复合合金层（共7篇）
复合合金层 篇1
0 前 言
微弧氧化技术工艺流程简单、经济、环保、膜层硬度高、与基体结合力好,且膜层表面存在纳米级盲性微孔[1],为后续涂装着色处理奠定了基础。但经微弧氧化处理后的陶瓷膜层颜色单一,表面装饰性不强,特别是对某些耐蚀要求苛刻的环境(如海水中的耐蚀性)还达不到预定的要求。
传统电泳工艺发展已经很成熟,电泳膜层颜色丰富、耐蚀性好,适合于各种表面装饰及耐蚀保护[2]。但电泳前预处理工序十分复杂,包括脱脂、水洗、中和、阳极氧化、着色、电泳等二十多道工序[3],操作繁多,且水耗大,废液中含有害重金属元素,废水废液处理麻烦[4],从而极大地限制了其发展空间。
本工作将微弧氧化的优点和传统电泳的优点进行有效整合,采用微弧氧化的方法先制备一层陶瓷膜作为电泳前的底层,然后再对其进行电泳,在铝合金表面制备出了微弧电泳复合涂层,并对微弧电泳的工艺条件进行了深入研究。
1试 验
1.1微弧氧化及微弧电泳工艺
原材料选用变形铝合金1050,其含量为:0.25% Si、0.40% Fe、0.05% Cu、0.05% Mn、0.05% Zn、0.05% Mg、99.50% Al。试样尺寸:50 mm×40 mm×1 mm。
微弧氧化电解液为硅酸盐系列溶液,其成分为:8 g/L硅酸钠、1 g/L氢氧化钠、35 g/L六偏磷酸钠。
微弧电泳工艺流程为:上件→清洗→微弧氧化→循环水洗→电泳→循环水洗→烘干→下件。
(1)微弧氧化
频率400～700 Hz、占空比12%～19%、时间5～10 min,终止电压450～490 V。
(2)电泳
采用电泳漆进行。
1.2SEM分析
用扫描电子显微镜(SEM)分析微弧电泳膜层和传统电泳膜层的表面形貌和截面形貌,并进行截面线扫描以检测膜层中元素分布(频率30 Hz、占空比95%、时间4 min、终止电压170 V)。
1.3划格试验
依据GB/T 9286-1998《色漆和清漆 漆膜的划格实验》和EDTM-31《漆膜附着力测定法》进行试验。
1.4电化学分析
依据塔菲尔斜率的交点,得到腐蚀电流Icorr,并根据腐蚀电流强度Icorr的大小,判定其耐蚀性能。
2结果与讨论
2.1微弧电泳膜层的表面、截面形貌及其耐蚀性
在铝合金微弧氧化层的SEM照片上观察到:微弧氧化层表面存在均匀分布的纳米级微孔,见图1。其截面可明显分为疏松层、致密层[5],且致密层与铝基体之间互相咬合以微冶金方式结合,见图2。微弧氧化层表面存在大量纳米级的盲性微孔,这有利于后续的电泳层与氧化层之间实现较好的机械嵌合。图3是微弧氧化+电泳膜层的截面形貌。对其进行SEM截面线扫描及元素含量分析,结果见图4～图6。
从图中可以看出,距起始扫描点0～18 μm,铝、氧、碳含量基本稳定,此段为铝基体。18～23 μm铝含量逐渐降低,而氧含量急剧上升,距起始扫描点23 μm以后氧含量急剧下降并趋于稳定值,且氧化层中碳含量在急剧上升,距起始扫描点23 μm以后趋于稳定,说明距起始扫描点18～23 μm属于微弧氧化层。距起始扫描点23 μm以后属于电泳层,且由碳含量的线分布说明有机电泳漆嵌入氧化层中,微弧氧化层和电泳层相互嵌合。铝基体与微弧氧化层的微冶金方式嵌合、微弧氧化层与电泳层的机械嵌合将导致微弧电泳膜层的整体结合力十分高,后面的划格试验验证了这一点。按照相关国家标准试验,结果微弧电泳复合膜层与铝基体的结合力等级为0级,结合力很好。
微弧氧化层和电泳层的耐蚀性都十分好,经过有效整合后,其耐蚀性得到了进一步的提高。
微弧电泳试样和传统电泳试样的腐蚀电位和腐蚀电流都相差很大,前者的腐蚀电位在-1.292 V,腐蚀电流为39.2 nA;而后者的腐蚀电位为-1.178 V,腐蚀电流为104.0 nA。根据电极化原理,表征耐蚀性参数主要是腐蚀电流的大小,腐蚀电流越小其耐蚀性越好,而微弧电泳的腐蚀电流明显小于传统电泳的腐蚀电流,说明微弧电泳的耐蚀性好于传统电泳。
2.2微弧氧化膜层对电泳成膜的影响
2.2.1 微弧氧化膜厚对电泳成膜的影响
微弧氧化层的厚度对膜层具有很大的影响,如果膜层太厚将导致电泳电压升高甚至无法电泳成膜。
如果氧化时间和终止电压合适,微弧氧化层厚度适宜,电泳通电后,工件表面分布着均匀的电场。电泳漆带电颗粒能在电解液中迁移、向阴极工件泳动、沉积附着工件表面,电场起着关键的作用。带电颗粒定向泳动、沉积必须要有一个作用力F:
F=E×q
式中 E——微弧氧化层表面分布的电场强度
q ——电泳漆颗粒的带电量
F ——电泳漆颗粒在电场中受到的库伦力
电泳漆颗粒均匀弥散分布在电解液中,带电量基本一致。因此,带电颗粒与阴极工件作用力的大小取决于E。如果E太小,则作用力F小,带电颗粒无法定向泳动,更无法沉积。而E取决于工件上所加电压和微弧氧化层的膜厚,E=ε×U/D。ε为介电常数,U为工件所加电压,D为异性电荷的距离,这里指氧化层膜厚。铝合金微弧氧化层主要是由α - Al2O3构成的陶瓷层,绝缘性能高,即ε值小。如果U值一定,氧化层太厚即D值大,则氧化层表面的电场E就十分低,电泳漆颗粒受到的作用力F就小,无法定向泳动和沉积成膜。
微弧氧化层的膜厚取决于氧化时间和氧化终止电压。如果氧化时间长和氧化终止电压高,则微弧氧化膜层厚度值就大。由于微弧氧化层的阻抗高,电泳时工件表面分布的电场太薄弱,电泳漆颗粒与阴极工件的作用力太小,无法向阴极工件定向移动,而不能沉积成膜或局部成膜(或导致沉积的膜层附着力不好),见图7。
但氧化时间也不能太短,终止电压不能过低,否则铝合金基体表面无法生成一层与铝基体以微冶金方式结合的α - Al2O3陶瓷层,导致氧化层与基体的结合力不高,降低微弧电泳复合膜层与铝基体的整体结合性能。优化参数为:氧化时间 5 min,终止电压450 V。
2.2.2 微弧氧化膜层致密度对电泳膜层成膜的影响
微弧氧化层的致密性对电泳成膜有很大的影响,如图1制备的微弧氧化表面存在均匀分布的纳米级微孔,微弧氧化电参数和溶液参数不同,得到的微弧氧化层的致密度也不同,而且膜层表面微孔的孔径也不一样。微弧氧化频率越高、能级越小,则单个脉冲的击穿能量越小,熔融物喷发被液淬后得到的微孔就越小,所得氧化层的致密性越好,膜层更光滑和均匀一致;反之微弧氧化频率越高、能级越大,单个脉冲的击穿能量越大,得到的氧化层微孔孔径越大,致密度越差,膜层表面粗糙。
如果膜层致密性差、微孔孔径过大,且由于氧化层是含有α - Al2O3的陶瓷层,阻抗值高,微观来看,微孔中膜层相对要薄,其绝缘性相对较低,而微孔边沿膜层相对较厚,其绝缘性较高。电泳通电后,由E=ε×U/D,ε与U相同,D不同,工件表面电场分布不均匀,孔洞部分电场强,阴极工件与电泳漆颗粒作用力大,电泳漆颗粒泳动速度和沉积速度快,容易电泳沉积;而孔洞边缘部分绝缘性高,电场弱,阴极工件与电泳漆颗粒作用力小,电泳漆颗粒移动速度和沉积速度慢,不容易电泳沉积,结果导致工件表面整体的沉积不均匀(见图8a)。
如果微弧氧化的频率高、占空比小,单个脉冲的击穿能量就小,熔融氧化物液淬凝固后得到的微孔孔径较小,且光滑平整。这种小孔径的微孔对工件表面的电场分布影响可以忽略不计,工件整个表面电场分布比较均匀,工件周围电泳漆颗粒受力一致,均匀泳动、沉积,工件表面得到光洁的电泳膜层(见图8b)。
另外,工件表面的光洁度质量本身就对电泳成膜有很大影响。其优化参数为:微弧氧化频率750 Hz,微弧氧化占空比(1 dm2)8%。
3结 论
(1)铝基体与微弧氧化层微冶金结合、微弧氧化层与电泳层相互嵌合,微弧电泳复合膜层整体的结合力高,且耐蚀性好。
(2)微弧氧化层膜厚影响后续电泳的成膜,氧化层过厚,导致电泳电场太弱,无法电泳沉积;氧化层过薄,氧化层与铝基体结合力不高,降低复合膜层的整体结合力。优化微弧氧化参数为:氧化时间5 min,终止电压450 V。
(3)微弧氧化层的致密性影响后续电泳成膜,氧化频率过低、占空比过高时,氧化层致密性和后续电泳层的表面光洁性较差。优化微弧氧化参数为:频率750 Hz,占空比(1 dm2)8%。
参考文献
[1]薛文彬,邓志威,来永春,等.有色金属表面微弧氧化技术评述[J].金属热处理,2000(1):1～3.
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复合合金层 篇2
镁合金微弧氧化膜一般由致密层和疏松层组成。致密层在膜层的内部,与基体结合紧密,而疏松层则在其外,表面存在孔隙,因此,腐蚀介质可以透过膜层导致基体发生腐蚀。采用微弧氧化技术提高镁合金的耐蚀性能时相对于基体可提高1~2个数量级。对镁合金微弧氧化层进行封闭(封孔)以进一步提高其耐蚀性已成为当前研究的方向[1,2],目前方法有多种,已取得一定的成效[3,4,5]。但是,采用纳米陶瓷涂料封孔的研究目前未见报道。因此,本工作先对镁合金微弧氧化,再采用空气喷涂纳米陶瓷涂料进行封孔制备复合膜层,以期进一步提高其耐盐雾腐蚀性能。
1 试 验
1.1 基材处理
基材为变形AZ31B镁合金,主要成分(质量分数):3.190%Al,0.334%Mn,0.810%Zn,0.005%Fe,0.020%Si,0.010%Be,0.005%Cu,余量Mg。AZ31B镁合金性能:抗拉强度300 MPa,屈服强度220 MPa,伸长率18%。对其分别用240~1 000号砂纸打磨,并进行去油污处理;在反应区上方用胶带裹住缠紧,留出前端的反应区,胶带尽可能裹得整齐严密,稍宽稍厚一些,以保持反应过程中阳极表面电流密度的恒定,避免电解液的蒸发和爬升而引起反应区上方试样的反应,反应区尺寸为25 mm×20 mm×1 mm。
1.2 膜层的制备
1.2.1 复合膜层
先通过微弧氧化直流脉冲电源(HG-1)在恒流模式下反应10 min。电解液配方:6 g/L Na2SiO3,2 g/L NaF,2 g/L NaOH,化学药品均为分析纯。电源参数:电流密度3 A/dm2,频率300 Hz,占空比45%,反应时间10 min。反应结束后,将微弧氧化试样冲洗吹干。喷涂工艺参数:双组分水性纳米陶瓷涂料(EC5032)喷涂量为3~5 g/s,压缩空气压力为0.3~0.5 MPa,喷嘴口径1 mm,喷嘴与微弧氧化陶瓷膜的距离10~15 cm,喷枪平行移动速度为10~20 cm/s,在鼓风干燥箱中90 ℃干燥10 min,在马弗炉中300 ℃固化20 min,得到复合膜层。
1.2.2 单膜层性能
为了便于对比几种不同的膜层(见表1)。采用的涂料有2种,一种是清漆,另一种是清漆中添加银色填料。
1.3 盐雾腐蚀
利用KD-60精密型盐水喷雾试验机做盐雾腐蚀试验:5%NaCl中性溶液,箱内温度35 ℃;以试样双面中腐蚀最严重的一面为判定依据,出现黑点或腐蚀点大于3处为试验结束依据。
1.4 性能测试与表征
采用Cannon130数码相机考察膜层盐雾腐蚀后的表面形貌。采用JSM-6480型扫描电子显微镜对微弧氧化膜层和复合膜层表面及截面SEM形貌进行表征。采用TTR-Ⅲ型X射线衍射仪[ XRD,铜靶,Kα射线(波长0.154 18 nm)]研究膜层晶相的组成。
2 结果与讨论
2.1 盐雾腐蚀
图1是不同膜层盐雾腐蚀的表面形貌。从图1a可以看出,表面直接喷涂涂料后,盐雾试验24 h,表面出现大面积的腐蚀坑,涂料层被腐蚀剥落。由图1b可知,微弧氧化试样经24 h盐雾试验后表面出现大量的黑点,有的地方已经露出基体。图1c显示,喷砂后直接涂银色涂料的试样表面腐蚀也很严重,但稍好于图1a。图1d显示,微弧氧化陶瓷膜层经过清漆封孔后盐雾试验72 h后才出现较多的黑点。图1e显示,微弧氧化陶瓷膜层经银色涂料封孔后盐雾试验144 h表面仅出现一个黑点,其他地方还保持完好无损。由上可知,试样的耐腐蚀性能为e>d>b>c>a。结果表明:复合膜比单层膜的耐腐蚀性能有较大的提高,涂料中加入银色填料的复合膜层表面具有银白色外观,其耐腐蚀性最佳;微弧氧化的耐腐蚀性能要好于纳米陶瓷涂料单层膜。
盐雾试验试样表面出现黑点为典型的点腐蚀特征,这是因为腐蚀介质中Cl-等透过膜层接触到基体,局部形成了微电池,发生了点腐蚀[6,7,8]。复合膜耐蚀性强是因为微弧氧化膜层表面多孔结构在其表面涂覆防腐蚀涂料,一方面涂料可以在陶瓷膜层表面形成均匀、致密的涂层,封住陶瓷膜层的孔;另一方面微弧氧化膜多孔结构的存在增大了涂料与陶瓷膜的接触面积,保证了涂料与陶瓷膜层之间的结合力,充分发挥了微弧氧化膜和涂料涂层的协同作用,提高了镁合金的耐腐蚀性能。直接在镁合金基体表面涂覆涂料,由于基体表面不均匀,涂料和基体相互作用力较差,造成部分区域涂料与基体结合不够牢固,经腐蚀介质腐蚀后,涂料开始剥落,进而加快整个腐蚀速度。
2.2 微弧氧化膜层和复合膜层的形貌及组构
2.2.1 SEM形貌
图2为2种膜层表面的SEM形貌。由图2a可见,膜层表面高低不平,有大量孔洞,有些孔径达10 μm, 并且有熔融物在表面堆积;而图2b中,陶瓷膜层被均匀、致密的涂料层全部覆盖,表面没有孔结构。
图3为复合膜层截面的SEM形貌。由图3可以看出,微弧氧化膜层大约厚35 μm,涂料层大约厚15 μm左右,涂料浸入到微弧氧化膜的微孔内,陶瓷膜层与涂料结合牢固。
2.2.2 膜层组构
图4为2种膜层的XRD谱。由图4可见,复合陶瓷膜层主要由MgO和Mg2SiO4两相组成;复合膜层中仍有较强的Mg2SiO4和MgO的衍射峰,并且没有其他杂峰以及非晶相峰,说明涂料在300 ℃固化时没有结晶,或者是生成的新晶相量很少;基体Mg的衍射峰也有出现。以上结果表明,涂料层的存在,使得膜层中晶相物质的衍射峰强度和基体衍射峰强度明显降低。
3 结 论
(1)盐雾腐蚀试验表明,5种AZ31B镁合金试样的耐腐蚀性能大小为陶瓷膜+银色涂料>陶瓷膜+清漆>陶瓷膜>镁基体+银色涂料>镁基体+清漆。纳米涂料在300 ℃固化时没有结晶,膜层晶相物质为Mg2SiO4和MgO。
(2)AZ31B镁合金陶瓷膜/纳米涂料复合膜层中因涂料浸入微弧氧化膜的微孔,堵住了孔洞,封闭了腐蚀性介质进入的通道,且陶瓷膜层与涂料层结合牢固,从而提高了镁合金的耐腐蚀性。
参考文献
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复合合金层 篇3
钛合金密度低、比强度高,耐腐蚀性强、高温和低温性能优良,得到了广泛应用。但钛合金作为摩擦运动件硬度低、摩擦系数大、耐磨性能差,难以润滑。利用激光熔覆技术制备耐磨性能良好且减摩性能优异的熔覆层已成为现阶段高温摩擦学研究的热点之一。采用激光熔覆技术在Ti6Al4V合金表面制备的TiC+NiCrBSi复合层的耐磨性能优良,熔覆层磨损量比基体降低了88.6%[1]。但目前关于Ti6Al4V合金表面制备耐磨减摩性能涂层的研究报道较少。
NiCr合金具有良好的耐蚀性和抗热氧化性能,Cr3C2硬度高,耐蚀性和耐磨性强。NiCr-Cr3C2金属陶瓷粉末兼具NiCr合金和Cr3C2粉末的优点,其中NiCr合金起粘接、弥补涂层缺陷作用[2]。本工作以NiCrCr3C2陶瓷粉末为原料,利用激光熔覆技术在Ti6A14V表面制备了以TiC为增强相、γ-NiCrAlTi固溶体为增韧相的耐磨减摩复合层,旨在提高Ti6A14V合金的摩擦学性能,探索钛合金应用新途径。
1 试验
1.1 基材前处理
基材为Ti6A14V合金,硬度约350 HV,化学成分(质量分数):6.30%Al,4.20%V,0.11%Fe,0.03%C,0.03%N,0.15%O,≤0.40%杂质,余量Ti。切割成50mm×40 mm×8 mm,采用120,600,1 000,2 000,3 000目砂纸依次打磨表面,并用乙醇溶液于室温下擦洗。
1.2 激光熔覆
熔覆材料选用NiCr-Cr3C2金属陶瓷粉末,其中含30%(质量分数,下同)NiCr (名义成分为Ni80Cr20)及70%Cr3C2,在QM-3SP04球磨机中球磨2 h,采用甲基纤维素粘接剂进行调制,将混合粉末预置于Ti6A14V合金表面,厚约1.5 mm;放入干燥箱于80℃保温烘干2h。
采用GS-TFL-10 kW型高功率横流CO2激光器进行激光熔覆:功率1.5 kW,光斑直径为4 mm,扫描速率为6 mm/s,熔覆过程中向熔池吹氩气进行保护,熔覆1道时间约为2 min,熔覆层厚约0.6 mm。
1.3 测试分析
将激光熔覆试样表面清理干净,磨平熔覆层表面,露出光洁平整的新鲜表面。
采用Per-Pro MPD X射线衍射仪(XRD)分析熔覆层的表面物相。将试样沿垂直于激光束扫描方向横向切开,制备金相试样。采用HF,HNO3和H2O的体积比为1:3:9的混合溶液腐蚀,用S-4700场发射扫描电镜(SEM)观察涂层横截面的显微组织,用其附带的能谱仪(EDS)检测熔覆层中各区域的元素成分。采用MH-5型显微硬度计测试熔覆层的硬度分布,载荷2 N,加载时间10 s。
采用HT-1000型球-盘式高温摩擦磨损试验机进行干滑动摩擦磨损试验,对偶件为Φ6 mm Si3N4陶瓷球,硬度约为1 600 HV,载荷为5 N,温度为室温(24℃),300,600℃,时间20 min,旋转半径2 mm,线速度16.89 m/min,取3次试验的平均值。利用表面轮廓位移传感器测试磨痕深度与磨损体积,并根据式(1)计算磨损率[3,4]:
式中W——磨损率,mm3/(N·m)
V——磨损体积,mm3
F——法向载荷,N
L——滑动位移,m
2 结果与讨论
2.1 熔覆层的显微组织
图1为熔覆层的截面SEM形貌。
从图1可以看出:熔覆层与Ti6Al4V合金基体之间存在一条细窄的白亮带,为熔合区或熔合线[5],这是因为在高能量密度的激光束加热作用下,在形成熔池的过程中,熔池和基体之间元素浓度梯度大,熔池与相邻基体之间的合金元素互相强烈扩散,凝固后在基体和涂层之间形成了化学成分既不同于涂层又不同于基体的过渡区,即熔合区,熔合区的存在表明涂层与基体形成了良好的冶金结合,且呈现出中间高两边低的凸型状,这与激光束能量呈高斯分布有关[6];熔覆组织均匀致密,无大面积气孔,无明显缺陷,说明复合层组织致密、基本无缺陷[7];熔覆层截面组织由表及里依次为熔覆区、结合区、基材;结合区组织为细小的α+β等轴晶,靠近涂层附近处为针状马氏体,温度由882℃降低到850℃时,Ti6Al4V合金会由β相向α相转变,且当冷却速度过快(超过200℃/s)时,β相转变为α相的过程来不及进行,β相将会转变为针状马氏体[7]。
图2为熔覆层的XRD谱。由图2可知,熔覆层主要组成相为α-Ti,TiC,γ-NiCrAlTi。因此,在Ti6A14V表面制备出了以TiC为增强相,γ-NiCrAlTi固溶体为增韧相的γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层。
图3为γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层截面典型区域(图1a中A处)的SEM形貌。
由图3可知,γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层的显微组织结构以树枝状、胞状相分布在颜色较深的基体表面;树枝状和胞状组织主要含Ti,C元素,深色基体主要含有Ni,Cr,Ti,Al及微量V元素;熔覆层组织主要由增韧相γ-NiCrAlTi固溶体、增硬相TiC组成。激光熔覆快速熔化的Ni-Cr-C-Ti-Al合金化熔池在温度梯度引起的表面张力梯度以及重力作用下可能形成三维对流,通过对流、混合并相互作用,形成宏观相对均匀的熔池,但是由于预涂的合金粉末主要为Ni,Cr,C,而Ti,Al则由基材熔化而带入熔池,由于Ni是面心立方结构,是构成γ基的主要元素,无固态相变,而Cr是固溶元素,可与Ni大量固溶,激光快速熔凝的非平衡条件增加了Ni基固溶体的固溶能力。熔池中的Al和少量Ti也固溶在γ固溶体中,产生固溶强化作用,从而构成了稳定的γ-NiCrAlTi固溶体。在合金化熔池接下来的凝固过程中,镍基固溶体在树枝状和胞状TiC中呈连续状析出。
2.2 熔覆层的硬度
图4为γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层沿层深方向的显微硬度分布曲线。由于熔覆层中含有大量的树枝状和胞状TiC,因而熔覆层具有较高的硬度、且分布较均匀,熔覆层平均显微硬度约为1 100 HV2N,约为Ti6Al4V基体的3倍。增强相TiC对熔覆层硬度的增加起了重要作用,具有高硬度的熔覆层具有较好的耐磨减摩性能[8,9]。
2.3 熔覆层的摩擦系数与磨损率
图5为Ti6A14V合金基体和γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层在5 N载荷下与Si3N4陶瓷球对磨时摩擦系数随试验温度的变化曲线。
从图5可知:随着温度的升高,Ti6A14V合金摩擦系数由高变低,而γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层摩擦系数随着温度升高而升高;从室温到300℃,γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层的摩擦系数均小于Ti6A14V合金的,600℃时Ti6Al4V合金的摩擦系数低于γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层的。
图6为Ti6A14V合金基体和γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层在5 N载荷下与Si3 N4陶瓷球对磨时的磨损率随试验温度的变化情况。从图6可以看出:随着温度的升高,Ti6Al4V合金的磨损率减少,这与文献[10,11]中的结论一致,而熔覆层的磨损率逐渐升高;在室温时,γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层的摩擦系数和磨损率均小于Ti6A14V合金的,具有优异的耐磨性能,这是由于熔覆层中分布着大量的硬质相TiC,可以有效地降低其与摩擦副之间的黏着倾向,从而导致涂层的摩擦系数较Ti6A14V合金低,高强韧性γ-NiCrAlTi固溶体的存在,使得γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层复合材料在被磨损时要消耗更多的能量,进而对熔覆层表面起到有效的保护作用,从而显著减小摩擦系数和磨损率;300,600℃时,随着温度的升高,Ti6A14V合金表面被氧化,形成TiO2,起到了耐磨减摩的效果[1,12,13],所以Ti6A14V合金的摩擦系数和磨损率均比γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层的低。
2.4 磨损形貌
图7为Ti6Al4V合金基体及γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层在不同温度下的磨损SEM形貌。由图7可知:Ti6A14V合金磨损表面产生了严重的塑性变形、块状剥落、犁沟及团聚在一起的磨屑,磨屑嵌在摩擦副之间形成了三体磨料磨损从而加剧磨损,300,600℃时塑性变形相对有所减轻,因为此时磨损表面的氧含量相对较高,表明磨损表面形成了较多的氧化膜,对基体起到保护作用,产生了减摩抗磨作用,这与其摩擦系数和磨损率随温度的变化关系一致;室温时,γ、NiCr AlTi/TiC熔覆层磨损表面出现了局部剥落和轻微的塑性变形,这是由于TiC陶瓷增强相具有很强的共价键原子结合力和很高的硬度,当对偶件的微凸体挤压涂层时,TiC硬质相可以有效抵抗对偶件表面微凸体的侵入,减轻磨粒磨损倾向,提高其耐磨性,其次熔覆层中γ-NiCrAlTi固溶体具有优良的强度和韧性,在磨损过程中可对TiC耐磨增强相起到有力的支撑和连接作用,减缓或吸收部分接触应力,有效地防止TiC增强相剥落,此时熔覆层磨损机理主要为黏着磨损;γ-NiCrAlTi/TiC熔覆层在300,600℃时磨损表面为局部剥落和塑性变形,这可能是由于高温下熔覆层被氧化,耐磨性减弱,此时,熔覆层的磨损机理主要为黏着磨损和塑性变形。
3 结论
(1)采用激光熔覆技术在Ti6Al4V合金表面制备了γ-NiCrAlTi/TiC耐磨减摩复合层,熔覆层组织主要由增韧相γ-NiCrAlTi固溶体和增强相TiC组成。熔覆层平均显微硬度为1 100 HV2N,约为Ti6A14V合金基体的3倍。
复合合金层 篇4
Al2O3-Ti B2复相陶瓷材料是由Al2O3基体及分布在其中的Ti B2颗粒组成的多晶体材料,分散的Ti B2粒子可以抑制Al2O3晶粒的生长并阻碍裂纹的扩展,使之具有较高的硬度、强度和断裂韧性及良好的耐磨性和耐蚀性[1,2]。在金属表面制备Al2O3-Ti B2复相陶瓷涂层, 其高硬度、高强度等优异性能可与金属良好的塑韧性相结合,从而使其应用更广泛[3,4]。目前,多采用原位自生方法制备Al2O3-Ti B2复合层,原位自生增强相具有热力学稳定、晶粒细小且分布均匀、与基体结合良好等特点,从而可以提高界面的强度[5],但其与自熔性合金粉末组合自由度小,熔覆层显微硬度相对较低。目前, 氩弧熔覆层增强颗粒多为成本较高的碳化物、硼化物等。为此,本工作结合原位自生增强颗粒和外加颗粒的优势,以原位合成的Al2O3-Ti B2相作为增强颗粒,采用氩弧熔覆技术在Q235钢表面熔覆自熔性镍基合金Ni60A,大幅降低了熔覆成本,提高了Al2O3-Ti O2复相陶瓷层的硬度及耐冲蚀磨损性能。
1试验
1.1基材及熔覆材料
基体材料为Q235钢,尺寸为100 mm × 30 mm × 8 mm。熔覆材料为自熔性镍基合金Ni60A,化学成分( 质量分数) : 15. 0% ~ 17. 0% Cr,1. 0% C,4. 0% ~ 5. 0% Si, 3. 0% ~ 3. 8% B,4. 0% ~ 5. 0% Fe,余量Ni。熔覆增强颗粒由Al2O3颗粒和原位反应体系Al-Ti O2-B2O3组成, 设计成分( 质量分数) 为60% Ni60A + 16% Al2O3+ 24% ( Al -Ti O2-B2O3) ,另加5% 硼砂以达到净化金属和助熔的目的。
在Al-Ti O2-B2O3体系中,由于Al的还原性比Ti O2和B2O3强,先将Ti O2中的[Ti]和B2O3的[B]还原出来,并生成稳定氧化物Al2O3,被还原出的[B]和[Ti] 化合生成Ti B2,总反应式为10Al + 3Ti O2+ 3B2O3= 5Al2O3+ 3Ti B2,反应的吉 布斯自由 能变化 △GT= - 2 847. 650 77 + 0. 462 56T[6],原位合成可以生成性能良好的Al2O3和Ti B2增强颗粒。为了保证复合涂层内部存在能使涂层达到预期硬度、强度及耐磨性等的增强颗粒,添加了16% 的外加颗粒Al2O3。
1.2氩弧熔覆自熔性镍基合金复合层
按设计比例将Ni基合金粉末及增强相放入研钵中,充分混合均匀,加入0. 5 ~ 0. 6 g模数为2. 5的水玻璃,立即搅拌使水玻璃均匀润湿合金粉末。将合金粉末放在80 mm × 10 mm × 2 mm模具中,采用WE -30型万能试验机制备熔覆预制块,加载压力为80 MPa,至完全卸载后脱模。将熔覆预制块用少量水玻璃粘在Q235钢基体表面,放置在通风处室温阴干24 h,于DHG 9076A型电热恒温鼓风干燥箱中150 ℃ 烘干2 h。
采用WS -500型氩弧焊机和自行设计焊接小车进行半自动氩弧熔覆,采用铈钨极,直流正接,熔覆工艺参数: 钨极直径2. 0 mm,电弧长度3. 5 mm,氩气流量6. 5 L / min,8号陶瓷喷嘴,焊接电流160 A,焊接速度110 mm / min。
1.3熔覆层组织结构及性能测试
采用Axiovert 40 MAT型倒置式金相显微镜观察熔覆层的显微组织。采用2RGAKU2500 /PC型X射线衍射仪( XRD) 分析熔覆层的物相组成,采用Cu靶Ka辐射,Ni滤波片,管电压为40 k V,管电流为150 m A,扫描速率为10 ( °) /min,扫描范围为10° ~ 80°。采用HV 1000Z自动转塔显微硬度计测试熔覆层的显微硬度,载荷为10 N,加载时间10 s。
采用MSH型冲蚀磨损试验机测试熔覆层的冲蚀磨损性能,冲蚀角为90°,介质为水 + 石英砂( 20 ~ 70目) ,石英砂浓度分别为24. 24% ,35. 90% 和44. 44% ( 体积分数) ; 转速分别为200,300,400 r/min; 每隔60 min称重一次,累计300 min后停止试验,计算单位面积失重量。
2结果与讨论
2.1组织结构
图1为含Al2O3-Ti B2增强颗粒的熔覆层的XRD谱。由图1可知: 熔覆层由Al2O3,Ti B2,Fe2B,Fe19Ni相组成,在30. 0°和34. 5°附近有明显的非晶相漫散射包,并叠加着明显宽化的衍射峰,说明熔覆层中存在非晶相组织。
图2为含Al2O3-Ti B2增强颗粒的熔覆层的界面组织形貌。由图2可以看出,熔覆层与基体之间的结合方式为冶金结合,组织均匀致密,内部没有气孔和裂纹,结合十分致密。
图3依次为熔覆层的上、中、下部截面组织形貌: 其上部及中部截面呈现网状的等轴晶形貌,与基体界面处有沿熔合线外延生长的柱状晶组织,从中部到表层,等轴晶组织不断细化。
2.2显微硬度
图4为含Al2O3-Ti B2增强颗粒的熔覆层试样的截面显微硬度分布曲线。由图4可知: 熔覆层的显微硬度呈梯度分布,从左至右依次对应熔覆层、过渡区和基体; 熔覆层的最大显微硬度为771. 9 HV,相对基体显微硬度( 约160 HV) 提高了3. 87倍,相对文献[7]制备的镍基陶瓷熔覆层的最大显微硬度600 HV提高了1. 29倍。在氩弧熔覆过程中,熔覆层内部发生了原位反应, 合成了Al2O3和Ti B2等硬质相,产生固溶强化和弥散强化现象,从而使熔覆层的显微硬度提高。在熔覆层与基体界面之间存在一定硬度逐渐降低的过渡区,厚约为2 700 μm,该区域增强颗粒稀释率逐渐减小,使显微硬度呈梯度降低,从而提高了熔覆层与基体之间的结合强度。
2.3冲蚀磨损性能
2. 3. 1转速的影响
图5为石英砂浓度为35. 9% 时,不同转速下熔覆层和基体的冲蚀磨损失重曲线。由图5可以看出: 熔覆层的耐冲蚀磨损性能明显优于基体,转速分别为200,300,400 r / min时,熔覆层的耐冲蚀磨损性能相对基体分别提高了3. 89倍、4. 04倍和3. 81倍; 在冲蚀磨损初期,砂粒表面的微切削作用使基体发生塑性变形, 使磨损量不断增大; 当变形达到一定程度时,磨损表面逐渐转变为冷作硬化层,冲蚀磨损程度有所缓和,这是由于熔覆层内部存在外加颗粒Al2O3和原位反应合成的分散均匀的Al2O3,Ti B2和Fe2B等硬质颗粒,熔覆层界面结合牢固,而外加颗粒又保证了表层具有较高的硬度,使熔覆层抵抗冲蚀磨损能力增强; 随着冲蚀磨损转速的增大,失重量不断增加; 在低冲击速度下,粒子的动能较低,穿破液膜到达试样表面的粒子数少,与试样表面的有效撞击几率较小; 高速冲击时,粒子的冲击力较大,能量较高,撞击试样表面的粒子数也会 增加[8]; 粒子以较高的冲击速度撞击到试样表面时容易发生破碎,产生二次或多次冲蚀,从而造成冲蚀磨损速率增大。
2. 3. 2介质浓度的影响
图6为转速为300 r/min时,不同石英砂浓度熔覆层和基体的冲蚀磨损失重曲线。由图6可以看出: 熔覆层的耐冲蚀磨损性能明显优于基体; 石英砂浓度分别为24. 24% ,35. 90% 和44. 44% 时,熔覆层的耐冲蚀磨损性能相对基体分别提高了4. 70,4. 04,2. 49倍; 当硬度较高的砂粒以一定速度撞击试样表面时,基体表面受到严重的冲击作用而被犁削或冲击,进而造成表面材料流失,因而基体的冲蚀磨损速率远远高于熔覆层; 随着冲蚀介质中含砂量的增大,冲蚀磨损过程以磨损为主,砂粒在单位时间内的有效撞击次数就越多,不断磨损加速了基体与涂层表面的材料流失,冲蚀磨损失重量不断增大,含砂量较多时更容易造成二次或者多次冲击,冲蚀磨损破坏也更严重。
3结论
( 1) 以Ni60A自熔性合金粉末、Al -Ti O2-B2O3原位反应体系和Al2O3颗粒为原料,利用氩弧熔覆技术在Q235钢基体表面制备了含Al2O3-Ti B2增强颗粒的熔覆层。熔覆层与基体之间呈冶金结合,且界面处无气孔和裂纹等缺陷,熔覆层主要由Al2O3,Ti B2,Fe2B及Fe19Ni相组成。
( 2) 熔覆层沿深度方向显微硬度呈梯度分布,最高可达771. 9 HV,相对基体提高了约3. 87倍,也高于现有镍基熔覆层的显微硬度。
复合合金层 篇5
目前,国内外材料表面涂层制备工艺主要有等离子喷涂、爆炸喷涂、激光熔覆、热浸镀等[1,2,3,4]。等离子喷涂和激光熔覆设备造价高,而爆炸喷涂噪声较大[5]。热浸镀具有成本低、生产效率高且镀层组织缺陷少等特点,广泛应用于铝、锌镀层,制备的镀层具有良好的耐蚀性[6,7],但对热浸镀耐磨层的研究较少。加热重熔可改变镀层组织结构进而改善其性能。本工作在碳钢表面热浸镀耐磨、耐蚀的镍基合金,再对镀层加热重熔,研究了加热重熔对镀层组织结构的影响,以期为实际应用提供可靠的依据。
1 试 验
1.1 基材前处理
基材选用Q235普通碳钢板,尺寸为300 mm×100 mm×5 mm。基材经NaOH碱洗除油和喷砂处理后,浸入助镀剂(含10%～20%ZnCl2,20%～30%NH4Cl和10%～15%NH4F的水溶液)以确保基体浸入镀液前不被氧化,从而提高基体表面活性。
1.2 热浸镀层制备
镀层材料为自行配制的镍基合金,熔点为1 100 ℃,化学成分见表1。
利用KGPS120型中频炉将镀层材料全部感应熔化,然后进行脱氧处理以保证基体浸入镀液后不被氧化,同时及时除去炉内脱氧产生的杂质,使镀液保持一定的清洁度。将中频炉内的镀液稳定在1 200 ℃左右,整个熔炼过程在N2保护下进行以防止物料的氧化。将基体浸入镀液中,并不断移动使其表面温度分布均匀。基体在镀液中停留10 s后以一定的速率从镀液中取出,在N2保护下冷却。所得镀层厚度约为2 mm。
1.3 热浸镀层加热重熔
加热重熔处理在HG-10型马弗炉中进行,通N2保护,重熔温度1 100 ℃,保温10 min。
1.4 测试分析
用LEO1450扫描电镜(SEM)观察镀层形貌,并用其自带的KEVEX能谱仪观察镀层成分。采用D/MAX RB型X射线衍射仪(XRD)分析镀层相结构。
2 结果与讨论
2.1 加热重熔前热浸镀层的形貌
加热重熔前热浸镀层和热浸镀试样的断面SEM形貌见图1。由图1a可知:镀层组织中树枝状共晶体较多且呈网络状分布。这很容易造成穿晶,宏观上表现为镀层塑性差、脆性大,同时也增加了镀层热裂和冷裂的可能,实际使用中很容易产生裂纹,甚至发生断裂[8]。此外,这些网络状分布的树枝状共晶体,在磨料的冲击或切割下易发生脆性断裂,当其周围组织磨耗后便与母体剥离,成为新的磨粒,使材料的磨损量增加。由图1b可知:镀层与基体之间的过渡带比较窄。这说明基体与镀层之间的元素扩散较少,两者属于微冶金结合。
2.2 加热重熔对热浸镀层组织结构的影响
加热重熔后热浸镀层和热浸镀试样的断面SEM形貌见图2,热浸镀层加热重熔前后的XRD谱见图3,加热重熔前后镀层与基体界面处Si,Cr,Fe,Ni元素线扫描能谱见图4。
由图2可以看出:加热重熔后镀层的树枝状共晶体消失,以分散的条状形态均匀分布在镍基固溶体中。经测定,黑色物质的Cr含量高达85.03%,结合图3推断,这些黑色物质为Cr的硼化物。不连续的硼化物弥散分布在镀层中,可以有效地提高镀层的耐磨性;再者,加热重熔后镀层中柱状晶消失,明显提高了镀层的韧性,从而提高了镀层对硬质相的支撑和包裹作用,提高了镀层的耐磨性。由图2和图4可以看出:加热重熔后镀层与基体之间不是简单的机械咬合,而有个较平稳的4种元素的过渡带,镀层与基体的结合力增强,属于明显的冶金结合。
3 结 论
(1)热浸镀镍基合金镀层组织中呈网络分布的树枝状共晶体较多,增加了镀层的脆性和镀层在使用过程中开裂的几率。
(2)热浸镀层加热重熔后呈网络分布的树枝状共晶体消失,不连续的Cr的硼化物硬质相弥散分布在镍基固溶体中,为提高镀层的耐磨性提供了很好的保证。
(3)加热重熔后镀层与基体之间存在明显的过渡带,形成了良好的冶金结合。
参考文献
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复合合金层 篇6
镍基单晶高温合金具有优良的高温蠕变和疲劳抗力,被广泛应用于航空航天、舰船以及动力发电等工业领域,是一种重要的高温结构材料。过去几十年内,各国十分重视镍基单晶高温合金的研制和开发,并开发出了5代镍基单晶高温合金,Re、Mo、Hf、Y、La、Ru等元素的添加使镍基单晶高温合金的高温力学性能显著提高。然而,合金在较高温度下无法满足实际应用要求。为保护镍基单晶高温合金免受高温氧化和热腐蚀的影响,一般在基体表面施加各种高温防护涂层,如铝化物涂层、改性铝化物涂层、MCrAlY包覆涂层、热障涂层等。但在高温服役过程中,镍基单晶高温合金基体与高温涂层之间因成分差异发生的互扩散现象会破坏基体的 γ/γ′结构,生成由 γ、γ′和富难熔元素的TCP相组成的二次反应区(SRZ),显著降低单晶合金的蠕变寿命,严重影响合金的力学性能[1,2,3,4,5]。如DAS等[5]在铷含量(质量分数)不同的镍基单晶高温合金F-26(5.7% Ru)、F-16(9.7% Ru)和F-13 (14.1% Ru)上沉积铝化物涂层(β-NiAl),经1100 ℃循环氧化后均可看到明显的互扩散区(IDZ)和二次反应区。
为了抑制高温防护涂层与单晶合金基体之间组元的互扩散,在两者之 间加入扩 散阻挡层 是一种十 分有效的 方法[6,7],它不仅可以降低涂层中Al的消耗速率,同时也可以抑制基体中Ta、Re、W等元素的外扩散,从而减缓防护涂层高温氧化与热腐蚀抗力的退化,提高涂层体系的服役寿命。
1扩散阻挡层的设计原则和要求
考虑到高温防护涂层/扩散阻挡层/基体这样的涂层体系需要兼顾高温力学性能与氧化腐蚀抗力,扩散阻挡层既要能抑制高温防护涂层与基体元素间的界面反应,阻挡合金组元的互扩散,又要充当过渡层的作用以缓解界面应力。能得到广泛应用的有效扩散阻挡层必须具备以下特点[7,8,9]:(1)低扩散速率,即涂层和基体中的元素在扩散阻挡层中的扩散系数低,在高温下能阻止Al、Cr、Mo、W、Ni等元素在合金与涂层间的互扩散;(2)良好的组织结构稳定性,即扩散阻挡层在高温下相稳定;(3)良好的结合力,即扩散阻挡层对基体和涂层都有好的结合力;(4)良好的化学相容性,即涂层和基体均不与扩散阻挡层发生化学反应;(5)界面处具有良好的力学性能,即界面处热应力小,这要求基体、扩散阻挡层和涂层之间的热膨胀系数差别小;(6)成本合理,可以得到更广泛的研究和应用。
2镍基单晶高温合金上扩散阻挡层的分类
同时满足上述多个条件的扩散阻挡层很难找到,研究人员一般会在满足第一个条件的前提下适当取舍其它条件来选择有效的扩散阻挡层。近些年,由于动力装置的服役温度日益提高,扩散阻挡层受到越来越多的关注,其制备方法亦得到广泛研究,如电镀、磁控溅射、电子束物理气相沉积、多弧离子镀等。扩散阻挡层按材料属性可分为贵金属、难熔金属、双(多)金属和陶瓷等,也可简单分为金属和陶瓷层两大类[10,11,12]。
2.1金属扩散阻挡层
2.1.1贵金属
贵金属由于较高的化学稳定性,使其成为镍基单晶高温合金扩散阻挡层的候选材料。李合非等[13]曾以第一代镍基单晶高温合金DD3为基材,电镀10μm厚的Pd镀层,作为其与NiAl涂层的扩散阻挡层。经1050℃真空热处理4h和14h发现,基体中的元素Al、Cr、Co和Ni等会通过Pd镀层扩散至表面,说明Pd镀层本身不能有效阻止合金组元的互扩散。
此外,很多研究者以Ru作为扩散阻挡层材料进行了深入的研究。如Bo Bai等[14]在NiAlDy与DD3之间电镀Ru扩散阻挡层,研究了其在1100 ℃退火下的互扩散和氧化行为,发现NiAlDy/Ru/NiAl涂层明显抑制了二次反应区的形成,且样品的氧化抗力得到了改善。
Zhiming Bai等[15]在镍基单晶高温合 金DD6和用EBPVD制备的NiAl涂层间电镀Ru作为扩散阻挡层,1100 ℃ 真空退火100h后的结果表明,无扩散阻挡层的样品,涂层中Al元素发生了严重的内扩散,基体中形成大量针状TCP相, 且在互扩散带下方可观察到50μm左右的二次反应区;而对于有扩散阻挡层的样品,严重的互扩散现象得到抑制,基体中未观察到二次反应区,说明Ru起到了扩散阻挡作用。
国内的Di Wang等[16]在第二代镍基单晶高温合金上电镀Ru,作为基体与NiAlHf涂层的扩散阻挡层。1100 ℃ 真空退火50h和100h的结果表明,与无扩散阻挡层的样品相比,Ru层明显阻碍了TCP相和二次反应区的形成,同时改善了其循环氧化抗力。
可见,贵金属作为扩散阻挡层,除能有效抑制元素的互扩散,阻碍基体内部TCP相和二次反应区的形成之外,还能明显改善样品的氧化抗力,但对元素的 阻滞能力 具有选择 性,并且由于贵金属成本较高,一直没有得到广泛的研究和应用。
2.1.2难熔金属
难熔元素具有良好的高温稳定性,一直受到研究者的关注。Lou等[17,18]将电镀4~6μm的Ta或Ti作为Ni基高温合金K38G与CoCrAlY涂层间的扩散阻挡层。研究表明,只有当涂层中Al含量低时,Ta才能起到 有效的扩 散阻挡作 用;而Ti在高温下易扩散至涂层表面形成氧化物。Barman C等[19,20]也曾对Ta、Nb扩散阻挡层做过深入研究,结果表明,单一的Ta层或Nb层不能很好地阻挡Ni和Fe等元素的扩散,但高温氧化后,两者形成的中间化合物对组元扩散的阻挡效果不错,为双(多)金属的发展奠定了基础。
2.1.3双(多)金属
采用单一的贵金属或难熔金属作为扩散阻挡层,因其对元素的阻滞能力具有选择性很难获得理想的扩散阻挡效果, 通过合金化或形成化合物则可能提高阻挡作用,用多种金属的组合作为扩散阻挡层也是近些年较热的课题。日本的F. Wu等[21]以第三代镍基单晶高温合金TMS-75作为基材,用电子束物理气相沉积法在基体上沉积Ir-Ta层后再进行包埋渗铝。经1100 ℃循环氧化,有Ir-Ta阻挡层的样品有效阻挡了基体中Ni、Cr和Co等元素的外扩散,减少了TCP相的形成,与无阻挡层的样品相比,形成有害相的厚度减少了120 μm左右,起到了良好的扩散阻挡作用。而且有Ir-Ta阻挡层的样品循 环氧化增 重较小,涂层表面 形成了连 续的Al2O3膜,氧化膜的抗剥落性能得以提高。
很多研究者对Re基扩散阻挡层进行过深入研究。如日本的Toshio Narita等[9]在第三代镍基单晶高温合金TMS82和β-NiPtAl涂层之间电镀10μm的Re(W)-Cr-Ni扩散阻挡层。1150 ℃循环氧化结果表明,此扩散阻挡层除具有良好的化学相容性外,还能有效抑制涂层与基体的互扩散。不仅如此,他们[22]还在制得的Re(W)-Cr-Ni扩散阻挡层上制备了Ni(Cr)-Al层,经1150 ℃氧化100h后,扩散阻挡层仍然稳定。再者,他们[23,24]也将Re基扩散障涂层体系成功地运用在第二代镍基单晶高温合金CMSX-4上,研究表明在高温下该涂层体系同 样起到良 好的扩散 阻挡效果。除此之外, Daisuke Sumoyama等[25]在镍铝涂层与第四代镍基单晶高温合金TMS-138之间制备了 σ(+δ)-Re(W)Cr-Ni扩散阻挡层,经1150 ℃热处理100h后阻挡层结构虽发生了微小改变,但是有效地阻挡了Al元素的内扩散和基体元素的外扩散。
Haynes等[26]在第二代 单晶高温 合金ReneN5上沉积Hf-Ni和Hf-Pt作为NiAl或NiPtAl外覆涂层 的扩散阻 挡层,研究发现这两种扩散阻挡层均可以阻挡基体元素的外扩散和涂层中的Al元素的内扩散。并且他们还利用磁控溅射沉积不同厚度的Hf层以比较其扩散阻挡效果。实验结果表明,1μm的Hf具有良好的抗高温氧化性能,而厚度为7μm的Hf薄膜则会破坏涂层的微结构,降低体系的抗高温氧化性能。
印度的Cavaletti等[27]用Ni-W作为第四代镍基合金与 β-(Ni,Pt)Al涂层之间的扩散阻挡层。长期氧化结果表明, Ni-W扩散阻挡层减少了涂层中Al由于内扩散而导致的消耗,抑制了基体中Ru、Cr等元素的外扩散,并抑制了二次反应区的形成。
上述研究结果表明,双(多)金属作为镍基单晶高温合金的扩散阻挡层,能较好地阻挡基体元素与涂层元素之间的互扩散,抑制或是减缓由 γ、γ′和富难熔元素的TCP相组成的二次反应区,同时,还能提高样品的抗剥落性能。但容易在界面产生脆性相从而影响涂层体系的力学性能,限制其使用范围。
金属或是合金扩散阻挡层,与基体合金的界面结合强度较好,但高温下,组织结构不稳定,易发生扩散或者被氧化, 进而影响其元素扩散能力。同时,由于阻挡层与基体和涂层的化学相容性差,易在涂层/扩散阻挡层与扩散阻挡层/基体界面处生成脆相,致使界面结合强度降低。扩散阻挡层的厚度应适中,否则会破坏涂层的结构。目前,对金属扩散阻挡层的元素阻挡能力以及抗高温氧化性能和抗剥落性能的报道很多,但其高温下的力学性能还鲜见报道。
2.2陶瓷扩散阻挡层
与金属相比,陶瓷具有很强的结构稳定性和优异的抗高温氧化能力,成本低,是比较理想的扩散阻挡材料,一直是研究的热点,主要包括 氮化物、氧化物和 氮氧化物 陶瓷层等[10,11,28]。
2.2.1氮化物
近些年国内外关于氮化物扩散阻挡层的研究报道屡见不鲜,如Coad等[29]、Lou等[17,18]、Barman等[17]详细研究 了TiN扩散阻挡层的阻挡效果。朱丽娟等[30]研究了AlN扩散阻挡层对K417基体和Ni+CrAlYSiN纳米复合涂层的阻挡效果。李伟洲等[31]对CrN阻挡层做了研究,制备了CrN层作为基体DSMll与NiCrAlY涂层之间的扩散阻挡层,1100 ℃氧化实验结果表明,CrN扩散阻挡 层具有较 好的阻挡 效果,而且界面结合强度高。然而在煅烧过程中发生了一系列的化学变化,在真空中煅烧时生成Cr2N和AlN,接着在氧化实验中又生成TiN。但将氮化物扩散阻挡层用在镍基单晶高温合金上的报道较少。此外,该类涂层在高温氧化时,本身会发生化学变化,从而影响其元素阻挡能力,因此氮化物不是扩散阻挡层的最佳选择。
2.2.2氧化物
除了氮化物外,氧化物扩散阻挡层因高温稳定性好也被用在了镍基单晶高温合金上。如德国的Muller等[32,33]对αAl2O3作为扩散阻挡层做了大量的研究,α-Al2O3之所以适合作为高温防护涂层与基体之间的扩散阻挡层,是因为它在高温下相结构稳定,且具有致密的密堆六方晶格结构,缺陷较少。但由于 α-Al2O3易受到基体中Ni、Co元素的影响产生晶须,所以他们利用化学气相沉积技术制备Al2O3(3μm)TiN薄膜作为第二代镍基单晶高温合金CMSX-4和NiCoCrAlY(20μm)涂层的扩散阻挡层。结果表明,无扩散阻挡层的样品在1100℃退火10h后检测到Ti和Ta等基体元素的外扩散;而扩散阻挡层有效地抑制了合金组元的互扩散。 抑制晶须生长的第二种方法是在低温下沉积 γ-Al2O3,然后在高温(约1270K)下转化为α-Al2O3。
R.Cremer等[34]证明了 γ-Al2O3结构稳定性差,不适合作为扩散阻挡层。他们用磁控溅射方法制备了Al2O3-AlN (0.7~1.8μm),并将其作为MCrAlY和CMSX-4的扩散阻挡层。1100 ℃真空热处理4h后,生成的 γ-Al2O3扩散阻挡层不仅不能 阻挡Ti和Ta元素的扩 散,而且易转 变为 αAl2O3。
氧化物通常具有优良的高温稳定性,因此预沉积的氧化物膜与金属基体以及防护涂层间的界面结合力较低。为此, 国内的Y.X.Cheng等[35]用多弧离子镀的方法在NiCrAlY涂层和 γ-TiAl之间制备了Cr2O3膜作为扩散阻挡层的前驱体。1000 ℃退火结果表明,Cr2O3在TiAl/Cr2O3和Cr2O3/ NiCrAlY界面处与基体、防护涂层反应生成了连续的富氧化铝膜,形成氧化铝/金属/氧化铝的三层结构,有效抑制了涂层中的Ni向基体的扩散,提高了起扩散阻挡作用的氧化膜的粘附力。目前为止,将Cr2O3扩散阻挡层用于镍基单晶高温合金的报道较少,还需要进一步的研究。
氧化物扩散阻挡层对氧原子不敏感,组织致密,因而其高温稳定性较氮化物有很大的提高。然而随温度变化,氧化物的晶型会发生转变,且晶型转变将导致界面应力的产生, 使得界面结合力降低,所以应选取高温稳定的氧化物作为扩散阻挡层。
2.2.3氮氧化物
氮化物在高温下会发生化学反应,氧化物因其良好的高温稳定性导致扩散阻挡层界面结合力低。氮氧化物则克服了两者的缺点。Knotek等[7]用磁控溅射法在第一代单晶高温合金CMSX-6和MCrAlY涂层间沉积了Al-O-N薄膜作为扩散阻挡层。1100 ℃高温氧化400h可知,Al-O-N薄膜的元素阻挡能力良好,并且有扩散阻挡层的样品的剥落抗力比没有扩散阻挡层的提高1倍多。Cremer等[34]也得出了类似结论。他们通过控制N2和O2流量在CMSX-4基体上制备了Al-O、Al-N、Al-O-N膜,研究表明Al-O-N扩散阻挡层的阻挡效果最佳。
除Al-O-N之外,Knotek等[36]还在CMSX-6上制备了Cr-O-N、Cr-Al-O-N等扩散阻挡层,实验证明Cr-O-N、Cr-AlO-N均可阻挡元素的互扩散,而且高温处理后,涂层与基体的界面结合强度得到了提高。
氮氧化物综合了氮化物和氧化物的优点,其元素的阻挡能力以及与基体的界面结合强度较氮化物和氧化物有很大提高。
陶瓷作为扩散阻挡层,阻挡元素互扩散的能力较好,成本较金属低,但与界面的结合强度 低。如将直接 制备的 αAl2O3作为扩散阻挡层,由于与基体或高温防护涂层的交互作用小,使得界面处结合强度较弱,在温度突变时,界面容易被破坏;同时,前面提到的为抑制晶须生长而制备的 γ-Al2O3层,经高温处理后变为稳定的α-Al2O3,此过程中往往伴随着体积和应力的变化,也会带来界面结合的问题,降低界面的结合强度。因此,在保证元素阻挡能力的前提下,提高它与基体和涂层的粘附力就显得尤为重要。
3金属与陶瓷扩散阻挡层的比较
以上研究结果表明,难熔金属或贵金属对元素扩散的阻滞能力具有选择性,且成本较高,很难得到实际的应用。多 (双)元扩散阻挡层的扩散阻挡能力较贵金属和难熔金属强, 金属扩散阻挡层与基体的粘附性好,但在界面容易产生脆性相,严重影响基体和涂层的力学性能,从而限制了它的实际应用。
陶瓷扩散阻挡层主要为铝、铬的氧化物、氮化物、氮氧化物等,具有优异的扩散阻挡性能与高温稳定性,低廉的成本使其适用于工业应用,是比较理想的扩散阻挡层。但其制备工艺较为复杂,与基体和涂层的热膨胀系数差异较大、结合力低,这些问题均有待于进一步解决。但从制备工艺和成本方面综合考虑,陶瓷扩散阻挡层是现今较好的选择。
然而,不论是金属扩散阻挡层还是陶瓷扩散阻挡层的加入都会导致体系界面数量的增加,由于基体/扩散阻挡层/高温防护涂层的热膨胀系数差别大,存在界面处应力大、力学性能差等问题,且扩散阻挡层的制备方法较复杂,这些因素都直接约束了扩散阻挡层的实际应用。
4结语
随着镍基单晶高温合金在航空等领域的广泛应用,如何解决高温防护涂层与镍基单晶合金之间的互扩散问题成为了近些年的研究热点。施加扩散阻挡层是一种有效抑制互扩散的手段,但同时也存在很多问题亟待解决,其研究方向可能会主要集中在以下几个方面:
(1)开发低成本的新型扩散阻挡层,既能抑制镍基单晶高温合金二次反应区的形成,又与防护涂层、基体有较高的界面结合强度。
(2)改进现有的制备工艺和方法,或开发新的制备工艺和方法,简化陶瓷扩散阻挡层的制备工艺,获得更加实用的扩散阻挡层。
复合合金层 篇7
表面相对滑动的摩擦副即为轴承, 其功能是支承载荷和相互滑动。广泛意义的轴承, 可分为增摩和减摩二种。内燃机曲轴滑动轴承是减摩的, 其轴瓦合金层必须是低摩擦因数材料, 亦减少轴承的摩擦与磨损。
1内燃机曲轴滑动轴承 轴瓦合金材料及其金相结构
很多的学者都认为, 人类最早是用木材作轴承的轴瓦, 到青铜时期, 人类就用青铜做轴承的轴瓦; 冶铁技术的发明, 人类用青铜和铸铁做简单机械的轴承 ( 瓦) 。15世纪, 意大利文艺复兴时期, 天才的达芬奇曾在他的日记中, 记载了用镜金属 ( Sn70Cu30) 制造轴瓦, 当时的镜金属与今天的白合金成分相近。大约 在200多年前, 人们已用“焊接”方法将白合金填补到当时铸铁和青铜轴瓦的铸造气孔和缩孔中。直到1839年, 伊沙克·巴比特在美国申请了第一个将白合金涂覆到轴瓦衬背上的专利, 才开始了有目的选用和开发轴瓦材料。
1. 1 轴承材料的发展
进入20世纪, 人们先后开发了诸多如铜铅二元合金、铅青铜、铜镍合金、铝锡铜合金、铝锑镁合金、铝镉硅合金、铝锡硅铜合金、铝铅硅铜合金、铝硅铜合金、铝锌硅铜合金、以及铜锡银合金、铜锡镍合金、铜锡镍铋合金等。这些合金的基体金属元素都是铜和铝, 合金元素最多是软的金属锡、铅、镉、锑、锌和铋, 其次是铜、镍、银、锰、镁、钛、锆。铜和铝都比白合金的基体金属铅和锡有高的力学强度, 添加了某些合金元素组成的上述合金, 具有较好的轴承特性, 满足了现代高速高载荷发动机各种工况的使用要求, 得到日益广泛地应用。
1. 2 何种合金适合做轴瓦合金材料
轴瓦合金材料是金属材料的机械 - - 物理 - 化学性质以及材料轴承特性的折衷产物, 所以没有最好的轴瓦合金材料, 只有在一定使用条件下较好轴瓦合金材料。
轴瓦合金材料的发展告诉我们, 一种理想的合金材料“最好”是与铁不固溶或有限固溶, 不生成或少生成金属间化合物的, 否则, 必须向基体金属中添加与铁 ( 和基体金属) 不固溶或有限固溶, 不生成或少量生成金属间化合物的金属和非金属元素组合的合金。这些合金元素如铅、锡、铋、镉、锌和锑等, 它们的物理化学性质是熔点低、高密度, 且原子半径与铁原子半径相差较大, 或添加化学元素周期表中的B族元素 ( Ti、V、Cr、Mn、、Co、Ni、Zn、Ag、Cu、Cd、Zr、Nb、Mo ) 。当轴承出现薄油膜或边界摩擦润滑状态时, 会发生局部金属接触———黏着磨损, 轴承工作温度升高, 使低熔点相组份软化或熔融, 被挤渗到轴瓦表面上, 起到瞬时润滑作用 ( 紧急运转性能) ; 同时软金属相和脆性金属间化合物相、易于被剪断, 不会引起轴承摩擦温度持续升高, 有效地阻止轴承表面粘着磨损, 甚至咬粘
1. 3 轴承 ( 瓦) 合金层材料的金相结构
众所周知, 锡基和铅基白合金的金相组织是经典的“双相结构”, 即软基体组织中分布硬脆的共晶体化合物相 ( Cu6Sn5 /Cu3Sn /Sn Pb) 。由于基体的硬度很低, 且随着工作温度升高和合金层厚度增加, 其轴承能力和抗疲劳强度下降, 100℃时下降近50% 。由此可知, 轴瓦合金层材料的承载能力和抗疲劳强度, 主要取决于合金基体组织力学强度和轴承特性, 关键在采用高强度 ( 硬度) 金属做合金基体和添加固溶强化的合金元素强化基体组织, 同时与基体合金元素生成硬的金属间化合物, 提高基体组织硬度。铅青铜和铝锡硅铜合金, 都是在固溶强化的“铜”和“铝” 的硬基体上, 分布着“软”的“纯铅”和 “纯锡” ( 锡铝共晶体) 多角形“小岛”, 成为另类“双相结构”的典型———硬基体上分布着软质点。铜和铝的基体有较高的力学强度 ( 硬度) , 亦有较高的承载能力和抗疲劳强度, 游离存在于基体的低熔点软的铅和锡, 为轴瓦合金层提供了很好的摩擦相容性、摩擦顺应性和嵌藏性。迄今, 被广泛地应用着。含Cu、Mn、Si、Ni、Mg、Zn、Zr、Ti的低锡和中锡铝合金, 则是在固溶强化较硬铝基体中, 分布着软的低熔点锡铝共晶体“小岛”, 基体组织和锡铝共晶体中分布着硬脆的金属间化合物相、非金属初晶硅和共晶硅晶体。笔者将其称为复杂的“双相结构”。它集上述二种“双相结构”组织于 “一身”的复杂“双相结构”的轴瓦合金材料。由于优良的轴承性能与低成本在现代乘用车发动机上得到十分广泛地应用。铝硅铜合 金是“软基体” 铝上分布着硬的 ( 初晶Si和共晶Si) 质点。, 铜锡铋镍合金则是硬的 ( 固溶强化) 铜基体上分布着软的 ( 锡和铋) 质点, 这可谓是轴瓦合金材料金相结构的“大轮回”或回归现象。
笔者曾在《内燃机滑动轴承材料》一书中, 对现代内燃机曲轴轴承滑动轴承材料的金相组织“双相结构”描述为, 在软的或较硬的 ( 固溶强化) 金属基体中, 均分布着多角形的软的“纯金属”结晶颗粒和硬的非金属晶粒, 以及细小的金属和非金属金属间化合物相。
“双相结构”的金相组织结晶形态与大小, 决定因素是合金化元素和制造工艺技术与控制。下面着重论述铅青铜和 ( 含Cu、Si、Ni的) 铝锡合金的典型金相组织。
1. 3. 1 铅青铜的金相结构
20世纪, 铅青铜是国内外高速高载荷内燃机曲轴轴承轴瓦最主要的合金材料之一。进入21世纪, 保护环境防止污染以及限制重金属的使用量, 在国外铅青铜的应用受到了限制, 研发了一系列的青铜材料。
经典的铅青铜合金系指含10 ~ 25% 铅、0. 5 ~10% 锡和少量镍、银、锰和锌的三元和多元合金。无铅的铜锡镍合金、铜锡银合金、铜锡镍铋合金和铜锡银铋合金等亦是青铜。
以往的生产实践表明, 由于制造工艺、冷却速度与方向和合金元素等因素, 基本可以得到三种典型金相组织 ( 以铅的结晶形态) 铅青铜: 其一为三维网状组织 ( 烧结粉末铅青铜) , 其二为树枝状组织 ( 连续带形和离心浇铸) 、其三为团块状组织 ( 铸造、添加镍、锰合金元素) 。
在我国, 条块状粉末烧结工艺制造的双金属中, 铜和铅的颗粒较大, 铜颗粒彼此连接面积窄小, 有少量金属和非金属夹杂物和局部的铅聚集偏析, 合金层不致密 ( “缩孔”“气孔”) 见图1。图2为国外某公司生产的铅青铜 ( 24% Pb, 1% Sn) 的金相组织 ( Cu颗粒细小) ; 图片3为国内某厂生产的铅青铜金相组织。可能是合金粉末颗粒球化不够、粗大, 粉末潮湿且有严重氧气、颗粒含铅量不均匀, 导致粉末松散密度 ( 松装比) 小, 流动性较差, 造成铺粉层厚度不均匀, 烧结中合金层积体收缩不均匀, 而产生上述缺陷。
1. 3. 2 铝锡合金的金相结构
广泛采用的铝锡合金是含4 ~ 50% 锡和少量铜、镍、锰、镁、硅、钛和锆的合金。含4 ~ 8% 锡的为低锡铝合金, 含8 ~ 15% 锡的称中锡铝合金, 17 ~40% 锡的为高锡铝合金, 40 ~ 55% 锡的谓之特殊高锡铝合金。锡在铝中固溶度微少, 630℃仅0. 05% , 165℃时小于0. 02% 。锡与0. 65% 的铝形成低熔点共晶体 ( 熔点228. 5℃) 冷却凝固, “纯锡” ( 锡铝共晶体) 以片状和球状晶体分布在“纯铝”晶体晶界上, 含锡量增加时, 由于铝与低熔点锡铝共晶体之界面张力作用, 共晶体呈连续膜 ( 片状结晶) 包围着每个铝晶粒, 并将其“焊合”在一起, 即网状锡组织。而Al2Cu、Al3Ni、Ni2Al、Al3Ti、初晶硅、共晶硅等硬脆金属间化合物相, 分布在固溶强化铝基体和低熔点锡铝共晶体中。冷轧加工, 使上述铸态组织中的锡铝其晶体被拉长和破碎, 硬的化合物相亦被破碎, 随后的320 ~350℃加热4 ~8小时的再结晶退火处理, 破碎的硬化合物相再结晶, 锡铝共晶体熔融, 由于熔体表面张力, 使其沿着铝晶边界收缩聚集, 形成彼此连接的多角形“锡岛”。英国人将这种彼此连接多角形的锡铝共晶体组织, 称为“三维网状组织”, 见图4和图5, 图4和图5为国产中锡铝合金轴瓦材料金相组织, 由此可见国产中锡铝合金轴瓦金相组织初晶Si粗大, 钢板变形量大, 其晶粒被拉长的十分严重。
2 轴瓦双金属
2. 1 轴承双金属制造技术的发展
现代内燃机曲轴轴承轴瓦是互换性极强的精密零件。必须以一定的过盈量安装并锁紧在轴承座孔内, 与钢铁 ( 或铝合金、钛合金) 的座孔表面很紧密地贴合成为“一体”。因此, 合金层材料必须牢固地结合在有一定强度的钢和青铜衬背上, 组成双金属。一个好的轴瓦是经济上合理, 性能上适用的轴瓦双金属, 经过一系列加工的几何形状精准, 几何尺寸偏差小、表面光滑精细的, 而成本低廉的精密零件。
从1839年, 伊沙克·巴比特在美国申请了第一个将白合金涂覆到铁和青铜衬背上制造双金属轴瓦技术专利, 随着工业革命和汽车工业飞快发展, 1920年实现了将白合金连续浇铸到钢带上, 1934年实现了铜铅合金和铅青铜连续带形浇铸生产;1940年又研发了铅青铜粉末连续烧结工艺技术;50年代成功将20% 锡铝合金连续轧制到钢带上;70年代, 美国将铸造铝铅合金带和粉末捆轧铝铅合金带烧结再复合轧制到钢带上的生产工艺技术。本世纪初, 国外又在原有工艺装备技术条件下, 实现了 ( 含Ni、Mn、Ag、Bi) 青铜粉末烧结生产。此外, 喷涂、喷射和爆炸成型等也可以制造轴瓦双金属。
2. 2 轴承双金属钢背的作用
内燃机曲轴轴承轴瓦双金属的钢背材料主要是优质碳素钢带。由于碳钢有足够的力学强度, 给了轴瓦合金层提供强而有力的支撑, 大大地改善了合金层的承载能力和抗疲劳强度, 钢的弹性模量与合金层材料弹性模量的比值愈大, 合金层材料抗疲劳强度亦愈大; 双金属的合金层越薄, 其抗疲劳强度越高。双金属的两层金属材料机械强度之差异, 将会改善合金层与相匹的轴颈之间表面摩擦学特性, 即大大降低界面间的摩擦阻力 ( 剪切应力) 如图6。由图可知, 当双金属与匹配轴颈相对滑动时, 其金属之间界面的摩擦阻力 ( F) 、与它们接触面积 ( A) 和软的金属抗劳强度 ( S) 关系表达式为F = A·S。即在较大载荷作用下, 硬的钢背承受了载荷, 软的金属层产生了较小的变形面积 ( A) , 其摩擦阻力 ( F) 亦很小。因为界面剪切力在很大程度上等于软金属的剪切强度, 所以摩擦阻力 ( F= A·S) 也很小。
a) F = AS ( 大) A 大, S 小; b) F = AS ( 大) A 小, S 大; c) F = AS ( 小) A 小, S 小
2. 3 轴承双金属的结合机理和类型及其结合强度
2. 3. 1 轴承双金属的结合机理和类型
现在, 大量和批量生产轴瓦双金属材料的工艺技术, 都能有令人满意的双金属结合强度和质量。笔者通过研发《低锡铝合金轴承材料》和组织起草 ( 制订) 国家标准12948 - 91《滑动轴承双金属结合强度破坏性试验方法》的研究实践中, 深入观察分析了各种工艺方法制造的轴瓦双金属以及对轧制和退火状态的低锡铝合金轴瓦双金属试验后样品断口和试验结果, 提出了轴瓦双金属的结合是“机械结合”和“冶金结合”共同作用的结果。在不同轴瓦双金属、不同的制造工艺, 结合机理不同, 这二种结合起的作用亦不同。笔者认为: 轧制的铝合金轴瓦双金属中, “机械结合”起主导作用; 在粉末烧结和浇铸的铅青铜轴瓦双金属中, “冶金结合”则占主导地位。
轴瓦双金属的结合强度和质量取决于合金层材料与钢的界面之间的结合类型, 即“化合物型”和“固溶体型”。
事实证明, 轴瓦双金属的结合强度往往都大于其合金层材料的抗拉强度, 否则轴瓦在使用中合金层将会发生早期疲劳剥落现象。笔者在组织起草 ( 制订) 国家标准GB /T 12948 - 91时, 进行验证试验中, 发现合金层厚度≥2mm的铅青铜样品, 都是在合金层薄弱处 ( 铅偏析、铸造缺陷处) 被剪断; 铝锡合金样品则是在合金层或纯铝层里被撕离下来, 而不是在纯铝层与钢背的结合处。
铝锡合金———钢轴承双金属轧制工艺有冷轧和热轧两种, 都是复合轧制———再结晶退火处理, 其结合机理为冷焊合———热扩散。钢与铝合金在一定压制力下, 都会产生较大的塑变性延展, 铝合金表面的氧化膜和锡铝共晶体拉长且破碎, 增加了它们接触界面的面积和冷焊合 ( 即机械结合) , 产生了很高的机械结合强度。随后在320 ~ 350℃温度下保温4 ~ 8小时再结晶退火处理, 加速了钢与铝锡合金结合层的原子相互扩散与化合, 形成了结合力很强的极薄化合物层 ( 即“化合型”结合) , 这一过程为“冶金结合”过程。笔者在研发低锡合金时曾进行过再结晶退火处理对轴承双金属结合强度的影响试验, 分别从双金属两端有明显分层的和复合轧制质量好的板料上取样, 做拉伸剪切强度测试, 其结果是结合质量有问题的轧制状态试样 ( 平均 ) 结合强度 为34MPa, 退火状态 的达74MPa, 再结晶退火处理使 ( 平均) 结合强度提高一倍多。而复合轧制结合质量好的, 再结晶退火处理使结合强度增加25 ~ 35% , 见表1。更加证实“机械结合”在铝锡合金 - 钢轴承双金属结合强度中的主导作用。
MPa
以离心—铸造铅青铜为例, 浇铸前, 钢背表面清洗脱脂除锈处理、烘干、浸涂硼砂层 ( 保护和活化钢背表面) , 950 ~ 1050℃预热, 再将1050 ~1200℃的铅青铜溶液注入其内, 随后喷水冷却凝固, 为了降低钢背的铸造应力, 还要在低于铅熔点以下温度退火处理, 钢背的去脂去锈予处理, 涂硼砂活化钢背表面等有助于“机械结合”, 钢背预热温度与时间、合金浇铸温度、冷却速度与效率有助于“冶金结合”。在浇铸和粉末烧结的铅青铜轴瓦双金属中, “冶金结合”作用最明显。在浇铸和烧结温度下, 钢与铁之间原子很快扩散, 形成固溶层———“冶金结合”层。有资料认为, 1100 ~ 1200℃时, 铜可在钢中固溶4% , 并形成置换式固溶体组织, 可以认为钢—铅青铜轴瓦双金属的结合是固溶体型的。所以, 它的轴瓦双金属结合强度最高, 见表2
2. 3. 2 轴承双金属制造中的影响因素
在轴瓦双金属制造中, 哪些工艺环节和工序有助于“冶金结合”生成, 哪些有助于“机械结合”的产生呢? 笔者认为, 轧制铝合金轴瓦双金属中, 钢带和合金带的脱脂清洗、打磨、抛光 ( 打毛) 等, 清洁结合面和增加结合面积, 以及钢带和合金带复合轧制的变形量 ( 轧制量) 都有助于“机械结合”, 双金属的再结晶退火的温度与时间, 加热温度均匀等有助于“冶金结合”。
笔者在做低锡铝合金轴瓦材料开发时, 还对添加金属元素硅对铝锡合金材料性能影响进行试验表明, 2. 5 ~ 4% 硅对合金的机械强度和双金属的结合强度影响十分明显, 见表3。
粉末烧结和浇铸铅青铜的制造过程中, 钢带表面的脱脂去锈、清洗、打磨、抛光 ( 打毛) , 粉末颗粒筛选, 清理去污、烘干, 粉末颗粒表面氧化与吸湿 ( 影响粉末流动性和松紧比) , 保护或还原气氛的纯度比例、露点等有助于“机械结合”。钢带预热温度和时间, 烧结和浇铸温度与时间, 还原与保护气分、冷却速度等有助于“冶金结合”。
国内外轴瓦双金属结合强度见表4。
( N/mm2)
结语
减少污染保护环境, 改善人类生存条件, 迫使人们不得不忍痛割舍那些为人类发展有效服务近100年的性能优秀的铅青铜和含铅的轴承 ( 瓦) 合金材料。20世纪后10年里, 国外进行了一系列试验研究工作, 在其现有的工艺技术装备上, 彻底地实现了内燃机曲轴滑动轴承 ( 瓦) 合金层和减磨层材料去铅化和无铅化, 同时改进和完善了轴承 ( 瓦) 结构, 研发了适用于升功率较高, 爆发压力较大的内燃机曲轴滑动轴承 ( 瓦) 合金材料。首先满足了高比压的要求, 次之由摩擦易损件转变成耐用的零件。
在我国尚有某些牌号的铅青铜和含铅减磨层合金材料仍在应用着……所以完全实现无铅化确是任重而道远。
参考文献
[1]张宝义编著《内燃机滑动轴承材料》, 机械工业出版社, 1989年。