磨粒粒径对Si3N4结构陶瓷冲蚀磨损性能的影响

以冲蚀磨损工况下的典型应用材料Cr15Mo3高铬铸铁为对比材料,采用转盘式液-固双相流试验机研究了不同SiC磨粒粒径对Si3N4结构陶瓷抗冲蚀磨损性能的影响,分析了试验材料冲蚀磨损的微观失效机制.研究结果表明:在各种粒径磨粒的冲蚀磨损条件下,Cr15Mo3铸铁的冲蚀磨损率都比Si3N4结构陶瓷的高,Si3N4结构陶瓷的抗冲蚀磨损能力是Cr15Mo3铸铁的20倍左右;粗颗粒磨料冲蚀条件下试验材料的体积损失比细颗粒磨料冲蚀条件下的大,即磨粒越粗冲蚀磨损越严重;在微观上,Cr15Mo3的腐蚀坑、冲蚀坑多,基体材料冲刷磨损严重,W型失效形貌明显,而Si3N4结构陶瓷的冲蚀磨损面比较光滑,材料失效主要是晶界粘结相失去多所致;结构致密、晶粒细小并有细小柱状晶的存在等是Si3N4结构陶瓷抗冲蚀磨损性能优异的主要原因.     

1Cr9Mo钢高速气-固两相流冲蚀磨损

采用自制的激波驱动气-固两相流冲蚀磨损试验装置,选取SiO2、Al2O3和SiC颗粒,对煤化工常用材料1Cr9Mo钢进行高速气-固两相流冲蚀磨损试验研究.结合试件表面冲蚀磨损形貌,分析冲击速度、冲击角度、颗粒硬度、颗粒粒径、试件温度等因素对材料的冲蚀磨损率的影响.结果表明:在20 ℃和400℃下,1Cr9Mo钢的最大冲蚀磨损率均出现在15°～25°的冲蚀角之间,体现出典型塑性材料的冲蚀磨损特征;低角度冲蚀时磨损机理以颗粒的切削作用为主,高角度冲蚀时颗粒垂直撞击材料表面产生凹坑并致使凹坑周围的片状物碎屑从材料表面剥离;试件冲击速度指数在2.3 ～3.2范围内,磨损率受颗粒硬度影响较大;在相同冲蚀条件下,硬度较高的Al2O3和SiC颗粒对试件的磨损率比SiO2颗粒高一个数量级;磨损率随颗粒粒径的增大呈现先递增后下降的趋势;在400℃时SiO2颗粒对试件的冲蚀磨损率明显提高,磨损率最大值约为20℃时的3倍.     

水电工程中不锈钢材料冲蚀磨损与腐蚀的交互作用

通过水轮机目前应用较多的不锈钢材料在冲蚀磨损过程中电化学腐蚀及抗冲蚀磨损性能的研究，区分出了纯磨损、纯腐蚀、磨损对腐蚀的促进分量，及其腐蚀对磨损的促进分量等在材料失效过程中各占的比例。考察了试验材料的抗冲蚀磨损特性及其磨损与腐蚀间的交互作用，并对其失效机制进行了探索性分析。结果表明：在不同的冲蚀速度下，0Cr13Ni5Mo不锈钢的冲蚀磨损失重率小于1Cr18Ni9Ti不锈钢材料；试验材料在冲蚀磨损总失重率中，纯磨损率是占主要的；随着冲蚀速度的增加，磨损对腐蚀的促进作用也增加，同时也加强了腐蚀对磨损的促进作用。     

梯度M_7C_3增强铁基堆焊涂层显微结构与耐磨性研究

采用电弧堆焊工艺在Q235钢板表面制备了不同成分的M_7C_3增强铁基堆焊涂层,采用X射线衍射仪(XRD)、金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)对M7C3增强铁基堆焊涂层的物相和微观结构进行表征,并通过"绝热法"和定量金相方法对堆焊涂层中组成相进行定量统计。采用显微硬度计和纳米压痕仪对堆焊涂层的硬度梯度和微观硬度进行测试,采用自制磨粒磨损试验机和冲蚀磨损试验机对堆焊涂层的耐磨性进行评价。结果表明,M7C3增强铁基堆焊涂层显微组织主要由初生(Cr,Fe)7C3碳化物和共晶(Cr,Fe)_7C_3/γ-Fe+α-Fe基体组成。随堆焊涂层中碳含量上升,初生碳化物尺寸增大、体积占比增加、稀释区厚度降低。与此同时,堆焊涂层抵抗低应力磨粒磨损的耐磨性逐渐增强,抵抗高应力冲蚀磨损的耐磨性逐渐变差。碳化物分布及其与基体的匹配是决定涂层耐磨性的重要因素。涂层中六棱棒状结构的初生(Cr,Fe)7C3碳化物硬度为21.4±0.3GPa,而断续网状结构的共晶(Cr,Fe)_7C_3碳化物硬度为18.8±0.3 GPa。     

等离子熔覆镍基合金的组织及其冲蚀磨损性能

为提高不锈钢材料的耐冲蚀磨损性能,以Ni46合金粉末为原料, 采用等离子熔覆工艺在不锈钢1Cr18Ni9Ti基材上制备镍基合金涂层,分析了熔覆层的显微组织以及物相形貌和相结构等,测定了涂层的显微硬度. 使用旋转圆盘实验机研究了Ni基等离子熔覆合金涂层在砂浆中的冲蚀行为. 结果表明: 材料的冲蚀磨损性能受到材料基本力学性能的限制,高硬度镍基涂层的抗冲蚀性能最好,在相同实验条件下其磨损率由小到大排列顺序为镍基涂层＞0Cr13Ni5Mo＞1Cr18Ni9Ti;镍合金层中奥氏体基体的固溶强化和硬质相有效抵御砂砾的冲击,是Ni基等离子熔覆合金层具有高抗冲蚀性能的主要原因.     

水轮机过流部件材料的冲蚀磨损腐蚀及其交互作用

通过对含沙水域水电站水轮机过流部件的4种典型材料(55钢、20SiMn、1Cr18Ni9Ti和0Cr13Ni5Mo)在冲蚀磨损过程中的电化学腐蚀及冲蚀磨损性能研究,区分出纯磨损、纯腐蚀、磨损对腐蚀的促进分量及腐蚀对磨损的促进分量在材料失效过程中各自所占的比例,考查了试验材料的冲蚀磨损特性以及磨损与腐蚀间的交互作用,分析了失效机制,结果表明:材料的冲蚀磨损质量损失率随冲蚀速度和浆料含沙量的增加而增大;冲蚀角在0°～45°范围内变化时,冲蚀磨损质量损失率随冲蚀角增大而增大,当冲蚀角超过45°后,质量损失率随冲蚀角增大而减小;在多泥沙冲蚀磨损条件下,材料纯磨损的质量损失占总质量损失的62%～92%,是材料破坏的主要方式,腐蚀是次要的;磨损对腐蚀的促进作用随冲蚀强度的增大而加强,其对材料流失的作用不可忽视.     

等离子喷涂氧化铝陶瓷涂层组织

用X射线衍射、扫描电镜和显微硬度计研究了45钢表面等离子喷涂Al2O3陶瓷涂层的微观组织结构、显微硬度,同时对涂层的界面结合特性进行了考察。结果表明,喷涂前的α-Al2O3相粉末,经喷涂后,存在α-Al2O3相向γ-Al2O3相的转变,且以γ-Al2O3相为主相。在金属基体与陶瓷层之间加入NiCrAl层后热膨胀系数不匹配性得到一定程度的改善,从而使涂层内应力降低,结合强度得以提高。     

电弧喷涂药芯丝材涂层的组织和高温冲蚀性能

采用电弧喷涂自制的FeB和CrB两种药芯丝材在20#钢基体表面制备了FeB涂层和CrB涂层,分析了两种涂层的显微组织、相结构、硬度和孔隙率,并采用高温冲蚀磨损试验考察了其耐高温冲蚀磨损性能.结果表明:FeB涂层主要物相是α-Fe,FeB和FeB2,CrB涂层中主要存在α-Fe,CrB和Cr2O3相,两者的微观组织结构都是由弥散分布在铁基金属中间的硬质相粒子和少数孔洞组成,涂层与基体之间结合良好.FeB涂层的孔隙率小于CrB涂层,但硬度低于CrB涂层.FeB涂层和CrB涂层在650 ℃下具有良好的抗高温冲蚀磨损性能,都能够对20#钢基体起到较好的防护作用,但CrB涂层抗高温冲蚀磨损性能比FeB涂层更好.     

固液冲蚀材料表面冲击波纹的形成机理

为了寻求耐磨性能好的工程材料,应用自行设计的罐式固液冲蚀磨损装置研究了金属材料(结构钢40#)和工程陶瓷(S i3N4)的磨损及冲击波纹的发展过程。研究表明磨粒粒径大小和磨损时间对冲蚀波纹的形成有很大的影响;实验室中获得的40#钢的表面冲击波纹与工程磨损条件下的离心泵高铬灰口铸铁表面的冲击波纹的形态基本一致。即使在90°冲击角条件下塑性材料40#钢和脆性陶瓷的表面都可以观察到发展完全的冲击波纹形态。脆性陶瓷材料表面冲蚀波纹的波长和周期特征参量除了受到流体流动状况的控制外,材料自身机械性能和微观结构(晶粒形态和大小)的影响也很大。相同的冲蚀磨损条件下,脆性材料表面冲击波纹的波长和周期比塑性金属材料的都要小。     

氧化铝粒子的冲蚀速度对高锰钢磨损特性影响的研究

通过对高锰钢的磨损表面形貌、磨屑形貌和表面硬度的分析,研究了氧化铝粒子的冲蚀速度对高锰钢的磨损特性的影响．结果表明：在氧化铝粒子不同速度的冲蚀下,高锰钢仍具有典型延性材料的冲蚀磨损特性．高锰钢的磨损过程分为两个阶段：初始阶段和稳定阶段．同一速度下初始阶段的磨损率高于稳定阶段的磨损率．随氧化铝粒子冲蚀速度的提高,在高锰钢的冲蚀磨损过程中出现稳定阶段所对应的粒子质量逐渐减少,初始阶段和稳定阶段的磨损率都增加,表面硬化层的厚度和应变诱发马氏体的分数有所增加．     

耐热钢高温抗冲蚀磨损性能试验

通过自行设计的气流喷砂式高温冲蚀磨损试验机对304和310s耐热钢进行了高温冲蚀磨损试验。对比了2种材料的抗冲蚀性能及其磨损机制。比较分析了温度、冲蚀角度和试样表面氧化膜等因素对冲蚀磨损率的影响规律。结果表明:310s钢的耐冲蚀磨损性能优于304钢,试样表面氧化膜在400℃时抑制了磨粒对试样表面的冲蚀,磨粒对试样表面的微切削是2种材料冲蚀磨损质量损失的主要机制。     

干摩擦条件下MoSi2/45钢摩擦磨损性能的研究

通过着重研究 Mo Si2 与 4 5钢对摩时的干摩擦磨损性能 ,在扫描电子显微镜 (SEM)下观察了磨损表面的形貌 ,分析了其摩擦磨损机理 .结果表明 :随 Si O2 氧化膜的产生与剥落 ,摩擦系数随摩擦行程的延长呈不规则变化 ;Mo Si2 材料表现出优良的耐磨性能 ,其稳定磨损率小于 0 .0 4 g/ km.随着磨损载荷的增大 ,摩擦机理主要从微观滑移、塑性变形转变为粘着效应 ;磨损机理主要从磨粒磨损、氧化疲劳磨损转变为粘着磨损 .图 8,参 1     

ZrO2对Cr2O3-Al2O3陶瓷增韧的影响

为了研究ZrO2对Cr2O3-Al2O3复合陶瓷的增韧性能，利用WES-100型电液伺服万能试验机研究了ZrO2在Cr2O3-Al2O3陶瓷中的烧结行为以及热处理制度对材料力学性能的影响；并用XRD和SEM分析了陶瓷的韧性与晶体结构及显微组织之间的关系。结果表明，随着ZrO2质量分数的增加，Cr2O3-Al2O3陶瓷的烧结温度降低，烧成的陶瓷的致密度提高。ZrO2晶内的（Cr0．6Al0.4）2O3晶粒能产生巨大的热压应力，阻止裂纹扩散，产生明显的增韧效果。     

等离子喷涂Mo涂层在常温至300 ℃的干摩擦磨损性能

采用大气等离子喷涂在45钢表面制备了Mo涂层,研究了Mo涂层的微观结构和力学性能,并考察了涂层与GCr15球对摩时在常温至300℃时的干摩擦磨损性能.结果表明:等离子喷涂制备的Mo涂层较致密,涂层与基体结合良好,涂层的平均硬度为329.0 HV.随着环境温度的升高,涂层的摩擦因素和体积磨损率均逐渐增加.Mo涂层在室温和300℃时的摩擦因素分别为0.52和1.14.涂层在300℃时的体积磨损率为11.2×10~(-5)mm~3/N·m是常温下的5倍.随着环境温度的增加,等离子喷涂Mo涂层的层间剥落、氧化和粘着磨损逐渐加剧.     

高铬镍不锈钢钝化膜及其耐腐蚀性能

高铬镍不锈钢是湿法磷复肥生产装备中常用的材料 ,它能够经受得住工况介质腐蚀磨损的双重作用 ,是因为在其表面能形成耐腐蚀和具有自愈能力的钝化膜 .采用 XPS和 AES对钝化膜的组态和元素分布进行分析 ;运用 X衍射对钝化膜的结构进行了测试 ;并结合静态与动态的电化学性能对高铬镍不锈钢钝化膜进行了研究 .结果表明 :钝化膜主要是由 Cr、Mo、Fe的氧化物 Cr2 O3、Mo O3、Fe O、Fe2 O3等复合组成 ,所形成的是非晶态膜 ,Ni和 Cu是在膜下的富集 ,增加了膜的稳定性 .     

纳米SiC颗粒强化AA6061的磨粒磨损行为

实验制备了纳米SiC颗粒强化AA6061基材料,并考察了其微观组织、硬度及磨损性能.结果表明:在20 N载荷下,强化试样的磨损率及摩擦系数均低于AA6061基体,其中0.6%SiC/AA6061复合材料的磨损率较基体降低50%.这主要是由于SiC颗粒自身良好的载荷承载能力,加之增强颗粒/基体间界面良好的结合,使SiC颗粒的添加提高了复合材料的磨损抗力.同时,促进了富铁机械转移层的形成,降低了摩擦系数和磨损率.AA6061基体和强化材料在20 N载荷下的磨损机制均为磨粒磨损.     

T10钢表面HVOF喷涂WC-10Co-4Cr涂层的耐磨性研究

采用超音速火焰喷涂(HVOF)工艺在T10钢表面制备了WC-10Co-4Cr涂层,用扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)观察了喷涂粉末和涂层的微观结构,用摩擦磨损试验机测试涂层在无润滑及油润滑条件下的摩擦磨损行为。结果表明:WC-10Co-4Cr涂层的未融颗粒较多,涂层微观结构致密,孔隙率约为0.8%;涂层表面显微硬度呈现常规的单模分布,而涂层-基体截面显微硬度呈现双态分布,涂层表面硬度高于截面硬度,且更为稳定;在干摩擦和油润滑条件下,涂层的摩擦系数随加载力的增大而减小,基体的摩擦系数也随加载力的增大而减小;WC-10Co-4Cr涂层的磨损深度约为T10基体磨损深度的1/3;WC-10Co-4Cr涂层的磨损机制为磨粒磨损,T10基体的磨损机制为黏着磨损。     

Al对MoSi2材料干摩擦磨损性能的影响

运用 M- 2型摩擦磨损试验机测定了不同载荷条件下 Al/Mo Si2 材料与 4 5钢配对时的干摩擦磨损性能 ,采用 SEM观察了摩擦副表面的形貌 ,利用 X- ray分析了相组成 ,并探讨了其磨损机制 .结果表明 :少量 Al的添加降低了 Mo Si2 材料的摩擦磨损性能 ,其摩擦系数和磨损率均可用负荷的 4项式表示 .随负荷增大 ,Al/Mo Si2 材料的磨损机制主要表现为微切削、粘着磨损和凿削式磨粒磨损 .图 4 ,表 3,参 16     

等离子涂层摩擦磨损性能与机制探讨

研究了Ni60、Al2O3+40%TiO2及Ni/Al2O3涂层的摩擦磨损性能,并与T10钢的耐磨性进行了比较,探讨了涂层的磨损机制.实验表明,Ni60涂层耐磨性最好,在低载荷下,涂层失效是由表面接触疲劳引起的;在高载荷下,由于涂层颗粒剥落产生了磨粒磨损.Al2O3+40%TiO2涂层由于陶瓷脆性大,在磨损过程中产生脆断,并且随脆性增加,由脆断引起的磨损量增加.     

不同环境温度下典型身管用钢磨损性能研究

通过摩擦磨损、高温硬度及相应的分析试验研究了典型身管用钢32Cr2MoVA、30SiMn2MoVA在室温、200、400以及600℃下的摩擦磨损行为与规律.结果表明:两种材料的摩擦系数在各个温度区间内的区别不大,主要受摩擦氧化物产生与否影响.32Cr2MoVA的磨损率随着温度的提高先降低再提高之后又下降,30SiMn2MoVA的磨损率随着温度的上升而先降低,然后逐渐升高,600℃达到最高.温度、身管钢在高温下的硬度和磨盘材料与滑动销的高温硬度差(Hd--Hp)共同影响磨损表面氧化物层的最终形态.室温至200℃时,身管钢磨损行为主要受表面氧化物层的影响.室温下两种身管钢磨损机理均为黏着磨损及磨粒磨损,200℃时均为氧化轻微磨损.环境温度达到400℃以上时,身管钢以及磨盘材料的基体硬度开始影响磨损行为.400℃时两种身管钢磨损机理均为氧化严重磨损.600℃时,32Cr2MoVA的Hd--Hp减小,磨损表面出现了厚度很大、致密的氧化物层,磨损机理为氧化轻微磨损;而30SiMn2MoVA的Hd--Hp显著增大,试样发生了明显的塑性挤出,为塑性挤出磨损.