李萍[1]2016年在《WC/钢复合材料的制备及其性能优化》文中认为经济和社会的发展对于材料提出了越来越高的要求,WC/钢基复合材料将增强相WC的高强度高硬度和钢基体的韧性结合起来,具有可导电加工、热处理强化、耐磨等一系列优点,成本大大低于WC—Co硬质合金,在工模具、耐磨件、轧辊等领域获得广泛应用。本文设计了一种超高强度钢作为基体的WC/钢基复合材料,通过粉末冶金法,成功制备出WC/钢基复合材料,优化了配方和制备工艺(压制工艺、烧结工艺、热处理工艺等),制备出的材料具有高硬度、韧性和耐磨性。此外,采用电冶熔铸法和离心铸造法制备了 WC/钢基复合材料,并进行了热处理和化学热处理研究,优化了材料的综合性能。主要研究工作与成果如下:1)设计了 一种超高强度钢45CrNi2Mo2作为粘结剂的新型WC/钢基复合材料,通过优化工艺确定了粉末冶金法最佳压制力为300Mpa,烧结温度在1220℃左右。结果发现:300MPa下试样硬度最高,孔隙最少,分布均匀;1220℃下烧结体的性能最佳,40wt%WC在该温度下体积收缩率为33.68%,显微硬度404.7(HV0.3)。2)探索了粉末冶金法下WC含量的改变对钢基复合材料力学性能与微观组织的影响。结果表明:WC的加入提高了复合材料的显微硬度,40wt%WC、45wt%WC性能相差不大,组织致密,孔隙少,但性能远超其他配方。1220℃下40wt%WC试样的硬度最高达到404.7HV0.3,洛氏硬度达到67HRC,且综合性能达到最佳。40wt%WC的组织均匀,WC与基体相互溶解产生Fe3W3C、Fe3C、FeW3C等物相,从经济角度综合考虑,最终确定最佳配方为40wt%WC型。3)研究了不同的热处理制度对离心铸造法制备的WC/钢基复合材料组织与力学性能的影响。结果发现:离心铸造试样经退火后缺陷减少,硬度降低,抗弯性能变强。淬回火后样品组织更加均匀,马氏体增多,网状结构更规则,980℃淬火后,洛氏硬度为81.7HRA,维氏硬度为595HV10,抗弯强度为1263MPa。离心铸造试样965℃渗硼为最佳制度,维氏硬度(876HV10)、洛氏硬度(71.6HRA)达到最大,抗弯强度为1078MPa,试样既有一定的韧性,又有较高的硬度。4)分析了不同的热处理制度对电冶熔铸法制备的钢基复合材料组织与性能的影响。结果可见:DGJW20退火后硬度略有降低,而淬火后洛氏硬度大幅提高。随着淬火温度的升高,试样的硬度不断上升,到980℃硬度达到最高(84.4HRA,873HV10),抗弯强度为811MPa。980℃淬火、200℃回火为最佳热处理制度。电冶熔铸试样在约965℃时渗硼保温7h效果最好,维氏硬度(1120HV10)比原始样维氏硬度提高约100%,洛氏硬度达到77HRA,抗弯强度为695MPa。渗硼后的表层为FeB、Fe2B、CoB和Ni3B等硼化物。5)研究了不同的整体热处理与化学渗硼制度对粉末冶金法制备的40wt%WC复合材料的影响。结果表明:退火后试样的硬度降低,淬回火后硬度又提升,970℃淬火200℃低温回火性能最佳,硬度达到最高(1107.7HV0.2),淬火试样中主要物相为Fe3W3C、Fe3W3C-Fe4W2C。对粉末冶金法制备的试样,使用渗硼剂配方(5%KBF4、5%B4C、5%木炭粉、85%SiC)在975℃渗硼时硬度最高,耐腐蚀性能也好。对于配方(B4C、KBF4、硝酸铈Ce(N03)3、SiC、活性炭),5%硝酸铈掺入渗硼剂,980℃下渗硼后的试样具有优异的性能。
张成军[2]2007年在《激光表面重熔对电冶熔铸WC/钢复合材料组织性能的影响》文中指出采用CO_2激光器对电冶熔铸WC／钢复合材料DGW40和DGW50进行表面重熔处理，为该类复合材料的表面改性提供更为先进的方法。着重研究激光重熔后，复合材料重熔层的组织结构转变和随后所表现的力学性能。研究结果表明，对于基材为热处理态的复合材料，可以细化表层组织，且激光影响区可以分为熔凝区、过渡区和热影响区。不同的激光工艺参数和不同WC含量的基材所得到的重熔层的物相种类趋于高度一致。至于基材为原始铸造态的复合材料，激光重熔可以大大细化表层的基体组织结构，也包括细化其中碳化物。电冶熔铸WC／钢复合材料激光重熔物相的演变主要包括叁部分，钢基体、WC枝晶和细小孤立碳化物。钢基体发生了熔凝，一部分与WC枝晶发生反应形成共晶；WC枝晶无法完全溶解，也就是局部溶解，溶解的程度跟熔池吸收的热量多少有关；细小孤立的碳化物大多数都溶解于钢基体中。熔凝层组织结构细小且均匀分布，物相由WC、Fe_3W_3C、(Cr，Fe)_7C_3、马氏体和残余奥氏体构成。重熔前和重熔后的增强相种类上略微发生变化，表现在除多数增强相WC和Fe_3W_3C以外的碳化物等的溶解，并析出M_7C_3型复式碳化物和保留残余奥氏体。电冶熔铸WC／钢复合材料激光重熔层的显微硬度和耐磨性都要好于基材。硬化区深度随着熔深的增加而增加。熔深随着激光功率的增加而增加，随着扫描速度的增加而减小。对于WC含量相同的不同重熔层，耐磨性较为接近。WC含量从40wt％增加到50wt％，重熔层的耐磨性提高。复合材料耐磨性和硬度提高的原因归于表面的强化效应。其强化机制为细晶强化、沉淀强化、固溶强化等。
宋雪峰[3]2006年在《电冶熔铸WC钢基复合材料的组织及断裂韧性研究》文中指出采用电冶熔铸工艺制备了以GCr15轴承钢为基体,含量分别为20、30、40和50wt%的WC颗粒作为硬质相的电冶WC钢基复合材料。借助金相分析、扫描电镜、X射线衍射及能谱分析等方法研究了材料熔铸态的微观组织及碳化物的演变过程,不同热处理状态下的组织结构。重点研究了其断裂韧性性能,系统分析了热处理工艺、WC颗粒大小、含量对该材料的断裂韧性的影响,提出了其断裂模式。 电冶WC钢基复合材料中,较低含量WC(20wt%)时,多数WC颗粒溶入高温钢液中,冷却时形成不连续网状复式碳化物且沿晶界分布,基体中由于快速冷却析出了许多细小的原位碳化物颗粒;当WC(40wt%)含量较高时,显微组织主要是以Υ-Fe+WC、Υ-Fe+Fe_3W_3C共晶组织为主,它们呈现树枝状和锚状,另外,还有一些不规则的块状组织;大颗粒WC周围形成了厚达数微米的反应层,界面结合强度大为提高。 对于WC含量为50%的复合材料,由于电冶熔铸及后续热处理加热温度很高,使碳化物相溶解并析出,从而使不同热处理的组织具有各自的特点。此材料具有叁种类型的碳化物,一类碳化物与二类碳化物的性质与物理状态均不相同。 断裂韧性试验中发现,SENB法对于电冶熔铸WC钢基复合材料的断裂韧性测试适用可行,数据稳定。该种材料具有较高的断裂韧性,断口形貌主要特征为WC解理、基体准解理及分散韧窝和韧窝带。经热处理后,材料的断裂韧性有较大提高,退火态达23MPa·m~(1/2)。随着WC颗粒的含量、粒度的增加,复合材料的断裂韧度降低。硬质相对材料的断裂韧性和断裂行为起决定性作用,该种复合材料具有复合断裂机制,断口分析证实此类断口为韧——脆复合断口。
王基才[4]2003年在《电冶熔铸WC/钢复合材料的制备工艺及组织、性能的研究》文中进行了进一步梳理显微缺陷分析显示，采用电冶熔铸工艺制备的WC／钢复合材料不仅气孔、夹杂物含量低，无明显游离石墨痕迹，而且较好地解决了WC颗粒的偏聚问题，具有明显的质量优势。 WC／钢复合材料的制备过程中，WC颗粒在高温下发生了局部溶解并在WC颗粒和钢基体界面处发生了界面反应；X射线衍射和电子衍射花样分析表明，反应产物为高稳定性的Fe_3W_3C，界面反应有效地改善了WC颗粒与钢基体的界面结合。 随着WC颗粒含量的增加，WC／钢复合材料中出现了一些不良组织。实验结果表明适当的锻造和热处理可有效地改善WC／钢复合材料中碳化物的不良形态，并相应地提高复合材料的力学性能。 断口形貌分析显示，wc／钢复合材料的断口形貌呈韧-脆复合断口特征，硬脆的WC颗粒常发生脆性解理断裂，而韧性较高的钢基体的断口形貌则因热处理工艺而异。 结合磨损特性曲线和不同磨损时间的摩擦面SEM照片，分析了WC／钢复合材料的磨损机理，并讨论了不同热处理工艺和WC颗粒含量对WC／钢复合材料磨损性能的影响。
张宁[5]2015年在《WC颗粒增强钢基复合材料的组织及性能研究》文中认为随着经济和科技的不断发展,对现代工程结构材料性能的要求越来越高,越来越多样化。针对国家工程、矿山、建材机械和材料成型等领域对先进钢基复合材料的共性重大需求和先进钢基复合材料的国内外发展趋势,本文以克服制约国内先进钢基复合材料制备的科学瓶颈问题为出发点,将现有的电冶熔铸工艺方法加以改进联合研制出复合电冶熔铸的新工艺,制造出大体积、低成本、高性能的WC颗粒增强钢基复合材料。本文通过调整WC颗粒尺寸(50μm和100μm)和含量(25%、35%和45%),采用复合电冶熔铸工艺制备了四种WC颗粒增强钢基复合材料,以及5Cr Ni Mo钢。铸造后的材料经退火和锻造处理。选择950℃、1000℃、1050℃叁种加热淬火温度,180℃、220℃和300℃叁种回火温度,共计六种工艺对复合材料进行热处理。通过对WC颗粒增强钢基复合材料的显微缺陷、表面成分、微观组织、硬度、弹性模量、断裂韧性、冲击韧度、断口形貌、WC形态、热疲劳裂纹、摩擦系数、磨损率等进行了测试研究,评价WC颗粒增强钢基复合材料的显微组织、微观结构、增强相分布形态、界面性能、表面力学性能、弯曲性能、冲击性能、热疲劳性能和二体磨损以及叁体磨损的滑动摩擦学性能。通过本文的试验研究和理论分析,得出了以下主要结论:复合电冶熔铸工艺具有高能球磨混粉均匀、电渣重熔精炼净化、电磁搅拌颗粒分散、水冷结晶逐层快速凝固等特点,制备的WC颗粒增强钢基复合材料孔隙少、致密高、无夹杂,WC颗粒分布均匀,具有很少的缺陷。WC颗粒增强钢基复合材料熔铸原始态的显微组织主要由马氏体、残余奥氏体、共晶莱氏体和各类碳化物组成。通过退火处理,长条状碳化物溶解或部分溶解在钢基体中,大块状碳化物分解细化。再经锻造处理,热稳定性较高的树枝晶、骨骼状和鱼骨状共晶组织碎化。选择淬火温度在1000℃附近,可在保证一定的强硬性同时,提升材料的综合性能。低温回火时复合材料的组织转变主要是钢基体的组织转变,包括基体内碳的偏聚、马氏体的分解、残余奥氏体的转变和碳化物的析出与偏聚球化。显微组织主要由隐晶回火马氏体、碳化物及残余奥氏体组成。存在的碳化物类型主要为原始WC颗粒、较大的Fe3W3C团块状颗粒、Fe3W3C或M7C3枝晶状碳化物、弥散分布的Fe3W3C或M23C6二次碳化物。选择220℃附近回火,在保证强硬性同时,将获得更佳的组织。WC晶粒的溶解会使WC晶粒的棱角钝化,白色的大颗粒WC周围包裹着一圈Fe3W3C的黑色条带,增加WC与钢基体间的结合强度。EBSD和EDS分析得出,经高温淬火和低温回火后,该复合材料的大角度晶界大幅提高,晶粒尺寸显着变小,晶粒分布均匀化,产生细晶强化的作用。Cr元素主要分布在钢基体中较大晶粒处,而Ni元素则主要分布在较小的晶粒处。复合材料的洛氏硬度在950℃到1050℃淬火时达到HRC 60~66,出现先上升后下降的波动。对比基体和中小块WC颗粒聚集区,大块硬质相的显微硬度变化幅度较小。热处理后钢基体的纳米硬度和弹性模量均有所提高,WC颗粒的测量值变化不大。复合材料的抗弯强度在950℃到1050℃淬火时达到1600~1650MPa,满足使用要求,并出现先上升后下降的波动。在锻造退火状态下,弯曲断口为准解理+韧窝的复合断口。淬火回火态时,复合材料表现出解理断裂+部分基体韧窝的断裂机制。25%粗颗粒WC复合材料具有较高的冲击韧度,热处理后达到14 J/cm2。WC含量越多,冲击断口的韧窝越少,逐渐从准解理过渡到解理断裂。而WC颗粒尺寸越大,WC颗粒越容易发生解理断裂。通过Sierpinski分维数的测量与计算方法进行分形研究,结果表明WC的分维数随热处理工艺的改变呈现不同的变化。高温淬火并回火时,WC的分维数由两条不同斜率的直线表示,出现两个WC的分维值,WC存在两组粒度与数量都不同的分形结构,其对应的WC颗粒区,有着不同的成分和组织结构。分维差值△D较大的对应为Fe3W3C复式碳化物,而分维差值△D较小的,则对应的WC颗粒形貌保留了锻造退火态时的性能和形态。淬火温度或回火温度越高,分维差值△D越大,WC的形貌变化越大。热疲劳裂纹孕育期较短,裂纹在V型缺口根部萌生热疲劳裂纹,其主要以一条主裂纹的形式呈不连续、间断性扩展。主裂纹的扩展方式主要为沿碳化物与钢基体界面扩展、穿过WC大颗粒和团块状碳化物扩展、沿网状碳化物链扩展、穿越WC小颗粒聚集区扩展、穿过鱼骨状碳化物扩展和穿越钢基体扩展。裂纹在试样表面扩展的主要形态为直线型、折线型或梯形、圆弧型以及分叉型,并发现“搭桥”型裂纹。热循环次数较多时,钢基体发生循环软化效应,降低了材料的热疲劳抗力。复合材料中,随着WC含量或颗粒度在一定范围内增大,摩擦系数呈提高的态势。二体磨损时,在1000℃淬火+180℃回火时,45%粗颗粒WC复合材料的耐磨性最好。磨损机制为磨粒磨损和氧化磨损。叁体磨粒磨损时,摩擦系数在磨合期内呈现出更大的跳跃性,且磨合期比二体磨损更为延长。在950℃淬火+180℃回火时,45%粗WC复合材料的耐磨性最好。在二体磨损的环境下服役使用将发挥该复合材料的最佳耐磨性能。叁体磨损的主要磨损机制为多次塑变或微观压入导致的变形层的疲劳断裂机制。综上所述,在一定的范围内,WC颗粒度越大,含量越高,则复合材料硬度越高,抗弯强度越低,抗冲击能力越差,而抗二体磨损和叁体磨粒磨损性能越好。选择在1000℃附近加热淬火,220℃左右回火的45%粗颗粒WC复合材料可以获得较佳的组织结构和较优的综合性能。
任昊[6]2004年在《电冶熔铸钢基复合材料组织及磨损性能研究》文中认为采用电冶熔铸工艺成功制备了钢基复合材料。研究了以GCr15轴承钢为基体，分别添加不同含量的WC、TiC、SiC颗粒后所得复合材料的组织，重点分析了其磨损性能，探索了不同成分材料的磨损机理。 WC／钢复合材料中，WC颗粒含量较低的复合材料在高温下溶解严重，基体形成不连续网状复式碳化物沿晶界分布，基体中由于快速冷却析出了许多细小的原位WC颗粒；WC颗粒含量较高的复合材料中保持了一定量的原始颗粒，在基体中均匀分布；大颗粒WC颗粒周围形成了厚达数微米的反应层，界面结合强度大为提高。 TiC／钢复合材料中，原始TiC颗粒很好的保留在基体中；而SiC／钢复合材料中SiC几乎全部溶解于基体，但在基体中存在大量原位析出的SiC小晶粒。 磨损试验中发现，所有复合材料的耐磨性均比基体材料有不同程度的提高，含大颗粒WC复合材料的耐磨性比含小颗粒WC复合材料的耐磨性要好，颗粒含量、大小、间距对材料的磨损性能都有影响；通过对磨痕形貌的观察，认为基体材料GCr15的磨损机理以粘着磨损和磨粒磨损为主，加入硬质颗粒后，以磨粒磨损为主，而且随硬质颗粒含量的增加，粘着逐步减轻。
尤显卿, 任昊, 斯廷智[7]2003年在《电冶熔铸WC/钢复合材料组织及耐磨性研究》文中提出用电冶熔铸的工艺方法制备了含40%WC颗粒的WC/钢复合材料。结果表明:WC颗粒在钢基体中发生了适当溶解,界面反应物在两相界面处构成反应层,极少缺陷的界面形态使WC颗粒与钢基体间有着良好的界面结合,有效地把外加载荷传递给WC增强颗粒。磨损试验后发现试验材料表现出了良好的耐磨性,磨损过程主要受硬质相WC颗粒脱落的控制,而高的界面结合强度减缓了WC颗粒脱落的速度。
张宁, 张春红, 邵浩彬, 付健[8]2016年在《复合电冶熔铸WC颗粒增强钢基复合材料的显微缺陷研究》文中研究表明采用复合电冶熔铸工艺制备了WC颗粒增强钢基复合材料,该工艺具有高能球磨混粉均匀、电渣重熔精炼净化、电磁搅拌颗粒分散、水冷结晶逐层快速凝固等特点,熔炼过程中有利于气体排出、夹杂物的去除、WC颗粒的分散等,较好地解决了颗粒团聚和聚集问题.得益于较快的冷却速度,WC颗粒被钢液吞没,尽可能地避免了枝晶偏析,使晶粒得到细化.所制备的复合材料孔隙少、致密高、无夹杂,WC颗粒分布均匀,缺陷很少.
钟成山[9]2007年在《电冶钢结硬质合金DGJW50热疲劳行为的研究》文中指出电冶钢结硬质合金DGJW50是采用电冶熔铸工艺制备而成的新型WC颗粒增强钢基复合材料。对其进行了热循环实验，观察热疲劳裂纹的萌生及扩展形态，研究了该材料的热疲劳行为。同时采用了热处理工艺强化钢基体相组织，以及表面渗硼工艺硬化合金表面，研究这两种工艺对DGJW50抗热疲劳性能的影响。研究结果表明，DGJW50热疲劳裂纹萌生也存在一个孕育期，在本实验条件下，约经过5次至10次热循环后，裂纹在缺口尖端处萌生。裂纹萌生地主要为：枝晶碳化物和复式碳化物。对于合金中的两大相：硬质相和钢基体相，前者硬而脆，而后者为强韧相。裂纹优先在硬质相区扩展，扩展的方式及途径包括枝晶碳化物的脆断，原始WC颗粒和复式碳化物的开裂以及两者之间的界面脱离。原始碳化物开裂后仍保有原始形貌，复式碳化物开裂后易“碎化”。与未经热处理的原始DGJW50相比，热处理后的DGJW50综合力学性能得到了很大提高，同时钢基体析出的较多细小均匀二次碳化物钝化了裂纹尖端，降低裂纹扩展速率，故显着提高了材料的抗热疲劳性能。表面渗硼全面硬化了DGJW50表面。热循环初期，渗硼层对基体材料起到了一定的保护作用，延缓了裂纹在基体材料的萌生和扩展。故表面渗硼DGJW50热疲劳性能高于原始材料的抗热疲劳性能。热循环期间，对于DGJW50的两大基本相——硬质相和钢基体相，硬质相受到了一定的破坏，而钢基体和两者界面受损较弱，表明材料的抗热疲劳性能较好。采取有效措施提高硬质相的热疲劳抗力，材料整体的抗热疲劳性能必将大大提高，这为本材料大规模推广应用于热作模具奠定了坚实的理论基础，明确了今后的研究方向。
尤显卿, 马建国, 宋雪峰, 任昊, 黄曼平[10]2005年在《电冶熔铸WC/钢复合材料中WC的溶解行为》文中提出用电冶熔铸工艺制备不同WC含量的WC/钢复合材料,研究了WC颗粒在复合材料钢基体中的溶解行为和影响因素。结果表明:随着WC含量的增加,碳化物从钢基体晶界处分布逐渐转向晶内分布;随着WC颗粒尺寸的增大,在WC颗粒与钢基体界面处形成一层反应物,它阻止了WC颗粒在钢基体中的进一步溶解,同时也提高了两相界面的结合强度。通过调整电冶熔铸工艺参数和WC颗粒的尺寸及含量,可以控制WC颗粒在复合材料中的溶解行为。
参考文献：
[1]. WC/钢复合材料的制备及其性能优化[D]. 李萍. 合肥工业大学. 2016
[2]. 激光表面重熔对电冶熔铸WC/钢复合材料组织性能的影响[D]. 张成军. 合肥工业大学. 2007
[3]. 电冶熔铸WC钢基复合材料的组织及断裂韧性研究[D]. 宋雪峰. 合肥工业大学. 2006
[4]. 电冶熔铸WC/钢复合材料的制备工艺及组织、性能的研究[D]. 王基才. 合肥工业大学. 2003
[5]. WC颗粒增强钢基复合材料的组织及性能研究[D]. 张宁. 中国矿业大学. 2015
[6]. 电冶熔铸钢基复合材料组织及磨损性能研究[D]. 任昊. 合肥工业大学. 2004
[7]. 电冶熔铸WC/钢复合材料组织及耐磨性研究[J]. 尤显卿, 任昊, 斯廷智. 铸造. 2003
[8]. 复合电冶熔铸WC颗粒增强钢基复合材料的显微缺陷研究[J]. 张宁, 张春红, 邵浩彬, 付健. 徐州工程学院学报(自然科学版). 2016
[9]. 电冶钢结硬质合金DGJW50热疲劳行为的研究[D]. 钟成山. 合肥工业大学. 2007
[10]. 电冶熔铸WC/钢复合材料中WC的溶解行为[J]. 尤显卿, 马建国, 宋雪峰, 任昊, 黄曼平. 中国有色金属学报. 2005