【摘要】： 磨損是機械零件失效的三種主要原因之一,各種機械零件的磨損所造成的能源和材料的消耗是十分驚人的,世界工業(yè)化發(fā)達國家的能源約40%是以不同形式消耗在磨損上的,因此,人們一直致力于研究提高材料的抗摩擦磨損性能,表面涂層技術就是極為有效的方法之一。本研究就是在制備硬質涂層的基礎上利用強流脈沖離子束(HIPIB)對膜層進行輻照處理,研究輻照前后性能變化規(guī)律及其原因。 硬質涂層的制備是在Bulat-6型電弧離子鍍設備上進行的。根據元素的物理和化學特性,選擇Nb、Zr和Cr元素作為組元,采用分離靶技術,通過獨立調節(jié)靶弧電流,在高速鋼基體上制備了(Ti_(0.35),Nb_(0.65))N、(Ti_(0.45),Nb_(0.55))N、(Ti_(0.47),Zr_(0.53))N、(Wi_(0.70),Zr_(0.30))N、(Ti_(0.62),Cr_(0.38))N和(Ti_(0.67),Cr_(0.33))N的均質涂層及(Ti_x,Nb_(1-x))N、(Ti_x,Zr_(1-x))N梯度涂層。 輻照實驗是在大連理工大學三束材料表面改性國家重點實驗室的TEMP-6型裝置上進行的。該裝置采用聚合物陽極單極脈沖模式外磁絕緣離子二極管,離子束成分為30%C~(n+)和70%H~+,加速電壓為300-350kV,脈沖寬度為70ns,采用束流密度為60A/cm~2和100 A/cm~2對(Ti,Nb)N、(Ti,Zr)N均質涂層及(Ti_x,Nb(1-x))N、(Ti_x,Zr_(l-x))N梯度涂層進行了輻照處理。 SEM觀察表明,采用束流密度為60A/cm~2的HIPIB輻照后,(Ti,Zr)N均質膜層和(Ti_x,Zr~(1-x))N梯度膜層的表面開裂,而(Ti,Nb)N均質膜層表面熔化,并產生了熔滴和熔坑。熔滴的產生是由于燒蝕物質回流沉降于膜層表面而形成,而熔坑的產生是HIPIB輻照時,離子束的轟擊使膜層表面顆粒飛濺產生凹坑,而極快的冷卻速度使熔融物質無法完全充滿凹坑而形成的。而在束流密度為100 A/cm~2時,均質膜層和梯度膜層表面全部開裂。 利用MM-200摩擦磨損試驗機測試了HIPIB輻照前后膜層的抗摩擦磨損性能。結果表明,HIPIB輻照前,(Ti,Nb)N均質膜層的抗摩擦磨損性能明顯高于(Ti,Zr)N均質膜層。300N載荷下,(Ti_(0.35),Nb_(0.65))N和(Ti_(0.45),Nb_(0.55))N的磨損體積分別為2.389和2.163(×10~(-3)mm~3),而(Ti_(0.47),Zr_(0.53))N和(Ti_(0.70),Zr_(0.30))N膜層的磨損體積分別為4.215和5.452(×10~(-3)mm~3)。600N載荷下,(Ti_(0.35),Nb_(0.65))N和(Ti_(0.45),Nb_(0.55))的磨損體積分別為2.762和3.217(×10~(-3)mm~3),(Ti_(0.47),Zr_(0.53))N和(Ti_(0.70),Zr_(0.30))N膜層的磨損體積分別為6.855和8.468(×10~(-3)mm~3)。(Ti_xNb_(1-x))N梯度膜層的抗摩擦磨損性能要優(yōu)于(Ti,Nb)N均質膜,300N載荷下的磨損體積僅為1.514(×10~(-3)mm~3),600N載荷下的磨損體積為2.139(×10~(-3)mm~3)。而(Ti_x,Zr_(1-x))N梯度涂層的抗摩擦磨損性能與均質膜相比無明顯改善。HIPIB輻照后,(Ti,Nb)N均質膜的抗摩擦磨損性能明顯提高,300N載荷下, (Ti_(0.35),Nb_(0.65))N和(Ti_(0.45),Nb_(0.55))N的磨損體積分別為1.771和1.348(×10~(-3)mm~3),600N載荷下,(Ti~(0.35),Nb_(0.65))N和(Ti_(0.45),Nb_(0.55))N的磨損體積分別為2.299和2.011(×10~(-3)mm~3)。而(Ti_x,Nb_(1-x))N梯度膜的抗摩擦磨損性能反而下降,300N載荷下的磨損體積為2.179(×10~(-3)mm~3),600N載荷下的磨損體積為2.527(×1 0~(-3)mm~3)。 為了說明HIPIB輻照對涂層抗摩擦磨損性能的影響原因,測試了輻照前后膜層的相結構、硬度及膜基結合力。 X射線衍射分析表明,HIPIB輻照前,(Ti,Nb)N均質膜層具有單一的(Ti,Nb)N相,優(yōu)先沿(111)方向生長,保留了TiN的立方結構;(Ti,Zr)N均質膜層中出現了(Ti,Zr)N、(Zr,Ti)N、TiN和ZrN四種相,均保留了TiN的立方結構;而在(Ti,Cr)N均質膜層中以(Ti,Cr)N相為主,同時有少量的Cr_2N相產生。(Ti_x,Nb_(1-x))N梯度涂層中除(Ti,Nb)N相外,還出現了(Ti,Nb)2N相,而(Ti_x,Zr_(1-x))N梯度涂層中仍然是(Ti,Zr)N、(Zr,Ti)N、TiN和ZrN混合相。HIPIB輻照后,無論是(Ti,Nb)N、(Ti,Zr)N均質膜還是(Ti_x,Nb_(1-x))N、(Ti_x,Zr_(1-x))N梯度膜,其相結構與輻照前相同。 利用DMH-2LS超微載荷顯微硬度計測量了HIPIB輻照前三種均質涂層及兩種梯度膜的硬度及輻照后(Ti,Nb)N均質膜層及兩種梯度膜的硬度。測試結果表明,輻照前均質膜層中,(Ti,Zr)N膜的硬度最高,(Ti_(0.47),Zr_(0.53))N膜層的努氏硬度可達HK3678,(Ti_(0.70),Zr_(0.30))N膜層的努氏硬度也達到HK3509,而(Ti_(0.35),Nb_(0.65))N均質膜的努氏硬度僅為HK2651。這主要是由于(Ti,Zr)N均質膜層中存在(Ti,Zr)N、(Zr,Ti)N、TiN和ZrN分離相所致。而(Ti_x,Nb_(1-x))N梯度涂層的硬度最高,其努氏硬度達HK3807,但(Ti_x,Zr_(1-x))N梯度涂層的硬度為HK3470,與均質膜相比無明顯改善。HIPIB輻照后,(Ti,Nb)N均質膜層的硬度有明顯提高,(Ti_(0.35),Nb_(0.65))N膜層的努氏硬度由HK2651提高到HK3054,(Ti_(0.45),Nb_(0.55))N膜層的努氏硬度由HK3200提高到HK3422,這是由于HIPIB的轟擊在膜層內產生位錯增殖所致。但(Ti_x,Nb_(1-x))N梯度涂層的硬度卻顯著降低,其努氏硬度由HK3807減少到HK3338。 利用CSR-01型劃痕實驗機測試了輻照前(Ti,Nb)N、(Ti,Zr)N均質膜及(Ti_x,Nb_(1-x))N、(Ti_x,Zr_(1-x))N梯度涂層及輻照后(Ti,Nb)N均質膜及(Ti_x,Nb_(1-x))N梯度膜的膜基結合力。結果表明,輻照前,雖然(Ti,Nb)N均質膜的硬度較低,但其膜基結合力要好于(Ti,Zr)N均質膜。(Ti_(0.35),Nb_(0.65))N和(Ti_(0.45),Nb_(0.55))N膜層的膜基結合力分別為65N和59N,而(Ti_(0.47),Zr_(0.53))N和(Ti_(0.70),Zr_(0.30))N膜層的膜基結合力僅為36N和28N。(Ti_x,Nb_(1-x))N梯度涂層的膜基結合力達到了70N,但(Ti_x,Zr_(1-x))N梯度膜的膜基結合力與均質膜相比沒有明顯改善,僅為37N。HIPIB輻照后,(Ti_(0.35),Nb_(0.65))N和(Ti_(0.45),Nb_(0.55))N膜層的膜基結合力分別提高到70N和65N,而(Ti_x,Nb_(1-x))N梯度涂層的膜基結合力提高到78N。 在簡化的條件下,對HIPIB輻照過程的溫度場進行了模擬,結果表明,HIPIB開始作用階段,溫度迅速上升,升溫速率達10~(11)K/s,很快達到膜層材料的熔點,隨后溫度開始下降,降溫速率達10~(10)K/s。在整個輻照過程中,膜層表面始終有最大的溫度分布,材料表層首先熔化,隨后熔化深度向內層擴展,熔化深度為0.4μm左右。
【圖文】：

大連理工大學博士學位論文6一5一4一2高速鋼的組織形貌如圖2.2所示，其組織為典型的回火馬氏體+殘余奧氏+未溶碳化物顆粒，組織均勻細小。表2.1基體材料高速鋼的化學成分Tab.2.lComPonentofhighsPeedsteelsubstrate元素CWMoCrVSPWt%0.9~1.25.8~6.34.6~5.23.7~4.21.8~2.4<0.025<0.025

Nb卜x)N梯度涂層的Ti、N’’b成分分布 Fig.2.6ElementdistributionofTiandN’’bin(Tix，，N’b一x)Ngradienteoating圖2.6為梯度涂層橫截面的電子探針線掃描圖像，從圖中可以看出:(1)在涂層表面，Ti含量最高，而Nb含量最低;(2)從基體到涂層表面，Ti含量逐漸升高，Nb含量逐漸降低，在膜基界面處Nb含量最高。從圖2.6的成分曲線可以看出，涂層的成分組成變化較為連續(xù)，因此，可確?
【學位授予單位】：大連理工大學
【學位級別】：博士
【學位授予年份】：2009
【分類號】：TH117.1

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本文編號：2694262