【摘要】：在鋁合金熔煉與鑄造、熱浸鍍鋁及鋁合金零件制備過程中,坩堝、沉沒輥以及壓鑄模等與鋁液直接接觸的零部件很容易因?yàn)殇X液腐蝕而失效,造成鋁液污染、制品質(zhì)量下降、生產(chǎn)成本提高等問題。因此,開發(fā)新型耐鋁液腐蝕材料,提高零部件的使用壽命,具有很重要的意義。本文以高錳高鋁Fe-Mn-Al-Cr合金為基體,以三種典型的耐鋁液腐蝕性能優(yōu)異的金屬間化合物(Fe,Mn)_3AlC_x、M_2B(M=Fe,Cr,Mn)、TiB_2為增強(qiáng)相,采用“機(jī)械合金化(Mechaical alloying,MA)+放電等離子燒結(jié)(Spark plasma sintering,SPS)”工藝制備出(Fe,Mn)_3AlC_x/Fe-Mn-Al-Cr、M_2B/Fe-20Mn-15Cr-8Al、TiB_2/Fe-20Mn-15Cr-8Al三種金屬間化合物增強(qiáng)高錳高鋁鐵基復(fù)合材料。分析了復(fù)合材料的微觀組織與力學(xué)性能,并進(jìn)行了耐鋁液腐蝕性能測(cè)試和腐蝕行為研究。主要研究結(jié)果如下:1、在SPS燒結(jié)溫度1100°C和壓力50 MPa條件下,制備的(Fe,Mn)_3AlC_x/Fe-Mn-Al-Cr、M_2B/Fe-20Mn-15Cr-8Al以及Ti B_2/Fe-20Mn-15Cr-8Al三種塊體復(fù)合材料均具有超細(xì)晶組織,增強(qiáng)相均勻分布在基體中。其中(Fe,Mn)_3AlC_x/Fe-Mn-Al-Cr復(fù)合材料主要由γ-Fe(Cr,Mn,Al,C)、(Fe,Mn)_3AlC_x以及Cr_7C_3組成;M_2B/Fe-20Mn-15Cr-8Al復(fù)合材料由γ-Fe(Cr,Mn,Al,B),Fe_2AlCr,CrFeB和Mn_2B組成;TiB_2/Fe-20Mn-15Cr-8Al復(fù)合材料由Fe_2AlCr,Cr Fe B,Mn_2B和TiB_2組成�；w中高含量的Al、C、Mn以及MA和SPS的共同作用,是使得(Fe,Mn)_3AlC_x、Cr_7C_3、Fe_2AlCr、CrFe B以及Mn_2B等高強(qiáng)硬金屬間化合物析出的關(guān)鍵因素。2、SPS制備的三種金屬間化合物增強(qiáng)高錳高鋁鐵基復(fù)合材料均表現(xiàn)出高的室溫硬度與壓縮強(qiáng)度,這是固溶強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化以及彌散強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。在體積分?jǐn)?shù)為15%~30%內(nèi),隨著增強(qiáng)相M_2B和TiB_2體積分?jǐn)?shù)的增加,M_2B/Fe-20Mn-15Cr-8Al和TiB_2/Fe-20Mn-15Cr-8Al兩種復(fù)合材料的室溫硬度與壓縮強(qiáng)度都相應(yīng)地提高,但室溫塑性變形能力有所下降。其中30 vol.%TiB_2/Fe-20Mn-15Cr-8Al復(fù)合材料的硬度與壓縮強(qiáng)度是所有復(fù)合材料中最高的,分別為767 HV和2835 MPa。而15 vol.%M_2B/Fe-20Mn-15Cr-8Al復(fù)合材料的室溫塑性變形能力是最大的,斷裂應(yīng)變?yōu)?3.9%。3、三種復(fù)合材料中,(Fe,Mn)_3AlC_x/Fe-Mn-Al-Cr復(fù)合材料具有最佳的耐鋁液腐蝕性能,其750°C鋁液中腐蝕8 h的平均腐蝕速率為H13鋼的21%。除了奧氏體基體致密的晶體結(jié)構(gòu)之外,增強(qiáng)相(Fe,Mn)_3AlC_x和Cr_7C_3不與鋁液發(fā)生反應(yīng)是其重要原因。4、30 vol.%M_2B/Fe-20Mn-15Cr-8Al復(fù)合材料在750°C鋁液中腐蝕8 h的平均腐蝕速率為H13鋼的32%。除了奧氏體基體致密的晶體結(jié)構(gòu)能一定程度減緩鋁液腐蝕之外,兩種富Cr硼化物M_2B(CrFeB型和Mn_2B型)與鋁液反應(yīng)形成的腐蝕產(chǎn)物硼化物(Al-Fe-Cr-Mn-B)和鋁化物(FeAl_3)呈兩相交替排列的周期性片層結(jié)構(gòu),具有優(yōu)良的耐鋁液腐蝕性能,而且能起到“樹根”效應(yīng)阻礙腐蝕產(chǎn)物的剝落。
【學(xué)位授予單位】：華南理工大學(xué)
【學(xué)位級(jí)別】：博士
【學(xué)位授予年份】：2018
【分類號(hào)】：TB33
【圖文】：

圖 1-1 800 °C 下固態(tài)鐵與液態(tài)鋁之間所觀察到的金屬間化合物[11](a) 800 °C×30 s (OM); (b) 800 °C×30 min (OM); (c) 800 °C×15 min (SEM)1-1 Intermetallic compounds observed between solid iron and liquid aluminium at T=800 °d (b) optical micrographs, respectively for t=30 s and t=30 min; (c) scanning electron micrshowing Fe2Al5and FeAl3formed after an immersion time equal to 15 minhuhai Chen 等[17]人以低碳鋼和純鋁液為原材料更加系統(tǒng)深入地研究了C 溫度下鐵與鋁液之間界面反應(yīng)過程中金屬間化合物生長與溶解的交互作，700～900 °C 之間，F(xiàn)e2Al5呈舌狀伸入鐵基體中；隨著鋁液溫度的升高面逐漸變得平整；當(dāng)鋁液溫度上升至 935～945 °C 之間時(shí)，F(xiàn)e2Al5/Fe 由舌扁平狀；但是開始出現(xiàn)裂紋，如圖 1-2 所示，這個(gè)溫度正好對(duì)應(yīng)著鋼的奧Fe2Al5平均厚度與舌狀寬度都隨著溫度的上升而有所增大。Fe2Al5舌狀形間的變化而變化。Fe2Al5最大厚度由界面反應(yīng)過程控制，而 Fe2Al5平均厚散過程控制。隨著鋁液溫度的升高，伸向液體鋁中的 FeAl3金屬間化合物

圖 1-2 固體 Fe 與 Al 液之間的界面結(jié)構(gòu)[17]：(a) 700 °C 50 s; (b) 1000 °C 20 s-2 Microstructures of the interfacial structure between solid iron and liquid aluminu(a) 700 °C 50 s; (b) 1000 °C 20 s

母體金屬的溶解可歸因于較低溫下 FeAl3的自然溶解和較高溫下 F圖 1-2 固體 Fe 與 Al 液之間的界面結(jié)構(gòu)[17]：(a) 700 °C 50 s; (b) 1000 °C 20 s2 Microstructures of the interfacial structure between solid iron and liquid aluminu(a) 700 °C 50 s; (b) 1000 °C 20 s

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本文編號(hào)：2750547