陈莹莹[1]2010年在《激光熔覆原位自生碳化物陶瓷增强铁基表面复合材料的研究》文中进行了进一步梳理激光熔覆是一种重要的材料表面改性技术，也被称作激光镀覆或激光表面硬化。它是以高能密度的激光为热源在基材表面熔覆一层熔覆材料，使之与基材实现冶金结合，在基材表面形成与基材具有完全不同成分和性能的合金层的表面改性方法。获得的熔覆合金材料自身具有较好的耐侵蚀、耐腐蚀、耐磨损性能以及基材所欠缺的使用性能。原位自生工艺是近年来发展的一种制备复合材料的新技术，它是利用熔融的液态金属与高反应活性的非金属气相或固相，在高温下发生化学反应生成细小弥散的陶瓷增强相，并与基体金属形成紧密的结合。原位自生得到的增强体在熔体内反应生成，具有尺寸小、界面洁净无污染、热稳定性好以及与基体界面相容性好等许多特点。本文通过激光熔覆与燃烧合成技术的结合，以45号钢为基体，成功制备碳化物陶瓷增强铁基表面复合材料。采用添加稀土元素等措施细化晶粒，借助控制有效碳含量等方法提高增强相的体积分数，经过建立数学模型和多次试验得到了能够获得平整熔覆层的试验参数，利用X射线分析等研究手段，揭示碳化物增强相原位自生机理。通过激光熔覆原位自生的方法分别制备了碳化物陶瓷增强相以及复相碳化物增强相的熔覆涂层，并改进了试验参数。结果表明：涂层主要由碳化钨与碳化铬组成。W与C的存在形式有WC、Fe_3W_3C与W_2C，Cr与C的存在形式以Cr_7C_3为主。通过SEM分析，碳化物的形貌有网络状、块状、鱼骨状、包状枝晶等。对激光熔覆原位自生碳化物陶瓷增强相和复相碳化物陶瓷增强相的制备工艺参数进行了优化。通过加入稀土氧化物的方法来研究晶粒的细化行为。得到的熔覆层中存在大量网络结构，网络均匀且致密，经过SEM、XRD、EDS和AFM的分析，表明由碳化物陶瓷增强相组成了网络结构，且网络结构为叁维结构。加入稀土氧化物后能很好细化、均匀组织，提高熔覆层的显微硬度。对熔覆层力学性能的分析表明：熔覆层显微硬度值较基体有显着提高，从表面到基体呈平稳过渡的梯度分布；涂层强化机制主要有细晶强化、硬质相弥散强化、过饱和固溶强化及位错堆积强化等；生成的复合材料耐磨性明显提高，涂层中的磨损机制主要为显微磨削和微观撕裂。本研究将为铁基表面复合材料的设计、开发及应用提供指导。
李凤春[2]2001年在《铁基表面复合材料的制备、形成机理及耐磨性研究》文中进行了进一步梳理通过合理的成分设计和工艺参数的选择，采用铸造烧结法，在灰铸铁表面形成了一层3-6mm厚的复合材料层。 利用光学显微镜、扫描电镜、电子探针以及X射线衍射仪，研究了表面复合层的基体组织组织结构；运用反应热力学、动力学和粉末烧结理论，结合差热分析实验结果，探讨了表面复合层压坯的烧结致密化机理和增强相的形成机理；同时，在干滑动摩擦磨损条件下，对表面复合层的耐磨性进行了研究。 研究结果表明：(1)表面复合材料层内增强相为高温反应原位生成的VC或TiC，其颗粒细小，分布较均匀，无明显梯度分布或偏聚现象。基体组织为马氏体＋奥氏体，此外还含有(Cr_2Fe)_7C_3等增强相。(2)表面复合压坯的烧结形式是小液相量瞬时液相烧结，液相的出现会大大的加快高温化学反应和致密化过程的进行。烧结过程中颗粒重排阶段对致密化的作用最大，溶解和析出阶段次之，固相烧结阶段作用最小。(3)增强相的生成受液相反应的溶解-析出和固相反应的扩散-固溶两种机制作用，其中前者的作用尤为重要。增强相合成反应达到平衡后，进一步的保温将导致小颗粒溶解和大颗粒相应长大。(4)载荷为588N的干滑动摩擦磨损实验表明，Fe-TiC和Fe-VC表面复合材料的相对耐磨性分别是切诺基可淬硬铸铁凸轮轴材料的4.20倍和3.14倍。通过对磨痕的分析，初步阐述了其磨损机理，说明了其耐磨性提高的原因。
郑淼[3]2014年在《高铬铸铁表面复合材料的制备与性能研究》文中提出摘要：本研究为了提高高铬铸铁耐磨材料的表面耐磨性,采用优化了的铸造烧结工艺制备了高铬铸铁表面复合材料,优化了表面复合层预制体的制备工艺,研究了表面复合材料的组织和力学性能,并对复合材料和高铬铸铁的耐磨性进行了对比分析研究。对表面复合层的粉末冶金制备工艺进行优化后确定表面复合层的元素组成为：22%V、6%Cr、5.6%C、3%Ni、Fe(Bal.);合金粉末球磨工艺为：转速300r/min,球料比为7：1,球磨24h;合金粉末压制工艺为：冷等静压180MP保压30S；烧结工艺为：1200℃保温1h,理论计算及实验表明V、Cr的碳化反应在热力学上可行。通过铸造烧结的方法制备了高铬铸铁表面复合材料,确定浇铸温度1500℃,复合层与基体的结合方式为冶金结合,结合界面处有元素互扩散,复合层密度为7.08g/cm3,复合层内物相由Y-Fe和均匀分布的V8C7、Cr7C3增强相组成；20-600。C热膨胀实验表明高铬铸铁和表面复合层之间热膨胀差异不大,界面能够保持有效的结合力。对复合材料进行拉伸性能测试,复合材料的抗拉强度为159MPa,断裂方式为脆性断裂,由于致密性不好使断口呈现“伪韧性断裂”现象,断口位置出现在表面复合层内部,远离复合材料界面。对比研究高铬铸铁和复合材料的耐磨性,复合材料的摩擦磨损性能是高铬铸铁的18.3倍,叁体磨料磨损磨损相差不大。复合材料磨损过程中的失效形式是切削犁沟和疲劳剥落。通过在表面复合层中添加尺寸为100um左右的ZTA陶瓷颗粒后,复合材料的叁体磨料磨损性能优于高铬铸铁,是高铬铸铁的1.5倍。ZTA与复合层基体之间结合良好,复合材料的叁体磨损增强机制,增强机制为增强相的“阴影效应”和基体对颗粒的“支撑作用”,包括ZTA对复合层基体的保护和基体中的VC-CrC对7-Fe的保护以及7-Fe对VC-CrC的支撑和VC-CrC.γ-Fe对ZTA的支撑。
龚伟[4]2007年在《原位烧结合成（Ti，V）C/Fe复合材料的微观结构与热处理研究》文中研究表明颗粒增强钢铁基复合材料能够将陶瓷材料和钢铁材料的优点融为一体，是耐磨材料、摩擦材料、高温合金及工具材料的理想应用对象。由于原位反应合成法的一项突出优点是增强体表面无污染，避免了与基体相容性不良的问题，且界面结合强度高，因此近年来有大量研究集中在原位反应法制备钢铁基复合材料。其中基于铸造法和SHS技术的居多，而结合了粉末冶金和原位反应技术优点的原位烧结技术的报道并不多见。相比之下，原位烧结技术具有如下优点：材料外观好，无后续加工或后续加工少；可采用液相烧结技术，材料致密化好；增强相体积分数可以较大；与钎涂技术结合，可制取表面复合材料等优点。因此原位烧结法制备钢铁基复合材料是一个值得研究的领域。TiC和VC均具有高硬度、高模量、高熔点、热力学稳定性高等特点，因而被广泛用作复合材料的增强相。此外，钒在钢中常被用来细化钢的组织，提高晶粒粗化温度，降低钢的过热敏感性，提高钢的强度和韧性。在热处理中，钒溶入奥氏体时能增加钢的淬透性，回火时钒延缓马氏体分解，提高钢的回火抗力，更重要的是，回火时钒有强烈的二次硬化作用。在以往的研究中，多采用TiC作钢铁基复合材料的增强相，用VC作增强相的研究很少。用原位烧结法制备钢铁基复合材料，并且用TiC和VC复相增强的报道更是没有。因此，本研究综合TiC、VC和V的优点，以钛粉、铁粉、钒铁粉、铬铁粉、钼铁粉及石墨粉为原料，采用原位烧结技术制备了(Ti，V)C／Fe复合材料，着重对其微观结构和热处理问题进行了较为系统的研究。研究发现，TiC／Fe、(Ti，V)C／Fe复合材料的最佳烧结温度分别是1420℃、1400℃。烧结所制得的复合材料致密化程度高，Ti和V反应程度高，无Fe_2Ti等有害相存在。Fe-Ti-V-C反应的动力学过程为：在765℃左右发生钒的碳化反应FeV+C=VC+α-Fe，1140.4℃时达到TiC反应的着火点反应生成TiC，在随后的烧结中，TiC和VC形成(Ti，V)C固溶体，(Ti，V)C颗粒在液相中根据Gibbs-Thomson效应按照小颗粒不断溶解，大颗粒相应粗化的模式长大。形成(Ti，V)C固溶体后，随着V／Ti比提高会使(Ti，V)C在铁中的溶解度增大，(Ti，V)C和基体之间的交互作用增强。因此(Ti，V)C增强相颗粒的形态比TiC规则，随着V／Ti比提高，(Ti，V)C颗粒趋于球形，并逐渐长大。增强相(Ti，V)C和基体之间存在的交互作用促进了基体的合金化，改变了基体的名义成分，并提高了增强相颗粒和基体之间的界面结合强度。TiC／Fe、(Ti，V)C／Fe复合材料烧结态基体为珠光体组织。经淬火后材料具有良好的淬硬性，硬度由烧结态的HRA81提高到HRA84～87。经适当温度淬火后形成针状马氏体+残余奥氏体+硬质相的组织。V／Ti比提高则淬硬性提高。TiC／Fe、(Ti，V)C／Fe复合材料具有较好的回火稳定性。各试样淬硬性的差别以及试样回火稳定性好主要是由于硬质相和基体在烧结和热处理过程中存在交互作用，改变了基体中C和合金元素的含量。(Ti，V)C／Fe复合材料在450～550℃回火有二次硬化现象，系弥散析出M_7C_3((Fe，Cr)_7C_3)碳化物和“二次淬火”所致。V的固溶改变(Ti，V)C固溶体的密度，在增强相质量分数不变的情况下，改变了增强相的体积分数。通过调整V含量可以调整(Ti，V)C／Fe复合材料增强相的形态、大小及体积分数，进而调整(Ti，V)C／Fe复合材料的机械性能。随着V／Ti的提高，增强相体积分数减小，硬质相颗粒直径增大，复合材料抗弯强度减小。随着V／Ti提高，硬质相体积分数下降，耐磨性降低。由于TiC形态不规则，因此TiC／Fe复合材料的抗弯强度和耐磨性并不是最好的。1000℃淬火后分别经250℃回火和500℃回火的(Ti，V)C／Fe复合材料耐磨性接近，但比烧结态试样的耐磨性明显提高。因此，热处理是进一步提高(Ti，V)C／Fe复合材料耐磨性的有效手段。
安宁[5]2008年在《低铬白口铸铁铸渗工艺与耐磨性能的研究》文中认为本文在对某水泥厂的铸铁磨球的使用寿命低原因分析,针对工况材质性能的要求,采用膏块铸渗法制备WC、SiC/低铬白口铸铁基表面复合材料。使用正交试验对工艺过程进行优化设计,研究了粘结剂的种类、浇注温度、膏块厚度、增强颗粒的含量和改性处理对铸渗质量的影响。通过对试样的宏观、微观组织及成分分析,选择最佳的工艺参数。实验结果表明:采用普通砂型铸造工艺,膏块铸渗法制备的WC、SiC /低铬白口铸铁表面复合材料,在浇注温度为1550℃,WC含量为45%,膏块厚度为2mm时,形成的渗层质量最佳,相对耐磨性最好。通过包覆处理可以提高渗层质量和相对耐磨性,相比于变质的高铬铸铁相对耐磨性可达到3.12。
杨廷贵[6]2007年在《Fe-VC复合材料的制备及焊接性研究》文中进行了进一步梳理目前，由于钨、钴资源日益枯竭，传统的以WC为硬质相、Co为粘接相的复合材料会越来越少，而以铁为基体、VC颗粒为增强相的复合材料将具有诱人的应用前景，立足四川攀西地区丰富的钒钛资源，开展利用粉末冶金原位合成法制备Fe-VC复合材料及其焊接性研究，为Fe-VC复合材料的推广应用提供理论参考依据，具有重要的现实意义。基于铸造法制备颗粒增强Fe-VC复合材料的研究较多，而利用粉末冶金原位合成法制备的还鲜有报道。本文在Fe-V-C叁元系碳化反应生成Fe-VC复合材料的基础上，特添加稀土、镍、铬、钼等合金元素，利用粉末冶金原位合成了Fe-VC复合材料。通过不同的成分设计，重点考察稀土、镍对Fe-VC复合材料组织及性能的影响。根据实验结果，选择一种较为优化的成分组合，按照焊接工艺尺寸要求，制备焊接用的Fe-VC复合材料。选择不绣钢焊丝ER309L，氩弧焊焊接Fe-VC复合材料与45~#钢。在真空炉中，用纯铜做钎料，通过正交试验，确定较为优化的钎焊工艺，钎焊连接Fe-VC复合材料与45~#钢。借助XRD、SEM、EPMA检测手段对复合材料、焊接接头进行组织、形貌、成分分析，按照国家标准对复合材料的硬度、密度，焊接接头的抗拉强度、剪切强度进行测试。Fe-VC复合材料的组织、性能检测结果表明：(1)稀土的加入，净化了晶体表面，改善了Fe与VC颗粒的润湿性，适量的稀土可以促进试样的烧结，但过量的稀土会使颗粒粗大，组织中的孔隙增多，不利于烧结致密化。(2) Ni的加入，进一步改善了Fe与VC颗粒的润湿性，在烧结时可以促使液相的生成，有助于烧结致密化。(3) Fe-VC复合材料的基体组织，随着合金元素含量的增加，逐渐由珠光体转变为马氏体加残余奥氏体。氩弧焊接试验结果表明：(1) Fe-VC复合材料／焊缝、焊缝／45~#钢界面实现了良好的冶金结合，拉伸试样的断口位置都在复合材料的焊接热影响区，满足异种金属的焊接要求，其抗拉强度在180MPa左右。(2)在焊缝区域，各元素的含量呈梯度分布，其显微硬度的大小与VC的含量多少一致。分析拉伸试样的断口属于脆性准解理断口。(3)热影响区VC的颗粒大小与复合材料母材中的VC颗粒大小一致。钎焊试验结果表明：(1)在钎焊正交试验中，焊接工艺对钎焊强度的影响显着程度依次为：钎料厚度、钎焊温度、保温时间和搭接长度。(2)在铜与复合材料的界面，铜的边缘呈不规则的锯齿状。(3)当铜熔化时，在铜与铁接触的界面形成铜铁固溶体，进而形成牢固的钎焊接头，其剪切强度在170MPa左右，断裂位置在复合材料侧。实验结果表明：(1)当稀土含量为0.21％，镍含量为3％，在1200℃烧结时，可以得到具有较高密度和硬度的铁基复合材料，其基体组织为马氏体加残余奥氏体，增强相为颗粒细小的VC硬质相。(2)氩弧焊焊接试验所采用的工艺是合适的，没有造成复合材料的开裂、及VC颗粒长大的现象。(3)较为优化的钎焊工艺为：钎料铜箔的厚度为0.4mm，钎焊温度为1100℃，保温时间为10min，搭接长度为13mm。
陈哲[7]2014年在《原位生成碳化铬铁基表面梯度复合材料的组织及性能研究》文中进行了进一步梳理研究表明，多数情况下零件失效往往由于材料表面发生疲劳断裂、过度磨损或腐蚀引起。因此制备一种新型表面复合材料将大大提高机械零件的使用寿命。目前，采用原位反应技术制备具有梯度结构的表面复合材料成为当今研究热点，这种复合材料硬度高、韧性高、热稳定性好，并结合原位技术增强相分布均匀，界面干净无污染的优势，在工业领域有广泛的应用前景。本研究从Fe-Cr-C叁元合金体系入手，将铸造和原位反应相结合，发明了铸造复合-原位反应工艺，以纯铬板和灰口铸铁为原料，制备出了具有不同特征层区的碳化铬铁基表面梯度复合材料。使用扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）、差热分析仪（DSC）等分析检测手段，观察复合材料的微观组织形貌、相组成和微区成分。利用显微硬度计、磨粒磨损试验机，摩擦磨损试验机等仪器设备，测试复合材料的微观硬度，抗磨粒磨损性能和摩擦磨损性能。结果表明：（1）Fe-Cr-C叁元体系中，经过热力学分析和反复试验，结果认为：在设定原位反应温度（1180℃）下，可以制备出具有四个不同反应区的碳化铬铁基表面梯度复合材料，即从表面至基体的四个反应区分别为：致密(Fe,Cr)7C3陶瓷层（I区）、颗粒状(Fe,Cr)7C3复合区（II区）、板条状(Fe,Cr)7C3复合区（III区）、无石墨区（IV区）。（2）复合材料的硬度测试表明：显微硬度从反应I区至基体呈梯度分布，显微硬度最高的区域是I区，可高达1484HV0.1，约是基体显微硬度（214HV0.1）的7倍，II区和III区（碳化物和基体复合区），其平均显微硬度达到800HV0.1左右，约是基体显微硬度的4倍，IV区（无石墨区）的平均显微硬度为324HV0.1，比基体显微硬度稍大，这是因为在IV区（无石墨区）有少量的铬元素溶入基体，对基体有固溶强化作用。（3）对不同反应层做了不同载荷的两体磨损，试验结果表明：在同一载荷下，致密(Fe,Cr)7C3陶瓷层的相对耐磨性最大，其磨损机理主要为微切削和微裂纹，且微裂纹的扩展方向与磨损方向垂直。对致密(Fe,Cr)7C3陶瓷层做了摩擦磨损试验，结果表明：随着载荷的提高，摩擦系数逐渐降低，并且下降趋势逐渐变缓，磨损量增加，其磨损机理结果分析：无论载荷变化多少，磨损机理均是黏着磨损、磨粒磨损和疲劳磨损共同作用的结果。在低载荷（5N）磨损机理以磨粒磨损为主；在较高载荷（15N）下，磨损主要以磨粒磨损为主；而疲劳磨损主要发生在高载荷（20N）以及磨损后期。
田景来[8]2014年在《碳化铬颗粒增强铁基复合材料的原位制备与磨粒磨损性能研究》文中提出碳化物颗粒增强钢铁基复合材料因具有高比强度、高比模量、耐热、耐磨等优异的综合性能成为近年来材料开发的热点。在众多的碳化物颗粒增强相中，碳化铬由于具有较高的显微硬度、良好的耐磨性、耐腐蚀性、高温稳定性和抗氧化性，且与铁的相容性好，成为钢铁基复合材料的理想增强体。本研究从Fe-Cr-C叁元合金体系入手，将铸造和原位反应相结合，发明了铸造复合-原位反应工艺，以铬合金丝、纯铬丝、纯格板以及灰口铸铁和白口铸铁为原料，制备出不同铬碳比条件下的碳化铬颗粒增强铁基整体和表面复合材料。使用扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）、差热分析仪（DSC）等分析检测手段，观察复合材料的微观组织形貌、相组成和微区成分。利用洛氏硬度计、显微硬度计、磨粒磨损试验机等仪器设备，测试复合材料的宏观硬度、微观硬度和抗磨粒磨损性能。结果表明：（1）Fe-C-Cr叁元体系中，在初步设定原位反应温度（1160℃）下，铬的几种碳化物Cr4C、Cr7C3、Cr23C6和Cr3C2都能够稳定存在，其稳定性由强到弱依次为Cr23C6、Cr3C2、Cr7C3、Cr4C。差热分析结果表明，体系在821.08℃发生-Fe到γ-Fe的相变，在1156℃可能同时发生C+γ-Fe→M3C+L与γ-Fe+M3C→M7C3+L两个反应，碳、铬原子在铁基体扩散是原位反应的最主要原因和动力之一。（2）低Cr/C比条件下，随着保温时间的延长，生成的碳化物类型由M7C3型向M3C型转变。原位反应发生机理是C与合金丝中的固溶有Cr元素的奥氏体发生共晶反应γ-Fe+M3C→M7C3+L，生成M7C3型碳化物。远离合金丝区域，发生共晶反应C+γ-Fe→M3C+L，生成M3C型碳化物。在复合材料中，复合区的硬度明显高于基体硬度，平均是基体的4-5倍，最高硬度值达到1339HV。（3）高Cr/C比条件下，随着保温时间的延长，组织形貌由共晶高铬铸铁组织形貌变为亚共晶高铬铸铁组织形貌。复合材料的形成过程为Cr、C、Fe叁种元素的逐层扩散、逐层发生共晶反应C+γ-Fe→M7C3+L，扩散与反应反复不断持续进行，直到纯铬丝消耗完毕。复合材料的最高宏观硬度值达到了55HRC。在软磨料磨损条件下，复合材料的相对耐磨性最高值为铸铁基体的38.1倍，磨损机理以显微犁削为主。（4）在碳化铬增强铁基表面梯度复合材料中，出现了Cr7C3陶瓷区、颗粒状(Fe,Cr)7C3区、板条状(Fe,Cr)7C3区、无石墨相基体区。表面复合材料的形成机理是逐层扩散、逐层反应，扩散与反应反复不断持续进行。表面梯度复合材料中陶瓷区平均硬度最大，约为1484HV0.1。磨损实验中，致密陶瓷层的相对耐磨性最大，为6.96，其主要磨损机理为微裂纹和少量的微切削，且微裂纹的扩展方向与磨损方向垂直。
赖玉军[9]2016年在《原位生成(Fe,Cr)_7C_3Fe表面梯度复合材料组织及性能研究》文中指出研究表明,零件失效的主要原因是其材料表面发生疲劳断裂、过度磨损或腐蚀。因此,制备一种具有高硬度和高耐磨性的表面复合材料用以提高机械零件的使用寿命具有重要的意义。目前,颗粒增强金属基复合材料(MMCs)是其中的研究热点内容之一。本文选用纯铬板和灰铸铁作为原材料,通过铸渗-热处理法将纯铬板与灰铸铁进行原位复合制备(Fe,Cr)_7C_3/Fe表面梯度复合材料。应用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)和显微硬度计对表面梯度复合材料的物相、显微组织和显微硬度进行分析,同时,对(Fe,Cr)_7C_3/Fe表面梯度复合材料的组织演变、生长动力学、磨粒磨损性能及其机理进行了研究。得到的主要实验结果如下:(1)在实验温度范围内,随着温度的升高,生成几种碳化铬反应的吉布斯自由能均呈逐渐减小的趋势,且从总体上看ΔG保持了负值。这说明,该实验条件下Cr_3C_2、Cr_(23)C_6和Cr_7C_3均能稳定存在。根据ΔG值的大小可知,几种碳化物的稳定性由强到弱依次为:Cr_(23)C_6>Cr_7C_3>Cr_3C_2。且根据Fe-Cr-C叁元合金液相面投影图可推断本实验中不会有M3C2型碳化物生成。(2)铸渗-热处理法原位生成(Fe,Cr)_7C_3/Fe表面梯度复合材料,由Cr板表面至基体呈梯度分布,可分为四个反应层:致密陶瓷层(zone I);颗粒区(zoneⅡ);板条区(zoneⅢ);无石墨区(zoneⅣ)。(3)对Fe-Cr-C叁元体系原位反应进行动力学分析,得出不同反应层的生长速率常数和扩散激活能,并得到了反应层厚度与保温温度和保温时间的关系。结合(Fe,Cr)_7C_3/Fe表面梯度复合材料显微组织随保温时间的变化,分析梯度反应层的形成机理。(4)(Fe,Cr)_7C_3/Fe表面梯度复合材料的显微硬度相对于基体有了明显的提高,致密陶瓷层的显微硬度值高达1478HV0.1,约是基体显微硬度值(214HV0.1)的7倍。原位反应生成(Fe,Cr)_7C_3/Fe表面梯度复合材料zone I、zoneⅡ、zoneⅢ和zoneⅣ相对基体的耐磨性分别为7.0、5.3、5.1和1.4;根据各反应层磨粒磨损的微观组织形貌,结合磨损物理模型分析了各反应层的磨损机理。
丁义超[10]2003年在《铸造烧结铁基表面复合材料的化学反应过程、致密化过程、组织及性能研究》文中研究表明通过合理的成分设计和工艺参数的优化选择，利用铸造烧结技术，在铸铁件表面获得了一层厚为1.5～6mm的耐磨复合材料层。利用光学显微镜、扫描电子显微镜、电子探针以及X-射线衍射仪，分析了表面复合层的基体组织结构；运用反应热力学、动力学、粉末烧结理论和燃烧合成理论，结合差热分析结果，探讨了表面复合层压坯的烧结致密化原理和碳化物增强相的形成机理；利用坯块在真空烧结炉不同温度下的烧结出来的显微组织分析，模拟出坯块的烧结过程中的化学反应过程。同时利用干滑动摩擦磨损实验，对表面复合层的耐干滑动摩擦磨损的性能进行了研究。研究表明：(1)利用铸造烧结技术可以在铸件表面获得一定厚度耐磨性能良好的表面复合层。(2)表面复合层内增强相TiC或VC为原位生成，其颗粒细小，分布均匀，无明显梯度分布或偏聚现象。基体为马氏体+奥氏体，此外还含有(Fe，Cr)_7C_3等增强相。(3)复合层与母体的的结合属于冶金结合，具有很高的结合强度，并且结合界面干净无有害相生成。(4)生成增强颗粒VC的碳化反应在浇注时铁水的温度下的自由能小于零从热力学原理证实铸造烧结过程VC陶瓷颗粒可以自发地原位生成。(5)碳化反应V+C→VC在900℃左右开始发生，此时是固相反应，反应速度较慢，反应不能进行完全，随温度升高，该碳化反应的速度加快，在1050℃保温3小时可以进行完全，在铸造烧结时在过热铁水的巨大热流密度冲击下，V+C→VC立即被激发，并以很快的速度进行，由于坯块被加热到1300℃以上，此时C和V扩散速度很快，因此铸造浇注后的几四川大学硕士学位论文分钟内反应可以进行完全。该体系的粉料压坯在1050℃的烧结属固相烧结，烧结致密化速度慢，即使保温3个小时其致密化仍不很高。铸造烧结时，过热铁水的巨大热流密度冲击、粉料压坯中的碳化反应的放热以及压坯中少量液相的产生使压坯的烧结速度大大提高，此时属瞬间液相烧结，在十几分钟内烧结过程即可完成，可达到很高的致密化程度。(6)铸态下VC一Fe表面复合材料具有很高的硬度，其铸态硬度)60HRC。在重载干滑动摩擦条件下，VC一Fe表面复合材料显示了很高的耐磨性，其相对耐磨性是可淬硬铸铁的4.2倍:随着含V量的增加，VC一Fe表面复合材料的铸态硬度和耐磨性不断提高，VC颗粒越多，分布越均匀，表面复合材料的耐磨性就愈好。(7)采用铸造烧结技术，通过加入毗颗粒和V班一VC的原位放热反应成功制取了碳化物陶瓷质量百分数超过60%的表面金属陶瓷材料，实验证实WC与高温碳化反应生成的VC相互可以很好的固溶，当wC的含量超过VC时，VC可以固溶到wC中，使wC的晶格发生畸变，成为昵卜:，反之当VC的含量超过wC的含量时，wC可以固溶到VC中，也会造成VC的晶格畸变。这种表面金属陶瓷材料具有很高的硬度和耐磨性。
参考文献：
[1]. 激光熔覆原位自生碳化物陶瓷增强铁基表面复合材料的研究[D]. 陈莹莹. 上海工程技术大学. 2010
[2]. 铁基表面复合材料的制备、形成机理及耐磨性研究[D]. 李凤春. 四川大学. 2001
[3]. 高铬铸铁表面复合材料的制备与性能研究[D]. 郑淼. 中南大学. 2014
[4]. 原位烧结合成（Ti，V）C/Fe复合材料的微观结构与热处理研究[D]. 龚伟. 四川大学. 2007
[5]. 低铬白口铸铁铸渗工艺与耐磨性能的研究[D]. 安宁. 辽宁工程技术大学. 2008
[6]. Fe-VC复合材料的制备及焊接性研究[D]. 杨廷贵. 四川大学. 2007
[7]. 原位生成碳化铬铁基表面梯度复合材料的组织及性能研究[D]. 陈哲. 西安建筑科技大学. 2014
[8]. 碳化铬颗粒增强铁基复合材料的原位制备与磨粒磨损性能研究[D]. 田景来. 西安建筑科技大学. 2014
[9]. 原位生成(Fe,Cr)_7C_3Fe表面梯度复合材料组织及性能研究[D]. 赖玉军. 西安建筑科技大学. 2016
[10]. 铸造烧结铁基表面复合材料的化学反应过程、致密化过程、组织及性能研究[D]. 丁义超. 四川大学. 2003
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