激光熔覆铁铝基涂层的制备及其增韧和抗磨机理研究

发布时间：2020-07-30 03:45

【摘要】：Fe-Al金属间化合物,具有价格低廉、抗氧化、耐硫化腐蚀性能优异和比强度高等优势,可作为新一代的中高温结构材料,应用于化工、交通、机械和能源等众多领域中。然而,室温脆性大的缺点限制了其作为块材的加工成型,成为制约其实用化的关键问题和主要难题。本论文提出了在普通钢材表面制备Fe-Al涂层以及对涂层进行增韧改性的设计思路,以企实现有效规避Fe-Al金属间化合物存在的室温脆性大难以成型加工的缺点,充分发挥其耐磨损、抗氧化、耐腐蚀等优点的目的。采用新型表面技术———激光熔覆,在45#钢表面制备具有高结合力的铁铝基涂层,以及利用原位自生成Al_2O_3纳米颗粒和Cr合金化两种方式增韧改性Fe-Al涂层,降低涂层中裂纹萌生的可能性,且阻碍其扩展,促进位错交滑移。这不仅可充分发挥激光熔覆技术高效、易操作且变形小的优势,而且可在廉价基材表面形成与其具有良好界面相容性、综合力学性能和耐磨性优异的铁铝基涂层,对于拓宽Fe-Al金属间化合物应用,具有重要的现实意义和显著的经济效益。本文首先根据Fe-Al相图,结合激光熔覆技术特点,设计并确定金属粉体比例为Fe:Al=71:29 at%;并从推广应用角度着眼,选用高效、易操作的机械合金化技术制备前驱粉体。重点围绕球磨时间对Fe-Al粉体以及与之对应激光熔覆层的物相、形貌和组织的影响进行系统研究,提出球磨过程中Fe-Al粉体组织形态演变机制,以及在高能激光作用下粉体反应扩散模型。结果表明,球磨时间通过影响粉体冷焊和破碎机制,以及原子互扩散速度,实现改变粉体形貌、粒度分布和合金化程度;继而使得粉体对激光的吸收率、熔液流动性以及凝固成形件的组织产生差异。随粉体球磨时间延长,可实现颗粒细化、表面能增加、促进原子互扩散的目的,所形成的粉体物相为Fe(Al)固溶体。当达到理想球磨时间20h时,所得前驱粉体的晶粒尺寸为7.7692nm,平均颗粒尺寸D_(50)为1.13μm,相对比表面积达到2016m~2/kg,其尺寸分布最窄,此时粉体碎化和冷焊达到最佳动态平衡状态。此时Al在Fe中的固溶度达到近似饱和状态(28.2at%)。采用该粉体经激光熔覆扫描后形成Fe-Al涂层的物相以B_2型Fe_3Al为主,还有一定量有序DO_3型Fe_3Al。该熔覆层表面质量最佳,无“收缩球化”和开裂等缺陷。并与基材45#钢为冶金结合,其凝固组织沿截面方向由表及里按等轴树枝晶→柱状树枝晶→胞状晶逐渐演变,其中等轴晶比例较大,且枝晶较细。但若继续延长球磨时间,则造成粉体再次团聚和晶粒再长大,继而使得与之对应Fe-Al涂层表面存在裂纹,且凝固组织中枝晶粗化等现象发生。研究了前驱粉体球磨时间对Fe-Al激光熔覆层力学性能和耐磨性的影响规律。总体而言,当且仅当粉体球磨时间为20h时所对应Fe-Al涂层具有较理想的力学性能和耐磨性。其表面平均显微硬度值为527.2HV_(0.1),抵抗塑性变形功为0.677×10~(-9)J。说明在此条件下所得Fe-Al涂层具有较高的硬度和一定的回弹性,这对于提高涂层在室温和高温(400℃)下的耐磨性是有利的。另外,本文针对Fe-Al涂层室温脆性大的问题,首次提出采用煅烧技术,在具有高活性和大畸变能的Fe-Al球磨粉体外表面原位生成Al_2O_3颗粒的方法;再利用纳米颗粒增韧,提高Fe-Al激光熔覆层塑、韧性。首次揭示了煅烧温度对前驱体原位生成Al_2O_3粒径以及与之对应Al_2O_3/Fe-Al复合涂层中物相、组织分布的影响规律,探讨增强相分布形态与涂层冶金缺陷的内在联系,重点研究熔池非平衡冶金凝固过程、增强相颗粒与基体相传热传质过程,实现对粉体“控形”和涂层“控性”的统一。研究结果表明,煅烧温度直接影响球磨粉体外表面原位生成的Al_2O_3颗粒的粒径及含量,继而影响复合涂层中增强相Al_2O_3对基体相Fe_3Al的增韧补强效果。当煅烧温度升高至850℃时,原位生成Al_2O_3颗粒粒径达纳米级(50~100nm),其所对应Al_2O_3/Fe-Al复合涂层中Al_2O_3弥散分布于凝固组织中,抑制晶粒长大、细化组织。然而过高的煅烧温度导致原位生成的Al_2O_3过度生长至亚微米级(500nm~1μm),不仅造成前驱粉体发生“硬团聚”现象,而且导致涂层中增强相与基体相润湿性差,且在界面处存在裂纹等缺陷。在此基础上,重点分析原位生成Al_2O_3粒径和含量对Fe-Al激光熔覆层力学性能和耐磨性影响规律,通过试验证明纳米级(50~100nm)Al_2O_3颗粒可通过阻碍裂纹萌生和扩展,明显改善涂层的塑、韧性,使其显微硬度提高至651.9HV_(0.1),抵抗塑性变形功减小至0.451×10~(-9)J。并且由于纳米颗粒的钉扎强化作用,降低了涂层在室温下的磨粒磨损;加之,Al_2O_3“微滚珠”的自润滑作用,使涂层在高温下也具有减摩耐磨优势。总结提出:Al_2O_3纳米颗粒增韧Fe-Al涂层机制实为弥散强化、细晶强化、桥联增韧以及减缓环境氢脆等多种方式的耦合效应。除纳米颗粒增韧外,本论文研究Cr合金化增韧改性Fe-Al激光熔覆层技术,确定Cr理想固溶量为5at%。并结合理论计算结果,从电子结构、成键特性、位错滑移等多角度综合分析Cr增韧Fe-Al涂层机制,提出Cr通过改变Fe_3Al中电荷密度、原子键,改善晶界结构以及降低反相畴界能,提高塑性和韧性。结果表明,Fe-Al-Cr激光熔覆层的物相组成以Fe_3Al(Cr)为主,其凝固组织具有较高的致密度和力学性能,保证了其在室温和高温下均具有较好的耐磨性。然而,若Cr过量至7.5at%,超过Fe_3Al的最大固溶度,则形成Cr_2Al硬质相。这不仅造成凝固组织的粗化和偏析,而且严重影响Fe-Al涂层的力学性能和耐磨性的提高。
【学位授予单位】：南京航空航天大学
【学位级别】：博士
【学位授予年份】：2018
【分类号】：TG174.4;TG665
【图文】：

点阵图,金属间化合物,点阵,立方晶胞

1.2.1 Fe3Al 和 FeAl 合金的晶体结构1932 年，Bradley 和 Jay 发现了 Fe-Al 金属间化合物具有 B2和 DO3两种有序结构。当量为 25%～35at%时，室温下 Fe3Al 金属间化合物为 DO3长程有序结构。当 Al含量为 25at Fe3Al 金属间化合物的点阵常数为 0.5780nm，其单胞如图 1.1 所示[51-52]。该单胞是由 8 个心立方晶胞所组成的大晶胞，其中 Fe 原子占据每个小体心立方晶胞的顶角，而 Al 原子则其余 4个共棱小体心立方晶胞的体心位置[53]。室温下 Al 含量为 35~50at%时，在室温下形成 B2有序结构的 FeAl 金属间化合物[54-55]。胞如图 1.1(b)所示，为简单体心立方结构，其中 Fe 占据顶角位置 Al 占据体心位置。该晶点阵常数随 Al 含量及热处理工艺发生改变，如不经热处理的 FeAl 合金(其中含 Al 38.9at%晶格常数为 0.2896nm，但经过 773K和 1273K淬火处理的 Fe-50Al 的金属间化合物的晶格分别为 0.2905nm和 0.2909nm[56-57]。根据图 1.2 合金二元相图可知，随着温度和铝成分的变化，DO3型 Fe3Al 会以二级相变式向部分有序 B2结构及无序结构转变。其中 DO3→B2转变温度约为 550℃，B2→ 转变约为 950℃[58]。

二元相图,二元相图,合金

图 1.2 Fe-Al合金二元相图[53]l 合金的性能特点立方 DO3有序结构，熔点为 1540℃，密度为 6.7g/cm3，其室特点为比重小、弹性模量高，且在使用温度低于 1000℃时钢、高温合金，表现出良好的耐磨损、抗氧化性和耐腐蚀性合物拉伸过程中位错组态的观察和断口形貌的分析，认为造由于较低的解理强度和由四个单分位错组成的超点阵位错滑度和塑性与其化学成分和温度密切相关[62]。首先对室温条件拉伸试验，结果表明，若 Al 含量低于 27at%的单晶或多晶曲线呈抛物线，无加工硬化现象出现，这是由于该类合金屈滑移形式进行。由于合金中含有大量 DO3有序畴界，能够强化作用；若 Al 含量大于 27at%的 Fe3Al，其应力应变曲线阶段和一个抛物线阶段。其中第一个线性硬化阶段对应四分的相互钉扎和塞积，导致加工硬化速率迅速升高。继而由于

示意图,热浸镀,工作原理,示意图

激光熔覆铁铝基涂层的制备及其增韧和抗磨机理研究际工程中的应用。因而为规避该问题，并兼顾考虑降在钢铁表面制备Fe-Al基合金涂层，这无疑是一种经物发展的重要方向之一[118]。这样不仅可避免Fe-Al块铁材料的使用寿命，并充分发挥金属间化合物良好的对于开拓Fe-Al金属间化合物在涂层防护新领域的推效益。目前，已采用热浸镀、热喷涂、堆焊和双辉等合金涂层[119, 122-124,129, 135-136]。种传统表面改性技术，首先将涂层材料熔化成为熔液-工件界面处通过金属溶解、化学反应以及扩散等，形中取出时，其表面熔液迅速冷却和凝固即为镀层。该强度。该技术具有设备简单、操作方便等优点，既可产。其工作原理示意图见图 1.3。

【参考文献】