激光辅助低压冷喷涂Cu涂层的显微组织和腐蚀性能

采用激光辅助低压冷喷涂(LPCS)方法制备Cu涂层,研究激光辐照对Cu涂层显微组织和腐蚀行为的影响。与LPCS-Cu涂层相比,激光辅助LPCS-Cu涂层更致密,涂层与基材的界面结合更好。激光辐照加大了沉积颗粒的整体塑性变形程度,使Cu沉积颗粒晶粒得到均匀细化。因此,激光辅助LPCS-Cu涂层呈更均匀的显微组织和更小的晶粒尺寸。电化学测试结果表明,激光辅助LPCS-Cu涂层在3.5%NaCl(质量分数)溶液中比LPCS-Cu涂层具有更高的腐蚀电位、更低的腐蚀电流和腐蚀速率。主要原因是激光辐照提高了涂层致密度和颗粒之间的紧密结合,并在激光辅助LPCS-Cu涂层表面形成由CuCl和Cu2O组成的连续、致密的腐蚀产物膜,以阻挡腐蚀溶液的侵蚀。

Cu元素对Mg-9Al-1Zn-0.3Sn合金显微组织和腐蚀性能的影响

本文通过OM、SEM观察分析了不同Cu元素含量下的Mg-9Al-1Zn-0.3Sn合金显微组织,同时结合采用失重测试方法,探究了Cu元素对Mg-9Al-1Zn-0.3Sn合金腐蚀性能的影响。结果表明,随着Cu元素含量的增加,Mg-9Al-1Zn-0.3Sn合金的腐蚀性能逐渐下降。当Cu元素含量从0.12%增加到0.51%时,第二相含量显著增加,促进了电偶腐蚀,使得腐蚀速率从157.9mm/y提高至386.4mm/y。

激光熔覆FeAlCrNiSix高熵合金涂层的显微组织与耐蚀性能

采用激光熔覆技术在DH36高强度海洋工程结构用钢表面制备不同Si元素添加量的FeAlCrNiSi_(x)高熵合金熔覆层,进一步提升海洋结构用钢的耐蚀性能。采用X射线衍射仪(XRD)、光学显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM)分析高熵合金熔覆层的物相组成和显微组织。测量熔覆层显微硬度,利用极化曲线分析了熔覆层的腐蚀行为。结果表明:Si元素的添加促使熔覆层的物相由FCC+BCC相转变为单一的BCC相,枝晶尺寸逐渐减小,最终完全转化为形状不规则的等轴晶,熔覆层的平均硬度先上升后下降,硬度最高值为430.15HV_(0.1)。Si元素的加入也有效改善了熔覆层的耐蚀性能,熔覆层的耐蚀性能随着Si元素添加量的增多呈现先增强后降低的趋势。综合考虑电化学参数,FeAlCrNiSi_(0.25)熔覆层的耐蚀性能最好。

时效处理对激光熔覆Mo_(0.5)NbTiVCr_(0.25)高熵合金涂层显微组织和耐磨性能的影响

通过激光熔覆技术在TC4基体上制备难熔Mo_(0.5)NbTiVCr_(0.25)高熵合金涂层。涂层在600、800和1000℃下时效热处理24 h,然后水冷。采用X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)、透射电子显微镜(TEM)等技术、以及维氏硬度和万能摩擦磨损测试手段对高熵合金涂层的相组成、显微组织和力学性能进行研究。结果表明,高熵合金涂层经不同时效热处理后仍保持体心立方结构。经800℃时效热处理后,涂层含有富Ti沉淀相,通过TEM术证实其为Ti(O,N)面心立方结构。最佳时效温度为600℃,涂层硬度为HV_(0.2)410。该涂层的磨损机制为黏着磨损和磨料磨损。

烧结温度和保温时间对黏结剂喷射增材制造AlCoCrFeNi_(2.1)共晶高熵合金显微组织和性能的影响

AlCoCrFeNi_(2.1)共晶高熵合金具有断裂强度高、抗疲劳强度高等优点。本研究使用黏结剂喷射增材制造技术(Binder jetting additive manufacturing,BJAM)制备该合金,通过调节烧结温度(1290℃~1350℃)和保温时间(1~5 h)探究烧结工艺对该合金的显微组织及拉伸性能的影响。结果表明:烧结温度和保温时间通过影响孔隙率及晶粒大小直接影响高熵合金烧结件的性能;孔隙率的下降与晶粒长大同时发生,两因素耦合影响烧结件的力学性能。1350℃保温3 h样品的伸长率达7.09%、致密度达92.5%,1350℃保温1 h样品的屈服强度和断裂强度分别达到600.19 MPa和1021.32 MPa。

含碳FeCoCrNiMn高熵合金的异质显微组织和力学性能

利用可控热机械处理工艺,在含0.5%C(摩尔分数)的FeCoCrNiMn高熵合金中获得具有纳米析出相和双峰晶粒尺寸分布的异质显微组织。粗大的M23C6碳化物倾向于在细晶粒的晶界处形成。与具有均匀显微组织的样品相比,异质结构FeCoCrNiMn−0.5%C(摩尔分数)高熵合金具有相似的平均晶粒尺寸(约4.8μm)。然而,它具有晶粒双峰结构且粒径<3μm的细晶粒的体积分数更高,从而使屈服强度从552 MPa提高到632 MPa。具有异质结构的样品在不同的区域呈现不同的力学性能和变形显微组织,导致在拉伸变形过程中产生明显的应变局域化和高密度的几何必要位错。这些变形特征有利于提高应变硬化能力,从而促进强度−塑性的协同作用。

AlCrFeMoSi_(x)高熵合金的显微组织和性能研究

采用非自耗真空电弧熔炼法制备了AlCrFeMo和AlCrFeMoSi_(x)高熵合金,通过X射线衍射仪、扫描电子显微镜、显微硬度计及电化学测试系统等技术,研究了Si的加入对AlCrFeMo高熵合金的显微组织和性能的影响。结果表明:加入Si元素后,AlCrFeMo高熵合金相结构由单一体心立方(BCC1)结构转变为由BCC1和BCC2组成的双相结构,且形成了少量的Cr_(5)Si_(3)和Mo_(3)Si。这是因为Si元素不仅是BCC相形成元素,也因为其与金属元素间高的负混合焓促进硅化物的形成;Si添加也使AlCrFeMoSi_(x)高熵合金的显微组织转变为枝晶组织加片层状组织。这些变化引起的第二相强化作用、晶界强化作用以及Si原子的固溶强化作用使AlCrFeMoSi_(x)合金的硬度由394 HV升高到549 HV。同时,混合组织间电位差使合金表面发生严重的电偶腐蚀,导致AlCrFeMoSi_(x)高熵合金的腐蚀电流密度由1.71×10^(-8)增加至5.54×10^(-8)A/cm^(2)。

Ce含量对X100管线钢显微组织和耐腐蚀性能的影响

为了研究稀土元素Ce对X100管线钢显微组织和耐腐蚀性能的影响,利用蔡司显微镜、场发射电子显微镜及其配套的能谱仪和电化学工作站对不同Ce含量的4种试验钢0,1,2,3号(Ce质量分数分别为0,0.0017%,0.0028%,0.0049%)进行测试。结果表明:随着Ce含量的增多,试验钢表面的晶粒尺寸减小,Al2O3夹杂被改性为CeAlO_(3)夹杂和Ce_(2)O_(3)夹杂。浸泡7 d后,4种试验钢的腐蚀电位均比较接近;浸泡30 d后3号试验钢的腐蚀电位较之前提高了8.94%,2号和1号试验钢的腐蚀电位分别较之前提高了6.34%和6.06%;浸泡45 d后,1号试验钢的腐蚀电位较7 d时降低了10.38%,其他3种试验钢的腐蚀电位变化不大。0号试验钢的容抗弧半径随浸泡时间的延长而逐渐减小,3号试验钢的容抗弧半径增大得最为明显。测试结果均表明,Ce含量的增加会提高试验钢的耐腐蚀性能。

Nb-Ti-Fe合金的组织和耐腐蚀性能及置氢前后的显微硬度研究

Nb-Ti-Fe滤氢合金膜具有高的氢渗透性能和价格较低的优势而受到广泛关注。然而,截至目前,关于该合金膜耐腐蚀性能的研究较少有人报道,合金组织和耐腐蚀性能之间的关系尚未建立。基于此,本工作对Nb-Ti-Fe氢分离合金的显微组织、耐腐蚀性能和置氢前后显微硬度开展了一系列研究。研究结果表明:Nb_(10)Ti_(50+x)Fe_(40-x)和Nb_(15)Ti_(45+x)Fe_(40-x)(x=0,5,10,15)两组合金中,当x<10,合金显微组织由初生α-Nb相和共晶(α-Nb+TiFe)相构成,当x>10,合金显微组织中初生相为TiFe相。当x=10时,少量的初生α-Nb相存在于Nb_(10)Ti_(60)Fe_(30)中,但该相在Nb_(15)Ti_(55)Fe_(30)合金中消失,取而代之的是共晶(α-Nb+TiFe)相。其次,上述合金经电化学腐蚀后,表面生成一层极薄的氧化物覆盖层,组分为Nb_(2)O_(5)、TiO_(2)、Nb_(2)C和Fe_(2)O_(3),腐蚀性能与相种类、成分紧密相关,Nb_(10)Ti_(65)Fe_(2)5合金(4#)的耐腐蚀性能较强,含有FeNb相较多的Nb_(15)Ti_(45)Fe_(40)合金(5#)耐腐蚀性能最低。另外,上述合金的置氢性能随着Ti/Fe原子比的增加而逐渐提高,相反,其维氏硬度值先降低而后增加,合金的平均硬度值分布在520HV~570HV之间,且组织中各相显微硬度值排列顺序由小到大为共晶(α-Nb+TiFe)、TiFe、α-Nb、FeNb,置氢后合金硬度降低原因是氢原子的引入促进位错增殖以及促使双扭折形核造成内部缺陷。

微束等离子体重熔Mg-12Dy-1.1Ni合金的显微组织和腐蚀性能

本文研究了微束等离子体重熔(MPRMed)Mg-12Dy-1.1Ni (wt%)合金的显微组织和腐蚀性能。铸态合金主要由α-Mg相、具有18R-LPSO结构的片层状Mg12DyNi相和Mg24Dy5相组成。经微束等离子体重熔后,铸态合金的晶粒尺寸显著细化至11μm,18R-LPSO相体积分数由18.3%增加至26.0%,并呈连续网状分布。电化学和浸泡实验结果表明,在0.1 mol/L NaCl溶液中,MPRMed合金的失重速率(0.31 g/(cm2·d))和腐蚀电流密度(605.3μA/cm2)均低于铸态合金,其中腐蚀电流密度较铸态合金减少了38.5%。该MPRMed合金优异的耐腐蚀性能主要源自于其均匀的显微组织、致密的腐蚀产物和连续分布的18R-LPSO相。

轧制-深冷处理对生物可降解Zn-3Cu合金显微组织、力学和耐腐蚀性能的影响

本文采用冷轧和深冷处理等手段对生物可降解Zn-3Cu合金进行处理,研究了轧制-深冷处理对合金试样的显微组织、力学性能和耐腐蚀性的影响。结果表明:Zn-3Cu合金轧制过程中发生动态再结晶过程。随变形量的增大,晶粒显著细化,CuZn_(4)相沿轧制方向进一步被拉长。经深冷处理后,Zn-3Cu合金的基体相晶粒尺寸更小,CuZn_(4)相变形程度更低,抗拉强度、屈服强度和硬度均明显得到加强,其中60%-DCT达到最大抗拉强度(287.9±3.7) MPa和最大屈服强度(263.1±4.9) MPa。随着轧制变形量增加,轧制-深冷处理的Zn-3Cu合金耐腐蚀性能不断减弱,但相同变形量轧态Zn-3Cu合金,经过深冷处理后的耐腐蚀性能显著提升。40%变形量轧制-深冷处理的Zn-3Cu合金具有最优异的耐腐蚀性能。

锡含量对富Zr型Ti-Zr-Nb合金显微组织及性能的影响

采用非自耗真空电弧炉制备了Ti-49Zr-21Nb-xSn(x=0、0.5、1.0、2.0和4.0 mass%)合金。借助X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、万能试验机、电化学工作站及X射线光电子能谱(XPS)等研究了不同含量Sn元素对合金显微组织、力学性能及腐蚀性能的影响。结果表明:随着Sn元素含量的增加,合金的晶粒明显细化,相组成主要为β相,当Sn元素含量超过2%时,在晶界析出(Ti+Zr)_(5)(Nb+Sn)_(3)相。合金的强度随Sn元素含量的增加先升高后降低,当Sn元素含量为1%时,合金的抗拉强度和屈服强度达到最大,分别为1121和1085 MPa,且伸长率为23.9%。未添加Sn元素时,合金的耐蚀性最佳,添加Sn元素后,合金的耐蚀性逐渐降低,当Sn含量为1%时,合金的自腐蚀电流密度较低,耐蚀性较好。因此,Ti-49Zr-21Nb-1Sn合金具有高的力学性能和较好的腐蚀性能,作为生物医用材料表现出了良好的综合性能。

V-Ti-Fe三元合金显微组织、氢传输行为及耐蚀性能研究

Nb-Ti-Fe双相合金已被证实具有优异的渗氢性能,有望成为替代传统Pd膜的渗氢材料。V和Nb同属于5B族,具有类似的物理化学性质,但是,V-Ti-Fe双相合金组织转变规律和渗氢性能至今无人研究。基于此,本工作对V-Ti-Fe三元合金的显微组织和渗氢行为开展了详细研究,并探索了热处理和电化学腐蚀对改善渗氢性能的可能性。研究结果表明:V-Ti-Fe三元合金体系中存在一个包共晶凝固反应,即L+TiFe_(2)→Bcc-(V,Ti)+TiFe(1626 K)。液相面投影图中存在三个相区,分别为TiFe相区、TiFe_(2)相区和Bcc-(V,Ti)相区。其中,TiFe相区合金室温组织由初生TiFe相和{Bcc-(V,Ti)+TiFe}共晶结构组成,TiFe_(2)相区合金室温组织由初生TiFe相、TiFe_(2)相和Bcc-(V,Ti)相构成,Bcc-(V,Ti)相区合金室温组织由初生Bcc-(V,Ti)相和TiFe相组成,渗氢性能测试证实了该系合金抗氢脆性能较弱。具体来说,上述三区域内部铸态合金在渗氢实验前均发生了不同程度的破碎,仅V_(2.5)Ti_(62.5)Fe_(35)合金能够渗氢,不过,该合金在渗氢后期发生断裂。最后,本工作采用电化学腐蚀和真空热处理两种方法改善该合金体系的渗氢性能,其中,V_(2.5)Ti_(62.5)Fe_(35)合金具有较高的耐腐蚀性能,经热处理后该合金的渗氢性能明显提升,其在623 K下的氢渗透性能为1.03×10^(-9)mol H_(2)m^(-1)·s^(-1)·Pa^(-0.5)。

Cu添加量对铸态CrFeCoNiCu_(x)高熵合金显微组织和力学性能的影响

详细研究Cu添加量对铸态CrFeCoNi高熵合金显微组织演变和室温拉伸性能的影响。研究结果表明,添加Cu元素使高熵合金相结构由FCC单相转变为FCC1+FCC2双相。FCC2相是存在于枝晶间的富Cu相,且其体积分数随Cu含量的增加而提高。富Cu相的形成主要归因于Cu与其他金属元素的混合焓较大,从而导致凝固之前的液相分离。由于位错滑移的短程障碍增强,高熵合金的屈服强度和极限抗拉强度与Cu含量呈正相关关系。然而,由于位错在晶界堆积而产生的应力场叠加更为显著,因此,含Cu高熵合金的断裂应变较小。

电压对纯铝板陶瓷膜层显微组织及其性能的影响

分别采用恒定电压和阶梯电压在纯铝板表面制备陶瓷膜层,研究不同电压模式对陶瓷膜层组织和性能的影响。借助扫描电子显微镜、X射线衍射仪、显微硬度计和电化学工作站等,研究纯铝板表面陶瓷膜层的微观形貌、物相、显微硬度和耐腐蚀性能,并分析陶瓷膜层形成机理。结果表明:纯铝板表面陶瓷膜层是非晶态Al2O3相,与恒定电压相比,采用阶梯电压制备的陶瓷膜层孔洞、裂纹等缺陷较少。恒定电压和阶梯电压为26 V时,陶瓷膜层显微硬度均达到最大,分别为520.2 HV和570.2 HV。阶梯电压为26 V时,陶瓷膜层耐腐蚀性能最佳,自腐蚀电位和极化电阻分别为-0.429 V和113173.9Ω。采用阶梯电压在纯铝板表面制备陶瓷膜层时,每次电压升高都会加速化学反应速率,在纯铝板表面生成致密均匀的内部阻挡层,从而提高陶瓷膜层的显微硬度和耐腐蚀性能。

Hf含量对CoCrFeNiHf_(x)共晶高熵合金显微组织与摩擦性能的影响

本文设计了三种不同Hf含量的CoCrFeNiHf_(x)(x=0.3、0.43和0.5)共晶高熵合金,并探究了Hf含量对CoCrFeNiHf_(x)共晶高熵合金显微组织、显微硬度与摩擦学性能的影响规律。结果表明:随着Hf含量的提高,铸态组织由亚共晶(初生γ相+γ/Laves共晶相,x=0.3)向共晶(γ/Laves共晶,x=0.43)和过共晶(初生Laves相+γ/Laves共晶相,x=0.5)演变,且合金的显微硬度随之增大。纳米压痕实验结果表明,随着Hf含量的提高,合金中初生相和共晶相的硬度均随之增大。同时,Hf含量对摩擦因数的影响较小,但磨痕深度随Hf含量的增大呈先减小后增大的趋势,且合金的磨损机制由黏着磨损向磨粒磨损转变。共晶合金CoCrFeNiHf_(0.43)表现出最佳的耐磨性,其原因是共晶合金的片层状全共晶组织在磨损过程中发生了协同变形,使得该合金在磨损过程中不易产生脆性剥落。

含铈半固态ZL105合金组织及耐腐蚀性能研究

通过光学显微镜、扫描电子显微镜、能谱分析仪、显微硬度测试、盐溶液浸泡腐蚀及电化学工作站等分析测试方法研究了不同稀土铈添加量对半固态ZL105合金微观组织形貌及耐腐蚀性能的影响。研究结果表明:随着稀土铈含量的不断提高,ZL105合金组织内的初生α-Al相的尺寸逐渐缩小;当铈的含量为0.6%时,合金中初生α-Al相晶粒尺寸为65.77μm,晶粒平均形状因子为0.74,与不添加稀土铈的ZL105合金相比α-Al相晶粒尺寸(115.37μm)降低了42.99%,晶粒平均形状因子(0.42)提高了76.19%。与不含稀土铈的ZL105合金相比,添加了0.6%稀土铈的合金维氏硬度提高了31.64%。稀土铈的添加也大幅提高了合金的耐腐蚀性能,铈的含量为0.6%时合金的失重腐蚀速率为10.85 mg·cm^(-2)·d^(-1),相比于不含稀土铈的合金降低了50.93%,合金的腐蚀电位有所增大并且腐蚀电流密度有所减小。通过腐蚀表面形貌观察可知添加稀土铈的合金的腐蚀凹坑及腐蚀裂纹明显减少,腐蚀表面逐渐变得平整且光滑,腐蚀形貌得到了极好的改善。

Er对铸态AZ91镁合金显微组织和耐腐蚀性能的影响

利用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)、X射线衍射分析、集气法及动电位极化曲线研究了微量Er对铸态AZ91镁合金显微组织和腐蚀性能的影响。结果表明:微量Er可细化AZ91镁合金的铸态组织,当AZ91镁合金中加入Er的含量不高于0.7%(质量分数)时,随着Er含量的增加,镁合金中的γ-Mg17Al12相由粗大、连续块状分布逐渐转变为细小、岛状均匀分布,并且有Al3Er相生成;同时,微量Er也可显著提高铸态AZ91的耐腐蚀性能,当Er含量为0.7%时,合金耐蚀性能大幅度提高,在3.5%(质量分数)NaCl水溶液中浸泡的腐蚀速率为0.54606mg/(cm2·d),仅为常规AZ91镁合金的1/15;微量Er使得AZ91镁合金在3.5%NaCl溶液中的自腐蚀电位升高,自腐蚀电流降低,从而提高AZ91镁合金的耐腐蚀性能。

退火处理对粉末冶金CoCrFeNiC_(0.05)高熵合金热轧板显微组织和力学性能的影响

以Cr、Co、Fe、Ni单质块体和Cr_(3)C_(2)为原料,采用气雾化法制备预合金粉,通过热等静压法制备CoCrFeNiC_(0.05)高熵合金,对合金进行热轧和退火处理,结合X射线衍射、金相显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、电子背散射衍射、硬度测试和拉伸性能测试等手段,研究退火处理对粉末冶金CoCrFeNiC_(0.05)高熵合金热轧板显微组织和力学性能的影响。结果表明:热轧变形后,合金晶粒形态由热等静压的等轴状转变为条带状,织构组态以F织构为主,晶内存在孪晶和亚微米级Cr_(23)C_(6)碳化物。经800℃退火处理后,合金发生完全再结晶。热轧结合中温退火(500℃)是获得具有良好综合力学性能CoCrFeNiC_(0.05)高熵合金的有效途径,合金的屈服强度为961 MPa,抗拉强度为1023 MPa,伸长率为13.6%。

固溶处理对Mg-Dy-Zn合金显微组织和腐蚀性能的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X-射线衍射仪(XRD)、显微硬度计及电化学工作站等设备,研究了固溶处理对Mg-2Dy-0.5Zn(at%)合金显微组织及腐蚀性能的影响。结果表明,铸态合金的显微组织由α-Mg枝晶和分布在枝晶间的析出相组成,其中析出相由片层状Mg12Zn Dy相、蜂窝状Mg8Zn Dy相和少量立方体颗粒状Mg24Dy5相组成。随着固溶温度(500~540℃)和固溶时间(0~12 h)的增加,合金的析出相逐渐溶解,同时有少量颗粒状的(Mg,Zn)xDy相沿晶界析出。合金在530℃固溶8 h,析出相几乎完全固溶到α-Mg基体中,合金基体的显微硬度增加,其值达到74.74 HV0.1。此外,电化学测试结果表明,固溶态(530℃固溶8 h)合金显示出优异的耐蚀性能,其腐蚀电流和腐蚀电位分别为8.650×10-4A和-1.159 V。该优异的耐蚀性主要来自于合金元素的均匀分布,低的析出相体积分数和细小的晶粒尺寸。