Ag掺杂Mo-12Si-8.5B合金在25~600℃的摩擦学行为

本文中采用放电等离子烧结法制备了Mo-12Si-8.5B和Mo-12Si-8.5B-10%Ag这2种合金,通过高温真空摩擦磨损试验仪测试了2种合金与Al_(2)O_(3)摩擦副在25~600℃间的干摩擦学性能.结果表明:与Mo-12Si-8.5B合金相比,在25~600℃区间Mo-12Si-8.5B-10%Ag合金表现出更低的摩擦系数和磨损率.在600℃时,Mo-12Si-8.5B-10%Ag合金的摩擦系数和磨损率均可达到最小值,其值分别为0.41和1.14×10^(-5)mm^(3)/(N·m),此时Mo-12Si-8.5B-10%Ag合金的干摩擦性能表现最佳,这与Mo-12Si-8.5B-10%Ag合金磨损表面的MoO_(3)、SiO_(2)和Ag_(2)MoO_(4)等润滑相的存在及Ag在25~600℃范围内起到的润滑效果有关.此外,在25~200℃区间,Mo-12Si-8.5B-10%Ag合金的磨损机制主要为黏着磨损和剥层磨损,在400~600℃范围内,则以黏着磨损和氧化磨损为主.

La_2O_3对Mo-25Si-8.5B合金摩擦磨损性能的影响

以Mo-25Si-8. 5B合金为基础配方,研究La_2O_3含量对其硬度、密度及摩擦磨损性能的影响。用激光共聚焦显微镜观察试样的摩擦磨损形貌,用JB-5C粗糙度轮廓仪测定试样的磨痕尺寸,用密度计和显微硬度计分别测定试样的密度和显微维氏硬度。研究表明,Mo-25Si-8. 5B合金随着La_2O_3含量的增加密度和硬度而减小,当氧化镧含量为0. 9%时,合金最大密度为8. 84 g/cm^3,最大硬度为1616. 7 HV,同时耐磨性最好。当La_2O_3含量超过0. 9%时密度和硬度降低,耐磨性也随之降低。

含Ti的Mo-12Si-8.5B合金在不同烧结温度下的微观组织和力学性能

采用放电等离子烧结技术在不同温度下制备Mo-12Si-8.5B和Mo-12Si-8.5B-8Ti合金,比较了两种合金的微观组织和室温力学性能。研究结果表明,Mo-12Si-8.5B由Moss,Mo3Si和Mo5SiB2组成;Mo-12Si-8.5B-8Ti合金由(Mo,Ti)ss,(Mo,Ti)3Si和(Mo,Ti)5SiB2构成,Ti在三个相中均产生了固溶。两种合金的密度、维氏硬度和抗弯强度在1400~1600℃烧结时增加较快,在1600~1700℃烧结时无明显变化。与Mo-12Si-8.5B相比,1700℃下烧结的Mo-12Si-8.5B-8Ti合金的硬度和抗弯强度分别提高了10.2%和15.1%,即Ti的添加提高了Mo-12Si-8.5B合金的室温力学性能,这归因于Mo-12Si-8.5B-8Ti合金微观组织孔洞的减少和Ti在(Mo,Ti)ss,(Mo,Ti)3Si和(Mo,Ti)5SiB2中的固溶强化效应。

Mo-12Si-8.5B-xZr合金在1300℃下的抗氧化性能研究

Mo-12Si-8.5B合金的微观组织表现为连续的α-Mo基体上弥散分布有Mo 3 Si和Mo 5 SiB 2。当在合金中添加1-3%(原子数分数,下同)Zr后,合金的晶内和晶界处形成了纳米Mo_(2) Zr和ZrO_(2)颗粒。1300℃下,Mo-12Si-8.5B和Mo-12Si-8.5B-1Zr合金表现出好的抗氧化性能,氧化后合金表面均形成了致密的硼硅玻璃保护层。Zr的添加促进了初始瞬态氧化阶段中硼硅玻璃相的流动,缩短了该阶段的持续时间。然而当Zr含量从2%增加到3%,合金的抗氧化性能逐渐下降。Zr的过量添加使得氧化层内形成了团聚的ZrSiO_(4)颗粒,这些颗粒由于与周边的硼硅玻璃相具有热膨胀系数的差异,在它们的界面处容易形成氧通道。

氧化镧掺杂Mo-12Si-8.5B合金的微观组织与力学性能

采用液-液掺杂法和等离子体活化烧结法(Plasma Activated Sintering,PAS)制备了含不同氧化镧质量分数的Mo-12Si-8.5B合金。通过XRD和金相显微镜对不同成分的Mo-12Si-8.5B合金进行了物相分析和微观组织观察,并对其力学性能进行了测试和研究。结果表明,所制备合金均主要由-αMo,Mo3Si和Mo5SiB2三相组成,且随着氧化镧掺杂量的增加,合金的微观组织更加细化,抗压强度得到提高。

Mo-12Si-8.5B/SiC配对副从室温到1000℃的摩擦学性能

采用放电等离子烧结法制备了Mo-12Si-8.5B合金,通过高温真空摩擦磨损试验仪测试Mo-12Si-8.5B合金与SiC配对副在25~1000℃区间内的干摩擦学性能。结果表明:温度对Mo-12Si-8.5B/SiC配对副的摩擦系数和磨损率影响较大,其原因与在不同温度下SiC表面的分解、碳的石墨化以及摩擦副表面生成的氧化物共同作用有关,在600℃时Mo-12Si-8.5B合金的摩擦系数达到最小值,为0.36,在800℃时磨损率最小,为0.74×10^(-6)mm^(3)/(N·m)。此外,在25~400℃范围内,Mo-12Si-8.5B合金的磨损机制主要为粘着磨损和剥层磨损,在高温600~1000℃范围内,则以粘着磨损和氧化磨损为主。

Mo-12Si-8.5B-ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))复合材料在空气和真空中的干摩擦学行为

纳米ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))强韧化的双尺度Mo-12Si-8.5B复合材料具有优异的力学性能,但在25~1000℃范围处于空气和真空下的干滑动摩擦学性能尚不清楚。采用销−盘式摩擦磨损试验,比较研究Mo-12Si-8.5B-2.5%ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))/Si_(3)N_(4)配对副的干摩擦学性能。结果表明:在空气中,随着测试温度的增加,摩擦因数先增加后减小,800℃时达到最小值(为0.28);复合材料的磨损率在25~600℃时为6.02~69.4×10^(−6) mm^(3)/(N·m),800~1000℃的磨损率增加到8.7×10^(−3)~95×10^(−3) mm^(3)/(N·m)。在真空中,从25℃升高到400℃时,摩擦因数从0.62逐渐降低至0.49,600℃时急剧增加到1.04,而在800℃和1000℃时摩擦因数又分别降低到0.82和0.51,此时磨损率从常温的8.62×10^(−4) mm^(3)/(N·m)减小到1000℃的1.61×10^(−4) mm^(3)/(N·m)。在空气环境下,复合材料的磨损机制主要为黏着磨损,高温时还伴随着氧化磨损。在真空中,复合材料在低温时的磨损机制主要为黏着磨损,高温时磨损机制表现为黏着磨损、犁削磨损和轻微的氧化磨损。

高温Mo-12Si-8.5B合金制备工艺和性能

采用粉末冶金技术制备Mo-12Si-8.5B(at%)合金,对制备材料的微观组织形貌进行观察。结果表明:合金的微观组织为Mo-Mo3Si-Mo5SiB2,与Mo-Si-B相图预测一致;Mo-Si-B合金中新相(如Mo3Si,Mo5SiB2等增强相)的出现取决于Mo-Si-B合金中Mo、Si、B组分的相对含量以及制备工艺条件,符合相图的变化规律。断裂韧性和抗氧化性测试表明:制备材料的抗氧化性明显优于文献值;断裂韧性稍好于MoSi2。其机制可能为Mo-12Si-8.5B合金材料是富Mo(体心立方结构)的Mo-Si-B合金,并且Mo能够与Mo3Si、Mo5SiB2形成低共熔的微结构,合金设计的假设是体心立方Mo固溶体的存在将改善多相合金的性能。

渗硅对Mo-12Si-8.5B-(8Cr)合金抗高温氧化性能的影响

在Mo-12Si-8.5B-(8Cr)两种合金表面包埋渗制备硅化钼涂层,以改善Mo-12Si-8.5B合金的高温抗氧化性能,分析了材料的微观组织结构及其高温氧化行为。结果表明:通过包埋渗技术在Mo-12Si-8.5B合金表面获得了一层致密的硅化物涂层,添加Cr的合金表面硅化物涂层生长速率约是不含Cr合金的2倍。未渗硅处理的合金在800~1200℃的高温抗氧化性能较差。渗硅后Mo-12Si-8.5B和Mo-12Si-8.5B-8Cr合金在1200℃氧化60 h质量仅减少0.22和0.24 mg/cm^2。渗硅处理大幅度地改善了合金的高温抗氧化性能,归因于硅化钼涂层表面连续致密氧化膜的形成。

ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))含量对双峰晶粒度分布Mo-12Si-8.5B-ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))复合材料力学性能的影响

多相Mo-12Si-8.5B合金是一种很有应用前景的高温结构材料,为了同时提高Mo-12Si-8.5B合金的强度和韧性,提出了采用纳米ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))强韧化具有双峰晶粒度分布Mo-12Si-8.5B复合材料的方法。首先采用溶胶-凝胶和高温氢还原法制备了纳米Mo-ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))复合粉末,然后以纳米Mo-ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))粉末和微米Mo粉末为原材料,采用放电等离子烧结(SPS)技术制备了具有双峰晶粒度分布的Mo-12Si-8.5B-ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))复合材料。结果表明,随着ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))含量的增加,制备的Mo-ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))纳米粉末的粒度和烧结体相对致密度均逐渐减小,ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))含量小于2.5wt%时,烧结体的相对致密度均大于98.1%。当ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))含量为1.5wt%和2.5wt%时,复合材料具有较高的硬度(9.76~9.98 GPa),抗弯强度(672~678 MPa)和断裂韧性(12.68~12.82 MPa·m^(1/2))。Mo-12Si-8.5B-ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))复合材料中Mo晶粒细化、粗细Mo晶粒的晶界强化和纳米ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))颗粒第二相强化是提高硬度和抗弯强度主要原因;复合材料中粗晶粒Mo和纳米ZrO_(2)(Y_(2)O_(3))有助于断裂韧性的提高,材料的增韧机制主要是裂纹偏转和裂纹桥接。

双峰结构Mo-Si-B基体表面多层硅化物涂层的表征和抗氧化性能

由于在细晶Mo-Si-B合金中制备双峰分布的α-Mo晶粒能够在不显著降低合金强度的前提下大幅提高其断裂韧性,为了加强双峰结构合金的表面防护,同时保持其优异的力学性能,通过包埋渗在合金表面上制备了一个具有多层结构MoSi_(2),Mo_(5)Si_(3)和Mo_(5)SiB_(2)/MoB)的涂层。研究结果表明,相比在细晶结构基体上制备的涂层,双峰结构基体上的涂层表面较为粗糙,并且也表现出双峰分布的微观组织。此外,覆盖涂层后的双峰结构合金的断裂韧性依然良好,并且分布在涂层中的La_(2)O_(3)颗粒能够增韧涂层。具有涂层的双峰结构合金在1100~1300℃下展现出了卓越的抗氧化性,这是由于氧化过程中在涂层表面快速形成了一个薄且能自愈合的SiO_(2)-B_(2)O_(3)膜。随着氧化温度升高,SiO_(2)-B_(2)O_(3)膜的粘度降低,使得SiO_(2)-B_(2)O_(3)膜的厚度和氧化产物Mo5Si3均增加。并且,升高温度促进了Si和B的互扩散,加速了Mo5Si3和Mo5SiB2/MoB层的增长。在1300℃下,由于单峰结构的MoSi2涂层拥有更多的晶界,使得含涂层的细晶合金相比含涂层的双峰结构合金表现出更多的氧化增重。