原位自生(Ti,V)C堆焊层的耐磨性能

为了研究大型往复压缩机的曲轴修复方法,采用激光堆焊技术对合金基体表面进行处理获得原位自生(Ti,V)C堆焊层.对获得的堆焊层进行金相组织观察和硬度试验,分析不同成分下堆焊层硬度和耐磨性能的变化规律.结果表明:随着合金层钒铁含量的增加,(Ti,V)C复合硬质相含量增加且分布均匀,堆焊层表面硬度逐渐增强,耐磨性能提高;当被测堆焊层试件中的钒铁含量为32.6%时,堆焊层硬度值为54.6 HRC,磨损量为0.4367 g,此时堆焊层的力学性能最佳且耐磨性最好.

原位烧结合成(Ti,V)C/Fe复合材料的组织及形成机理

以钛粉、铁粉、钒铁粉、铬铁粉、钼铁粉及石墨粉为原料,通过原位烧结制备了(Ti,V)C/Fe复合材料。利用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)和能谱EDS分析了材料的组织结构。结合差示扫描量热法分析(DSC)和高温X射线衍射分析研究了Fe-Ti-V-C体系原位烧结的动力学过程。结果表明:(Ti,V)C/Fe复合材料致密化程度高。增强相(Ti,V)C的形态比TiC更规则,TiC颗粒中存在富Mo的"环形结构",而(Ti,V)C中没有"环形结构"。合成(Ti,V)C/Fe复合材料的动力学过程为:在770℃左右发生钒的碳化反应生成VC,1140.4℃时发生Ti的碳化反应生成TiC,随着温度升高,VC和TiC发生固溶反应形成(Ti,V)C固溶体。在1400℃烧结时,硬质相(Ti,V)C(或TiC)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。

激光熔覆Fe-Ti-V-C合金微观组织与磨损性能

采用激光熔覆技术在20G基体上制备五组不同Ti质量分数的Fe-Ti-V-C系合金,利用金相显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射仪、显微硬度计和磨料磨损试验机等仪器对各熔覆层的显微组织、硬度和耐磨性进行测试和分析。试验结果表明:五组合金熔覆层基体组织均由铁素体和马氏体构成;随着熔覆层中Ti质量分数的增加,针状马氏体基体组织转变为板条马氏体;初生(Ti,V)C的形态由树枝状和花瓣状向颗粒状转变,同时碳化物(Ti,V)C的数量逐渐增多,当Ti质量分数为14.7%时,碳化物的数量达到最高值。熔覆层截面显微硬度梯度分布合理,表层硬度达到700~950 HV0.2。湿砂磨粒磨损试验表明:适量Ti显著提高了熔覆层的耐磨性,熔覆层中随着Ti质量分数的提高,耐磨性先降低后提高,当Ti质量分数为14.7%时,大量颗粒状(Ti,V)C均匀弥散分布在铁素体及板条马氏体基体上,使得熔覆层具有最佳的耐磨性。

原位烧结合成(Ti,V)C颗粒增强铁基复合材料的微观结构研究

将粉末冶金技术和原位反应技术相结合,制备了不同V/Ti原子比的(Ti,V)C/Fe复合材料(V/Ti=0,0.4,0.6,0.8)。用扫描电镜(SEM)、X射线衍射等测试方法对制备的复合材料进行了组织结构及相组成分析,用洛氏硬度计测试试样的硬度。研究结果表明:所制备的复合材料致密化好,硬度达60～65HRC,(Ti,V)C/Fe增强相颗粒尺寸大部分小于2μm,且随着V/Ti比的提高,(Ti,V)C的面间距和晶格常数相对TiC减小,(Ti,V)C增强相颗粒形态更规则,趋于球形。V/Ti为0.4时(Ti,V)C/Fe复合材料具备更好的微观结构。

原位合成(Ti,V)C颗粒增强铁基复合材料

采用原位合成的方法制备了（Ti，V）C颗粒增强钢铁基复合材料，用XRD，SEM和电子探针研究了该复合材料的物相结构和显微组织，并用MM200型磨损试验机研究了该复合材料的耐磨性能。结果表明：原位合成的（Ti，V）C增强相颗粒细小，尺寸为1～2μm，呈球状，在α-Fe基体中均匀分布。在重载干摩擦磨损条件下，该复合材料显示了良好的耐磨性能。

原位合成(Ti,V)C增强铁基耐磨复合材料的研制

采用激光熔覆技术,通过调节钒含量制备多组Fe-Ti-V-C合金系统.借助金相、SEM和XRD等分析手段对熔覆层组织和碳化物形貌进行分析.结果表明,熔覆层中随着钒含量的提高,基体组织由F向F+M转变;颗粒状复合碳化物(Ti,V)C的数量逐渐增多,当加入钒含量超过13.3%时,初生(Ti,V)C形态由颗粒状转变为花瓣状.此外湿砂磨粒磨损试验表明,适量钒显著改善了熔覆层的耐磨性,当钒含量为13.3%时,大量颗粒状复合碳化物(Ti,V)C均匀弥散分布在铁素体及针状马氏体基体上,使得熔覆层具有最佳的耐磨性.

(Ti,V)C钢结硬质合金的烧结行为、物相及组织结构

以钛粉、钒铁粉、碳粉、铬铁粉、钼铁粉和铁粉为原料,用原位烧结法制备了(Ti,V)C钢结硬质合金。利用XRD、SEM和EDS对相组成、组织结构和微区成分进行了分析。结果表明:最佳烧结时间是1 h;烧结温度影响致密化程度,(Ti,V)C钢结硬质合金的最佳烧结温度是1 400℃;TiC钢结硬质合金的最佳烧结温度是1 420℃。(Ti,V)C钢结硬质合金的主要相组成为α-Fe、Fe3C、(Cr,Fe)7C3、(Ti,V)C。与TiC硬质相颗粒相比,(Ti,V)C颗粒形态更加圆整。

(Ti,V)C颗粒增强铁基复合材料显微组织的研究

采用粉末冶金与原位合成相结合的方法制备了不同V/Ti原子比的(Ti,V)C/Fe基复合材料,用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)研究了该复合材料的物相结构和显微组织。研究结果表明:原位合成的(Ti,V)C增强相颗粒细小,大部分小于2μm,在α-Fe基体中均匀分布。随着V/Ti比的提高,(Ti,V)C晶格常数减小,且呈线性下降,(Ti,V)C增强相颗粒形态由不规则状趋于球形。

(Ti,V)C钢结硬质合金的烧结行为及物相分析

以钛粉、钒铁粉、碳粉、铬铁粉、钼铁粉和铁粉为原料,用原位烧结法制备了(Ti,V)C钢结硬质合金。利用XRD、SEM和EDS对相组成、组织结构和微区成分进行了分析。结果表明:最佳烧结时间是1h,(Ti,V)C钢结硬质合金的最佳烧结温度是1400℃,TiC的最佳烧结温度是1420℃。TiC/(Ti,V)C钢结硬质合金的主要相组成为TiC/(Ti,V)C、α-Fe、Fe3C、(Cr,Fe)7C3,与TiC硬质相颗粒相比,(Ti,V)C颗粒形态更加圆整。

淬火对(Ti,V)C钢结硬质合金组织及硬度的影响

利用原位烧结技术成功制备了(Ti,V)C钢结硬质合金;研究了淬火处理对(Ti,V)C钢结硬质合金组织和硬度的影响。结果表明,经淬火后合金具有良好的淬硬性,淬火温度范围较宽,为840～1000℃。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。淬火使硬质相形态更趋于圆润。

(Ti,V)C35CrMo原位烧结钢结硬质合金的热处理及性能的研究

研究了(Ti,V)C35CrMo钢结硬质合金热处理组织与力学性能的关系。结果表明,1000℃淬火500℃回火发生二次硬化现象,硬度达86HRA左右,抗弯强度为1540MPa。断口形貌特征为硬质相解理、基体准解理及韧窝。基体形变磨损和硬质相脱落是钢结硬质合金的磨料磨损机理。1000℃淬火和250℃、500℃回火后合金的耐磨性分别是高铬铸铁的3.8倍和3.5倍。

热处理对原位烧结(Ti,V)C钢结硬质合金组织及耐磨性的影响

利用粉末冶金技术,原位烧结合成了(Ti,V)C钢结硬质合金,并用扫描电镜、X射线衍射仪等研究了热处理对原位烧结(Ti,V)C钢结硬质合金组织和耐磨性的影响。结果表明:烧结态(Ti,V)C钢结硬质合金基体组织为细珠光体组织;1 000℃淬火后的组织转变为片状马氏体+(Ti,V)C硬质相颗粒+少量未溶碳化物;回火过程中合金具有较高的抗回火稳定性,在500℃左右回火时存在二次硬化现象;该合金在1 000℃淬火、经250,500℃回火后具有较好的耐磨性。

Zr替代Ti对Ti_(19.5)V_(40)Mn_(16.2)Cr_(9.8)Ni_(14.5)合金的影响Ⅰ:结构及储氢性能

为改善Ti-V基固溶体型储氢合金的电化学性能,使用少量的Zr部分取代Ti19.5V40Mn16.2Cr9.8Ni14.5合金中的Ti,并采用XRD,SEM以及PCT等测试手段研究替代前后合金微观结构和储氢性能的变化情况。通过XRD和SEM分析表明,(Ti1-xZrx)19.5V40Mn16.2Cr9.8Ni14.5(x=0,0.1,0.15,0.2,0.25,0.3)合金均是由Ti-V基BCC相和C14 Laves相组成。但Zr的部分替代明显增加了C14Laves相的含量,并使Ti-V基BCC相在减少的同时由树枝状变成了被C14Laves相包围的岛状。PCT曲线显示:随着Zr替代量的增加。合金的吸放氢平台不断下降,而合金的吸放氢量先有所增加后又逐渐减小。这说明适量提高C14 Laves相的含量对增加Ti-V基固溶体型储氢合金的吸放氢能力有一定的促进作用。

难熔固体MX(M=Sc,Ti,V;X=C,N,O)电子结构和力学性质的密度泛函研究

采用密度泛函方法对 MX( M=Sc,Ti,V;X=C,N,O)固体的体相电子结构和力学性质进行了系统研究 .计算结果表明 ,对于金属原子相同的同一系列化合物 ,氮化物具有最大的体模量 ;进一步的研究可知 ,随着外界压力的增大 ,化合物由 Na Cl构型向 Cs Cl构型转变由易到难的顺序依次是氧化物、氮化物和碳化物 .本文还首次用密度泛函方法系统地计算了各化合物的能带结构和态密度 ,并对该类型化合物的导电性能进行了探讨 .

Fe-(Ti,V)C复合材料耐磨性研究

采用原位合成技术制备了碳化钒钛颗粒增强铁基复合材料,采用销盘磨损试验机对复合材料进行了耐磨性试验。采用扫描电镜对该复合材料的微观组织和磨损形貌进行分析。结果表明:随着V含量的增加,Fe-(Ti,V)C复合材料的耐磨性升高,达到最大值后,Fe-(Ti,V)C复合材料的耐磨性又有所下降。

Fe—C—j(j=Ti,V,Cr,Mn)熔体的热力学性质规律

利用本文提出的热力学性质方法，根据Ｆｅ－Ｃ－ｊ（ｊ＝Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ）熔体中的Ｃ溶解度与温度及第三组元ｊ之间的关系式，研究了Ｆｅ－Ｃ－ｊ熔体中第三组元ｊ对Ｃ溶解度的影响因子ｋｉ；ｍｊ以及组元的活度相互作用系数与第三组元ｊ原子序数间的关系，探讨了 Ｆｅ－Ｃ－ｊ（ｊ＝Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ）熔体中不同组元热力学性质的变化规律．

TiC-VC-Mo2C颗粒增强铁基激光熔覆层的研究

采用激光熔覆技术在Q235钢表面制备TiC-VC-Mo2C颗粒增强Fe基复合涂层。借助X射线衍射仪、扫描电镜、显微硬度计、滑动磨损试验机,研究了复合涂层的显微组织和性能。研究表明:复合涂层物相包括α-Fe、γ-Fe、Fe3C和TiC-VC-Mo2C,其中陶瓷相以细小粒状均匀分布于涂层,起到了颗粒增强的作用。复合涂层的平均显微硬度达1102.5HV0.3,具有优异的耐磨性,在相同试验条件下,复合涂层的磨损失重仅约为基材的1/20,其磨损机制主要为显微切削和区域性粘着磨损。

V含量对(Ti,V)C35CrMo钢结硬质合金组织与力学性能的影响

用原位烧结法制备了不同V与Ti原子比(0,0.2,0.4,0.8)的(Ti,V)C35CrMo钢结硬质合金。研究了V含量对钢结硬质合金组织及力学性能的影响。用SEM观察试样的微观组织特征、断口形貌和磨损形貌。结果表明:V含量影响钢结硬质合金硬质相的形态、大小、体积分数,进而影响合金的力学性能。V与Ti的原子比为0.2时硬质相最小;随着V含量增加,硬质相趋于圆整、并增大。断口形貌特征为硬质相解理、基体准解理及韧窝。基体形变磨损和硬质相脱落是钢结硬质合金的磨料磨损机理。V与Ti的原子比为0.2时抗弯强度及耐磨性最高。

原位合成(Ti,V)C/Fe基复合材料

采用粉末冶金与原位合成相结合的方法制备了(Ti,V)C/Fe复合材料,用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)研究了该复合材料的物相结构和显微组织,用MM-200磨损试验机对复合材料进行了耐磨性实验。结果表明,复合材料的相组成为(Ti,V)C和α-Fe;合成的硬质相(Ti,V)C颗粒细小,在珠光体基体中均匀分布;在重载干滑动磨损条件下,该复合材料显示了很好的耐磨性能。

原位(Ti,V)C颗粒弥散强化奥氏体不锈钢的显微组织与力学性能

用原位合成法制备了（Ti,V）C颗粒增强304不锈钢。显微组织观察表明原位生成的（Ti,V）C颗粒尺寸在4~10μm,局部有轻微颗粒团聚现象。（Ti,V）C颗粒的加入使得304强化钢的力学性能得到明显的提高,高温下（Ti,V）C的强化效果更显著,但塑性和韧性有所下降。与304不锈钢（母合金）相比,用原位合成工艺引入（Ti,V）C颗粒后,强化钢在700℃/100 MPa温度和应力条件下的抗蠕变性能得到大幅度提高。