激光熔覆原位合成陶瓷相增強(qiáng)fe基熔覆層研究

《激光熔覆原位合成陶瓷相增強(qiáng)fe基熔覆層研究》由會員上傳分享，免費(fèi)在線閱讀，更多相關(guān)內(nèi)容在學(xué)術(shù)論文-天天文庫。

1、山東大學(xué)博士學(xué)位論文激光熔覆原位合成陶瓷相增強(qiáng)Fe基熔覆層研究摘要磨損作為工程構(gòu)件的三大主要失效形式(疲勞、磨損、腐蝕)之一，在工程應(yīng)用中造成巨大的經(jīng)濟(jì)損失。在普通金屬材料表面制備耐磨熔覆層，改善材料表面的物理、化學(xué)性質(zhì)增強(qiáng)構(gòu)件的抗磨損能力，成為了提高產(chǎn)品使用性能，發(fā)展維修與再制造技術(shù)，延長機(jī)械產(chǎn)品使用壽命的重要途徑。本文利用激光(c02、Nd：YAG)作為熱源，結(jié)合原位自生技術(shù)在低碳鋼基體上熔覆制備了TiB2、TiC、TiB2+TiC增強(qiáng)Fe基耐磨熔覆層，并對熔覆層的微觀組織、物相構(gòu)成、增強(qiáng)相的生長機(jī)制、熔覆層磨損性能進(jìn)行了系統(tǒng)研究，分析了影響熔覆層組織及性能的因素和規(guī)律。預(yù)涂合金粉

2、末的組分和工藝性能是激光熔覆制備原位自生陶瓷相增強(qiáng)Fe基熔覆層的關(guān)鍵因素。利用Fem30+FeBl6預(yù)置粉末，采用C02激光熔覆制備了TiB2增強(qiáng)Fe基熔覆層，所得Fe．n．B復(fù)合熔覆層中TiB2呈條、塊狀均勻分布于基體之中。當(dāng)熔覆粉末中B，1fi原子比例在1．8：1．2：1之間時可以獲得以TiB2+ot．Fe為物相組成的熔覆層，該熔覆層具有較好的抗裂性。采用Fen30+石墨作為預(yù)置粉末，C02激光熔覆可以制備原位合成TiC／Fe熔覆層，試驗表明在綜合考慮石墨和面元素在熔覆過程中的燒損量的情況下，預(yù)置粉末中n，C原子比為l：1．3的配比可以促進(jìn)TiC增強(qiáng)相的生成，提高其在熔覆層中的含量

3、并避免脆性相Fe2n及高碳馬氏體的產(chǎn)生。所得熔覆層中TIC以花瓣狀和枝晶狀存在于Fe基基體之中。采用Nd：YAG固體激光，以Fe+n+B4C為預(yù)置粉末，制備了TiB2+TiC聯(lián)合增強(qiáng)Fe基熔覆層。當(dāng)預(yù)置合金粉末中n和B4C含量按照反應(yīng)3Ti+B4C=2TiB2+TiC配制，采用較高功率密度時，易因熔覆過程中n元素的燒損導(dǎo)致熔覆層中產(chǎn)生Fe3(B，C)脆性相，而且所得熔覆層中增強(qiáng)相的含量較低。優(yōu)化試驗表明，采用Fe45．Ti41．12．B4C13．88(wt．％)作為預(yù)置粉末，較低功率密度時，所得熔覆層物相組成為TiB2，TIC和O【．Fe，避免了脆性相的產(chǎn)生，同時增強(qiáng)相TiB2和TiC

4、IX摘要的含量較高。熔覆層致密、無缺陷，且同基材呈良好冶金結(jié)合，TiB2和TiC增強(qiáng)相均勻分布于熔覆層之中，TiB2呈條、塊狀，TiC粒子為尺寸較小的等軸狀和花瓣狀。TiB2和TiC可以單獨(dú)形核、生長，達(dá)到雙相粒子復(fù)合強(qiáng)化的效果。而且增強(qiáng)相生長濃度環(huán)境的改變以及增強(qiáng)相之間的競爭生長，使得其在熔覆層基體中的分布更加分散。隨著熔覆層稀釋率的減小，增強(qiáng)相的含量和尺寸變大；隨著熔覆層稀釋率的增加，增強(qiáng)相的含量和尺寸減小。對熔覆層合金體系進(jìn)行熱力學(xué)分析表明Fe．Ti．B，F(xiàn)e．Ti．C以及Fe．Ti．B．C體系中TiB2、TiC在300K．2000K區(qū)間為穩(wěn)定存在物相，預(yù)置粉末中增強(qiáng)相生成元素的

5、相對原子比例對熔覆層的物相組成具有重要影響。預(yù)置合金粉末在激光作用下，首先經(jīng)歷加熱過程形成低熔共晶，之后通過元素在熔體中的擴(kuò)散、化合反應(yīng)生成細(xì)小增強(qiáng)體(TiB2、TiC)，在激光持續(xù)加熱和反應(yīng)放熱的耦合作用下，生成的增強(qiáng)體還可溶解于熔體之中，在隨后的冷卻過程中增強(qiáng)相通過形核一長大方式生長。原位合成的TiB2和TiC增強(qiáng)相均表現(xiàn)出小平面相特征，激光熔覆快冷過程并未帶來增強(qiáng)相生長界面從光滑向粗糙的轉(zhuǎn)交。TiB2增強(qiáng)相的(0001)，{1010}界面能較低，具有較慢的生長速度，增強(qiáng)相粒子的形態(tài)表現(xiàn)為以(0001)為基面，{1010}為側(cè)面的棱柱形貌。TiC在形成過程中由于晶核在界面前沿熔體擴(kuò)

6、散驅(qū)動力以及成分過冷的作用下易發(fā)生界面失穩(wěn)，枝晶主干沿著[OOll方向發(fā)展使增強(qiáng)相生長為花瓣和枝晶狀，枝晶端部的顯露面為密排{111)平面。此外，在冷凝過程中還會因共晶反應(yīng)形成細(xì)小的棒狀和分枝狀TiC。(TiB2"+"TiC)／Fe熔覆層中TiB2和TiC可以獨(dú)立形核長大，其晶體生長慣習(xí)性并未改變，但在熔覆層內(nèi)局部區(qū)域發(fā)現(xiàn)了TiB2依附TIC長大的現(xiàn)象。通過原位反應(yīng)生成的增強(qiáng)相同基體界面結(jié)合良好、潔凈、無附著物及非晶相。室溫干滑動磨損試驗表明，原位合成TIBJFe、TiC／Fe和(TiB2+TiC)／Fe熔覆層具有良好的抗磨損性能，在同樣磨損條件下，熔覆層的摩擦系數(shù)平均比母材低0．1-

7、0．15。熔覆層內(nèi)大量增強(qiáng)相(TiB2、TIC、TiB2+幣C)的存在使得磨輪在摩擦過程中對材料的粘著和犁削作用明顯減弱，而且增強(qiáng)相在磨損過程中還起到承受載荷以及對熔覆層基體釘扎強(qiáng)化作用，因此使得熔覆層抗磨損性能得到顯著提高。原位合成TiB2／Fe熔覆層磨損體積為低碳鋼Q235的1／17．1／19，其磨損機(jī)制主要為顯微切削和硬質(zhì)相剝落；原位合成TiC／Fe熔覆層的磨損體積為Q235基材X山東大學(xué)博士學(xué)位論文的1／15—1／16，其磨損機(jī)制為顯微