TiC基金属陶瓷

2024-06-05

TiC基金属陶瓷（精选6篇）

TiC基金属陶瓷第1篇

电工触头材料用量不多,但要求其品种多、规格全、形状复杂、尺寸严格、性能优良,其质量、性能和技术水平直接决定着相应电工、电气、电子产品的质量、性能和技术水平,研究、开发和生产新型电工触头材料,对促进相关工业的发展起着重要的推动作用。目前,电工触头材料及其元器件正朝着高性能化、多功能化、多样化、节能和环保型的方向发展[1,2]。

电工触头材料的使用性能主要取决于触头材料中组元的性质、触头材料的基本物理性能、材料的显微组织结构等因素。其中基体材料的电阻率对触头材料使用性能影响很大,是应用、设计、研究中重要考虑的参数。使用单一金属制备触头材料,要同时满足多种性能要求十分困难,为此,通常采用一定的冶金方法,把性能不同而又不相互溶解或溶解度很小的两种或多种金属或合金组合在一起,制成复合材料。

TiC具有硬度高、耐磨性好、抗氧化能力强、耐热度高、化学稳定性好、电阻率低和蒸汽压低等性能优点[3,4,5,6,7,8,9,10,11],可考虑用作电工触头材料,且其成本较低,具有价格优势。但其抗塑变形能力、抗脆性破损能力及导热性能均较差,抗磨料磨损性能低,这会限制它在电工触头材料领域的应用。基于此,本实验旨在研究通过掺杂改善TiC综合性能,以制备密度大、强度高、导电性能优良的TiC基金属陶瓷,为其在电工触头领域的应用奠定基础。

1 实验

1.1 实验原料

实验原料有TiC粉、Ni粉、Cu粉、Cr3C2粉、Ti(C,N))粉、Co粉,其成分与粒度见表1。使用聚乙二醇作混料用粘结剂。

1.2 实验方案

由于实验中影响试样性能的因素较多,由实验找出各因素的单独作用以及各因素之间的相互作用,不宜采用单因素试验,否则会导致试验次数繁多而且不容易达到预期目的。为克服上述缺点,本实验设计采用回归正交法。回归正交设计可通过较少的试验获得较好的试验结果,并且由拟合回归方程可评价各因素及因素间的交互作用对试验目标影响的重要程度,还可以得到优化试验结果以及对试验结果进行外延,预测因素范围之外的可能性[13,14]。

实验设置的因素编码及其水平取值见表2。表2中undefined(m为因素数,m0为零水平试验次数,mc为二水平试验次数)。本试验中m=5,mc=25=32,取m0=2,则γ=1.662。X1=(x1-9.0)/4.2,X2=(x2-2.5)/1.5,X3=(x3-7.0)/3.0,X4=(x4-7.5)/1.5,X5=(x5-6.0)/2.4。

1.3 实验步骤

实验包括原料的准备与混合、试样压制成型、试样烧结、烧结样参数测定等过程。

(1)试样压制成型。采用YA32-40四柱式液压机对试样进行压制,工作压力为2000kg,试样成型后的尺寸为42mm×14mm×5mm。

(2)试样烧结。试样置于ZT-50-20YS型真空热压炉内在真空气氛中进行高温烧结。为确保掺杂组分同TiC之间溶解形成稳定液相烧结体系,试验烧结温度安排在掺杂金属熔化温度点。整个烧结过程升温曲线见图1。图1中各升温阶段温度控制如下:第一阶段为温度从室温到340℃,升温速度较缓慢,主要是为了使粘结的聚乙二醇挥发,同时增大样品的孔隙率;第二阶段为温度从340℃升到掺杂金属的液相温度(1250℃～1400℃),主要为了产生液相;第三阶段为温度在1250℃～1400℃保温2h,以使试样充分烧结;第四阶段为温度降至200℃,停真空炉,试样随炉冷却。

(3)烧结样参数测定。测定烧结样的长、宽、高、电阻值,进一步由式(1)、(2)、(3)获取烧结样的电阻率(y1)、线收缩率(y2)、抗弯强度(y3)等参数,以考查掺杂对TiC烧结体的力学性能和电学性能的影响。

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式中:S、L、Ra分别为烧结后试样的横截面积、长度、实测电阻。

undefined×100% (2)

式中:L1为烧结前试样的长度;L2为烧结后试样的长度。

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式中:F、b、h分别为烧结后试样的破坏载荷、宽度、厚度。

2 实验结果与分析

2.1 掺杂烧结产品及性能参数

实验采用的正交矩阵见表3。实验获得的烧结产品见图2。对烧结试样进行S、L、Ra、F、b、h、L1和L2等基本参数测定,再经由式(1)-(3)计算,得到烧结产品的y1、y2、y3参数值,结果一并列入表3。由表3可见,掺杂后的烧结体电阻率均较低,表明掺杂TiC与TiC本体一样具有良好的导电性。

采用式(4)分别对y1、y2、y3与规范变量间的关系进行回归。

yi=A0+A1X1+ A2X2+ A3X3+ A4X4+A5X5+A12X1X2+A13X1X3+A14X1X4+A15X1X5+ A23X2X3+A24X2X4+A25X2X5+A34X3X4+A35X3X5+ A45X4X5+A11X12+A22X22+ A33X32+ A44X42+A55X52 (4)

式中:A0、A1、A2、A3、A4、A5、A12、A13、A14、A15、A23、A24、A25、A34、A35、A45、A11、A22、A33、A44、A55为待回归系数。

在F0.15(1,23)=2.218,F0.05(20,23)=2.05,F0.01(1,23)=7.881条件下,对回归方程及回归系数进行方差分析,结果发现,y2、y3回归方程均达到非常显著水平,y1回归方程不显著,这表明掺杂能明显影响TiC烧结体强度和线收缩率,但对TiC的电阻率影响较小。

由达到显著水平的偏回归系数建立y2、y3回归方程:

y2=0.03314+0.004638X1+0.007349X2-0.00956X3+0.00149X5+0.000848X1X5+0.002106X2X3+0.000967X2X5-0.00186X12-0.00181X32 (5)

y3=107.7634+5.5721X1+8.7112X2-13.6345X3+7.8683X4+13.7216X5+6.2433X2X5-5.8249X3X4-7.1244X32-6.9401X52 (6)

对式(5)、(6)进行失拟性检验,得到FLf (5)=59.91

y2=2.794×10-2+2.488×10-3x1+9.576×10-6x2-1.5411×10-3x3-8.078×10-4x5+8.413×10-5x1x5+4.680×10-4x2x3+2.686×10-4x2x5-1.054×10-4x12-2.011×10-4x32 (7)

y3=-92.7145+1.3268x1-4.6026x2+19.516x3+14.303x4+14.929x5+1.7343x2x5-1.294x3x4-1.0132x32-1.129x52 (8)

2.2 掺杂成分对TiC烧结体线收缩率的影响

由式(7)得到各因素对烧结体线收缩率的影响,见图3。图3中,偏离距离D=(Va-Vr)/Vr(Va为实际值,Vr为参考值)。由图3可知,掺杂Cr3C2、Ni对烧结体线收缩率基本不产生影响;提高掺杂Ti(C,N)、Co含量,烧结体的线收缩率不断下降,而提高Cu含量,烧结体的线收缩率不断提高,表明Cu的添加改善了粘结相对硬质相的润湿性,这是因为Ni、Cr、Co对TiC的润湿角都大于0[4],Ni、Co、Cr对TiC润湿性不好,Cu在烧结过程中溶解,使润湿角大大减小,可改变Ni、Co、Cr对TiC润湿性不好的状态,从而降低TiC烧结体的孔隙率。

2.3 掺杂成分对TiC烧结体抗弯强度的影响

由式(8)得到各因素对烧结体抗压强度的影响值,见图4。由图4可知,Cr3C2对烧结体抗弯强度基本不产生影响;随Cu或Ni掺杂含量的增加,烧结体的抗弯强度不断增大,且掺杂Ni对烧结体的抗弯强度的影响程度大于Cu。随着Ti(C,N)或Co含量增加,烧结体的抗弯强度呈现先升后降(临界成分点x3=6.8%,x5=6.8%)的趋势;在低含量范围内,使烧结体抗弯强度影响程度最大者为Ni。这是因为随Ni含量增加,高温烧结过程液相Ni数量增多,液相对固相的润湿性提高;另一方面,Ni合金的强度高,增加Ni含量有利于抗弯强度的提高。此外,Co、Ti(C、N)合金的强度也高,但在高温烧结过程中,Ti(C、N)不能熔化,形成不了粘结相,而粘结相Co对TiC烧结体的润湿也很差,因此,随着Ti(C、N)、Co含量的增加,TiC烧结体抗弯强度先增加后降低。

3 结论

(1)采用回归正交技术设计真空掺杂烧结试验,统计分析发现掺杂对烧结体的电阻率影响不显著,掺杂对烧结体的抗弯强度、线收缩率有显著的影响,建立的回归方程为:

y2=2.794×10-2+2.488×10-3x1+9.576×10-6x2-1.5411×10-3x3-8.078×10-4x5+8.413×10-5x1x5+4.680×10-4x2x3+2.686×10-4x2x5-1.054×10-4x12-2.011×10-4x32

y3=-92.7145+1.3268x1-4.6026x2+19.516x3+14.303x4+14.929x5+1.7343x2x5-1.294x3x4-1.0132x32-1.129x52

90%置信度下,回归方程与实际情况拟合得很好。

(2)掺杂下TiC烧结体均具有较低的导电率。

(3)在TiC中掺杂Cu、Cr3C2、Ti(C、N)、Ni、Co成分时,Cu不仅能提高TiC烧结体的抗弯强度,也能提高TiC烧结体的线收缩率;对TiC烧结体的抗弯强度影响最大的Ni;未发现Cr3C2对TiC烧结体的抗弯强度及线收缩率产生影响;Ti(C、N)、Co均使TiC烧结体的抗弯强度产生先增后减的变化趋势;Ni对TiC烧结体的线收缩率影响极小;随Ti(C、N)或Co含量增加,TiC烧结体的线收缩率不断下降,Ti(C、N)使TiC烧结体的线收缩率下降最大。

摘要：采用回归正交法设计掺杂TiC试样真空炉烧结试验,通过测定烧结样的电阻率、抗弯强度、线收缩率,研究了掺杂成分对TiC基金属陶瓷导电性、致密性、力学性能的影响。分析发现,掺杂对烧结体的电阻率影响不显著;烧结体的线收缩率随Cu含量增加而提高,随Ti(C,N)、Co含量增加而下降,Ti(C,N)的影响大于Co;烧结体的抗弯强度随Cu、Ni含量增加而提高,增加Ti(C,N)、Co含量,烧结体的抗弯强度呈现先增后减的变化,其中Cu的影响最大;Cr3C2对烧结体的线收缩率、抗弯强度基本不产生影响。综合对TiC烧结体的导电性、抗弯强度、线收缩率影响来看,较有益的成分是Cu,其次是Ni。

TiC基金属陶瓷第2篇

通过激光熔覆等将WC、TiC、SiC等硬质陶瓷颗粒直接弥散于金属基体材料,可获得高性能的复合涂层。结合激光熔覆和原位自生技术,可以制备出与基体呈良好冶金结合的原位自生陶瓷颗粒增强金属基复合涂层,显著提高工件的耐磨性能[1 ～3]。目前,大多数研究都集中在熔覆工艺和金属陶瓷种类及含量对熔覆层组织和性能的影响方面,而对激光熔覆增强相的形成机制及金属陶瓷增强熔覆层的磨损机理等方面缺乏系统研究[4 ～8]。

本工作选用Fe粉、Ti粉、B4C粉末等廉价熔覆材料,结合激光熔覆和原位自生技术在Q235钢基体上制备陶瓷相TiB2,TiC增强熔覆层,研究了激光熔覆金属陶瓷涂层的物相组成、显微组织及其室温干滑动摩擦磨损性能。

1试验

1. 1基材前处理

基材为Q235钢,尺寸为50 mm×20 mm×10 mm,其上有深约1.2 mm,宽16 mm的沟槽,以便于控制预置涂层粉末的厚度;试样经喷砂、清洗、砂纸打磨后用丙酮清洗,除去表面的铁锈和油污后备用。

1. 2激光熔覆层的制备

熔覆材料选用自熔合金粉末,包括Fe粉、Ti粉和B4C粉末( 3粉末纯度均为99% ,粒度均为~ 10 μm) , 其中铁粉含量为45% ( 质量分数) ,Ti和B4C的比例按照反应B4C + 3Ti = 2TiB2+ TiC配比略作调整,分别为41% ( 质量分数) 和14% ( 质量分数) 。

将熔覆合金粉末用水玻璃调成糊状并均匀涂覆在基材表面,涂层厚度为1. 0 ~1. 2 mm; 在DZF-2001真空干燥箱中100 ~120 ℃烘干1. 5 h、固化,出炉后精整外形。

采用预置式激光熔覆工艺,激光熔覆设备选用5 kW HJ -4型横流CO2激光器,单道扫描,用氮气保护熔池,光斑 3 ~4 mm,激光功率1. 8 ~2. 2 kW,扫描速度5 mm / s,搭接率30% ,制得Fe基TiB2+ TiC金属陶瓷层。

1. 3测试表征

用LEO1525扫描电镜对熔覆层试样进行显微组织观察,用TDM-10 X射线衍射仪进行物相组成分析。在MM -2000型磨损试验机上作室温干滑动摩擦试验: 试样沿熔覆件纵向线切割成尺寸25 mm ×4 mm的试块, 并用400号金相砂纸打磨,配对件为W18Cr4V,载荷为10 kg,动磨轮转速为400 r / min,轮外径40 mm,总磨损时间为30 min。采用记录仪记录运行轨迹,计算出摩擦系数f:

式中f ———摩擦系数

M ———摩擦力矩,kg / mm

N ———载荷,kg

r ———磨轮半径,mm

通过测量磨痕宽度计算磨损体积,每隔5 min采用体视显微镜测量一次磨痕宽度; 取5个点的平均值为测量结果。

2结果与讨论

2. 1激光熔覆层的物相组成

激光熔覆层的X射线衍射谱见图1。由图1可以看出,激光熔覆层的物相组成为TiB2+ TiC + α -Fe,由于熔覆合金粉末中都不含有TiB2和TiC相,可以判断TiB2和TiC是通过原位反应合成的; 原预置粉末所含有的Ti和B4C的衍射峰均未出现,证明已经参与原位冶金反应生成了TiB2和TiC增强相。

2. 2激光熔覆层的显微形貌

熔覆层的显微组织见图2。由图2可以看出: 熔覆层与基体具有良好的冶金结合,交界处为平面晶带,在该区域之上枝晶以大致平行于熔池最大热流散热方向向熔覆层内部生长,这种组织特征可以极大地提高熔覆层和基体的结合强度; 在交界处上方的局部区域,是细小的 α-Fe等轴枝晶; 随着向熔覆层内部发展,组织特征演变为黑色块状的原位自生硬质增强相均匀分布于细小的 α-Fe枝晶基体之上,这种组织具有强韧组合特征,耐磨性能优良,结合对熔覆层的物相分析及元素分布特征可知,条状相为TiB2,花瓣状和颗粒状相为TiC,灰色基体即为 α -Fe; TiB2,TiC在熔覆层中可以独立形核生长,从而使得熔覆层内金属陶瓷增强相的分布更加均匀、弥散,熔覆层中TiB2和TiC增强相所表现出的不同生长形貌则同它们的晶体结构和在熔池中的生长环境有关。

2. 3激光熔覆层的摩擦磨损性能

Q235钢基材和原位合成( Ti2B ﹢ TiC) / Fe熔覆层的摩擦系数见图3。从图3可以看出,基材的摩擦系数较高,约为0. 92 ~0. 96,( Ti2B ﹢ TiC) / Fe熔覆层的相对较低,约为0. 75 ~0. 77; 基材摩擦系数的变化范围也比( Ti2B ﹢ TiC) / Fe熔覆层大,表明摩擦过程中熔覆层比基材更稳定一些。

2种试样的磨损体积见表1。从表1可见: 原位合成( Ti2B ﹢ TiC) / Fe熔覆层的耐磨性能得到了明显提高,磨损体积约为基体的1/23,这是因为激光熔覆原位合成( Ti2B ﹢ TiC) / Fe熔覆层的微观结构为晶粒细小的 α-Fe之上均匀弥散分布着高硬度的亚微米TiB2和TiC金属陶瓷颗粒,且与基体有着良好的冶金结合,摩擦磨损的区域为熔覆层的上部,有较高的TiB2和TiC陶瓷颗粒含量,基体组织在激光快冷作用下的细晶强化及固溶强化效应,使熔覆层的显微硬度比基体有显著提高。

mm3

图4为基材与原位合成( Ti2B ﹢ TiC) / Fe熔覆层的摩擦磨损SEM形貌。由图4可以看出: 基材表面宽而狭长的压痕非常明显,呈现为典型的黏着磨损及磨粒磨损形貌; 激光熔覆原位合成( Ti2B ﹢ TiC) / Fe熔覆层沿摩擦滑动方向的痕迹不明显,除局部区域有片状流失现象外,磨痕表面整体呈现出较为光滑的形貌特征,说明磨损主要是显微切削和滑擦的作用。

2. 4磨损机理初探

TiB2+TiC增强Fe基熔覆层内部具有较高含量的硬质陶瓷相,TiB2和TiC联合增强有更强烈的互补效应,由于TiB2和TiC可以独立形核生长,其分布更加均匀、分散,熔覆层磨损表面光滑的形貌说明其具有优良的抗磨损性能。熔覆层个别区域出现了材料片状流失的磨损痕迹,可能是在试环和熔覆层相互滑动摩擦过程中,由于其硬度不同,法向力和切向力将通过接触点的黏着和推碾作用传递,使熔覆层表面的凸点发生变形,其中一些在多次重复加载作用下可能发生断裂、脱落,形成了一个相对光滑的表面,这种光滑表面一旦形成,两个表面间的接触便成为凸点与平面的接触,循环应力反复作用促使表面形成与滑动方向垂直的磨损裂纹,随着磨损过程的进行,裂纹不断地产生、扩展,当这些裂纹在某些薄弱位置最终切向平面时,就会形成一个薄的碎片(磨屑)从表面剥落,从而形成熔覆层局部区域片状流失的磨损形貌。分析原位合成TiB2+TiC增强Fe基熔覆层的磨损机制可知,熔覆层干滑动下的摩擦磨损主要为显微切削和滑擦。

3结论

(1)利用自制合金粉末通过激光熔覆制备了金属陶瓷增强复合熔覆层,TiB2+TiC增强相可以通过原位生成,熔覆层的物相组成为TiB2+TiC+α-Fe。

(2)激光熔覆Fe基TiB2+TiC增强熔覆层中原位合成的TiB2呈长条状、TiC呈颗粒或花瓣状均匀分布于细小的α-Fe基体之中,熔覆层与基体具有良好的冶金结合。

( 3) 原位自生TiB2+ TiC陶瓷相增强Fe基熔覆层的摩擦系数比Q235基体低0. 18左右,变化范围也较小。

( 4) 激光熔覆原位合成TiB2+ TiC / Fe熔覆层具有良好的抗磨损性能,在同样磨损条件下磨损体积为基体的1/23,其磨损机制为显微切削和滑擦。

摘要：目前,对激光熔覆原位自生金属陶瓷层增强相的形成机制及磨损机理的研究尚不系统。自配合金粉末,采用激光熔覆技术在Q235钢表面制备了原位自生的TiB2+TiC/Fe金属陶瓷层。对熔覆层进行了XRD分析、显微组织观察及室温干滑动摩擦磨损试验。结果表明:Fe基TiB2+TiC金属陶瓷增强熔覆层组织细小、致密,高硬度的亚微米TiB2和TiC金属陶瓷颗粒均匀弥散分布在α-Fe等轴枝晶基体上,熔覆层与基体冶金结合优良;室温下熔覆层的磨损主要为显微切削和滑擦,耐摩擦磨损性能优良。

TiC基金属陶瓷第3篇

Ti C属于面心立方晶型, 具有Na Cl型的立方晶体结构 (见图1) , 在晶格位置上Ti原子与C原子是等价的[1]。Ti C的化学键型以共价键结构构建为主, Ti原子d轨道与C原子s、p轨道耦合成键性极强的结构, 这些结构特点使Ti C具有高强度、高硬度、高熔点、优异的化学稳定性、良好的高温抗氧化性能 (仅次于Si C) 以及良好的导电与电热性能等一系列优异的性能。Ti C的部分物理性能见表1所示[2]。Ti C由于具有上述优异的综合性能, 可作为陶瓷基 (如氧化物陶瓷、碳化物陶瓷、氮化物陶瓷等) 和金属基 (如铝合金、钛合金等) 复合材料的增强颗粒, 可以明显提高陶瓷材料的韧性和合金材料的热处理能力、加工能力及耐热能力, 从而进一步扩大上述材料的应用范围[3,4]。此外, 还可将Ti C用于宇航部件[5]、涂层材料[6,7]、泡沫陶瓷[8,9,10]等方面。这里本文作者在近些年来的报道文献汇总的基础上, 主要介绍了Ti C粉末的各种制备技术的研究现状, 以及国内外在Ti C增强Si C基复合材料制备技术方面的最新研究进展。

1 Ti C粉末制备技术的研究现状

目前, 制备Ti C粉末的方法很多, 主要有碳热还原法、自蔓延高温合成法、机械合金化法、化学气相沉积法、微波法等。下面本文对Ti C粉末的主要制备方法分别作一简要概述。

1.1 碳热还原法

工业上所用的Ti C粉末大多数是用炭黑还原Ti O2来制备的, 其反应式如下:

目前工业上采用碳热还原法生产Ti C粉末通常是在较高的温度 (1700~2100℃) 和较长的反应时间 (10~24 h) 条件下进行的。在还原反应过程中, 由于晶粒生长和粒子间的化学键合, 合成的Ti C粉末通常有较宽的粒度分布范围, 需要进行球磨加工, 同时该反应时间较长, 反应中由于受扩散梯度的影响使合成的Ti C粉末常常不够纯[2]。Razavi M等[11]以Ti O2和炭黑为原料, 先经过一段时间的高能球磨, 然后在氩气气氛下在1250~1500℃温度条件下反应1 h, 制得粒径大小约为80 nm的Ti C粉末。Ali M等[12]将Ti O2和石墨的混合物经过高能球磨30~90 h后, 在1200~1300℃下保温60 min, 同样成功制得纳米结构的Ti C粉末。Sen W等[13]报道了采用碳热还原法在真空条件下于1550℃下合成了高纯超细的Ti C粉末。Cetinkaya S等[14]则以CH4为碳源, Ti O2为钛源, 采用化学气相沉积法与碳热还原法相结合, 在氩气气氛下于1750~1800 K温度下合成了细度达125 nm的高纯度Ti C粉末。

1.2 自蔓延高温合成法

自蔓延高温合成 (SHS) 法以Ti粉和炭粉为原料, 当引燃后产生的燃烧波迅速通过反应物Ti和C, 使其具有足够的反应热而生成Ti C, 其化学反应式如下:

王金淑等[15]以Ti粉、石墨粉和活性碳为原料, 采用自蔓延合成工艺, 研究了原料、稀释剂、压坯密度等因素对Ti C合成反应的影响。陈怡元等[16]采用SHS法合成Ti C粉末, 研究结果发现, Ti C产物形貌因碳源的不同而有所不同, 以石墨为碳源所合成的Ti C晶型更完整, 颗粒均匀性相对较好, 团聚较少, 更接近化学计量比。最近, Yin CQ等[17]以Fe Ti O3、Mg和C为原料, 采用SHS合成工艺制备了高纯度且粒径分布范围较窄的超细Ti C粉末, 产物的平均粒径为229.6 nm。采用SHS法合成Ti C粉末的优点是生产效率较高, 适合规模化生产, 并能获得纯度较高的产品[18]。但是, SHS法制备的Ti C粉末通常粒度较大 (40~100µm) , 一般不能达到商品的粒度要求, 因此, 如何直接合成出粒度更小的超细Ti C是SHS法合成Ti C工艺实现工业化生产的技术关键[19]。

1.3 机械合金化法

采用机械合金化法合成Ti C粉末是利用Ti粉和C粉在高速球磨过程中发生化学反应而生成Ti C, 其工艺过程简单, 成本较低, 且在常温下可制备出颗粒分布更均匀、粒度更细小的Ti C粉末, 但采用该法合成的产物中会有未反应的Ti粉和C粉存在, 从而导致Ti C产物的纯度不高。庄健等[20]采用机械合金化法在卧式行星式球磨机上制备了Ti C, 研究结果发现, 在机械合金化制备Ti C的过程中, 磨球直径对于反应发生的速率和反应机理有着明显的影响, 即当磨球直径较小时, Ti+C→Ti C反应是以机械诱发扩散反应 (MRD) 的形式逐步进行的;当磨球直径较大时, 反应是以自蔓燃反应 (SHS) 的形式快速进行的。张亚萍等[21]则以Ti粉和活性炭粉作为原始粉末, 分别在低真空、高真空、Ar、空气+H2和H2等不同球磨环境下机械合金化合成Ti C。Ghosh B等[22]也采用高纯Ti粉和石墨粉为原料, 通过高能球磨工艺使反应物发生了自蔓延反应, 制得了粒度约为13 nm的Ti C粉末。此外, 还有其他研究者均报道了以钛粉和炭粉为原料采用机械合金化法合成了Ti C粉末[23,24,25,26,27,28]。

1.4 化学气相沉积法

化学气相沉积 (CVD) 法通常是在气氛保护或者真空环境下, 利用Ti Cl4、H2和C之间的反应合成Ti C粉末, 其化学反应式如下:

采用CVD法可以合成出高纯度的纳米Ti C粉末, 但生产设备复杂, 生产成本较高, 且其产量受到限制。郭海明等[29]对采用Ti Cl4-CH4-H2反应体系化学气相沉积碳化钛的反应热力学和成核热力学因素进行了分析, 并在实验的基础上研究了不同沉积温度下化学气相沉积Ti C过程的动力学特征, 研究结果发现, 用Ti Cl4和CH4反应沉积Ti C的温度范围为T>1060 K;在沉积过程中, 气相过饱和度和动力学控制机制是控制沉积物的成核过程和析出形态的决定因素。Pan JS等[30]以Ti Cl4和CH4为原料, 在喷泉床化学气相沉积设备中于1200~1350℃温度下合成出优质的晶须状Ti C粉末。

1.5 其他合成方法

除了上述介绍的几种合成方法以外, 还有研究者采用热等离子法[31,32]、溶胶-凝胶法[33,34,35]、金属热还原法[36,37,38]、微波法[39,40,41,42]等方法合成了Ti C粉末。如Chandra N等[35]采用溶胶-凝胶工艺, 以钛溶胶前驱体与纳米碳颗粒为反应原料, 在Ar气氛中于1580℃下保温2 h合成了纳米Ti C粉末, 平均颗粒尺寸为35 nm;Ma JH等[38]采用金属热还原工艺, 以碱式碳酸镁、Ti O2和金属Mg粉为反应原料, 在不锈钢高压反应容器中于550℃下保温10 h制得平均粒径达30 nm的Ti C粉末;刘明泉等[42]以纳米Ti O2 (15 nm) 和碳黑 (比表面积为58.866 m2/g) 为原料, 采用微波法合成了纳米级Ti C粉末, 然后对微波合成的纳米Ti C粉末进行了综合热分析, 并进一步探讨了粒度大小对Ti C粉末的热稳定性的影响。

2 Ti C增强Si C基复合材料制备技术的研究进展

目前, 前人已开展的关于Si C-Ti C复合材料方面的研究工作, 大多是先通过热压烧结、放电等离子烧结、化学气相沉积法等方法来制备Si C-Ti C复合材料, 然后再考察起始原料组成、烧结助剂、烧结温度、保温时间等因素对复合材料相关性能的影响。下面本文就近些年来Si C-Ti C复合材料的制备技术方面的国内外研究进展情况作一简要介绍。

2.1 热压烧结

热压 (Hot Pressing, 简称HP) 烧结是将成型和烧结在一个工序同时完成的一种烧结方法, 其主要优点包括[43]:1.能显著提高致密化速率ρ对晶粒长大速率G的比值, 从而保证绝大多数情况下可得到高密度细晶粒的显微结构;2.可降低烧结温度 (可达几百度, 与无压烧结比较) 和减少烧结时间;3.可减少烧结助剂的用量, 相应地可减少陶瓷材料的晶界玻璃相, 从而可提高材料的高温力学性能。目前, 采用热压烧结制备Si C-Ti C复合材料的研究已引起国内外研究者的广泛关注, 并已有大量的文献报道[44,45,46,47,48]。Endo H等[44]以β-Si C和0~100wt%Ti C粉末为原料, B4C和C为烧结助剂, 在2150℃、2 h、40 MPa的条件下热压烧结制备了Si C-Ti C复相陶瓷材料, 研究结果表明, 所制备的复合材料具有优异的力学性能 (与单一的Si C和Ti C材料比较) , 断裂韧性和室温抗弯强度最大分别可达6 MPa·m1/2和750 MPa。An HG等[45]以α-Si C和β-Si C粉末为起始原料, Al2O3和Y2O3作烧结助剂, 研究了起始原料α-Si C的含量对热压烧结Si C-30 wt%Ti C复相陶瓷的显微结构和力学性能的影响, 研究结果发现, 当α-Si C的含量高于10%时, 烧结体样品的室温强度随α-Si C的含量增加而增大, 而断裂韧性则随之下降。CHO KS等[46]采用热压烧结工艺, 在1850℃、1 h、25 MPa的条件下制备了Si C-Ti C复合材料, 随后将该烧结样品在1950℃下氩气气氛中进行不同时间的热处理, 使样品中的晶粒长大以及β-Si C向α-Si C发生晶型转变, 研究发现, 随着热处理时间的延长, 样品的抗弯强度逐渐下降, 而断裂韧性在热处理12 h后可达7.2 MPa·m1/2, 比热处理前提高了55%, 同时该作者指出热处理后样品的断裂韧性的明显提高主要是细长的α-Si C颗粒的桥接和裂纹偏转的结果。此外, 中国科学院上海硅酸盐研究所的佘继红等[47]探讨了热等静压后处理工艺对热压烧结Si C-Ti C复合材料某些物理和力学性能 (密度、强度和断裂韧性) 以及氧化行为的影响, 研究结果发现, 对热压烧结样品在200 MPa氮气压力下于1850℃氮化1 h后, 室温强度由345 MPa提高到686 MPa, 断裂韧性高达7.9 MPa·m1/2, 其抗氧化性能也有明显改善。穆柏春等[48]则研究了Ti CP粒径与Ti CP/Si C复合材料的抗弯强度和断裂韧性之间的关系, 探讨了低温冷处理对复合材料性能的影响, 结果发现, 对复合材料进行低温冷处理, 不仅可以进一步提高强度和韧性, 而且可以改变增韧的粒径范围, 使增韧和增强的粒径重合范围变宽。

2.2 放电等离子烧结

放电等离子烧结 (Spark plasma sintering, 简称SPS) 是一种较新的烧结方法, 该法是在模具或样品中直接施加大的脉冲电流, 通过热效应或其他场效应, 实现材料烧结的一种材料制备技术[43]。由于SPS烧结过程的升温、降温速率快, 保温时间短, 使烧结过程快速跳过表面扩散阶段, 减少了颗粒的生长, 同时也缩短了制备周期, 节约了能源[49]。Luo YM等[50]以β-Si C和Ti C粉末为原料, 在真空气氛及无烧结助剂的条件下采用SPS方法工艺制备了Si C-Ti C复合材料, 研究结果表明, 在1800℃的烧结温度下, 当Ti C的含量为30%时, Si C-Ti C复合材料拥有最高的断裂韧性和抗弯强度, 材料存在沿晶断裂和穿晶断裂两种断裂模式。Wang LJ等[51]以Ti、C和Si C粉为原料, 在1480℃下通过SPS技术成功制备了亚微米Ti C/Si C复合材料, 探讨了纳米级Si C和微米级Si C粉对Ti C/Si C复合材料的显微结构的影响。Chen J等[52]则以Ti C和Si C为原料, 在1650~2000℃范围内和Ar气保护条件下, 通过两步法制备出Ti C-Si C复合材料, 并对其力学、热学和电学等性能进行了研究。Shimada S等[53]报道了首先在一定条件下使Ti C和Si Cl4气体反应产生Ti C-Si C复合粉末, 然后通过成型、SPS烧结工艺制备了Si C-Ti C复合材料。Caberro J等[54]也报道了以纳米级Ti C和Si C粉末为原料, 采用SPS法制备了Ti C-Si C复合材料。

2.3 其他方法

Kim YW等[55]以β-Si C和Ti C粉末为原料, 添加12 wt%氧化物作为烧结助剂 (8 wt%Al2O3和4 wt%Y2O3) , 通过无压烧结工艺在1800~1950℃保温2 h条件下制备了Si C- (0~45 wt%) Ti C复合材料, 结果表明, 由于细长的α-Si C颗粒的桥接与裂纹偏转效应, 在1900℃保温2 h制备的Si C-30 wt%Ti C复合材料的断裂韧性高达7.8 MPa·m1/2。此外, Touanen M等[56]在1991年报道了采用化学气相沉积法 (CVD法) 通过Si H2Cl2-C4H10-Ti Cl4-H2体系制备了Si C-Ti C复合材料;赵宝荣等[57]则选择Si Cl4、Ti Cl4、CH4、H2作为原料, 通过CVD法合成了0~100%Ti C含量的Si C复合陶瓷, 并对其韧化机制进行了研究, 结果表明, 当Ti C的体积含量为40%时, 断裂韧性高达7.0 MPa·m1/2, 韧化效应归功于闭合效应以及弯曲效应;此后, Lin TT等[58]选择Si Cl4、Ti Cl4、C3H8、H2等气体原料, 采用CVD法在1500~1600℃下原位合成了Si C-Ti C复合材料, 其断裂韧性最大达5.9 MPa·m1/2。

3 前景与展望

TiC基金属陶瓷第4篇

激光熔覆亦称激光包覆或激光熔敷, 是指以不同的添加方法在被熔覆的基体上放置选择的涂层材料, 经高能密度激光束辐照加热, 使之和基体表面熔化, 并快速凝固, 从而在基材表面形成与基体为冶金结合的表面涂层的工艺过程[1]。

碳纳米管 (简写CNTs) 具有超高抗拉强度、超高弹性模量、高弯曲强度, 及高韧性和优异自润滑性能;且耐强酸、强碱。具有较好热稳定性和化学稳定性。这些独特性质使其成为新一代复合材料增强相之一[2]。

Ti C属于面心立方晶型[3], 金属原子分布在立方体的八个角上和六个面的中心, 面中心的原子与四个角上的原子紧靠着。其熔点高 (3140℃) , 硬度很大 (3000HV) 化学稳定性好。

在本研究中利用激光熔覆在Q235碳钢的表面合成Ti C-CNTs陶瓷涂层。

1 试验材料和方法

实验基材采用Q235碳钢不锈钢, 试样规格为100 mm×80mm×10mm, 激光熔覆前先将试样表面进行喷砂处理, 然后用无水乙醇清洗干净。

采用的激光工艺参数为:激光加工功率2500W, 扫描速度1.2mm/s, 光斑尺寸6mmx1.5mm, 离焦量20mm。本实验采用同步送粉法制备熔覆涂层, 通过送粉器向工作区域添加Ti和CNTs的混合粉末, 保证CNTs:Ti的摩尔比为1:1.1。

2 实验结果分析

经过加工过后的涂层的宏观组织形貌如图1, 可见其表面均匀无裂纹, 产生形成了良好的陶瓷涂层。从外观上来看, 组织均匀、无裂缝无凹陷, 相对光滑平整。熔覆涂层与Q235基体结合良好, 中间无分层, 并且与基体相互渗透基本合为一体。为了进一步探究其涂层的质量, 对其进行了微观形貌的观察。

利用电子扫描电镜观察到的陶瓷涂层如图2所示, 从图中可以看出生成的涂层微观形貌分布较为均匀, 并且展现了涂层与基体结合性能良好, 并有Ti C陶瓷颗粒的存在, 这将会使得表面质量的各种性能大大提高。

2 结论

2.1 在合适的工艺条件下, 利用同步送粉法可在Q235碳钢的表面生合成了Ti C-CNTs陶瓷涂层。

2.2 无论从宏观还是微观来看, 合成陶瓷涂层的质量都较好;涂层中部分布着大量的Ti C陶瓷颗粒将会提高涂层的各种性能。

参考文献

[1]洪蕾, 吴钢.激光制造技术基础[M].北京:人民交通出版社, 2008.

[2]Yu M F, Lourie O, Dyer M J, et al.Strength and breaking mechanism of multiwalled carbon nanotubes under tensile load[J].Science, 2000, 287 (5453) :637-640

TiC基金属陶瓷第5篇

机械加工中的切削加工技术是最常用的技术之一, 它是目前绝大部分机械零件最终成形所采用的主要技术[1,2,3]。切削加工中的高速切削具有效率高、精度高以及工序简单等优点, 是目前世界各国重点开发的切削技术之一[4,5,6]。与普通的切削技术工艺相比, 高速切削可大幅度提高加工过程中的生产效率, 单位时间内材料去除率可提高3~5倍甚至更高。但是, 由于在高速切削过程中的切削速度很快, 这就会使得刀具的切削温度急剧升高, 从而使得刀具发生破坏[7,8]。因此, 开发具有力学性能好、熔点高、硬度高、韧性好以及抗热冲击性能强的刀具材料对切削行业至关重要。Ti (C, N) 基金属复合陶瓷材料与传统的WC硬质合金材料以及Ti C基金属陶瓷材料相比, 具有更好的性能, 如更高的机械强度、断裂韧性以及耐磨性能等。因而, 利用Ti C/Ti N复合陶瓷材料制备机械切削用陶瓷刀具, 可以获得具有足够的强度、韧度、硬度以及高耐磨性能, 可以满足高速切削用刀具材料的要求[9,10,11]。

基于此, 本文以Ti C粉和Ti N粉为主要原料, 以Ni粉、Cr粉以及Co粉为烧结助剂, 采用真空热压烧结工艺制备了Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料。分析了烧结样品的相对密度、弯曲强度、断裂韧性以及硬度值, 为Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料的应用提供了一定的参考。

1 实验

实验采用的原料有5μm左右的Ti C和Ti N粉, 纯度均化学纯;所采用的添加剂材料Ni粉、Cr粉以及Co粉粒径为30μm左右, 纯度均为分析纯。实验设计了A系列配方组成, 如表1所示, 其中, 控制Ti C与Ti N二者添加量的比例为3∶1, 控制添加剂原料Cr粉与Ni粉以及Co粉添加量比例控制为1∶3∶1。采用真空热压烧结工艺制备了Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料。实验中采用湿法球磨方法将粉料球磨混匀, 球磨介质为无水乙醇, 然后将混匀的粉料料浆置于托盘中, 在110℃烘箱中烘干。将干燥后粉料进行真空热压烧结, 烧结温度区间为1400~1500℃, 每隔20℃设一个烧结温度点, 热压压力为15 MPa, 烧结终点保温时间为30 min。烧结后样品采用陶瓷精密切割机切割制成3 mm×4 mm×30 mm的标准样品, 采用XKM-5100电子万能试验机, 利用三点弯曲法测定样品的弯曲强度, 跨距为32 mm, 加载速率为0.5mm/min。用CMRPSS-400电子万能试验机压痕法测量样品的断裂韧性。用HV-120维氏硬度计测量烧结样品硬度, 载荷为50 N, 保压10 s。

2 结果分析与讨论

2.1 相对密度分析

图1是添加不同量微米Cr、Ni以及Co粉后对Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料的相对密度的影响。由图可知, 烧结后样品的相对密度随热压烧结温度的升高呈现先增加后下降的趋势。结合表1陶瓷刀具材料配方组成可知, 烧结后样品的相对密度随微米Ti C和Ti N添加量的减少, 随微米Cr、Ni以及Co粉添加量的增加呈现先增加后减小的趋势。从图1中可以发现, 当微米Ti C的添加量为48 wt%, 微米Ti N的添加量为16 wt%时 (A3配方) , Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料的相对密度相对其它配方最大, 且当热压烧结温度为1480℃时, 热压烧结后样品的相对密度为95.2%, 达到最大值, 此时的样品较致密, 有助于Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料力学性能以及微观组织性能的提高。从图1中还可发现, 当微米Ti C和微米Ti N添加量分别为60 wt%和20 wt%时, 热压烧结后样品的相对密度最小, 这说明, 当配方中微米Cr、Ni以及Co粉的添加量较少时, 不利于热压烧结样品致密度的提高。这是因为, Ti C/Ti N基陶瓷刀具材料样品的烧结过程属于液相烧结, 致密化的主要动力来源于金属相的塑性流动以及陶瓷相颗粒的重排, 在这一过程中伴随着粉料中孔洞的消失。因而, 当配方中微米Cr、Ni以及Co粉添加量不足, 将会导致在烧结过程中液相量较少, 因而就不能获得致密的烧结体, 这从A1和A2配方中即可很明显得观察到, A1和A2配方相对密度最高点均出现在1480℃, 分别为77%和86%。

2.2 弯曲强度分析

图2是添加不同量微米Cr、Ni以及Co粉后对Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料的弯曲强度的影响。从图2中可以发现, 所制备的陶瓷刀具材料样品的弯曲强度随金属添加剂的增多而增大。从图2中还可发现, 随热压温度的升高, A系列热压烧结陶瓷刀具材料样品的弯曲强度呈现先增加后减小的趋势。其中, 最高的弯曲强度基本出现在1480℃, A1至A4配方烧结样品弯曲强度分别为295 MPa、326 MPa、575 MPa以及452 MPa, 由此可说明1480℃烧结的A3样品最佳。这是因为, 在同一烧结温度点时, A1和A2配方中金属相含量分别为20%和28%, 相对与A3配方中金属相含量36%要少, 在热压烧结过程中, 液相量不足, 造成烧结后样品中气孔多, 所以A1和A2配方弯曲强度比A3要低。同时可发现, 在同一烧结温度点时, A4配方中金属相的含量为44%, 要高于A3配方中金属相的含量, 但是其弯曲强度要低于A3配方, 这是因为, A4配方中金属相添加量过量, 造成烧结过程中液相溢出, 同时样品内部发生鼓泡现象, 从而造成了烧结样品弯曲强度的下降。从图2中还可发现, 当烧结温度点超过1480℃后, 各配方弯曲强度均出现下降现象, 分析可知, 当烧结温度超过1480℃后, 样品内部容易出现脱氮反应, 在试样内部形成微小空隙, 从而造成烧结样品的弯曲强度下降。

2.3 断裂韧性分析

图3是添加不同量微米Cr、Ni以及Co粉后Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料的断裂韧性随烧结温度变化曲线。由图3可知, A系列配方复合陶瓷刀具材料断裂韧性随烧结温度升高呈现先上升后下降的趋势。当热压烧结温度为1480时, 热压烧结后样品的断裂韧性值最大, 分别为5.42 MPa·m1/2、6.20 MPa·m1/2、9.32 MPa·m1/2以及9.13 MPa·m1/2。从图中可以发现, 当金属相添加量为20% (A1配方) 和28% (A2配方) 时, 热压烧结Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料的断裂韧性要明显低于36% (A3配方) 和44% (A4配方) 烧结样品。这是因为, 结合图1和2分析知, 当金属相含量较低时, 烧结后样品致密度不够高, 因而陶瓷颗粒相与金属相界面结合强度较低, 样品断裂时, 主要出现沿晶断裂;当金属相含量较高时, 烧结后样品致密度明显提高, 因而陶瓷颗粒相与金属相界面结合强度较高, 样品断裂时, 主要出现穿晶断裂, 大大增加了裂纹在试样内扩展的路径, 因而烧结后样品的强度和韧性要好。A1和A2配方中金属相不够, 断裂时主要出现沿晶断裂, 而A3和A4中有充足的金属相, 断裂时候主要出现穿晶断裂。因而A3和A4配方断裂韧性要比A1和A2配方好。同时, 从图3中可发现, A4配方断裂韧性要稍微低于A3配方, 主要是由于A4配方在烧结过程中液相量过多, 造成烧结后样品出现轻微的鼓泡现象, 从而降低其断裂韧性。

2.4 硬度值分析

图4是添加不同量微米Cr、Ni以及Co粉后Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料的硬度值随烧结温度变化曲线。从图中可以发现, A系列复合金属陶瓷模具材料热压烧结后样品的硬度值均随烧结温度升高先增加后下降, 随金属相添加量增加呈现先增加后下降趋势。从图中可知, 热压烧结A系列Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料的硬度值均在1480℃出现最大值, 分别为802 kgf/mm2、877 kgf/mm2、1288 kgf/mm2以及1188 kgf/mm2。结合表1以及烧结后样品的致密度 (图1) 以及弯曲强度 (图2) 分析可知, 配方中Ti C和Ti N微粉添加量过多, 导致金属相添加量的减少, 从而使得烧结后样品中气孔较多、致密度和强度较低, 而样品中气孔的存在会使得样品的硬度值明显下降, 这是在相同烧结温度点下A1和A2配方硬度值明显低于A3和A4配方的主要原因。同时, 理论分析可知, 金属相的硬度值要低于陶瓷相的硬度值, 随着金属相添加量的不断增加, A3和A4配方中烧结样品的致密度基本相当, 但是A4配方中金属相要多于A3配方, 因而其硬度值要低于A3配方。随着烧结温度超过1480℃, 烧结样品中出现轻微鼓泡, 使得样品中气孔增加, 最终使得烧结样品硬度值下降。

2.5 相组成及显微结构分析

图5是1480℃烧结的A3刀具材料XRD图谱, 从图中可以发现, 最佳配方A3在1480℃烧结后, 所添加的Ti C与Ti N在烧结后经过反应产生了Ti (C, N) 固溶体, 这种固溶体的存在, 有助于烧结样品的致密化以及力学性能的提高。同时还可发现, 添加的Ni以及Cr之间发生反应, 生成Ni Cr合金, 合金相在陶瓷刀具材料中的存在有助于提高刀具材料的断裂韧性。图6是1480℃烧结的A3刀具材料断面SEM形貌图。从图中可以发现, 陶瓷刀具材料的断口存在大量的穿晶断裂, 同时也存在沿晶断裂。大量穿晶断裂的存在, 说明陶瓷刀具材料烧结后, 基体陶瓷颗粒与金属结合相之间结合紧密, 因而, 烧结体的强度高。断口中还可发现存在沿晶断裂现象, 这主要是陶瓷刀具材料中金属相的断裂产生, 沿晶裂纹扩展路径越长, 说明所烧结的复合陶瓷刀具材料强度以及断裂韧性越好。

3 结论

(1) 当微米Ti C添加量为48 wt%, Ti N为16 wt%时, 所制备的复合金属陶瓷模具材料性能最佳, 相对密度值为95.2%, 弯曲强度575 MPa, 断裂韧性为9.32 MPa·m1/2, 硬度值为1288 kgf/mm2。

(2) 添加适量的微米Cr、Ni以及Co粉可以促进Ti C/Ti N复合陶瓷刀具材料的液相烧结, 烧结后样品适量金属相的存在可提高复合陶瓷刀具材料的弯曲强度、断裂韧性以及硬度值。

摘要：以微米TiC和TiN为主要原料, 以微米Cr、Ni以及Co为添加剂, 采用真空热压烧结工艺制备了TiC/TiN复合陶瓷刀具材料。测试和分析了烧结样品的相对密度、弯曲强度、断裂韧性以及硬度性能。结果表明, 当微米TiC添加量 (质量百分数) 为48%, TiN为16%、Cr为7.2%、Ni为21.6%以及Co为7.2%时, 所制备的复合陶瓷刀具材料性能最佳, 相对密度值为95.2%, 弯曲强度575 MPa, 断裂韧性为9.32 MPa·m1/2, 硬度值为1288 kgf/mm2。

关键词：微米TiC,微米TiN,金属相,热压烧结,力学性能

参考文献

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TiC基金属陶瓷第6篇

影响旋塞阀密封性能的因素较多, 而组成密封体系的阀球和阀座材质的合理选择是防止密封体系过早失效, 延长使用寿命的关键之一。本文旨在从密封阀球和阀座实际使用条件所要求的物理力学性能着手, 研究设计一种TiC基硬质合金 (以下简称“TiC合金”) 材质以替换当前常用的钢铁材料。

1 设计思路与实验

根据使用情况分析, 球体与阀座之间的密封, 是金属与金属之间的密封, 目前球体与阀座的材质通常选用碳钢、不锈钢、司太立等, 但是该类材质的旋塞阀在使用中容易出现:⑴球体及阀座磨蚀过快或塑性变形导致密封不严, 液体泄漏[1,3,4,5], ⑵球体和阀座在高压下因粘着磨损和“冷焊”效应导致“咬死”, 阀门打不开[2]。按照阀门的设计要求[6], 方杆旋塞阀球体与阀座的材料必须具备良好的耐腐蚀性、耐磨损性和足够的强韧性。鉴于此, 我们认为阀球和阀座的材料应该有尽量高的硬度和刚度, 同时具有优秀的耐腐蚀性和满足使用的强韧性。为此, 我们认为TiC合金材料可能是一种理想的选择。因为, 以 (Ti, W) C-Ni+Co+Cr为主成分的TiC合金具有极好的耐磨性和耐腐蚀性, 同时具有比钢材高得多的弹性模量和更高的化学稳定性, 能有效的防止粘着磨损和“冷焊”效应, 另外, Ti元素还具有自润滑效果, 能降低表面摩擦系数, 减小旋塞阀在关闭和开启过程中阻力, 方便操作。

1.1 试样制备

本文选用的TiC, WC, Ni, Co, Cr及TaC原料粉末均为市售产品。将以上原料按下表1成分配比, 采用湿磨法 (湿磨介质为己烷) 球磨混合, 料浆过滤, 干燥, 过筛, 制取混合料, 再经压制成型, 压力烧结制备6×7×20 (mm) 规格和9×13×36 (mm) 规格试样分别进行物理力学性能测试及腐蚀实验。选择常用的阀件材料司太立和Y G8硬质合金作为对比。见表1。

wt.%

1.2 性能测试

1.2.1 物理力学性能测试

本文所有性能测试均按国标进行。采用AEL-200密度测试仪用排水法测试试样密度, 采用H R S-150型数显洛氏硬度计测试试样硬度, 采用HS-100KN牛顿液压万能实验机测试抗弯强度, 采用LEICA DMI5000M金相显微镜观察检测组织孔隙度及采用FORSTER-KOERZIMAT磁力仪检测试样的矫顽磁力, 测试结果如表2:

1.2.2 腐蚀实验

用于腐蚀实验的试样加工成8.4±0.02×12±0.02×35.4±0.02 (mm) 矩形体样块, 试样所有表面光洁度达到R a0.2。每组3根试样, 分别用H C l (浓度20%) , H2S O4 (浓度15%) , H N O3 (浓度15%) , N a O H (浓度50%) 溶液在50℃温度下浸泡腐蚀24小时, 用蒸馏水冲洗干净后比较各试样的重量损耗情况, 对比试样选择常用的球阀用材料司太立合金[7] (Stellite Alloy) 及常用密封环材料YG8硬质合金[8]。除在NaOH溶液中的所有试样都未发生显著反应, 浸泡一天时间后, 试样质量无明显变化外, 其它溶液中的实验结果列于下表3-5:

2 结果与讨论

将实验结果总结列表如下表6示, 并将数据转化为直观的柱状图如图1所示。

实验结果表明TiC合金除在HNO3中的腐蚀速率稍高于司太立合金外, 在其它条件下的的腐蚀速率远低于WC硬质合金及司太立材料。

从实验结果分析可知:新开发的三个牌号TiC合金有极高的硬度, 可预见其有极好的抗磨粒磨损性能, 抗弯强度在1700Mpa以上, 根据文献[4]的分析, 本文设计的T i C合金强度足够满足使用。从图1能很直观的看出, TiC合金具有极好的耐腐蚀性, 远优于目前常用的密封材料和球阀材料。

TiC合金硬度高, 属于硬脆性材料, 弹性模量大, 在高压下不易发生塑性变形。选择硬度相对较低的T20做阀座材料, 而硬度相对较高的T10和T30做球体, 如此, 球阀和球体配对使用, 在高压下, 球体压入阀座, 阀座产生轻微弹性变形, 从而可以形成有效的密封带。压力卸除后, 阀座弹性变形恢复, 同时因为TiC合金材料的主成分系化学稳定性极高的碳化物, 因此紧密接触时不易发生扩散“冷焊”现象, 抗粘着磨损性好, 因此, 不会发生钢质阀体经常发生的“咬死”现象。

3 总结

本文研究设计的TiC合金材料[9]是一种优秀的阀件材料, 具有以下优点:

(1) 硬度高, 耐磨损性好, 能有效地延长阀体的服役寿命;

(2) 强度高, 完全可以满足球阀的使用要求, 且有足够大的安全系数;

(3) 耐腐蚀性好, 几乎不被碱性溶液腐蚀, 在酸性溶液中表现出优异的抗腐蚀性能, 腐蚀速率远低于目前常用的球阀和密封材料;

(4) T i C合金主成分化学稳定性高, 合金弹性模量大, 刚性好, 高压下, 球体压入球座不易发生塑性变形, 不发生扩散“冷焊”, 从而能有效解决目前经常发生的阀体“咬死”而无法开关的问题。

注:1.表中数值均为3根试样结果的平均值, 下表4, 5同。

2.*试样尺寸加工偏差较大, 下表4, 5同。

摘要：本文通过对常用方钻杆旋塞阀球体与阀座失效形式的分析, 研究设计了一种TiC基硬质合金材料。新开发的TiC基硬质合金材料具有极好的耐磨, 耐腐蚀和化学稳定性, 能有效地解决方钻杆旋塞阀易出现的密封失效, 阀体“咬死”不能转动的问题, 是一种理想的阀件材料。

关键词：方钻杆旋塞阀,材质,TiC基硬质合金,耐磨性,耐腐蚀性

参考文献

[1]朱海燕, 李军刚, 张敏, 等.方钻杆旋塞阀的故障分析和改进[J].机械工程师, 2008 (1) :107~108.