亚微米材料

亚微米材料（精选4篇）

亚微米材料 篇1

亚微米、纳米复合Ti (C, N) 基金属陶瓷刀具具有密度低, 化学稳定性和抗氧化性好等特点, 其硬度和红硬性高于硬质合金, 横向断裂强度和韧性高于陶瓷材料, 对钢的摩擦系数小, 切削时抗冷焊磨损性能较强, 耐磨性好, 热膨胀系数略高于硬质合金, 但比铁基材料低, 主要用于机加工刀具, 且适合于高速切削和干切削。

技术特点

密度6.0g/cm3, 硬度≥92HRA, 横向断裂强度≥2000Mpa, 断裂韧性7~11MNm-3/2, 热膨胀系数9.0×10-6K-1, 热导率10W/ (m·K) 。

市场预测

目前, 我国刀具市场的容量约为20亿人民币。在日本, Ti (C, N) 基金属陶瓷占可转位刀片市场的30%, 在欧洲约占10%以上。随着我国汽车等机械制造业的发展及高速切削技术和干切削技术的推广, Ti (C, N) 基金属陶瓷刀具在我国刀具市场的占有率会逐年上升, 并由于亚微米和纳米复合金属陶瓷刀具材料具有许多优异的性能, 因此, 在机械制造业领域有重要的应用前景。

单位:华中科技大学

地址:湖北省武汉市洪山区珞喻路1037号

邮编:430074

亚微米材料 篇2

晶粒细化是发展低成本、高性能和高耐磨性无高价合金元素添加的白口铸铁一条切实可行的路线。晶粒细化可使白口铸铁材料的本征脆性得到改善。所制备的亚微米晶白口铸铁具有较高强度的同时, 其延展性也明显改善[7,8,9,10,11,12,13,14,15]。本研究通过铝热反应法制备了含碳量为3.5% (质量分数, 下同) 的亚微米晶亚共晶铸铁材料, 研究了不同底材对铝热法制备的亚共晶铸铁组织和力学性能的影响。

1 实验

用于制备白口铸铁的原料, 为粉末状, 其组分为纯度大于99%的Fe2O3, Al, 石墨粉, Si, 余量为Fe。Fe2O3粉与Al粉按反应式 (1) 进行称量后, 加入占生成纯铁总量40%的铁粉, 在反应物料为220g的条件下制备硅含量为2%, 含碳量为3.5%的亚共晶白口铸铁。反应物料在行星式球磨机中球磨混合8h, 所用磨球为Al2O3球, 球料比为1∶2, 球磨速率为150r/min, 反应物料成型压力40MPa, 铜底材厚度为13mm, 玻璃底材厚度为10mm, 引燃温度270℃左右。铜模具、铜底材及玻璃底材使用前均用酒精清洗。将压实后的反应物料置于铜底材或玻璃底材之上, 薄片状的引燃剂放置于反应物料上部以引发反应, 将放置有反应物料的铜模具放入反应容器中进行反应。

室温下用氩气吹扫反应容器以排除其中的空气, 当容器温度升至200℃时再次排气, 然后通入5MPa的氩气继续升高容器温度, 当容器内温度达到270℃左右时, 引燃剂燃烧并释放出大量的热, 从而引发反应物料间的反应。反应的燃烧波将从反应物料顶端迅速蔓延至其底部, 在燃烧波通过的区域反应物将转变成产物, 产物在反应自身释放的热量作用下被熔化, 处于过热状态。反应在几秒内完成, 生成的产物在氩气保护下随炉冷却至室温。室温下将产物取出, 所得亚共晶铸铁表面有一层灰色Al2O3, 可手工除去。按照上述方法分别在铜底材和玻璃底材上制备了亚共晶白口铸铁样品。

用TAS-990F原子吸收光谱仪, MeF3金相显微镜, EPMA-1600型电子探针, D8X射线衍射仪以及JSM-6700F场发射扫描电子显微镜分析了不同碳含量白口铸铁样品的成分分析、相组成、组织形貌。在HBRVU-187.5型布洛维光学硬度计上测定硬度。压缩和拉伸试样用电火花切割机加工而成, 压缩试样为5mm×5mm的圆柱, 拉伸试样尺寸如图1所示, 厚度为2mm, 在室温下进行压缩和拉伸实验。实验在AT10t试验机上进行, 采用压头速率为0.2mm/min的位移加载。

2 结果与讨论

2.1 成分分析

对所制备的亚共晶铸铁中碳、硅元素进行原子吸收光谱分析, 结果显示制备的铸铁材料中碳、硅元素的含量分别为2.95%和1.4%。由于在实验过程中元素有所损失, 制备的铸铁材料中碳、硅元素的质量分数有所下降, 但碳含量为2.95%的铸铁材料仍在亚共晶铸铁范围内, 所制备的铸铁材料是亚共晶成分。

2.2 组织分析

图2为铝热反应法制备的亚共晶铸铁的X射线衍射分析。经过标定可以看出材料基体相为铁素体, 并且X射线衍射图中出现了明显的渗碳体的衍射峰, 这是因为铸铁材料的渗碳体含量较高, 因此出现了渗碳体的衍射峰。图3为铝热反应法制备亚共晶铸铁的金相组织照片。其中图3 (a) 为铜底材制备的亚共晶铸铁材料的金相照片。图3 (b) 为玻璃底材制备的材料的金相照片。由图3 (a) , (b) 可以看出, 材料的金相组织均由黑色部分和白色部分组成。此外还存在少量的颗粒状物质。

图4为铝热反应法制备的亚共晶铸铁的电子探针照片, 从图中可以看出材料中存在碳元素的不均匀分布, 富碳区域就是渗碳体相, 贫碳区域就是珠光体相。因此在金相图中, 黑色部分为珠光体, 而白色部分相应为渗碳体。由图4还可以看出, 金相图中的黑色颗粒状物质主要是由Al, S, O等元素构成的夹杂, 材料基体均由Fe元素组成。

图5为不同底材制备的亚共晶铸铁的扫描电镜照片 (SEM) 。其中图5 (a) 为铜底材制备亚共晶铸铁材料的SEM照片, 从图5 (a) 可以清晰地看见整齐的片状组织, 在观察过程中还发现了一小部分的粒状珠光体, 但含量很少, 在5%左右。对SEM照片进行统计, 计算得到铝热法铜底材制备的亚共晶铸铁的珠光体平均片层间距大约为220nm。图5 (b) 为玻璃底材制备亚共晶铸铁材料的SEM照片。从图5 (b) 可以看到小部分粒状珠光体的存在, 但是含量很少, 主要以片状珠光体的形态居多。可以看出, 玻璃底材制备亚共晶铸铁的片间距整体小于铜底材制备的材料。由图5 (b) 可看出, 珠光体片间距大小不均, 差别较大, 这是因为珠光体组织一部分是由先共晶奥氏体转变得来, 另一部分由共晶奥氏体转变而来, 此外, 形核的先后顺序不一样也会导致片间距的大小不均匀, 差别较大。对珠光体片间距进行统计得到的平均片间距为大约165nm。

2.3 力学性能

对不同底材上制备的亚共晶铸铁进行了维氏硬度测试, 铜底材和玻璃底材亚共晶白口铁的维氏硬度分别为564HV和552HV, 其中铜底材制备的亚共晶铸铁具有较高的硬度。图6为不同底材制备的亚共晶白口铸铁在室温下的力学性能曲线, 其中图6 (a) 压缩应力-应变曲线。铜底材亚共晶白口铁的压缩流变应力高于玻璃底材亚共晶白口铁的流变应力。铜底材亚共晶白口铁的抗压强度为2429MPa, 玻璃底材亚共晶白口铁的抗压强度为2224MPa。

图6 (b) 为不同底材所制备的亚共晶白口铸铁在室温下的拉伸应力-应变曲线。铜底材亚共晶白口铁的拉伸应力应变曲线高于玻璃底材亚共晶白口铁的。铜底材亚共晶白口铁的抗拉强度为391MPa, 玻璃底材亚共晶白口铁的抗拉强度为383MPa, 玻璃底材亚共晶白口铁的抗拉强度低于铜底材的。铜底材亚共晶白口铁的伸长率为2%, 玻璃底材亚共晶白口铁的伸长率为3%, 玻璃底材亚共晶白口铁的伸长率较高。图7中的 (a) , (b) 分别为铜底材和玻璃底材亚共晶白口铁的断口形貌, 从图中可以看出, 铜底材和玻璃底材的亚共晶白口铁的组织比较致密, 没有明显缺陷。其断口形貌有解理断裂, 也有塑性断裂的断面。纳米亚共晶白口铁的抗压和拉伸强度与有合金元素添加的含约4%镍元素的Ni-Hard2铸铁相当, 但塑性远优于Ni-Hard2。因此, 通过纳米化可以实现铸铁的力学性能达到或超过有合金元素添加的白口铸铁。

2.4 讨论

由于铝热反应过程中熔体过热度高, 净化效果好, 使奥氏体在凝固过程中形核率很高, 得到了细小的奥氏体晶粒, 使得单位体积内的界面积明显增加, 在后续奥氏体向珠光体转变时珠光体形核位置多, 形核率高, 因此得到的珠光体片层间距比铸态组织要细小很多, 处于纳米级[16]。冷却速率也是影响片间距大小的一个主要因素, 熔体处于较低环境温度的高导热底材上时, 熔体冷却凝固较快, 快的冷却速度使熔体在结晶过程中晶核的生长时间受到限制, 从而在凝固结束时获得较为细小的珠光体片间距。片层间距的降低导致相界面的增加, 而相界面对变形起着重要的阻碍作用, 从而使得合金抵抗变形的能力增加, 即片层间距的降低是纳米亚共晶白口铸铁显微硬度提高的主要原因[17,18]。

参考之前的温度场模拟[17], 由于铜底材在降温初期冷却速率很快, 因此可以得到比玻璃底材细小的奥氏体晶粒, 对获得片层间距更细小的珠光体晶粒有利, 但由于在800℃以下的降温过程中玻璃底材的冷却速率为5.385℃/s, 大于铜底材的冷却速率2.825℃/s, 更有利于在A3转变过程中以及随后的冷却过程中获得片层间距细小的珠光体晶粒, 在这两者的综合作用下, 最终得到玻璃底材制备的亚共晶铸铁珠光体片层间距小于铜底材的。

玻璃底材亚共晶白口铁的珠光体层间距较小, 对于片层珠光体组织, 珠光体片层表现出一定程度的塑性变形能力, 并随片层间距的减小变形能力增强。对于细片层组织, 应变分布比较均匀, 变形范围比较广泛, 断裂方式表现出延性断裂特征, 从而具有良好的拉伸性能, 伸长率较高。而铜底材所得的亚共晶白口铁珠光体层间距较大, 在粗珠光体中, 应变分布很不均匀, 变形主要集中在强烈剪切变形带中进行, 裂纹形核主要是渗碳体片层沿剪切形变带开裂的结果, 断裂方式表现出脆性断裂特征, 伸长率较低。珠光体以铁素体和渗碳体片层交替的形势发展, 相互平行增长的相邻铁素体和渗碳体片层构成珠光体团。铜底材亚共晶白口铁中珠光体团相对较小, 而珠光体团直径减小, 则单位体积内片层排列方向增多, 使局部产生大量的塑性变形引起应力集中的可能性减小, 因而强度得到提高, 所以在力学实验中铜底材亚共晶白口铁呈现出较好的抗拉强度和抗压强度。

3 结论

(1) 用铝热反应法在不同底材条件下制备的亚共晶铸铁均为亚微米晶, 其相组成为珠光体和渗碳体。

(2) 由于800℃以下的降温过程中玻璃底材的冷却速率大于铜底材的, 导致玻璃底材制备的亚共晶铸铁平均珠光体层间距为165nm, 大于铜底材的220nm。

亚微米材料 篇3

关键词：亚微米,β-胡萝卜素,乳状液,应用

β-胡萝卜素是自然界普遍存在的也是最稳定的天然色素之一。现代研究表明，β-胡萝卜素不仅是安全的天然食品着色剂，而且具有多种生理功能，如具有强烈的抗氧化功能，能有效地捕获和清除体内的自由基，是动物维生素A的主要来源，对动物的生长发育有重要的作用，尤其对其繁殖力影响很大。β-胡萝卜素作为食品添加剂和营养补充剂已被联合国粮农组织 (FAO) 和世界卫生组织(WHO)食品添加剂联合专家委员会推荐，被认定为A类优秀营养色素，并在世界52个国家和地区获准应用。近年来，随着科学研究的深入以及人们生活水平的提高，天然β-胡萝卜素的保健功能被逐渐认识和发现，其应用领域也从食品着色逐步扩大到营养食品、保健品及药品三大领域。

（一）β-胡萝卜素的结构和性质

β-胡萝卜素的结构式为：

从结构式可以看出，β-胡萝卜素是高度共轭的多烯化合物，其分子两端含有2个β-紫罗酮环，中间为4个异戊二烯侧链，有多个双键且双键之间共轭。

从结构式可以看出，其分子两端含有2个β-紫罗酮环，中间为4个异戊二烯侧链，有多个双键且双键之间共轭。β-胡萝卜素的化学性质不稳定，易在光照和加热时发生氧化分解。同时，β-胡萝卜素不溶于水，是一种油溶性色素。因此其在饮料和其它食品中的应用受到很大的限制。β-胡萝卜素乳状液是扩大β-胡萝卜素应用范围的重要途径。武汉星辰现代生物工程有限公司采用三孢布拉霉发酵法生产天然β-胡萝卜素，并进一步采用亚微米乳化技术制成亚微米β-胡萝卜素乳状液，其在水中可分散成稳定的乳浊或半透明分散状态。这样可以很方便地将其应用于饮料或其它食品中。不仅扩大了其应用范围，而且可以大大提高β-胡萝卜素的稳定性。

（二）亚微米β-胡萝卜素乳剂的特性

1. 纯天然性

β-胡萝卜素乳剂是由发酵法生产的β-胡萝卜素制成，它除含有全反式构型外，还含有不同程度的9-顺式和15-顺式购型。而化学合成法生产的β-胡萝卜素为全反式构型，不含9-顺式构型。研究表明，不含9-顺式的合成β-胡萝卜素与天然β-胡萝卜素相比有较弱的抗遗传毒性，高剂量时自身还有明显的毒性。而含9-顺式的天然β-胡萝卜素，即使在高剂量区也没有明显的毒性。由此可见，天然β-胡萝卜素较之化学合成的β-胡萝卜素具有更好的抗癌功效并且无任何毒副作用。

2. 粒径小而均匀

一般来说，乳状液的粒径越小，乳状液就越稳定，越不容易出现分层、絮凝、聚结等现象。因而，乳状液的粒径大小与分布对于乳状液的稳定性，对于其在饮料等食品中的应用，对于其运输、贮存和使用都具有十分重要的意义。经激光粒度分析测定，β-胡萝卜素乳剂粒径范围在0.0507～0.3393μm之间，平均粒径0.1420μm。β-胡萝卜素乳状液放置6个月后，其粒径范围在0.0581～0.3393μm之间，平均粒径0.1498μm，并且未出现任何分层、絮凝、聚结等现象。

β-胡萝卜素乳剂显微成像图见图1。

3. β-胡萝卜素乳剂的水中分散性

β-胡萝卜素乳剂加入水中后，可迅速扩散呈溶解状态。

4. β-胡萝卜素乳剂的化学稳定性

(1）光对β-胡萝卜素乳状液稳定性的影响

β-胡萝卜素乳剂对室内散射光很稳定。在室外自然光中，长时期照射会对其造成一定的影响。但是在蔗糖、柠檬酸和异抗坏血酸钠存在的情况下，其耐光性大大增强。其耐光性增强的原因可能是柠檬酸和异抗坏血酸钠对β-胡萝卜素的保护作用。因此，β-胡萝卜素乳状液应避光贮存，用β-胡萝卜素乳状液作为着色剂制成的饮料等产品在存放或售货时应尽量避免太阳光线的直射。

(2）温度对β-胡萝卜素乳状液的影响

长时期高温会对β-胡萝卜素乳剂造成一定的影响。因此，β-胡萝卜素乳状液应在低温下存放，不能长时间暴露在高温环境中。

(3) pH值对β-胡萝卜素乳状液的影响

β-胡萝卜素乳状液在pH值3～9的范围内非常稳定，基本保持不变。即使在pH为3的条件时，经过7天后，吸光度仅下降了9.0%。因此，β-胡萝卜素乳状液非常适合于作为饮料等食品的着色剂使用，饮料中的酸性环境不会对其色泽造成任何影响。

(4）常见金属离子对β-胡萝卜素乳状液的影响

除Fe3+、Cu2+外，Fe2+、Zn2+、Mg2+、Ca2+等金属离子对β-胡萝卜素乳剂的影响较小。

(5）常见食品添加剂对β-胡萝卜素乳状液稳定性的影响

蔗糖、葡萄糖、柠檬酸、维生素C、Na+、K+、苯甲酸钠和山梨酸钾等常用食品添加剂对β-胡萝卜素乳剂几乎不产生任何影响。

(6）氧化剂对β-胡萝卜素乳状液的影响

β-胡萝卜素乳状液的抗氧化性较强，但是若长时期与氧化剂接触，仍然会对其造成影响。因此，β-胡萝卜素乳状液应密闭保存，容器开启后应尽快使用完毕。

（三）β-胡萝卜素乳剂在食品工业中的应用

GB2760-1996《食品添加剂使用卫生标准》中批准β-胡萝卜素作为天然色素可用于各类食品中。武汉星辰现代生物工程有限公司采用发酵法生产的β-胡萝卜素被批准为食品添加剂1998年新增品种，同样可用于各类食品中。在GB2760-1996中，β-胡萝卜素又可作为营养强化剂用于固体饮料和强化β-胡萝卜素的饮料中。

然而，由于β-胡萝卜素是一种油溶性色素, 不溶于水。β-胡萝卜素对热稳定，对光和氧气十分敏感，不稳定，易氧化。因此其在饮料和其它食品中的应用受到很大的限制，应用范围较窄。β-胡萝卜素乳剂是天然β-胡萝卜素的O/W型乳状液，在水中分散性好，可直接加入液体中调制产品的色泽，且耐光、耐酸、耐温性好。β-胡萝卜素乳剂不仅提高了β-胡萝卜素的稳定性，而且极大地拓展了β-胡萝卜素的应用范围。

β-胡萝卜素是应用最广泛的一种天然色素，很低浓度(2～10ppm)即能够赋予食品从黄色到微红的不同颜色。在食品工业中，β-胡萝卜素乳剂可用在饮料、冰淇淋、雪糕、果冻、面条、糖果、焙烤食品等中。

1. 在饮料加工中的应用

饮料对色素性能的要求特别高。要求色素耐酸、耐热、抗光性好、不沉淀、色调多样、色泽鲜艳。果汁饮料更要仿真度高，根据各种水果自然颜色提供不同色调。

合成色素虽然水溶性好，色泽艳丽，着色力强，但有一定的毒性。天然色素安全性高，具有一定的营养和药理功能，能更好地模仿天然物的颜色，着色时色调比较自然。

饮料的p H值一般在3～4范围内，并且在饮料加工过程中，普遍采用121℃高温杀菌。β-胡萝卜素乳剂在水中分散性好，并且耐酸、耐热、耐光。因此，β-胡萝卜素乳剂可作为天然着色剂添加到果汁饮料、果味饮料、果味碳酸饮料、运动饮料、速溶饮料、果蔬饮料、功能饮料等中。

β-胡萝卜素乳剂在饮料中的加入量可根据不同的饮料品种以色泽需求加以调整。β-胡萝卜素浓度一般在5～15mg/L即可满足要求。由于大多数饮料体系组成复杂，具体体系应通过实验确定。

经实验证实，β-胡萝卜素乳剂加入饮料中后，在室温状态下放置6个月，饮料基本不褪色，也没有出现色素上浮等现象。

2. 在果冻生产中的应用

果冻作为休闲食品，它晶莹剔透，色彩绚丽，口味甜美，深受广大消费者特别是少年儿童的喜爱。如今，市场上的果冻可谓琳琅满目，五花八门，包装也是异彩纷呈。

果冻一般是以白砂糖和食用胶为主要原料，辅以增稠剂、各种添加剂、香精、色素配制而成。为使果冻呈现鲜艳色泽，需在果冻中加入着色剂。人工着色剂对人体没有任何营养价值，甚至还有一定的毒性。多吃或常吃会影响孩子的生长发育。β-胡萝卜素乳剂为天然食品着色剂，在水中溶解性好，对pH值稳定，可以很方便地应用于果冻生产中。β-胡萝卜素乳剂应用于果冻既能增强产品的货价美感、食欲感，又可以调整色泽的亮度，同时具有强化产品营养的作用。

3. 在焙烤制品中的应用

β-胡萝卜素乳剂可应用于面包、蛋糕、饼干等焙烤食品中，可以补充焙烤食品的色泽、强化补充焙烤食品的营养、增强焙烤食品的抗氧化效果以及有利于产品降低焙烤温度。

4. 在肉制品中的应用

β-胡萝卜素乳剂可应用于火腿、午餐肉等肉制品中，具有增强产品的食欲感色彩，增强产品中油脂的抗氧化性能，强化产品中的营养以及减少有危害添加剂的加入的多重作用。

5. 在冰淇淋中的应用

β-胡萝卜素乳剂可应用于冰淇淋中，用于调整产品色泽，赋予产品鲜艳色彩以及强化产品营养。

参考文献

[1]姜文侯等.β-胡萝卜素的应用、市场和天然型产品的发酵法生产[J].食品与发酵工业, 1994, (3) :65-71.

[2]朱秀灵等.β-胡萝卜素生理功能及提取技术的研究进展[J].西华大学学报 (自然科学版) , 2005, 24 (1) :71-76.

[3]程建斌, 王大红.亚微米β-胡萝卜素乳状液粒径分布及其稳定性研究[J].食品科学, 2006, (7) .

亚微米材料 篇4

关键词：碳化铌,等离子熔覆(PTA),亚微米,耐冲击性

耐磨堆焊合金中,硬质相的尺寸、形态和分布对材料综合性能有重要影响[1]。传统的Fe-Cr-C或Fe-CrB-C系铁基堆焊合金中以M7C3,M23C6或M2B等硬质相作为耐磨骨架,初生M7C3一般为中空的六角柱状形,六角截面的尺寸一般在30~100μm之间,这类硬质相其脆性大,在形成过程中容易发生硬质相本身断裂,且在磨损过程中易在界面处开裂[2];初生M2B同样为粗大的四边形,尺寸也在十几微米到几十微米之间,这种粗大的硬质相合金同样容易在硬质相与基体的界面处形成裂纹,对合金韧性不利[3,4]。为了提高合金韧性,以较细小的MC型碳化物增强堆焊合金备受关注,而这种MC型碳化物尺寸一般在几微米到十几微米之间,可避免合金在磨损过程中出现开裂行为[5]。

近年来,由于原位合成增强硬质相具有热力学稳定、尺寸细小、分布均匀、界面洁净与基体结合良好等特点[6,7,8],原位合成铁基复合材料成 为研究的热点。 在堆焊合金中,碳化铌尺寸较为细小,一般为几微米, 由于碳化铌具有较高的硬度,可以在不严重损失合金硬度的前提下,对提高合金韧性有重要作用[9],如果能形成更细小球状的碳化铌,有利于减小界面处的应力集中,降低界面处开裂的几率,对改善合金性能有重要意义。等离子弧转移弧焊电弧能量密度大、温度高,焊接冷却速率较高,本工作采用等离子熔覆合金粉末,制备出具有亚微米尺寸碳化铌的Fe-Cr-B-C-Nb熔覆层, 研究含亚微米碳化铌对合金性能的影响,探讨不同尺寸硬质相 对合金组 织与性能 的影响,并与市售 常用Fe-Cr-C耐磨堆焊合金进行对比实验。

1实验

1.1实验方案

设计Fe-Cr-B-C-Nb合金体系,采用PTA制备出含超细碳化铌的Fe-Cr-B-C-Nb合金,通过调节合金元素设计4组Fe-Cr-B-C合金,并与常规的Fe-Cr-C堆焊合金对比。研究不同尺寸、种类硬质相对Fe-Cr-BC-Nb熔覆层组织与性能的影响。堆焊合金熔覆金属名义成分如表1所示,5#合金为市售常用的Fe-Cr-C堆焊合金。

1.2实验方法

采用等离子转移弧在Q235钢上熔覆上述5组合金粉末。非转移弧电压为18~21V,非转移弧电流为58~63A,转移弧电压为29~32V,转移弧电流为95~ 125A,离子气流量为220~280L/h,送粉气流量为260 ~340L/h,保护气流量为360~450L/h,熔覆速率为25~30mm/min,焊枪摆幅为25~30mm,喷距为10~ 15mm。

试样经堆焊层沿垂直堆焊方向切割而成,尺寸为15mm×15mm×10mm,经磨光、抛光、腐蚀,采用S3400N扫描电镜观察组织。在HR-150D型洛氏硬度计上进行硬度测试,每个试样测5点,取平均值。

磨粒磨损试验在MLS-225型湿式橡胶轮磨粒磨损试验机上进行,橡胶轮直径176mm,转速240r/min, 橡胶轮硬度60(邵尔硬度),载荷为100N,磨料为40~ 70目石英砂,砂浆比例为1500g砂加1000g水。先预磨1000转,然后记录磨损前试样的质量,再经过4000转的精磨。取3个试样的平均失重值为磨损量。用无水乙醇清洗后在S-3400N型扫描电镜下观察形貌并进行能谱分析。

熔覆层冲击试验采用自制落锤冲击试验机,如图1(a)所示,冲头质量为10kg,冲头尖角171°,冲击高度可调,最大冲击功为80J,根据图1(b)所示调节高度计算冲击功。实验样品尺寸为57mm×25.5mm×6mm, 试样冲击后的压痕如图1(c)所示,冲击压痕截面宽l, 压痕深度h,根据式(1)计算θ表征冲击韧性。

式中:θ为压痕角度;d为截面压痕深度;l为压痕截面宽。

图1 落锤冲击试验机示意图 ( a )落锤冲击试验机 ;( b )冲击原理 ; ( c )冲击压痕截面 Fig.1 Schematic diagram of impact testing machine ( a ) impact test machine ;( b ) impact principle ; ( c ) impact mark section

2结果与讨论

2.1显微组织及宏观硬度分析

图2是5组合金的 扫描电镜 显微组织,图3为1#~4#合金的XRD分析结果。结合图2,3可以看出1#~4#合金的显 微组织中 硬质相主 要为超细 碳化铌、硼化物或其两者共存,其分布在奥氏体+铁素体基体上。图中细小 的白色相 为NbC,弥散的分 布在基体上,测量NbC平均尺寸约为500nm。1#堆焊合金(图2(a))硬质相仅为超细碳化铌,碳化铌分 布在奥氏体晶界和晶内。随着合金 中添加B元素,2#和3#合金中形成网状结构的共晶硼化物 ,由XRD图 (图3)可知共晶硼化物主要包括Fe23(B,C)6,Fe3(B, C)和M2B,分布在原 奥氏体晶 界处,如图2(b),2 (c)。随着B含量增加到超过共晶点3.8% 时,4#合金中形成了粗大的初生Fe2B,且硼化物 数量急剧 增加,基体所占的比例明显减少,如图2(d)所示。图2 (e)为Fe-Cr-C堆焊合金显微 组织,图中粗大 的六方相为Cr7C3,尺寸约为30~50μm,基体组织 为马氏体+共晶碳化物。

图2 5 组堆焊合金熔覆金属显微组织( BSE ) ( a ) 1#超细碳化铌; ( b ) 2#共晶硼化物; ( c ) 3#碳化铌 + 共晶硼化物;( d ) 4#碳化铌 + 粗大 Fe2B ;( e ) 5#碳化铬 Fig.2 Microstructures of five alloys with different hardphase ( BSE ) ( a ) 1#superfine niobium carbide ; ( b ) 2#eutectic boride ;( c ) 3#niobium carbide+ eutectic boride ;( d ) 4#niobium carbide+Fe2B ;( e ) 5#chromium carbide

图4为5组合金的宏观硬度图,由图看出仅含超细碳化铌硬质相的1#合金硬度仅为46HRC,这是由于高硬度碳化铌尺寸很小,表现在宏观硬度上效果不明显。当合金中添加B元素,2#合金中形成网状硼化物硬质相,大量的高硬度网状硼化物在基体晶界析出, 使合金宏观硬度增加到57HRC。随着3#合金中形成超细碳化铌和网状硼化物硬质相,基体晶界处的共晶网状硼化物和晶界、晶内的高硬度碳化铌双重效果使合金的宏观硬 度增加到61HRC。当B含量超过 共晶点3.8%时,4#合金中硼化物数量急剧增加,且形成粗大的初生Fe2B,合金宏观硬度明显增加,高达65HRC。

2.2耐磨粒磨损性能分析

表2为5组合金熔覆金属磨损失重量和相对耐磨性,由表可看出,不同合金的磨损失重量有明显差异。 Fe-Cr-C耐磨合金具有较好的耐磨性和较高的性价比被广泛使用,但由于其粗大的M7C3在磨损过程中易开裂剥落,导致其使用寿命较短,且在冲击工况下应用效果欠佳[10]。随着合金中含不同种类硬质相,合金相对耐磨性不断增加,含超细碳化铌和共晶硼化物的3#合金的耐磨性是市售常用Fe-Cr-C耐磨合金的4倍多,含有初生Fe2B的4#合金相对耐磨性达到高铬铸铁的4.3倍。

图5为5组合金磨损形貌SEM图,由图可以看出 ,合金磨损表面主要为犁沟状切削痕和 少量的剥 落坑,这表明合金 的磨损机 制主要为 塑性变形[11]。 如图5(a)所示1#合金由于合金硬度很低,阻碍磨料刺入合金表面的 能力下降,磨损划痕 较深,较宽,如图中B处所示。合金表面有些经磨料切削一次性脱落形成犁沟(B处),有些表面经反复磨损碾压脱离表面形成图中A处形貌。但含有超细碳化铌硬质相的合金在磨损过程 中与基体 结合良好,没有出现 开裂剥落现象,一定程度上降低了合金磨损失重量,其耐磨性为高铬铸铁的1.7倍。2#合金中形成网状的硼化物硬质相,将基体分割,可以很好的作为耐磨骨架保护基体,且合金硬度增加,阻碍磨料刺入合金表面的能力增加,导致合金 划痕深度、宽度都明 显减小, 使耐磨性增加(如图5(b)所示)。当3#合金中含 有超细碳 化铌和共 晶硼化物 时 ,合金硬度 增加到61HRC,磨料更难刺入,合金表面形成较浅的犁沟,且磨损划痕变浅、变少,如图5(c)中箭头处的白色相为碳化铌,划痕经过碳化铌时宽度有所变窄,且碳化铌在磨损过程中,没有出现开裂剥落现象,由于碳化铌和网状的硼化物的双重保护,合金失重量显著减小,耐磨性达到高铬铸铁 的4倍多。 当4#合金形成 了粗大的Fe2B相以及大量的硼化物,合金硬度 进一步增 加到65HRC,高硬度合金使磨料难以刺入合金形成切削, 磨损划痕显著变浅、变窄,但是粗大的Fe2B脆性相在磨损过程中出现开裂剥落,如图5(d)中箭头所示,合金失重量没有明显减小,合金耐磨性没有明显改善。 图5(e)为Fe-Cr-C合金磨损 形貌,由于合金 硬度偏低,相对来说磨粒刺入和切削阻力较小,切削犁沟较深,粗大的M7C3可以阻碍磨粒的切削,如图5(e)中A处,划痕经过M7C3时发生间 断,但这种脆 性相与Fe2B类似,在磨损过程中也容易在截面处萌生裂纹, 随着磨损的进行,逐渐剥落(图5(e)B处),导致磨损失重量较大。

2.3冲击变形能力分析

为研究不同硬质相对合金冲击变形能力的影响, 采用自制冲击实验机进行冲击实验,冲击功选择5J, 冲击后通过扫描电镜观察测量冲击角。表3为不同合金的冲击角,由表可看出不同硬质相合金冲击角显著不同,这说明含不同种类硬质相合金冲击变形能力显著不同。

图6为5组合金熔覆金属冲击压痕截面SEM图, 由图可以看出,不同硬质相合金的冲击变形区域有明显变化,并且冲击后开裂程度不同。1#合金由于硬度较低,冲击变形区域较大,冲击角最大,合金没有出现开裂现象,说明1#合金冲击变形能力很好。2#合金随着硬度的增加,冲击角减小,合金中可能由于形成网状硼化物而对其韧性不利,合金出现少许裂纹。3#合金冲击角增大,且冲击后合金没有明显的裂纹,合金具有良好的抗裂性,虽然网状的硼化物对合金韧性不利, 但弥散分布的细小碳化铌有助于改善合金韧性。当4#合金中形成粗大的Fe2B脆性相时,合金的高硬度使合金冲击变形能力变差,冲击角减小为14.3°,由于粗大的脆性相Fe2B导致合金韧性变差,冲击后合金开裂相当严重,部分出现剥落现象。含有粗大M7C3的Fe-Cr-C合金冲击变形区域较小,冲击后开裂严重, 说明高铬铸铁的冲击变形能力较差。由此可见,不同硬质相对合金冲击变形能力有重要的影响,粗大的硬质相使合金冲击变形能力变差,细小硬质相对合金冲击变形能力有利。

为探讨不同硬质相对合金冲击变形能力的影响机制,对冲击后开裂的试样进行SEM分析,取裂纹周围的区域观察裂纹的分布及扩展区域。图7为3#,4#和5#合金裂纹SEM图。图7(a)为Fe-Cr-C合金冲击区的SEM图,图中大块的暗色相为M7C3,由图可看到冲击后裂纹主要在M7C3硬质相内以及与基体界面处形成,如图箭头 处所示,这是由于 粗大的脆 性相M7C3与基体结合较差,在冲击过程中,界面处易萌生裂纹,在冲击力的作用下,裂纹不断沿界面扩展开裂, 由于M7C3脆性较大,部分裂纹穿过M7C3形成,在不断冲击过程中发生断裂,这些开裂导致了高铬铸铁耐冲击性较差。3#合金冲击开裂区域如图7(b)所示,细小白色相为碳化铌,冲击后裂纹主要出现在基体组织中,由于细小的碳化铌和基体结合良好,在界面处没有出现裂纹,在冲击过程中,部分裂纹在碳化铌内萌生, 但没有继续扩展,部分裂纹扩展到碳化铌处停止,如图中箭头处所示,这说明碳化铌对裂纹的产生和扩展有一定的阻碍作用,这在一定程度上有利于合金的抗裂性,较含粗大M7C3的Fe-Cr-C合金具有更好的耐冲击性。图7(c)为4#合金受冲击后的SEM图,合金中大块深色相为Fe2B,细小的白色相为碳化铌,经冲击后裂纹易出现在粗大的Fe2B界面处,如图中Fe2B箭头处,在Fe2B界面处萌 生裂纹沿 晶界或晶 内扩展。 而裂纹扩展到碳化铌时,裂纹截止消失,如图中NbC箭头处。由此可见,粗大的M7C3和Fe2B由于其脆性较大,容易在其界面处开裂导致合金的冲击变形能力较差,超细的碳化铌可一定程度阻碍裂纹的萌生和扩展,有利于合金的抗冲击能力。

2.4讨论

耐磨合金硬度和韧性往往是两个相互矛盾的性能指标,在耐磨材料的设计过程中,只能平衡这两者,针对工况设计相应的耐磨材料。由上述研究可知超细硬质相有利于改善合金韧性,抵抗磨料切削的能力不如粗大的硬质相,而粗大硬质相由于其易开裂,导致磨损时剥落和冲击时开裂使得合金韧性较差。1#合金由于其组织为超细碳化铌+韧性优良的奥氏体基体,合金硬度较低,但其具有很好的韧性,这种材料适合于冲击严重的磨损工况;4#合金由于含有粗大的Fe2B和大量的碳化铌,合金硬度很高,但其韧性很差,经冲击后出现严重开裂,这类合金适用于低应力磨损工况, Fe-Cr-C合金同样如此;而3#合金含有超细碳化铌和共晶硼化物硬质相,不仅具有较高的硬度,且超细碳化铌使合金具有较好的耐冲击性,平衡了硬度和韧性这两个矛盾因素,这种材料具有广泛的应用前景。

3结论

(1)不同硬质相的Fe-Cr-B-C-Nb合金的宏观硬度具有显著的差异。仅含有碳化铌硬质相的合金硬度较低;当合金中含有超细碳化铌和共晶硼化物时,合金的硬度达到61HRC;合金中形成粗大Fe2B,合金硬度达65HRC。

(2)不同硬质相的Fe-Cr-B-C-Nb合金耐磨性也显著不同。随着合金中分别形成超细碳化铌和硼化物, 合金耐磨性不断增加,当合金中含有超细碳化铌和共晶硼化物时,合金的耐磨性为Fe-Cr-C的4倍多;合金中形成粗大Fe2B无异于提高合金耐磨性。