喷涂涂层范文（精选8篇）
喷涂涂层 第1篇
镁合金重量轻、比强度高, 弹性模量小、刚性好、抗震力强, 抗电磁干扰及屏蔽性好, 且有色泽鲜艳、美观等优点, 从而在实际中被大量应用。但其防腐、耐磨性较差使其应用范围受到了限制。解决镁合金腐蚀和磨损问题是提高镁合金的使用寿命, 拓宽镁合金的应用范围的关键问题, 因此在实际应用中对它们进行必要的表面改性处理以增强其性能, 成为必不可少的一环。
冷喷涂是一种新的表面改性处理方法。在实际操作中, 冷喷涂能有效避免对镁合金基体进行热喷涂时, 镁合金表面发生的强烈反应, 这些反应会使镁合金表面发生相变、氧化、合金成分烧损、再结晶等现象。冷喷涂表面改性工艺可保持颗粒材料原有的性能。冷喷涂技术由于其特殊的喷涂特点和工艺成为喷涂领域的研究前沿技术。
本文以镁合金作为基体, 对其使用冷喷涂技术制备表面改性涂层并进行研究。
1 冷喷涂表面改性工艺分析
1.1 冷喷涂工艺参数对涂层的影响
影响冷喷涂涂层制备的主要因素是喷涂气体压力、气体温度和喷涂距离。粉末冲击基体时的临界速度决定是否形成涂层。气体压力和喷涂距离决定粉末冲击到基体表面时的速度, 适当的粉末飞行速度可以在保证基体与涂层之间结合强度的同时, 具有较高的沉积效率;温度对粉末冲击到基体时的塑性变形影响较大, 从而影响粉末与基体和粉末之间的结合。而且温度的适当提高可以降低粉末的临界速度, 但是过高的温度使基体产生烧结。为此, 本次实验对上述三个工艺参数进行了系列实验, 以确定合金粉末的冷喷涂工艺参数。实验中, 通过不断的调节气体温度、压力及喷涂距离, 最终得到比较好的涂层。
向镁基体上喷涂合金粉末。根据合金的特点, 冷喷涂工艺参数中的喷涂气 体温度从 合金熔点 约的1/3即350℃开始实验 , 距离取40mm, 气体压力取2.1MPa。此时完全没有涂层 , 并且镁基体表面出现凹坑。这是因为粉末撞击基体后, 无法附着在基体上, 使原有的喷砂表面粗糙。随后不断调整喷涂气体的温度和气体压力, 及调整喷涂距离, 来确定合适的工艺参数。
当温度升高到500℃, 压力为2.1MPa, 喷涂距离为40mm时, 得到稀薄的涂层, 但基本上没有厚度, 只是基体与未喷涂前相比发暗, 即使增加喷涂时间, 也无涂层厚度。这可能是由于温度过低, 无法使粒子撞击基体表面时达到合金粉末形成冷喷涂涂层所需临界速度造成的。当同时提高温度到600℃, 距离20mm时, 出现0.5mm涂层。涂层很薄, 但是此条件下, 开始上粉。然而, 由于温度提高了, 粉末发软, 容易堆积在喷枪口, 喷枪有受堵的趋势, 必须调节喷涂距离。当温度为600℃, 压力为2.1MPa, 喷涂距离为30mm时, 涂层仍能保持原有厚度, 但随时间增加, 涂层厚度变化不大。再次增加距离, 当温度600℃, 压力为2.1MPa, 喷涂距离为40mm时 , 10min后 , 得到厚度为2.10mm厚的涂层, 并且随着喷涂时间的加长, 涂层厚度增加。
喷涂距离只有在适当值时才能获得较好的涂层, 喷涂距离过大涂层变薄。这是因为喷涂距离的大小影响了喷涂气流的形式, 也就影响了喷涂粒子到达基体表面时的垂直速度。距离过小时, 虽然气流全部都处于稳定状态, 但到达基体后未及时与基体结合的粉末将被反弹并与后续粉末相碰撞, 减慢了后续粉末的速度, 喷涂效果变差;喷涂距离过大时, 虽然, 气流在基体表面附近也处于稳定状态, 但不能在较低的温度下达到结合的临界速度。温度过高将造成能源的浪费及基体和涂层缺陷的增加, 在合适工艺参数 (喷涂温度600℃, 气体压力2.1MPa, 喷涂距离40mm) 下, 如果再增加喷涂温度和喷涂压力, 会提高粉末的沉积效率, 但随着温度的升高, 在基体和涂层的结合处会产生夹杂、烧结、甚至使基体熔化的现象;与此同时, 由于温度的不断提高合金粉末粘度增大, 会发生粘枪问题, 使枪内气流不稳定, 温度骤然升高, 造成粉末熔化。另外, 随着压力的不断增加基体严重变形, 表面出现很大的凹陷, 而沉积效率不但未提高反而下降。
综上所述, 合金粉末喷涂镁基体的冷喷涂适当工艺参数为:气体温度600℃, 气体压力2.1MPa, 喷涂距离40mm, 喷涂时间10min, 获得涂层厚度2.10mm。
1.2 冷喷涂涂层界面结合影响因素的分析
冷喷涂材料与基材的结合同时受多种因素的影响, 如:基材材质、基材表面状态、冷喷涂所用颗粒材料、颗粒大小、颗粒速度、喷涂温度等。
1.2.1 基体材料的影响
这里包括基体材料的种类、表面前处理以及热处理状态。若基材材质较软而喷涂材料较硬 (如在铝、铜、镁、钛材料表面喷涂较硬的材料, 如Si O2等材料) , 喷涂材料可能是嵌入基材表面而形成涂层;若基材与喷涂材料都比较软 (如在Al、Cu基材上喷涂Al、Cu、Ag、Au等较软金属) , 则有可能因为基材与喷涂材料都有着良好的变形能力而使涂层与基材之间出现良好的结合;另外在这种情况下, 也有可能因为涂层与基材之间有着较为相近的属性而产生良好的分子间结合甚至金属键结合;若基材较硬而喷涂材料较软 (如在钢基材上喷涂Al、Cu、Ag等材料 ) , 可能出现的情况是基材基本上不发生变形而喷涂材料发生较大的塑性变形, 以适应基材表面的粗糙不平, 这样就产生了机械咬合。实际上机械咬合在任何情况下都会出现, 只是在这种情况下起着决定性的作用;当基材与喷涂材料都比较硬的情况下, 冷喷涂技术很难实现良好的结合。
1.2.2 颗粒速度的影响
无论对于那种情况, 颗粒的速度都是非常重要的, 因为冷喷涂的关键是喷涂温度, 在其他条件不变的情况下喷涂温度的提高可以降低冷喷涂的临界速度, 实现在较低的喷涂气体马赫数下大幅度地提高颗粒速度。
2 冷喷涂技术表面改性涂层分析
2.1 冷喷涂涂层形貌和界面特征
使用电子显微镜分析最优工艺下冷喷涂涂层形貌以及结合处界面。放大1000倍的涂层各部位形貌可以看出, 粉末颗粒紧密的结合在一起, 粉末颗粒之间没有明显的孔隙出现。说明涂层是致密的。
结合界面处基体发生了严重变形, 这是因为, 粉末在高速气流的带动下, 以固态的形式猛烈撞击基体表面, 粉末的速度大于临界速度, 没有对基体产生冲腐作用, 而是紧紧的冷焊在基体上。同时在冲击下喷涂粉末颗粒发生严重变形, 紧密的结合在一起形成致密的涂层。因喷涂过程中基体硬度和喷涂粒子硬度相差较大, 镁基体冷喷涂后基体变形严重。这符合涂层与基体的结合机理。
2.2 涂层界面处元素线分布
使用EMP-810Q型电子探针微分仪分析涂层和镁基体结合界面处的元素线分布和界面结合状态可以得出, 涂层与基体的结合是机械结合, 两种材料的分界线清晰、连贯, 无烧结、夹杂等缺陷出现。同时, 元素线分布在涂层与基体结合部的突变说明界面处基本无扩散。由此可见, 镁合金表面进行冷喷涂可以获得结合面无缺陷、致密的涂层, 并且基本无扩散, 涂层具有隔离腐蚀介质的作用。
3 结论
(1) 镁合金冷喷涂表面改性合金粉末合适的工艺参数为 :气体温度600℃, 气体压力2.1MPa, 喷涂距离40mm。测得镁基体上涂层厚度为2.10mm。
(2) 冷喷涂的涂层致密度与基体表面的喷涂压力有关 , 同样的喷涂温度与喷涂距离下, 适当的提高喷涂气体压力有利于获得质量致密的涂层。
(3) 因喷涂过程中基体硬度和喷涂粒子硬度相差大、涂层与基体之间塑性变形大, 结合效果好。
喷涂涂层 第2篇
采用等离子喷涂(PS)在GH536高温合金基材上制备了典型的双层热障涂层(TBCs )和两种分别加入了Al2O3陶瓷成分的复合热障涂层. 典型的TBCs采用Ni22Cr10AlY连接层与8%Y2O3稳定的(8YPSZ)顶层的双层结构; 多层涂层分别采用Al2O3与Ni 22Cr10Al Y复合的连接层和Al2O3与8YPSZ复合的顶层. 3种类型试样的.100 h, 1 000 ℃静态氧化及1 050 ℃热震试验的结果分析表明: 8YPSZ+Al2O3的复合氧障层具有最佳的氧化阻力; N i22Cr10 AlY+8YPSZ双层涂层的热震阻力最佳, 氧化阻力最差; 连接层采用Ni22Cr10AlY+Al2O 3复合涂层具有热震和静态氧化条件下综合优良的高温热循环性能.
作 者：张罡 武颖娜 梁勇 冯钟潮 刘方军 段爱琴 巴瑞章 作者单位：张罡(中国科学院,金属研究所,沈阳,110016;沈阳工业学院,材料科学与工程,分院,沈阳,110015)
武颖娜,梁勇,冯钟潮(中国科学院,金属研究所,沈阳,110016)
刘方军,段爱琴(北京航空制造技术研究所,高能束流加工技术重点实验室,北京,100024)
巴瑞章(北京科技大学,北京市腐蚀、磨蚀与表面技术重点实验室,北京,100083)
火焰喷涂镍石墨封严涂层技术研究 第3篇
随着高新科学技术的发展, 工业生产技术的不断提高, 热喷涂技术也逐渐成为表面工程领域内表面改性技术之一。热喷涂技术是利用火焰、电弧或等离子弧等热源, 将喷涂材料瞬间加热至熔化或半熔融状态, 同时对这种材料粒子进行加速, 使其以一定的速度撞击沉积到经过预处理的基体表面形成覆盖层的一种材料成形方法。热喷涂技术应用十分广泛, 选择不同性能的涂层材料和不同的工艺方法, 可以制备耐磨损涂层、减摩与封严涂层、耐高温热障涂层等功能涂层。
2 项目来源
国内外先进涡轮发动机的中温气密封严运动部件多采用镍石墨涂层作为有效可磨耗封严涂层。可磨耗封严涂层一般应用于转动件与非转动件之间的间隙, 如发动机的压气机和涡轮机的机匣。理想的封严涂层应既有足够的强度抵抗外部颗粒及气流的冲蚀, 又可被刮削, 在叶片与涂层发生摩擦接触时, 涂层被刮削而叶片尖端不磨损, 涂层仅磨损部位脱落。因此, 设计要求可磨耗封严涂层必须具备下列性能:可磨耗性、结合强度和抗热震性强, 其他性能包括, 低的摩擦系数和抗粘着性, 以及高的化学稳定性和整体强度等。目前, 航空产品在气密跑道上喷涂镍石墨涂层, 以期减小气动运动的密封部位的间隙, 提高燃气涡轮的工作效率。
3 项目目标
目前我公司在采用热喷涂技术手段制备镍石墨 (307NS-2 涂层) 可磨耗封严涂层方面处于技术空白。此次技术研发和攻关旨在制备出镍石墨可磨耗封严涂层, 建立相关技术文件和质量要求文件。
镍石墨 (307NS-2 涂层) 可磨耗封严涂层技术指标要求涂层经机加工后外观呈均匀的灰色或深灰色, 涂层不应有裂纹、剥落、缺口、疏松、分层、边缘翘起和过烧等缺陷。
4 涂层结构及涂层材料的选择
4.1 涂层结构。设计图纸要求, 在钢件或铝件的基体上制备的镍石墨可磨耗封严涂层, 由于基体材料为铝或不锈钢, 而涂层为镍石墨复合涂层, 两者间的组织及晶体结构有很大的差别, 热物理性能 (热膨胀系数) 相差较大, 且零件在有一定变化的温度下工作, 涂层与基体之间将会产生较大的应力, 造成涂层剥落, 导致工件失效。为降低和消除应力集中造成的负面影响, 提高涂层与基体的结合强度, 在涂层设计中采用粘接底层工艺, 即在基体上首先火焰喷涂一层粘接底层 (Metco405NS) , 再在粘接底层上喷涂镍石墨涂层, 形成复合涂层结构, 这种涂层结构可以有效的缓解基体材料与镍石墨涂层两者之间组织结构和热物理性能的差别, 提高涂层与基体的结合强度。
4.2 镍石墨涂层材料的选择。根据镍石墨涂层应达到的性能指标 (HR15y:-10~40) 和加工后涂层厚度达到1mm以上的涂层, 拟采用Metco公司生产的Metco 307NS-2 粉末作为喷涂材料, 该粉末材料是热喷涂专用粉末材料, 广泛应用于等离子喷涂或火焰喷涂。
5 工艺试验
5.1 喷涂试样的准备。涂层硬度、结合强度、微观组织试样为45# 钢, 试样尺寸为 φ25×7, 喷涂面光洁度为Ra≤1.6。热稳定性试样为45# 钢, 试样尺寸为 φ25×7, 喷涂面光洁度为Ra≤1.6。涂层可加工性检测试件:φ50×350。
5.2 喷涂工艺流程。准备——检验——表面净化——喷砂——测量——装夹 (遮蔽) ——调整机械手工作程序——喷涂镍铝粘接底层——喷涂镍石墨面层——涂层性能检测——卸夹——清理——检验
5.3 喷涂试样的表面净化。试样采用有机溶剂——丙酮进行浸泡和擦拭除油。
5.4 试样装夹遮蔽。试样采用专用喷涂工装固定在喷涂试验架上, 采用3M耐高温纤维胶带进行遮蔽保护。
5.5 吹砂。采用带有除尘系统和分筛系统、可以对喷砂介质进行回收的吹砂机对基底吹砂, 砂粒为粒度36# 的棕刚玉砂或白刚玉砂, 吹砂压力保持在0.3~0.6MPa, 吹砂用的压缩空气必须经过除油、除尘、冷干处理。吹砂时间为15~30 秒。吹砂时间要根据零件尺寸、材料硬度、吹砂压力等进行调整, 在保证尽量不减小零件尺寸的情况下达到粗化的效果。
5.6 火焰喷涂镍铝粘接底层。按照YZBJT33 要求, 喷涂镍铝粘结底层。
5.7 镍石墨涂层喷涂工艺试验。根据涂层性能要求来分析, 其涂层硬度是性能中的关键指标, 只有在涂层硬度满足要求时, 其它性能指标才有意义。影响涂层硬度的因素包括氧气—乙炔、压缩空气气帽、送粉量和喷涂距离等, 其中最关键的因素为送粉量, 因此采用单因素研究不同送粉量对涂层性能的影响, 氧气和乙炔气的流量和压力采用推荐值, 经过多次喷涂试验, 对结果进行分析、筛选并优化喷涂工艺。
5.8 镍石墨涂层喷涂性能测试
5.8.1 镍石墨涂层结合强度测试。涂层结合强度是关系到涂层在工作中不起皮、不剥落, 是否可靠工作的重要指标。采用模拟件 (材质为钢材) 进行喷涂, 测试涂层机加工性能。镍石墨涂层机加工后可以看出, 采用初步确定的热喷涂参数制备的镍石墨涂层经机加工后未出现裂纹、剥落、缺口、疏松、分层、边缘翘起和过烧等缺陷;目视观察涂层表面未发现直径大于1mm气孔, 达到标准要求。
5.8.2 镍石墨307NS-2 涂层热冲击 (抗热震) 性能测试。采用35#钢试片测定镍石墨307NS-2 涂层热冲击性能。镍石墨涂层由于要求喷涂的厚度大于1mm, 为厚涂层, 在进行喷涂时, 不能一次性喷涂到规定的厚度, 长时间的连续喷涂, 将造成基体和已生成的涂层过热, 影响基体和涂层的性能, 为此, 喷涂时在对基体和涂层用压缩空气冷却的同时, 要在喷涂进行到一定时间, 基体温度升高时停枪, 用压缩空气进行冷却, 待基体冷却后, 再进行喷涂, 如此反复, 直至涂层达到规定厚度。基体温度在喷涂中不能超过150℃。
6 结论
通过以上试验和结果分析可以得出以下结论:
针对镍石墨307NS-2 可磨耗封严涂层工艺研发试验制定的工艺研发方案、涂层结构设计、工艺设计及喷涂设备、各阶段工艺参数的工艺试验是可行的, 可以满足设计和工艺要求。通过试验初步掌握了火焰喷涂镍石墨 (307NS-2) 可磨耗封严涂层工艺方法中的各个工艺参数及各个参数对涂层性能指标的影响规律, 掌握了各工艺参数间相互影响的规律, 为今后研发新的涂层技术积累了经验。
摘要：现代航空发动机普遍采用可磨耗封严涂层技术来提高整机效率、降低能耗和延长整机使用寿命。镍石墨涂层就是一种硬度较低、广泛应用在发动机上的中温段的可磨耗封严涂层。本文采用火焰喷涂的方法制备了镍石墨 (Metco 307NS-2) 封严涂层, 通过喷涂工艺参数摸索及涂层性能测试确定了火焰喷涂镍石墨涂层的满足使用条件的喷涂参数, 制定了镍石墨涂层质量检测方法和质量标准。
关键词：火焰喷涂,镍石墨,封严涂层,发动机,硬度
参考文献
[1]吴子键, 吴朝军等.热喷涂技术与应用, 2006, 1.
[2]于月光等.可磨耗封严涂层材料喷涂过程中石墨含量变化研究[J].热喷涂技术, 2009, 2 (17) :45-46.
[3]段绪海, 王学连.热喷涂技术在航空发动机上的应用[C].2000年全国热喷涂技术交流研讨会文集.
喷涂涂层 第4篇
爆炸喷涂一般指使用可燃气体瞬间爆炸时产生大量的热并将喷涂材料融化喷涂到零件表面的喷涂方法, 由美国联合碳化物公司研制, 于1965年公开报道[1,2,3]。目前, 爆炸喷涂方法已成功地应用于各种喷涂涂层材料, 如金属、陶瓷、金属化合物等[4]。与其他热喷涂工艺相比, 爆炸喷涂工艺具有以下优点[5]:1) 与基体结合强度高。由于气体燃烧后产生较高能量将喷涂材料融化, 形成高温高速粉末颗粒喷涂到基体表面, 瞬间温度较高, 涂层与基体的结合具有冶金和机械结合的特性。2) 可选用的涂层材料较为广泛, 可获得各种性能的涂层, 如硬度高, 耐磨性高等。3) 形成高温高速粉末流, 因此形成的涂层致密, 孔隙率低, 达到1%以内。4) 工件表面温度低, 热损伤小。由于喷涂过程采用的是脉冲式, 每次喷涂时工件受到融化的涂层材料热颗粒冲击仅几毫秒, 时间非常短, 所以工件温度一般在200℃以下, 所以对基体造成组织和结构变化。
爆炸喷涂也存在一些缺点, 如爆炸喷涂的沉积效率较低且噪声较大。爆炸喷涂的沉积路径只能以直线方式沉积于基体表面, 对复杂形状的工件和细小的内壁表面难以进行[6]。
本文采用爆炸喷涂的方法制备Cr C涂层, 研究了不同温度、颗粒速度、冲击角度下Cr C涂层的磨损率, 分析了不同参数对Cr C涂层抗冲蚀性能的影响。
1 试验
1.1 基材及处理
喷涂基体材料为2Cr10Mo VNb N, 基体材料经棕刚玉喷砂、丙酮清洗后, 在基体上进行爆炸喷涂操作。
1.2 固体颗粒侵蚀试验参数
气流速度范围:300~600m/s;固体颗粒速度:210~420m/s;温度:600~620℃;粒子撞击角度:18°, 24°, 30°, 36°, 45°, 60°, 75°, 90°, 共8个角度。
质量磨损率的计算公式:
2 结果与讨论
从图1中可以看到, 爆炸喷涂Cr C涂层在两种温度和两种速度下磨损率都表现出随角度的增大而增加的趋势, 在90°时达到最大, 表现为典型脆性材料的磨损特性。随温度的增加其磨损率稍有降低。在相同温度和相同角度下该涂层420 m/s时的磨损率为210 m/s时的4~12倍。
图2为爆炸喷涂Cr C涂层在420m/s、620℃时的表面磨损形貌图。图2 (b) 是试件在冲击角度为30°时的形貌, 且该涂层已被冲破, 线切割时选取了冲破区边缘处做SEM样品。通过SEM着重观察未冲破区域与冲破区域交界处, 由于30°时受到的切向应力很大, 冲破区域塑性变形非常严重, 犁削也比较明显, 呈现出典型的塑性材料冲蚀磨损特性。未冲破区域在500倍时能见到不少微孔, 直径不到1μm, 且非常深;通过前面的分析可以推测是在涂层工艺中形成的。图2 (a) 和图2 (c) 也有不少小孔, 且90°高正向冲击时, 小孔周边很多白亮和凹坑, 这说明微孔的存在加剧了磨损。
3 结论
本文研究了采用爆炸喷涂方法制备的Cr C涂层的耐固体颗粒侵蚀, 对涂层在不同的颗粒速度、温度、冲击角度下的磨损率进行了对比分析:爆炸喷涂Cr C涂层在不同温度和速度下磨损率都表现出随角度的增大而增加的趋势, 在90°时达到最大。在相同温度和相同角度下, 该涂层420 m/s时的磨损率为210 m/s时的4~12倍, 表现为典型脆性材料的磨损特性。
摘要：为研究不同状态下固体颗粒对爆炸喷涂CrC涂层性能的影响, 改善产品耐固体颗粒的冲蚀性能, 采用爆炸喷涂技术制备涂层, 研究了不同温度、颗粒速度、冲击角度下涂层的磨损率, 分析温度、固体颗粒速度、粒子冲击角度对涂层抗冲蚀性能的影响。结果表明:爆炸喷涂CrC涂层在不同温度和速度下磨损率都表现出随角度的增大而增加的趋势, 在90°时达到最大, 表现为典型脆性材料的磨损特性。
关键词：爆炸喷涂,固体粒子冲蚀,磨损率
参考文献
[1]Mc Geary T C, Koffskey J M.Engineering Applications for Flame Plating[J].Metal Progress, 1965, 87 (1) :80-86.
[2]Anon.Flame Plating for High Wear Resistance[J].Aircraft Enaineering, 1965, 37 (7) :37-39.
[3]Anon.Flame Plating[J].Engineering Materials and Design, 1965, 8 (7) :8-10.
[4]唐建新, 张爱斌, 陈建平, 等.爆炸喷涂工艺原理分析[J].材料保护, 2000, 33 (9) :33-34.
[5]佚名.爆炸喷涂[J].国外航空技术, 1976, 8 (1) :1-4.
喷涂涂层 第5篇
金属陶瓷涂层是一种综合性能非常优秀的耐磨涂层,它由硬质碳化物相来提供硬度和强度,同时由金属粘结相提供韧性和塑性,故同时具备了陶瓷材料和金属材料的优点,目前被广泛应用于航天、钢铁和石油等工业领域[1,2]。目前应用最广的金属陶瓷涂层是WC-Co系(WC-12Co、WC-17Co、WC-10Co-4Cr)和耐高温的Cr3C2-NiCr系。热喷涂技术操作灵活方便,可应用于大部分基材,且涂层厚度范围较大,组织较为均匀致密,是目前制备金属陶瓷涂层最主要的方法。其中,超音速火焰喷涂(HVOF)技术具有焰流速度快、火焰温度低的特点,能制备出孔隙率低、组织致密的涂层,并能有效抑制脱碳现象的发生,被广泛应用于WC-Co系金属陶瓷涂层的制备[3,4]。
热喷涂金属陶瓷涂层在实际应用时往往会遇到不同的工况,例如,泥浆泵的壳体和叶轮往往会遭受磨粒磨损和冲蚀磨损,而轧辊、凸轮等零部件在滚动接触条件下易发生疲劳磨损[5]。此外,当涂层服役于海洋环境以及石油化工等领域时,除了单纯的磨损外还要面对腐蚀以及腐蚀和磨损复合作用引发的失效。可见,在不同的工况下,导致金属陶瓷涂层磨损失效的关键因素往往存在差别,因此深入研究涂层在不同工况下的磨损失效机制,并建立服役条件和磨损失效机制之间的对应关系,对于热喷涂金属陶瓷涂层的服役安全和质量控制具有重要的科学意义和工程指导价值。
1 金属陶瓷涂层的磨粒磨损失效机制
硬质颗粒或对磨件表面的微峰在材料表面运动引起的磨损称为磨粒磨损(Abrasion)。磨粒磨损一般发生在研磨机和破碎机等伴有大量硬质颗粒的工作环境下。此外,对磨件在做滑动、滚动等相对运动时产生的磨屑也会引起一定程度的磨粒磨损。
在金属陶瓷涂层磨粒磨损过程中,磨粒会对硬度较低的粘结相进行微切削和犁铧,并在涂层表面形成划痕和犁沟。不同的涂层内碳化物和磨粒的尺寸比会引发不同形式的失效。Arash G[6]对不同碳化物尺寸粉末制备的涂层进行磨粒磨损实验,结果表明,当碳化物与磨粒的尺寸比小于0.5时,碳化物将同粘结相一起被磨粒切削掉;当碳化物与磨粒的尺寸比介于0.7~1.3之间时,磨粒会造成碳化物粒子的破碎;当尺寸比接近0.7时,一般发生碳化物整体破碎;尺寸比接近1.3时,大多发生碳化物部分破碎;当碳化物与磨粒的尺寸比大于1.4时,碳化物粒子形貌没有明显变化,但当碳化物粒子周围的粘结相被大量去除后,会发生碳化物粒子的脱落(见图1)。但Jia K[7]的研究表明,只有高硬度磨粒才会导致碳化物粒子的破碎。
从上述金属陶瓷涂层磨粒磨损的机制来看,磨粒对粘结相的切削和犁铧是造成涂层失效的主要或间接原因,所以无论是增加涂层对磨粒的载荷[8]还是提高磨粒的硬度[9]都会加重涂层的磨粒磨损。Wang Qun[10]和Kumari K[11]的研究也表明通过改善工艺提高涂层的硬度会显著降低涂层的磨粒磨损率。
2 金属陶瓷涂层的冲蚀磨损失效机制
冲蚀磨损(Erosion)指小而松散的固体粒子、液流或气泡等对材料表面冲击引起的磨损现象。根据流动介质和冲蚀相的不同,冲蚀分为干砂冲蚀、水滴冲蚀、泥浆冲蚀和气蚀。
很多学者对金属陶瓷涂层在干砂冲蚀条件下的磨损表现进行了研究,结果表明当冲蚀粒子以一定的攻角和速度冲击金属陶瓷涂层表面时,主要引发以下几种损伤:
(1)冲蚀粒子对硬度相对较低的粘结相进行微切削和微犁铧,在涂层表面留下划痕和犁铧沟。当冲蚀粒子以较尖锐的面接触涂层时易于引发微切削,当冲蚀粒子以较圆滑表面接触涂层时易于引发微犁铧[12,13],如图2所示。
(2)由于硬质碳化物周围的粘结相被大量切削去除,碳化物粒子与涂层基质的连接能下降,在冲蚀粒子的撞击下脱落形成脱落坑[12,13]。
(3)部分冲蚀粒子镶嵌在碳化物脱落形成的脱落坑内[14],如图3所示。
(4)冲蚀粒子在垂直方向上对涂层进行锤击,导致涂层中出现疲劳应力。热喷涂金属陶瓷涂层本身存在孔隙、第二相等缺陷,疲劳应力在这些地方易于形成应力集中并导致裂纹的萌生,如图4所示。此外,热喷涂金属陶瓷涂层具有典型的层状结构,这些裂纹易于沿着各层的界面扩展,当这些裂纹连接在一起时会引发大面积的涂层剥落[12,13,15]。
研究表明,随着冲蚀粒子颗粒度和冲蚀速度的增加涂层冲蚀磨损率增加。此外,冲蚀角度也是冲蚀磨损的一个主要影响因素,冲蚀角越接近90°,磨损率越高[16,17]。
3 金属陶瓷涂层的疲劳磨损失效机制
疲劳磨损又称接触疲劳(Rolling contact fatigue),指材料在滚动接触的条件下,由交变接触压应力长期作用引起的塑性变形的累积产生的区域损伤现象,其主要失效形式有表面磨损、剥落和分层[18,19,20]。
表面磨损又称微点蚀[21,22],其表现为在涂层表面形成大量的点蚀坑。表面磨损是对磨件在接触区的粗糙接触和微滑动导致的。表面磨损对材料的损伤程度较低,在轻微的表面磨损条件下,工件大多还能正常工作,但一旦发生剥落和分层失效,工件基本无法继续使用。
剥落也是一种典型的金属陶瓷涂层疲劳磨损失效模式。Hogmark S等[23]认为金属陶瓷涂层剥落失效起始于涂层的表面或次表面,即表面磨损、涂层内部的微观缺陷以及层状结构的界面裂纹是导致剥落发生的原因。
分层失效也是热喷涂层的一种失效方式,目前学术界普遍认为分层失效有两种模式,即层内分层和界面分层。
层内分层指发生在涂层内部的分层失效,而界面分层指发生在涂层与基体结合界面的分层失效,界面分层的失效区域可以直接观察到基体喷砂导致的粗糙表面。层内分层的磨损深度要大于剥落,小于界面分层。层内分层失效机制与剥落很相似,都是裂纹在涂层微缺陷处萌生并进一步扩展相连引发失效,但两者的诱因并不相同。相关研究表明,层内分层和界面分层的失效位置大多正好处于最大剪切应力和正交剪切应力处附近,本领域学者也普遍认同交变剪切应力是导致分层失效发生的主要因素[18,24,25]。
4 金属陶瓷涂层的磨粒腐蚀磨损失效机制
磨粒腐蚀磨损(Abrasion-corrosion)是指磨粒磨损和腐蚀共同作用引起的复合磨损现象,一般发生于工作在同时具有腐蚀介质和较多颗粒物环境下的机械设备,如钻柱、钻杆以及泥浆搅拌机等。
在磨粒腐蚀磨损条件下,金属陶瓷涂层的磨损率受磨粒磨损、腐蚀以及两者的复合作用的影响。金属陶瓷涂层在纯磨粒磨损条件下的失效机制上文已经论述。在碱性条件下,金属陶瓷涂层常见粘结相Co和Ni表面都会形成不溶的氧化膜,Co表面还会形成Co(OH)2保护膜[26,27,28,29]。但在酸性条件下,这些保护膜都会很快溶解。当碳化物周围的粘结相被大量溶解后会发生碳化物的脱落。向金属陶瓷涂层内加入Cr会在涂层表面形成在3.5%NaCl和酸性条件下稳定的Cr2O3保护膜,涂层耐腐蚀性能随Cr含量增加而增加。当WC以及喷涂过程中形成的W2C相与电解质接触时,W会被氧化成WO3,在高pH条件下WO3会被溶解,但溶解率较粘结相小很多[30]。
金属陶瓷涂层磨粒-腐蚀磨损模型如图5所示。在磨粒-腐蚀条件下,除了粘结相切削、犁铧、碳化物破裂、脱落以及裂纹萌生扩展等常规磨粒磨损外,还会不断发生钝化膜的破坏和再形成。图6是WC-NiCr涂层在不同pH条件下纯腐蚀和磨粒腐蚀的极化曲线[29],可见在磨粒-腐蚀条件下,金属陶瓷涂层的腐蚀电位降低,腐蚀电流增加,说明涂层的腐蚀率增加。此外,纯腐蚀条件下涂层pH=5.5和pH=13.5两条曲线有明显的钝化迹象,而在磨粒腐蚀条件下则无钝化现象,这是由于磨粒破坏了涂层表面形成的钝化膜。磨粒造成钝化膜破损后,粘结相将会暴露出来直接与电解质接触,使腐蚀率增加,之后形成新的钝化层直到再次被磨粒破坏。Stack M M[29]的研究表明,随着载荷的增加,涂层磨粒腐蚀磨损率增加。
图6 WC-NiCr涂层在不同pH条件下的极化电流曲线:纯腐蚀(a),磨粒腐蚀(b)[29]Fig.6 Polarisation curves of the WC-NiCr coatings with different pH values:corrosion only(a);abrasion-corrosion(b)[29]
Thakare M R[26]的研究表明,在碱性条件下,随着腐蚀溶液对涂层腐蚀性的增加,涂层磨粒腐蚀磨损率降低。这是由于涂层在低腐蚀环境下表面孔隙率降低程度相对较弱,具有较低的摩擦系数,此外粘结相表面形成的CoO和WO3钝化层也会降低涂层的摩擦系数,而在低腐蚀性溶液中涂层表面钝化膜的再生速率较高。研究还表明,在磨粒腐蚀磨损中,磨粒磨损所占比重较大,因而磨粒颗粒度和载荷等是涂层磨粒腐蚀磨损率的主要影响因素[28]。
5 金属陶瓷涂层的冲蚀腐蚀磨损失效机制
冲蚀腐蚀磨损(Erosion-corrosion)主要发生于地质钻探设备上,在地质钻探过程中,机械设备在钻井内的服役情况非常复杂,不但要受到泥浆的冲蚀,还要受到钻井液和地下的硫元素等的腐蚀。金属陶瓷涂层冲蚀腐蚀磨损不仅包含冲蚀进程和腐蚀进程,还包括冲蚀和腐蚀相互作用的进程[31,32]。
金属陶瓷涂层粘结相的溶解会在涂层表面形成腐蚀坑,提升涂层的表面粗糙度并进而降低涂层的硬度,加大冲蚀对涂层造成的切削和犁铧损伤。此外,在硬质碳化物和粘结相的界面易于发生晶间腐蚀,使粘结相沿着晶界溶解,降低碳化物和粘结相的结合力,在冲蚀粒子的冲击下,易于发生碳化物的脱落[33,34,35],如图7所示。晶间腐蚀还会促进裂纹的萌生和扩展,并进而促进剥落的发生[36]。
在冲蚀腐蚀条件下,冲蚀粒子会对Co、Cr和Ni的氧化消极层造成损伤,使大量易于溶解的粘结相暴露出来,从而加大涂层的腐蚀损伤。冲蚀对涂层造成的划痕、犁铧沟以及碳化物脱落形成的孔隙等都会增大溶解液和粘结相的接触面积,从而加大腐蚀损伤[36,37]。
Berget J[38]比较了不同Cr含量WC-Co-Cr涂层在海水腐蚀和不同冲蚀条件下的性能,结果表明在低冲蚀条件下,涂层抗冲蚀腐蚀磨损性能随着Cr含量增加而增加,而在高冲蚀条件下,由于Cr3C2氧化层会被迅速破坏,涂层抗冲腐蚀性能受Cr含量影响不大。Saha G C[39]研究了纳米晶和微米晶WC-17Co涂层在pH=8的溶液中的冲腐蚀性能,结果表明微米晶WC-17Co涂层冲蚀腐蚀磨损机制以纯冲蚀为主,纳米晶WC-17Co涂层则以腐蚀促进的冲蚀为主,纳米晶涂层冲蚀腐蚀磨损性能优于微晶涂层。Flores J F[32]比较了金属陶瓷涂层在不同温度下的冲蚀腐蚀性能,结果表明,在高温条件下,粘结相的溶解速度加大,水的粘度降低从而提升冲蚀粒子的冲击力,加大冲蚀腐蚀磨损量。Stack M M[40]的研究表明,随着冲蚀速度和冲蚀粒子数量的增加,涂层的冲蚀腐蚀磨损率增加。
6 结语
热喷涂金属陶瓷涂层以碳化物为硬质相、以金属为粘结相的独特结构为其提供了优良的综合性能。但通过对其多种磨损机制的分析可以发现,金属粘结相虽然为涂层提供了良好的韧性,但在有硬质颗粒和微峰的磨损条件下,粘结相相对较低的硬度使其易于被犁铧和切削,此外金属粘结相的抗腐蚀性相对较差,在腐蚀条件下易于被溶解,而粘结相大面积的磨损和溶解还会引发碳化物相的脱落。热喷涂层典型的层状结构、气孔以及喷涂过程中局部温度过高产生的脱碳相等结构缺陷处有较大的残余应力,在接触应力、剪切应力以及冲击力的影响下萌生并扩展的裂纹同样也是导致涂层磨损失效的主要因素。
反应热喷涂制备陶瓷涂层的研究进展 第6篇
反应热喷涂技术将自蔓延高温合成(简称SHS)技术与传统的热喷涂相结合,以高放热反应体系材料作喷涂材料,利用喷涂热源熔化并引燃喷涂材料的SHS反应,在喷涂过程中同时完成材料的合成与沉积。与传统热喷涂技术相比,反应热喷涂技术成本低,涂层致密,结合强度较高,用于制备金属陶瓷涂层有望取得突破。以下综述了4种反应热喷涂技术制备陶瓷涂层的研究现状,并展望了其发展趋势。
1 几种反应热喷涂制备陶瓷涂层的研究现状
1.1 反应火焰喷涂
反应火焰喷涂利用常规氧 - 乙炔火焰粉末喷涂设备,采用高放热反应体系,使喷涂粉末在飞行过程中熔化并引燃其SHS反应,沉积到基材表面而形成涂层。该技术设备简单、成本低、移动性强。与传统的氧 - 乙炔火焰喷涂相比,加热温度更高、粉末反应更充分。
采用反应火焰喷涂技术,将Al - TiO2 - B2O3铝热反应剂引入喷涂材料中,在镁合金AZ31B,AZ91D及纯铜等表面制备Al2O3基复相陶瓷涂层[1,2,3]:镁合金AZ31B表面反应热喷涂陶瓷涂层最大显微硬度值可达1 224 HV1 N,比普通热喷涂层提高了608 HV1 N,其抗热震性明显优于普通热喷涂层,热震次数可达45次;2种铝合金反应热喷涂陶瓷涂层磨损后表面较为平整,涂层脱落很少,其耐磨性分别比基体提高了8.15倍和1.51倍;镁合金AZ91D表面反应热喷涂陶瓷涂层内有MgSiO4,MgAl2O4等新相生成,与基体相比,其耐酸性能提高了4倍,耐盐性能提高了1倍;纯铜表面反应热喷涂陶瓷涂层的陶瓷颗粒熔化率较高,喷距为150 mm时涂层表面形貌最佳,在高温(1 073 K)环境中,复合陶瓷涂层的氧化增重约为纯铜的1/600,涂层封孔后的磨粒磨损、黏着磨损性能较纯铜分别提高了约13倍、18倍。采用反应火焰热喷涂技术在Q235钢表面制备了Mo - FeB - Fe系金属陶瓷涂层,其硬度为1 261 HV1 N,结合强度为32.73 MPa,抗热震次数为38次,耐磨粒磨损和黏着磨损性能分别比基体提高了5.28倍和5.16倍[4]。
铝热反应热喷涂技术能提高Al2O3·TiO2 基金属陶瓷涂层的性能,涂层平均结合强度达17.50 MPa以上,平均孔隙率降低至5.50%以下[5]。铝热反应热喷涂技术能提高Al2O3金属陶瓷涂层的结合强度和耐磨性,涂层平均结合强度达8 MPa,耐磨性与传统钢制刮刀相比提高了2倍,与铸铁烘缸相比提高了8倍[6]。以铝粉、硼酸和二氧化钛为原料,通过氧 - 乙炔火焰反应热喷涂法在Q235钢表面制备了Al2O3/TiB2复合陶瓷涂层,其耐磨性比基体提高了1倍左右[7]。通过在配制粉料中添加SiO2和TiO2粉末,改进了氧 - 乙炔火焰反应热喷涂工艺,SiO2,TiO2粉末对提高涂层结合强度及耐磨性有明显作用,SiO2含量为3%～9%或TiO2含量为5%～25%时,涂层结合强度的提高与SiO2或TiO2含量成正比,各原料粉末的加入量应维持在一定的范围内,否则会降低涂层的性能[8]。
反应火焰喷涂在不同基体上制备的Al2O3,Al2O3·TiO2等复相陶瓷涂层具有较好的抗热震性能和耐磨性,但要应用于工业,还有待进一步改进。
1.2 反应等离子喷涂
反应等离子喷涂是最近发展起来的新方法,它集等离子喷涂、化学反应及沉积过程于一体。与等离子喷涂相比,反应等离子喷涂克服了硬质相难融化的缺点,减少了涂层内部的应力集中。
反应等离子喷涂制备的TiN/AlN涂层,其韧性比TiN涂层有所提高,有较低的摩擦系数,高载下的磨损性能也比TiN涂层有较大的提高[9,10]。以前驱体碳化复合技术制备的Ti - Fe - Ni - C系粉末,通过反应等离子喷涂原位合成并沉积了TiC/Fe - Ni基金属陶瓷复合涂层,与TiC含量为30%的相比,含42%TiC的涂层中细小的TiC颗粒更多,TiC颗粒弥散分布于基体的程度更好;喷涂粉末粒度较大时,在喷涂过程中喷涂粉末反应不充分,涂层中片层厚度较大,孔隙率较高[11]。反应等离子喷涂制备的TiC/Fe - Ni金属陶瓷复合涂层在相同的磨料磨损条件下涂层耐磨性是Ni60涂层的7倍[12]。以TiFe粉和蔗糖为原料制备Fe - Ti - C系反应热喷涂复合粉末,沉积的TiC/Fe金属陶瓷涂层由TiC和Fe两相组成;复合涂层在30°和90°攻角下的耐冲蚀磨损性能分别是相同工艺制备的Cr2C3/Ni - Cr复合涂层的1.1倍和1.3倍,是20G钢的2.5倍和1.9倍;TiC/Fe陶瓷涂层中TiC含量较高时,涂层的耐磨性能更好,53%TiC/Fe金属陶瓷涂层的耐磨粒磨损性能比基体(45钢)提高了约25倍[13,14,15,16]。利用反应等离子喷涂合成了以金属及合金为弥散相、层状陶瓷组织为基体的Fe - FeAl2O4 - Al2O3复合涂层,部分纳米颗粒及金属的存在提高了涂层的韧性和耐磨性,尤其是在高载荷下其耐磨性比普通Al2O3涂层提高了2倍[17]。
采用反应等离子喷涂制备涂层时,硬度与喷涂距离、喷涂粒子的粒度和硬质相的含量有关:喷距小,喷涂粒子细,硬质相含量高,涂层的硬度就更高[18]。反应等离子喷涂涂层的耐磨性除受硬质相硬度的影响外,还同硬质相在基体相中的分布和结合情况有关[21]。采用反应等离子喷涂技术分别在Ta,Zr和TiAl基表面制备TaC,ZrO2和Ti2AlN陶瓷涂层,在纯Ti板表面制备了TiC和TiN过渡陶瓷涂层,成功实现了从表层到基体的梯度过渡[20,21]。
目前,采用反应等离子喷涂可以在不同的基体上制备TiN/AlN,TiC/Fe - Ni,Fe - FeAl2O4 - Al2O3等涂层,提高了硬质相的熔化率,进而提高了涂层的质量,尤其适用于要求表面硬度较高的部件表面的防护。但反应等离子喷涂涂层粉末反应不均匀,反应腔中难以达到真空状态,涂层凝固规律有待探索,制备的涂层在实际应用中还没有取得突破。
1.3 反应超音速喷涂
反应超音速喷涂是将SHS技术与超音速火焰喷涂技术相结合而来。
利用反应超音速火焰喷涂制备了3种不同Mo含量的TiC - Ni金属陶瓷涂层,在涂层中加入5%Mo时,涂层的显微硬度和耐冲蚀磨损性能大幅提高,当Mo的质量分数增大到10%时,涂层的显微硬度和耐冲蚀磨损性能却有所降低[22]。以Ti粉、Ni粉和石墨为原料,采用超音速火焰喷涂技术,利用体系自身SHS反应合成并沉积了含有TiC的金属陶瓷涂层,喷涂过程中制粒方式是影响反应程度和涂层相组成的关键因素,聚乙烯醇制粒比混合制粒更有利于喷涂过程中反应的进行;超音速火焰喷涂合成过程中,粉末组分中一定量的Ti和Ni被氧化,增加Ni与C的含量对喷涂粉末的氧化有一定的抑制作用[23]。在反应超音速火焰喷涂制备TiC - TiB2 - Ni涂层过程中,TiB4C之间的反应趋势和剧烈程度明显大于TiC之间的;随着TiB2含量的减少,涂层中的气孔和夹杂物增多,显微硬度和结合强度逐渐降低,滑动磨损失重量增加,涂层耐磨性下降;涂层磨损表面形成许多浅的犁沟和网状裂纹, 失效形式主要为犁削和脆性剥落[24]。
以SiO2,Al - Si - Mg粉末为原料,采用反应超音速火焰喷涂制备了陶瓷涂层,涂层中有Mg2Si,MgAl2O4和NiAl3 等新相产生;涂层与基体之间具有良好的结合力;与等离子喷涂相比,涂层具有较高的硬度[25]。
目前,反应超音速火焰喷涂在国内仍处于初级研究阶段,新涂层体系有待开发,涂层界面结合机理,涂层形成过程中的热力学、动力学分析,减少粉末的氧化,降低涂层制备过程中的噪音等还有待深入研究。
1.4 反应爆炸喷涂
反应爆炸喷涂将SHS与爆炸喷涂技术相结合,具有工序少、原料价格低廉等优势,且引入到金属基体中的陶瓷相为原位合成,晶粒细小、陶瓷与金属的结合界面洁净、与金属基体之间结合良好,有利于改善金属陶瓷复合涂层的综合性能[26]。通过反应爆炸喷涂技术原位合成并沉积TiC/Fe - Ni金属陶瓷复合涂层,涂层由不同含量TiC颗粒分布于金属基体内部而形成的复合强化片层叠加而成,其平均显微硬度为192.78 HV2 N,归因于涂层中纳米级TiC颗粒弥散分布在(Fe,Ni)固溶体基体中[27]。反应爆炸喷涂的主要缺点是效率低、噪音大,形状复杂的工件表面和小内径内腔表面和长内腔内表面无法喷涂等。
2 展 望
喷涂涂层 第7篇
国内外学者在制备钨PFMs时,常采用等离子喷涂技术[3,4],以钨为原料在各种基体上(如CuZrCr合金或低活化钢)制备钨涂层。与低压等离子喷涂(Low Pressure Plasma Spray,LPPS)或真空等离子喷涂(Vacuum Plasma Spray,VPS)相比,大气等离子喷涂(Air Plasma Spray,APS)具有低成本,操作简单等优点。虽然LPPS/VPS制备的钨涂层相比APS其氧含量较低,致密度和结合强度较高,但对于聚变堆中PFMs毫米级厚钨涂层的要求,LPPS/VPS因其低压条件下样品工况散热性差,喷涂后的厚钨涂层残余热应力高,后期容易出现龟裂、起泡等现象,很难达到服役要求。Cho等[5],Ruset等[1]采用VPS制备的钨涂层厚度只能控制在几百个微米之内,Niu等[6]采用LPPS制备钨涂层厚度不及1mm。对此,本研究中拟采用N2保护的APS在CuCrZr合金上制备毫米级厚钨涂层(约2mm),并针对APS制备钨涂层结合强度偏低、氧含量偏高等缺点,采用等离子球化的钨粉进行喷涂以提高涂层的结合强度。另外,为降低钨涂层中的氧含量,采用H2还原球形钨粉,喷涂时采用N2对涂层进行局部保护以隔绝空气,喷涂后涂层再分别采用真空和H2还原热处理进一步降低涂层中的氧含量。与采用APS制备的钨涂层[7,8,9]相比,本实验中制备的钨涂层在结合强度、氧含量和致密度等方面均有明显的改善。本研究中不仅成功制备了低氧含量厚钨涂层,而且还对喷涂中钨的氧化机理进行了分析,有望为将来聚变堆发电提供可靠的PFMs制备技术。
1 实验
1.1 实验材料及仪器设备
实验中球化用不规则钨粉为商业钨粉(厦门钨业),平均粒度15μm,流动速度15.7s/50g,钨粉的化学成分如表1所示。此外,喷涂用基体为商业CuCrZr合金(安泰科技)。采用大气等离子喷涂设备(APS,7MC,SULZER-Metco)球化钨粉,制备钨涂层。采用JSM-6700F型扫描电镜观察钨粉和涂层的微观形貌,采用X射线衍射仪(D/MAX-RB,CuKα,40kV,40mA)对钨粉和涂层进行物相分析,采用X射线光电子能谱(XPS,Axis Ultra,AlKα,Kratos)分析涂层钨、氧元素的价态,用HYL-102型霍尔流速计测量球化后钨粉的流动性,用O/N测量仪(TC-400,LECO)测量钨粉和涂层的氧含量,采用万能电子拉伸试验机测定涂层的结合强度(GB/T 8642—2002),利用激光热导仪(LFA-447,Netzsch)测量室温下钨涂层的热导率,采用差示/热重分析仪(DSC/TG,DSC-200PC,Netzsch)对还原后球形钨粉和钨涂层的氧化过程及热物性能进行分析,升温速率为10℃/min,气氛分别采用N2/O2混合气体(其中气体分压N2/O2=3/1)和高纯N2。使用气氛电阻炉对钨涂层分别进行真空和H2还原热处理。
1.2 实验步骤
将不规则钨粉干燥后放入喷涂设备送粉器中。球化和喷涂均采用Ar为主气,H2为辅气,N2为载气。首先调节各个气体的流通量和送粉量对不规则钨粉进行球化,球化时用去离子水对钨粉进行冷却收集,球化参数如表2所示。球化后立即回收钨粉,用酒精清洗去除杂质,再用超声波分散后于60℃下对钨粉进行干燥。球化过程中因钨粉容易被空气氧化以及冷却时与水发生反应,球化后采用H2对球形钨粉进行还原,最后测量还原前后钨粉的氧含量和流动性。为研究钨粉在喷涂过程中的氧化过程及机理,采用DSC/TG对还原后的球形钨粉进行热物性能分析。
以还原后的球形钨粉为原料,采用APS在铜基体上制备钨涂层,喷涂时采用N2对基体进行气氛保护和冷却,喷涂实验参数如表2所示。喷涂前铜基体经金刚砂喷砂处理,喷砂压力为0.1MPa,喷砂后基体依次采用丙酮、酒精超声波清洗。喷涂后,对涂层的结合强度、致密度、氧含量等性能进行检测分析。尽管有气氛保护,但在APS喷涂过程中钨粉在空中飞行时容易被空气氧化导致钨涂层氧含量增加,因此实验中从制备好的钨涂层样品中切割少量钨涂层在真空和H2气氛下进行热处理,观察涂层中的氧含量变化。此外,为了揭示涂层中氧含量变化机理和氧化物类型,实验中采用DSC/TG和XPS对涂层进行分析,其中XPS谱线用单质碳的标准结合能284.40eV进行校正。
2 实验结果与讨论
2.1 球化后钨粉的性能分析
实验中采用不规则钨粉进行等离子体球化,球化前钨粉为灰色并带有金属光泽,图1(a)是钨粉的微观形貌,可见粉体有少许团聚,粒度分布较宽、流动性较差。
在不同功率下对钨粉进行球化处理,通过优化参数,球化功率为30kW时钨粉性能最优,球化后钨粉为浅灰色。图1(b)为球化后钨粉的微观形貌,可以看出钨粉球形度较高,流动速度为6.5s/50g,钨粉回收率为85.8%(质量分数,下同)。实验中当球化功率低于30kW时,虽然球化后钨粉球形度、回收率依然较高,但仍然含有少量的不规则钨粉,这是由于功率低导致等离子体焰流温度降低,未能充分熔融不规则钨粉。当功率高于30kW时,钨粉性能较好但钨粉回收率较低,这是因为等离子焰流温度过高使得粒度较小的颗粒熔融汽化后容易被水蒸气带走[10]。
球化过程中钨粉首先在空气中飞行,然后射入去离子水中,此过程容易被氧化。已知原始钨粉的氧含量为0.063%,经检测球化后钨粉氧含量上升到0.12%。喷涂前钨粉的氧含量必须控制在较小的范围内,因为在喷涂中高氧含量的钨粉会降低粒子与基体之间的润湿性,使涂层与基体的结合性下降,氧含量的提高还会增加涂层的脆性。此外,钨颗粒表面氧化会改变涂层成分的均匀性,同时也会降低涂层的热导率和抗热冲击性能等[4,11]。为降低球化后钨粉的氧含量,实验中采用在H2气氛下900℃保温30min进行热处理,经测定氧含量降低到0.03%。在还原过程中因为球形钨粉晶粒会发生微量的长大,导致流动性能降低,其流动速度升高到7s/50g。
为分析球化后钨粉的氧含量变化和氧化物类型,实验中对30kW球化后钨粉、原始粉末、H2还原后钨粉分别进行物相分析,其XRD图谱如图2所示。原始钨粉由于氧含量甚微,衍射图谱上只有纯钨粉的衍射峰,氧化物的衍射峰很难观察到。经过30kW球化并在去离子水中冷却收集,球化后的钨粉有轻微的氧化且氧化物为WO3。球化后钨粉经过H2还原后,其氧含量有了明显的降低,因此其XRD图谱中也很难观察到剩余氧化物的衍射峰。等离子体球化过程中,钨粉经焰流加热其基本为半熔融状态,经空气射入去离子水中,由于半熔融钨粉在空气中停留时间较短,钨粉在空气中氧化较少,钨粉中的氧化物主要来自于钨与水的反应。当温度超过600℃时,半熔融钨进入水中会与水发生如式(1)反应生成WO3[7]。WO3在690℃以下是稳定平衡相,因此在水中冷却后能稳定存在[12]。
2.2 喷涂后钨涂层的性能分析
由于钨与CuCrZr合金之间的物性差别较大,因此实验中采用Cu-Mo/Mo-W为过渡层制备梯度涂层。以还原后的球形钨粉为原料,采用N2对基体进行气氛保护和冷却,制备了约2mm厚的梯度涂层,喷涂后的涂层呈深灰色。
图3(a)是喷涂功率为35kW下约2mm厚钨涂层的截面全貌,可以看出基体与过渡层以及过渡层与钨涂层之间的结合性能良好,喷涂后没有出现裂纹。图3(b)为钨涂层的截面形貌,该涂层为典型层状板条结构,层间结合致密,孔隙率较低。采用金相分析法测得钨涂层的孔隙率为1.73%。室温下对梯度厚钨涂层进行结合强度的测试,采用热导仪对钨涂层的热导率进行检测,分别为15.2MPa和39.51W/(m·K)。图4为三个钨涂层样品的XRD图谱,由于实验中采用N2对样品进行保护和冷却,因此涂层中氧含量甚微,三个XRD图谱中都很难观察到钨氧化的衍射峰。喷涂后的钨涂层经定量分析平均氧含量为0.93%。采用APS制备工艺,钨涂层在喷涂时以及喷涂后都没有发生龟裂、起泡、界面开裂等现象,因此采用N2保护APS可成功制备低氧的厚钨涂层。
(a)涂层全貌;(b)钨涂层形貌(a)whole morphology;(b)tungsten coating
2.3 钨涂层的热处理分析
与LPPS制备钨涂层相比,气氛保护APS所制备的钨涂层氧含量偏高[13,14],因此进一步降低涂层的氧含量成为研究中的关键,除了实验过程中采用N2对样品进行保护和冷却外,喷涂后可对涂层分别进行真空和H2还原热处理。实验中首先采用DSC/TG对钨涂层进行热分析,如图5所示,工作气氛为高纯N2,从DSC曲线中看出,涂层从800℃左右开始出现一个缓慢的吸热峰,这是由于涂层中的WO3缓慢升华导致的,此外当高于1000℃时涂层中的WO2.72也开始出现升华。另外,TG曲线表明:从室温到1400℃之间,涂层一直处于失重状态,总失重比例为2.62%,失重物中主要包括WO2.72,WO3,结构水和涂层的吸附杂质等[15]。
为了降低涂层中的氧含量,对涂层分别进行真空和H2还原气氛热处理,其中真空热处理为1137℃保温1h后随炉冷却。H2还原钨涂层采用一阶还原工艺,在660,760,800℃三个温度点分别保温30min,使得H2与钨涂层中的不同氧化物在不同的温度点反应。经热处理后的钨涂层氧含量如表3所示,经测定真空和H2还原条件下钨涂层的平均氧含量从0.93%分别降低到0.64% 和0.17%,涂层中氧含量明显降低。
2.4 喷涂中钨粉的氧化过程分析
采用APS制备钨涂层,钨的氧化很难避免。为了模拟钨粉在喷涂过程中的氧化过程,实验中采用DSC/TG对还原后的球形钨粉进行热分析,如图6所示,其中工作气体为N2和O2的混合气体,气体分压比N2/O2=3/1。根据TG曲线变化分析,在400~800℃之间样品出现一个增重区,这是由于此温度段钨粉与氧气发生反应,在钨粉表面生成了WO2.72薄膜,其中超过500℃ 时钨粉表面伴随有WO2.72氧化为WO3(黄色),成为钨粉表面最外层。在800~950℃之间,最外层的WO3会在800℃时出现升华现象,因升华速度大于氧化物生长速度,导致钨粉产生失重。而最外层WO3的升华导致950~1300℃之间次外层的WO2.72接触空气继续氧化生成WO3,它的生长速度随温度升高而迅速增长,最终钨粉的增重幅度提高,并且在此阶段会出现一个吸热峰,如图6 中DSC曲线所示。当1300℃时升华与氧化达到一个平衡态,因此增重停滞。高于1300℃ 时,WO3的升华速度大于氧化物的生长速度,最终导致失重[15]。
为了进一步验证上述结论,实验中采用XPS对涂层氧化物中钨离子进行价态分析。 图7 为钨离子XPS多峰重叠谱线,其中曲线1的主峰位为35.25eV,肩峰位为37.31eV,属WO3中W6+离子谱峰特性,对应于W6+的4f7/2 和4f5/2 峰。曲线2 的主峰位为34.90eV,肩峰位为36.80eV,属WO2.72中W5+离子谱峰特性,对应于W5+的4f7/2和4f5/2峰[16,17]。
在制备钨涂层的过程中,球形钨粉依次经过空中飞行和基体上沉积这两个过程,虽然实验中采用了一定的保护措施,但实验结果表明钨涂层中还是有轻微的氧化。图8为不同实验参数下制备的三个约2mm厚钨梯度涂层截面从基体到表面的氧含量能谱线扫描,图8中表明钨涂层在垂直基体的截面氧含量波动不大,保持一个相对稳定的过程,因此可以得出钨粉在空中飞行和基体上沉积这两个过程中都存在与氧反应现象。
钨涂层的氧化主要取决于粒子飞行中的氧化和涂层沉积过程中的氧化[13]。粒子飞行中的氧化主要取决于粒子的飞行距离,飞行距离越大,粒子的氧化程度越大。当距离喷嘴较小时,如果等离子射流黏度(Vg)与粒子黏度(Vp)比Vi=Vg/Vp大于55,相对雷诺数Re大于20时,由于粒子表面流动速度高于自身平均速度,半熔融粒子表面的剪切力使得粒子内部开始形成涡流。在涡流作用下粒子表面和内部将发生对流运动,使表面形成的氧化物不断被卷入内部,同时粒子表面则不断被新的液体重新覆盖,这一过程形成对流氧化[18]。随着粒子距离的增加,粒子的相对雷诺数降低,等离子黏度也开始下降,粒子的对流氧化渐渐停止,表面形成的氧化物不再卷入粒子内部,而是在粒子表面开始聚集、凝固,逐渐在粒子表面形成一层氧化物,并且随着距离的延长,氧化膜的厚度不断增加,这一过程形成扩散氧化[19,20]。涂层沉积过程中的氧化主要取决于制备时间,等离子焰流在单位面积涂层上的停留时间越长,涂层的氧化程度越大,因此实验中喷枪的移动速度应相应提高,降低焰流的停留时间,本实验的喷枪移动速度控制在300~500mm/s。
3 结论
(1)球化后的钨粉具有较好的球形度,流动速度为6.5s/50g。通过H2还原,球形钨粉的氧含量从0.12%降低到0.03%。
(2)采用N2保护APS能成功地制备无龟裂、起泡的约2mm厚梯度钨涂层。涂层的热导率、孔隙率分别为39.51W/(m·K)和1.73%;结合强度、氧含量分别为15.2MPa和0.93%。对钨涂层分别进行真空和H2还原热处理,氧含量分别降低到0.64% 和0.17%。
(3)喷涂过程中球形钨粉依次经过空中飞行和基体沉积这两个过程,以上过程存在对流氧化和扩散氧化,因此导致涂层中存在微量的氧化物,其中氧化物主要是以WO2.72和WO3存在。
摘要：采用等离子球化技术对不规则钨粉进行球化,以还原后的球形钨粉为原料于CuCrZr合金基体上在氮气保护下,用大气等离子喷涂制备聚变堆用厚钨梯度涂层。利用X射线衍射(XRD)对钨粉和涂层进行物相分析,采用扫描电镜(SEM)对钨粉和涂层微观形貌进行观察,使用O/N测量仪、激光热导仪和拉伸试验机分别对涂层氧含量、热导率和结合强度进行测量,用X射线光电子能谱(XPS)对钨涂层中钨元素的价态进行分析。结果表明:在氮气保护下,采用大气等离子喷涂成功制备了以Cu-Mo/Mo-W为过渡的约2mm厚钨涂层,其结合强度为15.2MPa。相对真空热处理而言,H2还原热处理能显著降低等离子球化钨粉和钨涂层的氧含量,H2处理后涂层中氧含量从0.93%(质量分数,下同)降至0.17%。在钨涂层制备过程中由于存在对流氧化和扩散氧化,导致涂层存在微量的氧化物,其中氧化物主要以WO2.72和WO3存在。
喷涂涂层 第8篇
风口喷涂保护层工艺在“谢维尔钢铁公司”得到了采用。涂层就镀在风口的外套及顶部, 并且带涂层的风口被安装到5号高炉上。
表1给出的是2004.7.15~2006.6.19期间, 各种铝气体热涂层风口与不带涂层风口的寿命结果。通过对不再使用的风口信息进行处理表明:镀铝可保证使用寿命更高, 但由于不能区分铝牌号, 这在很大程度上影响了风口的寿命。在风口工作期间, 带涂层的风口没有一个是因为风口顶部磨损而停工的, 同时, 和普通风口一样, 使用的风口也受到了磨损。
涂层风口与无涂层风口的热损失比较由下面公式确定:
这里c=4.19 (кJ) / (kg·K) ——水比热;p=1000kg/m3——水密度;FB1, FB2——风口入口、出口的耗水量, m3/昼夜;△t=风口入口、出口水温差。
为了进行比较, 绘制了涂层风口和无涂层风口的工作时间与热损失关系图 (1) , 并借助下面关系式确定的系数来评价涂层对风口热损失的影响效果。
这里Qп, Qб/п——分别为经涂层风口和无涂层风口的平均热损失。
风口试验结果表明:整个使用期间, 经风口的热损失比以前降低了2%以上。如果无涂层风口的热损失为11.67кJ/d, 那么采用涂层风口时, 热损失则减少了2%。如果全部采用涂层风口, 那么通过下面公式可以计算出总共可节约多少能源。
这里K=40—5号高炉工作的风口数
当采用涂层风口时, 每冶炼1吨铁所降低的焦比按如下方式确定:
这里ΔΡ——降低的焦比, kg/t;Qk——焦炭燃烧热, кJ/kg;ΡД——高炉生产力t/d;η——燃料燃烧有效系数。
每冶炼1吨铁可节约焦炭不少于0.006kg.
在风口内套表面继续镀铝气热涂层研究结果如下:把同时工作的无涂层风口 (外表面和内衬层) 和铝气体热涂层风口 (外表面, 送风通道) 一定时期的热损失进行了比较 (比较风口11、36、38) 见表2。。些数据表明, 外表面及送风通道有涂层的风口热损失最小。图2给出外表面有涂层的风口及外表面和送风通道都有镀层风口的热损失, 它们都依次安装在38号风口上。在第二种情况中, 经风口的热损失相当小。
1——外表面;2——外表面及送风通道外表面
表3给出“谢维尔钢铁公司”5号高炉2005.04.18~2006.06.06期间各种镀铝风口的热损失。可见铝气体热镀层可降低经风口的热损失, 并且在送风通道内套表面继续涂镀可达到最佳效果。
结论
1、在风口烧毁方面, 镀铝的风口寿命要比无涂层的风口寿命高14%, 外套磨损情况, 有涂层风口比无涂层风口耐磨性要高28%;风口顶部无磨损现象。
2、铜铝扩散层风口与无涂层风口相比, 可降低热损失2%。
摘要：通过无涂层风口与铝涂层风口的实践数据的计算和比较, 得出结论:铝涂层风口可增强风口外套耐磨性, 提高风口使用寿命;且降低焦比, 减少风口表面热损失。