。掺杂石墨烯和石墨的合金其Tx值分别为1300 K和1303 K,也低于基体合金的值。对四种合金进行晶化激活能计算,掺杂石墨的初始晶化温度激活能最大。(三)放电等离子烧结制备块体Al基非晶复合材料。结果表明,块体合金已完全晶化,掺杂不同碳材料的显微硬度明显降低,而相对密度明显提高。SEM分析表明,块体合金的颗粒表面出现融化现象,颗粒间发生了部分融合,但试样仍含有较多的气孔。(四)传统粉末冶金法制备块体Al基非晶复合材料。结果表明,相同预压力下成型的块体在不同温度下烧结,温度低于1273 K时,块体合金为部分晶化的非晶复合材料,温度提高块体合金完全晶化,块体合金的密度随温度的增加而提高,其显微硬度在烧结温度为1173 K时达到最大(363 HV)。不同预压力下成型的块体在相同温度下烧结,试样亦为部分晶化的非晶复合材料,块体试样的密度和显微硬度均随预压力的增加而提高。将掺杂石墨烯、碳纳米管和石墨的合金粉末在1.875 GPa的压力下成型后,在1173K进行高温烧结,成功制备了碳/Al基非晶复合材料,并且烧结样品的显微硬度明显提高。
张伟[2]2006年在《钢热浸镀铝层的组织结构和稀土镧的行为研究》文中提出利用光学显微镜、透射电镜、扫描电镜、电子探针和X射线衍射仪等系统地研究了镀铝钢扩散前后的组织结构及稀土的影响。根据试验结果考察了20钢镀铝扩散层的生长动力学,给出了动力学方程,建立了扩散过程中合金层/基体界面层生长的数学模型,研究了扩散层空洞的形态、分布、形成机制和生长动力学,确定了Fe_3Al和AlFe3C0.5之间的晶体学取向关系、Al_4C_3相的晶体学特征和镀铝钢的最佳扩散工艺,讨论了稀土La在扩散过程中的作用和对性能的影响。试验发现:镀铝层的表面层由铝、FeAl_3相和一定量的非晶相组成。添加稀土La后,镀层表面平整、连续,合金层的齿状Fe_2Al_5相整齐、连续、致密,齿形尖细。无论是否添加稀土La,热浸镀铝的铝-铁合金液在急冷过程中都具有非晶形成能力,但添加稀土La后,非晶形成能力增加,即使在缓慢冷却条件下,组织中也有非晶相形成。研究发现,扩散层的Fe_2Al_5相和FeAl2相存在调幅分解,并且从扩散层表面向内部,调幅组织从平行直线状向平行交叉条纹状再到网格状过渡。采用点阵驻波理论分析了调幅波长的变化,揭示了调幅组织的形成经过从连续相变到非连续相变的过程。利用15%rule,分析了调幅组织的形成原因。研究表明,扩散层的Al_4C_3相是以(003)为孪晶面,以[001]为旋转轴的180o二次旋转孪晶。它的长轴生长方向为[210],且(003)面平行于杆的长轴,[001]方向垂直于杆的长轴。扩散层有AlFe3C0.5和Al7Fe6La化合物形成。Fe_3Al和AlFe_3C0.5相之间存在如下的晶体学取向关系:试验表明,扩散层生长动力学为抛物线型,且稀土对动力学各阶段都有影响。在750℃和850℃时稀土作用明显,950℃时作用较弱。Al_2O_3/扩散层界面空洞的生长受氧化过程控制,且遵循近似的抛物线规律;空洞深度与直径间存在线性关系,空洞数量先增加后减少。次外层/过渡层界面空洞的形成原因是铝和铁扩散速度的差异引起的,其生长划分为快速和稳定生长两阶段;界面空洞的形成使扩散层产生了内氧化,并使氧化动力学曲线偏离平方抛物线规律而呈现抛物线—直线规律。试验证明,稀土可抑制次外层/过渡层界面空洞的生长和聚集,阻止空洞聚集成线状裂纹,其原因是热浸镀稀土铝后表面层减薄,高温下降低了次外层/过渡层界面铝的浓度梯度。镀铝钢的最佳扩散工艺为900℃×2h。研究了热浸镀稀土铝钢在H_2S和CO_2腐蚀环境中的腐蚀行为,得出稀土可提高镀铝钢的抗腐蚀性能。
牛雪莲[3]2014年在《钢基体腐蚀防护的高熵合金Al_xFeCrCoNiCu涂层研究》文中指出钢材具有较好的机械性能和相对低廉的价格,是众多领域中不可或缺的材料,但其自身较差的耐蚀性限制了在工程中的应用。表面涂层技术是一种改善材料耐腐蚀性能的有效手段。本文采用理论和实验相结合的方法,第一性原理方法证实五元高熵合金AlFeCrCoNi具有较好的耐氧化和耐氯离子腐蚀性能,预测高熵合金的组成元素。通过理论分析结果利用电子束蒸发和激光熔覆法在钢表面制备高熵合金涂层,研究其对钢材基体耐腐蚀性能的作用。首先,采用密度泛函理论分别分析了钢基体和高熵合金组成元素之间相互作用及其吸附行为,剖析AlFeCrCoNi高熵合金的耐腐蚀机理。创建钢基体Fe31MnC模型,找到较稳定的结构并切出表面Fe31MnC(001)。以铁原子为终端的表面O2六种吸附位中,面心间位吸附的吸附能最大是1.989eV,另外还发生了表面重聚的原子吸附现象,具有很强的吸附作用,吸附能皆在3.5eV左右,是分子吸附能的2倍多。以碳原子为终端的表面更有利于发生表面的氧分子吸附,以锰原子为终端的表面氧气分子发生解离的可能性小。Fe31MnC(001)表面NaCl吸附测试中,研究发现：NaCl吸附后的稳定结构更易于占据由铁原子组成的面心间位,吸附能最大为3.007eV。对比三种不同原子为终端的表面吸附能,碳原子作为终端的吸附能最大,铁次之,锰最小。因此以碳原子为终端的表面有利于NaCl的吸附。从吸附能结果来看,B2型的AlFeCrCoNi (001)表面氧分子的吸附能为0.98eV, NaCl吸附能为1.23eV。对比钢基体的吸附结果,高熵合金表面和吸附分子间的作用力较弱,对于高熵合金表面的氧化和腐蚀的影响很小。因而高熵合金涂层能显著改善钢表面的氧化和耐蚀性能。其次,利用第一性原理方法进行了合金的成分设计,高熵合金主元依次为Al、Fe、 Cr、Co、Ni和Cu。选用高纯材料利用真空电弧熔炼法,制备了高熵合金AlxFeCrCoNiCu(x=0.25,0.5,1.0)。利用硬度测试、室温压缩、摩擦磨损、X射线衍射、电子探针和扫描电镜等手段对高熵合金的力学性能和微观结构进行分析。实验结果表明：A1.0FeCrCoNiCu合金的硬度值达到485HV,具有较高的抗压强度,耐磨性好；x射线衍射分析发现,当x=0.25,合金为简单的FCC固溶体相。随着铝含量增加出现有序的BCC结构,形成FCC+BCC的混合结构；同时观测铸态高熵合金具有典型的枝晶结构,在枝晶间区域产生了Cu和Ni的富集现象。最后,以高熵合金AlxFeCrCoNiCu (x=0.25,0.5,1.0)为靶材,运用两种不同方法将高熵合金镀在钢基体表面,研究了高熵合金涂层的耐腐蚀特性。分别利用硬度测试和纳米压痕实验考察高熵合金涂层的力学性能、基体之间的结合效果等；运用x射线衍射、原子力显微镜、扫描电镜、电子探针观察涂层表面的形貌和元素的质量分数；运用电化学腐蚀实验考察了高熵合金涂层的耐蚀性能。研究发现：高熵合金涂层的硬度达到481HV,硬度值约为基底材料的二倍,而且不同位置的硬度值相差不大,分布均匀。三种涂层Al-0.25、Al-0.5和A1-1.0对应的最大载荷依次为10.25mN、2.39mN和14.78mN,卸载后的残余深度约100nm,发生了较大的塑性变形。研究还发现,高熵合金涂层表面随着基底的粗糙程度不同得到的涂层质量也不同,光滑基底沉积的涂层表面平整、分布均匀、涂层致密。表面的化学成分和靶材类似,检测到较大含量的铁元素和氧元素。电化学测试结果与耐蚀性较好的304不锈钢作对比,在0.5mol/L的H2SO4溶液中,304不锈钢具有低的腐蚀电位和大的腐蚀电流密度,高熵合金涂层具有较高的腐蚀电位和较小的腐蚀电流密度,耐腐蚀性要优于304不锈钢。在1mol/L NaCl溶液中,A1-1.0合金涂层有较高的自腐蚀电位、较低的自腐蚀电流密度,耐孔蚀能力最好,304不锈钢的抗孔蚀能力最差。
马保荣[4]2010年在《铜合金粉末粒度对等离子喷焊层组织和性能的影响》文中研究表明本课题组开发研制的铝青铜合金是一种优秀的耐磨、耐蚀材料。为了进一步将该合金应用于表面工程领域,首先采用氮气雾化法制取三种不同粒度的铝青铜合金粉末,并分析了各种粉末的组织和性能。进一步采用等离子喷焊方法,喷焊工艺参数相同的前提下,将三种不同粒度的合金粉末在45钢基材上制备喷焊层,最后分析三种粒度粉末形成的焊层组织与性能。运用扫描电镜、X射线衍射、电子探针、能谱仪等方法对铝青铜合金粉末及其等离子喷焊层的显微组织进行了分析和研究。结果表明：采用雾化法制备的铜合金粉末粒度形貌基本接近球形,表面结构光滑平整,致密度较好、粒度分布比较均匀。随着粉末目数的加大,球形度越来越好,流动性也越来越好,但是当粒度达到-280-+320目时流动性反而变差, -200-+250目的粉末流动性最好。通过对喷焊层组织分析,三种粒度合金粉末喷焊层组织都由α固溶体(白色),β固溶体(灰色)及分布在α基体上的K相(黑色)组成。三种粒度合金粉末的喷焊层中的相都是Cu9Al4、AlFe3、AlFe和Fe3Mn7。三种粒度合金粉末的喷焊层均与基材都形成了冶金结合,结合强度良好,其中-200-+250目的粉末形成喷焊层冶金结合区较宽。各种粉末喷焊层的形成具有快速凝固的特点,其微观组织结构也具有快速凝固的组织特征。不同粒度的粉末形成喷焊层对铝青铜喷焊层性能和组织有明显的影响,-200-+250目的粉末形成的喷焊层枝晶更加细小、组织更加均匀。用HBRV-187.5型布洛维硬度计和HX-1000TM型数字显微硬度计对粉末及喷焊层进行了显微硬度与宏观硬度测试。在岛津AG-10TA型拉伸实验机上进行了结合强度拉伸实验。结果表明：1、随着粉末目数的加大,合金粉末的显微硬度增加,平均显微硬度值为414HV。2、三种粒度粉末喷焊层显微硬度大体上在300-400HV之间起伏变化,其结合层显微硬度峰值都出现在结合层。3、-200-+250目的粉末合金喷焊层表面硬度均匀,硬度值最高,平均值为309HV,-150-+180目和-280-+320目为的粉末合金喷焊层表面硬度不均匀,硬度平均值分别为287HV和293.5HV。4、-200-+250目合金粉末喷焊层的结合强度最高,达421 MPa,而-150-+180目合金粉末等离子喷焊层结合强度最低,只有297.8 MPa。5、从微观断口的形貌分析可以得出粒度在-200-+250目时,微观损伤机理为较明确的孔洞增长、聚合模式,材料具有典型的韧性断口特征,因而说明这一粒度条件下的喷焊涂层具有较好的强度和塑性,这与宏观力学性能测试结果相吻合。
王怀志[5]2010年在《铝青铜减摩粉体涂层及摩擦磨损性能》文中提出铝青铜合金具有高强度、优良塑性、耐磨耐蚀性等优点,已成功应用于拉伸冲压模具当中。为了进一步将该合金拓广应用于表面工程领域,本文讨论了用以Cu-14Al-X合金为基础制备的铝青铜减摩粉体,该粉体材料是由氮气雾化法制备的。材料主要成分为Cu70～80%,Al12～16%,Fe2.0～4.0%,其余为Mn、Ni、Co、Re等微量元素。分别采用等离子喷焊技术和激光熔敷技术两种表面熔敷工艺在45#钢基材表面制备了铝青铜减摩粉体涂层。借助X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、电子探针(EPMA)、场发射扫描电子显微镜(FESEM)、能谱仪(EDS)及摩擦磨损试验机等研究分析了两种涂层的微观组织结构特征及其形成过程、涂层与基体在界面附近的结合组织特征以及结合强度、涂层宏观硬度和显微硬度及其摩擦磨损性能等,以及不同粉末粒度对喷焊层性能的影响,最终得出适合于铝青铜(Cu-14Al-X)减摩粉体涂层的表面处理工艺。结果表明,制备工艺的不同对涂层的组织形貌、涂层成分、硬度影响明显。1.激光熔敷层和等离子喷焊层的物相组成相同,都为α+γ2+β?+K相,但组织形貌差别显著。激光熔敷层组织细小、致密,没有明显的晶界,硬质K相弥散分布于α+γ2+β?构成的基体相之中,等离子喷焊层的硬质K相尺寸相对较大且分布不均匀。2.等离子喷焊层和激光熔敷层的元素含量也有较大差异,尤其是Fe元素的含量差异明显。等离子喷焊层中的Fe元素含量达到了11.30%,而激光熔敷层中的Fe元素含量只有3.83%。3.激光熔敷层的表面硬度也远高于等离子喷焊层。激光熔敷层的表面硬度达到了362.5HV,而等离子喷焊层的表面硬度只有304HV。4.不同粉末粒度对等离子喷焊层的性能有较大的影响。在RFT-III型摩擦磨损试验机上测试了等离子喷焊层和激光熔敷层的摩擦磨损性能,结果表明在边界润滑条件下:1.等离子喷焊层与激光熔敷层的摩擦磨损机理有明显差异;等离子喷焊层在低载荷下以轻微的磨粒磨损为主要磨损形式,在高载荷条件下转变为较严重的粘着磨损并伴随有轻度的磨粒磨损;激光熔敷层则以磨粒磨损为主。2.等离子喷焊层在低载荷条件下表现出了优良的摩擦磨损性能,但在高载荷下,磨损量和摩擦系数都会剧烈增加,摩擦性能不如激光熔敷层稳定。在相同摩擦条件下,将激光熔敷层、等离子喷焊层和Cu-14Al-X合金的摩擦磨损性能进行了对比。结果表明:1.激光熔敷层和Cu-14Al-X合金均以磨粒磨损为主要磨损方式,而等离子喷焊层的磨损方式以粘着磨损为主。2.等离子喷焊层在低载荷下摩擦性能优于Cu-14Al-X合金和激光熔敷层,但在高载荷下,耐磨损性能下降很快,摩擦稳定性不好。3.激光熔敷层的摩擦性能和Cu-14Al-X合金大致相当,磨损量略高于Cu-14Al-X合金,但摩擦稳定性优于Cu-14Al-X合金。含Ce与不含Ce的铝青铜减摩粉体涂层主要组织相同,加入适量的Ce细化了涂层的组织,改变黑色硬质相(K相)的形貌、尺寸大小,使黑色硬质相(K相)的数量增加,分布更均匀,抑制合金元素的偏聚,并促进涂层与基体之间的原子扩散,有利于元素的合金化,从而形成组织致密的冶金熔合区。
路全彬[6]2016年在《铝合金焊接材料洁净度表征及增熵劣化研究》文中研究指明铝合金焊料的洁净度是铝合金焊接接头可靠性的重要保障。为生产高性能洁净铝合金焊料,拓展铝合金的应用领域,本文在Al-5Mg-0.1Mn-0.1Cr-0.1Ti焊料的基础上系统研究了Fe、Si、Ca杂质元素及Sc、La、Ce稀土元素在合金中的行为及对焊料性能的影响。在Al-5Mg合金的基础上研究了Fe与Sc、La、Ce,Si/Ca与Sc、La、Ce的交互耦合作用,及杂质与稀土共同存在时引起的焊料和焊接接头组织与性能的变化。根据试验结果,给出了焊料洁净度表征公式,并探讨了杂质元素的增熵劣化原理,提出了抑制杂质劣化性能措施,得到以下结论：(1)杂质与稀土在铝镁焊料中行为研究：Fe在铸态铝合金中形成粗大针状富Fe相θ-AlFe3,降低了合金强度、塑性和冲击断裂韧性。为获得良好的焊料性能,焊料中Fe应控制在0.2%(质量分数)以下。Si对焊料强度影响较小,但劣化焊料塑性和韧性。随着Si含量的提高,合金由韧性断裂转变为以脆性断裂为主的混合型断裂,0.5% Si为合金韧脆转变的临界点。为保证焊料良好的塑韧性,焊料中的Si应小于0.25%或更低。Ca在焊料中以块状(Cr,Ti)2Ca(Al,Mg)20口不连续条状Al2Ca化合物在晶界富积析出。Ca元素改变了合金断裂方式,合金拉伸或冲击断口由穿晶延性断裂特征(Ca<0.28%)转变为脆性断裂(Ca>0.28%)特征,合金韧脆转变点Ca含量为0.28%。为获得好的综合力学性能,应尽量降低合金中Ca的含量。焊料中存的杂质生成了有害相,降低了焊料洁净度,劣化了焊料性能。焊料中Sc细化a-A1晶粒,使连续分布在晶界的条状β-Al3Mg2转变为链球状并断续分布在晶界,Sc加入提高了焊料强度和塑韧性。La除了固溶在焊料合金基体内,还以块状或枝状(Cr,Ti)2La(Al,Mg)20稀土化合物和棒状或颗粒状Al11La3化合物形式存在。微量添加La时,合金晶粒细化,强度和塑韧性提高。但随La添加量的增加(大于0.45%),析出的块状和粗大枝状富La化合物降低了晶粒细化对合金性能的优化作用,使合金性能下降。Ce以块状(Cr,Ti)2Ce(Al,Mg)20化合物和棒状α-Ce3Al11化合物形式在晶界和相界分布,并随Ce的增加而增加。Ce的固溶强化和晶粒细化作用使合金强度和塑韧性良好,但块状(Cr,Ti)2Ce(Al,Mg)20化合物对焊料性能有剧烈的劣化作用。微量稀土添加到焊料中,因固溶、细化、变质和有益第二相生成,可优化焊料与焊接接头性能,但应控制稀土的添加量,防止有害稀土相生成。(2)杂质与稀土元素交互作用研究：Sc与Fe无强烈的交互作用,Sc加入不改变Fe相的分布与形貌,Sc对富Fe相没有明显的变质作用。杂质Fe劣化了焊接接头的力学性能,Sc不改变Fe在铝中的行为及Fe致性能劣化。与含有微量Fe(～0.16%)的Al-Mg-xLa相比,Al-Mg-Fe-xLa中La对富Fe相有变质作用,Al-Mg-Fe(～0.8%)-xLa焊接接头力学性能与Al-Mg-xLa接近。由于La与Fe的交互作用,La加入可抑制Fe对焊接接头力学性能的劣化。高Fe含量的Al-5Mg焊接接头中Ce的存在形式有四种。固溶在a-Al晶粒内；以化合物Al11Ce3的形式偏聚在晶界；Ce吸附在富Fe相表面；Ce存在于富Fe相内部,形成(AlFeSiCe)化合物。Fe与Ce强烈的交互作用和Ce对富Fe相进行的变质,使Ce抑制了Fe对焊接接头性能的劣化。Al-5Mg焊料中Sc与Mg2Si弱交互作用,Sc不改变Si对焊接接头性能劣化。La与Si交互作用促使La对Mg2Si相变质,使Al-Mg-Si焊接接头抗拉强度因Si致劣化程度减弱。但Al-Mg-Si焊接接头脆性大,La添加后焊接接头冲击韧性没有明显改观。La不能明显抑制Al-Mg-Si焊接接头Si致韧性劣化。Ce与Si及Mg2 Si的交互作用,使Ce对α-Al晶粒和Mg2Si有细化作用,故Ce可抑制焊接接头因Si导致的强度劣化,但因Ce在合金中能形成粗大的Al11Ce3和AlFeSiCe,焊接接头冲击韧性没有改善,过量添加Ce后焊接接头抗拉强度和冲击韧性均下降。Ce与Si的作用强度小于La与Si的作用强度,而Ce与Al的作用强度远大于La与Al的作用强度,故Ce更倾向于与Al形成化合物。Ce对Mg2Si的变质弱于La对Mg2Si的变质。Ca与Sc无明显的交互作用,但Ca能改变Sc在Al中的固溶度,促进Al3Sc粒子的聚积。Sc添加不改变Ca引起的焊接接头性能劣化。Ca与La有微弱交互作用,Ca与La不形成化合物,Ca与La可互溶于对方晶格,La不改变富Ca化合物结构与形貌,La对富Ca相无明显的变质,且La不改变Ca导致的焊接接头性能劣化。Ce与Ca微弱的作用力,将Ce添加到含Ca的焊料内,Ce不改变Ca对焊接接头性能的劣化,Ce单独优化焊接接头性能。Ce对Ca的作用与La对Ca的作用不同,Ca与La可微弱互溶形成固溶体,而Ce与Ca基本无互溶。(3)铝合金焊料洁净度表征体系与增熵劣化研究：洁净度表征公式：多元交互作用值)焊料中杂质元素增加,增加了系统熵值,焊料洁净度降低,导致焊料与焊接接头性能劣化。添加有益元素降低系统熵值,净化合金,有益元素抑制杂质对焊料和焊接接头性能的劣化。
丁明辉[7]2011年在《超音速等离子喷涂Cu-14Al-X合金粉末涂层组织性能研究》文中指出本试验采用水雾化法制备新型多元铝青铜(Cu-14Al-X)合金粉末材料,材料的主要元素成分为Cu75～85%,Al12～16%,Fe2.0～4.0%,其它的微量合金元素为Mn,Ni,Co等。对制备的粉体材料的形貌、松装密度、流动性等性能进行了测试。并采用超音速等离子喷涂的工艺方法将制备的粉体材料喷涂到45#钢基体上。采用扫描电镜(SEM)对涂层进行微观组织形貌分析。分析表明:涂层组织为典型的热喷涂涂层组织,由铺展延伸的形变粒子呈层状堆积而成,涂层形变粒子之间存在有缝隙和孔洞,形变粒子内存在微裂纹。经过X射线衍射仪(XRD)进行物相分析后发现,涂层组织物相与粉末物相基本相同,都为Cu9Al4,Cu3Al,AlFe等。经能谱成分分析后发现:涂层组织成分与粉末粒子基本相同,没有明显变化。但经过元素线扫描后发现形变粒子焊合面及涂层与基体接合面存在氧元素升高现象,说明这些区域存在氧化现象。经过电子探针(EPMA)元素面分析后同样发现在形变粒子焊合面处氧元素含量要高于形变粒子处,这也证明形变粒子焊合面存在氧化现象。经过微观硬度测试后发现涂层的硬度从底部到顶部分布相对均匀,呈下降趋势,但没有明显的剧烈变化。通过划痕实验测量涂层结合力,测得结合力大小为59.3Mpa。对超音速等离子喷涂涂层和等离子喷焊层进行比较分析。结果表明:两种涂层组织明显不同,超音速等离子喷涂层主要由白色基体组成,少量缝隙和孔洞分布其中;而等离子喷焊层主要由白色基体和大块的黑色相组成。由于涂层与基体之间以及涂层形变粒子之间没有充分的元素扩散发生,超音速等离子喷涂层的元素分布较等离子喷焊层的均匀,且基本没有元素偏聚现象。经XRD分析可知超音速等离子喷涂层和等离子喷焊层基本物相相同,都为Cu_9Al_4,CuAl_3,但由于等离子喷焊层发生了“泛铁”现象,所以他们的硬质K相不同,等离子喷焊层出现含有大量Fe的AlFe_3相。经硬度比较可知超音速等离子喷涂层硬度较等离子喷焊层高,且硬度分布较为均匀。
于君娜[8]2012年在《Fe-Al系掺杂钨精矿粉激光自蔓延烧结合金组织及性能研究》文中进行了进一步梳理本文采用激光引燃自蔓延烧结技术，对掺杂钨精矿粉末的Fe-Al成分压坯进行反应烧结，制备以WO3为增强相的Fe-Al基复合材料。在文中，通过对复合材料进行显微组织观察、烧结密度及孔隙率测试、EDS能谱分析、XRD物相分析、显微硬度测试、耐磨、耐蚀性能检测等技术手段对合成产物进行微观组织结构表征及宏观性能测试，讨论了钨精矿粉末含量、Al含量及激光烧结工艺参数对复合材料微观组织结构及宏观性能的影响规律。实验结果表明：该复合材料制备的最佳成分配比是：Fe40Al60+1wt%钨精矿粉；最佳工艺参数是：激光引燃功率为1000W~1100W，烧结时间为20s，光斑尺寸15mm。合金组织为条状组织，且随着烧结功率的增加，组织愈加均匀。烧结产物相主要有AlCrFe_2、AlFe、FeAl_3、Al_(86)Fe_(14)、Al_5Fe_2、及硬质颗粒相WO_3。最佳工艺合成的复合材料烧结密度最大，为4.47g/cm~3，孔隙率最低，为4.41%。烧结合金硬度达到最大值，为1309.7HK。磨损量最低，耐磨性能最佳，磨损量为0.06mg/mm~2。合金的致钝电流密度最小，为79.8mA/cm2；维钝电流密度也最小，为0.37mA/cm~2，且钝化区间最大，烧结合金在0.5mol/L的H2SO4的溶液中的耐蚀性能最佳。
李小平[9]2006年在《Al_（63）Cu_（25）Fe_（12）准晶与镁、铝及其合金复合过程的研究》文中研究指明本论文在国家自然科学基金项目“铝铜铁准晶颗粒增强镁基复合材料”(项目编号:50071030)的资助下,开展了对Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料的制备和应用的探索性研究。采用铸造和雾化的方法制备Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)粉末,探索热处理条件对粉末相变化的影响,制备出单一准晶相组成的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶粉末;研究Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒与熔融镁合金和铝合金的界面反应机制以及反应生成物、准晶颗粒尺寸大小和体积份数对Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶与镁、铝及其合金的复合过程和材料的组织和性能的影响。为Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒镁基/铝基复合材料的理论研究和实际应用打下基础。采用铸造后球磨和惰性气体雾化两种方法制备了Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料,通过热处理成功地制备了几乎单一准晶相组成的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶粉末。研究了块状Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料与熔融镁合金/铝合金的界面反应机制。采用不同的复合材料制备方法探索制备准晶颗粒镁基和铝基及其合金的复合材料的有效途径、过程中的组织和相的变化等。分析了各种制备方法下准晶对复合材料组织和性能的影响。本文的主要内容如下:试验表明,真空环境下在中频中冶炼和浇铸的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶材料凝固得到的铸态组织为多相结构,主要由Icosahedral +λ-Al_(13)Fe_4+β-AlFe(Cu) +τ-AlCu(Fe)组成,而且将会按照λ相、β相、准晶I相和τ相的次序顺次析出。冷却速度对铸态组织相的组织和形态有着重要的影响,直接影响到凝固组织中准晶相以及先析出λ相的形态和最终在材料中的含量。雾化法制得的粉末中相的组成远比铸态组织要简单,准晶含量比铸态粉末高,粉末中除了准晶I相外,还存在β或τ相以及少量的λ、ω-Al7Cu2Fe。而且不同的粒度的Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)雾化粉末中相的相对含量也不同。随着粉末粒度的细化,雾化粉末中准晶的相对含量增加。热处理后,β(τ)迅速降低,准晶I相增加。热处理温度是影响Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)雾化粉末中准晶含量的主要因素,-200目的粉末在850℃下保温12小时可以得到几乎单一的准晶相组成。在采用搅拌铸造的方法将Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶和AZ80、AZ91复合时, Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶颗粒将与熔融的基体金属Mg之间发生严重的反应,准晶相逐渐失稳,释放出游离态的Cu,随后扩散至基体中,同时,基体元素Mg向颗粒中扩散,占据Cu所留下的位置。在随后的冷却凝固过程中,扩散至基体中的Cu部分固融于基体中,部分与基体金属中的Al发生脱熔沉淀反应:αAl + Cu→θ- Al_2Cu,呈网状组织分布于复合材料中。如果在液态条件下保持时间较长,在压力的作用下,熔融的基体金属Mg更容易进入到Al_(63)Cu_(25)Fe_(12)准晶
惠晓利[10]2012年在《超音速等离子喷涂Cu-14Al-X合金涂层腐蚀性能研究》文中研究说明本课题以水雾化法制备的新型多元铝青铜(Cu-14Al-X)合金粉体材料为研究对象，材料的主要元素成分为Cu75~85%、Al12~16%、Fe2.0~4.0%，其它的微量合金元素为Mn、Ni、Co等。采用超音速等离子喷涂技术制备结构、性能相近的Cu-14Al-X涂层试样，通过静态浸泡实验和电化学实验(循环伏安法、Tafel极化、开路电位和电化学阻抗谱)两种耐蚀性检测方法对其进行表征，找出适合超音速等离子喷涂Cu-14Al-X涂层的耐蚀性表征方法之后，再对这些表征方法进行对比研究。同时，在相同的腐蚀介质条件下，与前期研究已制备好的等离子喷焊层进行对比。采用金相显微镜、电子探针、X射线衍射仪和显微硬度计对两种Cu-14Al-X涂层的显微组织进行了研究。结果表明：不同熔敷工艺对涂层的组织形貌、成分、硬度都有明显的影响。超音速等离子喷涂层的粒子基本上呈扁平状，变形充分，极少粒子成球状，涂层比较均匀、致密、层状结构明显，K相主要以点状形式分布在基体上；等离子喷焊层的组织较粗大、复杂，K相主要是尺寸较大的黑色树枝状及块状。显微硬度测试得知，超音速等离子喷涂层的硬度为360HV，等离子喷焊层260HV。由于Cu-14Al-X涂层本身具有的孔隙和缝隙，使腐蚀产物难以清除干净，因此失重与增重现象的共存使静态浸泡实验不能准确评定Cu-14Al-X涂层耐蚀性。电化学方法能较准确地表征膜层的耐蚀性，循环伏安法、Tafel极化、开路电位和电化学阻抗谱四种电化学试验能反映诸如腐蚀电位、腐蚀电流密度、阻抗值等较多的信息。而且四种表征方法连续试验可以在同一试样的同一位置获得多种数据，有利于研究涂层的耐蚀原因。同时，循环伏安法、Tafel极化和电化学阻抗谱的测试结果之间能较好地相互印证，而且也使静态浸泡实验和电化学阻抗谱的测试结果之间能更好地相互印证。不同熔敷工艺也使Cu-14Al-X涂层具有不同的腐蚀性能。通过比较得知，超音速等离子喷涂层耐蚀性较好。电化学实验证明，多元铝青铜合金粉体涂层在3.5%NaCl、5%H_2SO_4和10%NaOH溶液中发生了选择性脱成分腐蚀，其中合金涂层表面中的Al、Fe元素因电位较低分别发生了氢的去极化腐蚀反应和氧的去极化反应而优先被腐蚀。在三种溶液中的腐蚀速率依次增加，分别为12.45mg·m~(-2)·h~(-1)、23.05mg·m~(-2)·h~(-1)和30.84mg·m~(-2)·h~(-1)。同时也可证明超音速等离子喷涂层在3.5%NaCl、5%H2SO4溶液腐蚀介质中的耐腐蚀性均优于等离子喷焊层，且电化学腐蚀性能明显提高；而在10%NaOH溶液中，等离子喷焊层的腐蚀性能较超音速等离子喷涂层的腐蚀性能较好。
参考文献：
[1]. 碳/Al基非晶复合材料微观结构及性能研究[D]. 孙振西. 济南大学. 2015
[2]. 钢热浸镀铝层的组织结构和稀土镧的行为研究[D]. 张伟. 西安理工大学. 2006
[3]. 钢基体腐蚀防护的高熵合金Al_xFeCrCoNiCu涂层研究[D]. 牛雪莲. 大连理工大学. 2014
[4]. 铜合金粉末粒度对等离子喷焊层组织和性能的影响[D]. 马保荣. 兰州理工大学. 2010
[5]. 铝青铜减摩粉体涂层及摩擦磨损性能[D]. 王怀志. 兰州理工大学. 2010
[6]. 铝合金焊接材料洁净度表征及增熵劣化研究[D]. 路全彬. 机械科学研究总院. 2016
[7]. 超音速等离子喷涂Cu-14Al-X合金粉末涂层组织性能研究[D]. 丁明辉. 兰州理工大学. 2011
[8]. Fe-Al系掺杂钨精矿粉激光自蔓延烧结合金组织及性能研究[D]. 于君娜. 辽宁工程技术大学. 2012
[9]. Al_（63）Cu_（25）Fe_（12）准晶与镁、铝及其合金复合过程的研究[D]. 李小平. 上海交通大学. 2006
[10]. 超音速等离子喷涂Cu-14Al-X合金涂层腐蚀性能研究[D]. 惠晓利. 兰州理工大学. 2012
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