涂层性能（共9篇）
涂层性能 篇1
摘要：本文通过射频磁控溅射沉积的方法, 采用Ti N靶材在基体上制备了氮化钛涂层, 并利用扫描电镜、能谱分析仪、划痕仪、超景深显微镜, 对制备的氮化钛涂层的宏观、微观形貌及力学性能进行了检测。研究表明, 基体表面形成界面结合良好, 镀层十分致密, 无孔隙和裂纹等缺陷, 实验最佳溅射功率为97.5W。
关键词：TiN涂层,磁控溅射,微观组织
法拉第在1853年做气体放电实验时, 首次发现有金属沉积在放电管玻璃内壁上的现象[1]。磁控溅射采用在靶面上加跑道磁场来控制电子的运动, 延长其在靶面周围的行程, 以提高等离子体的密度, 是物理气相沉积 (PVD) 的一种。因此, 溅射镀膜的速率得到了极大提升[2]。近年来, 磁控溅射技术发展很快, 具有代表性的方法有平衡磁控溅射、非平衡磁控溅射、反应磁控溅射和脉冲磁控溅射等[3,4,5,6]。Ti N薄膜属于第Ⅳ族过渡金属氮化物, Na Cl面心立方晶体结构类型, 具有高熔点、高硬度、优异的热和化学惰性、导电性、耐腐蚀性和生物相容性[7,8,9,10]。正是由于这些优异的性能, Ti N在建筑、装饰、机械加工、航空航天以及微电子工业等领域, 得到了广泛应用。
1 实验方法
1.1 实验介绍
实验选用靶材为定制的73×3mm氮化钛靶材, 基体采用玻璃载片, 溅射前用酒精及超声波清洗基体。磁控溅射实验流程:开机准备工作—抽取真空—充气—溅射—整理工作。样品的制备条件为:真空度5×10-4Pa, 氩气流量设置为30sccm, 溅射时间设置为20分钟, 压强设置在3Pa, 温度为室温, 电压分别设置在500V、750V、1100V、1300V, 对应的电流分别是0.1A、0.13A、0.16A、0.2A, 并分别将其编号为1号、2号、3号、4号样品。
1.2 实验设备及材料
采用微米力学性能测试系统 (NLS4-4-16-BS1-NA) 进行结合力和硬度测试, 并用超景深三维显微系统 (VHX-1000) 对得到的划痕进行形貌观察、评估。微观形貌分析采用扫描电子显微镜 (SEM) 进行。利用能谱分析仪 (EDS) 对涂层元素、成分进行分析。划痕测试时, 设置划痕总长为2mm, 速度设置为5N/min, 力逐渐增加至20N;当划痕划完或压痕压完后, 再将各个样品分别移至超景深三维显微系统下进行三维测试, 以做进一步分析。
2 实验结果及讨论
2.1 复合涂层的形貌观察
图1为磁控溅射方法制备的各试样的宏观图片。
由图1可以看出, 在不同的功率下, 所制备出的氮化钛涂层逐渐加深。1号样品的电压、电流最小, 所制备出的氮化钛涂层最不明显, 样品仍处于完全透明状态;2号样品的颜色开始出现变化, 呈现出淡黄色, 说明在这个电压下, 可能溅射出氮化钛涂层;3号样品的颜色发生明显变化, 呈现出暗黄色, 说明在这个电压下, 所制备的氮化钛涂层更为明显, 效果也更明显;4号样品的电压最大, 所制备出的氮化钛涂层也最为明显, 玻璃片表面几乎呈现为黑色, 制备出的氮化钛涂层在这些样品中也最明显。
图2为样品的SEM图像。1号试样氮化钛涂层颜色浅, 玻璃基片上没有明显的颗粒沉积现象。2号试样表面可看出试件表面有颗粒的堆积, 说明已经制备出一层很薄的氮化钛涂层。3号试样表面可以看到有较明显的颗粒堆积, 粒子分布基本均匀, 有部分团聚现象。从图上可以明显看到颗粒堆积的形态, 基体表面已形成一层较密的氮化钛涂层。4号试样可看到在玻璃片上有较明显的颗粒堆积现象, 颗粒更为密集, 堆积的形状也更为平整。基体表面可以看出涂层十分致密, 颗粒分布均匀, 无孔隙和裂纹等缺陷。
2.2 试样的EDS分析
图3为4号样品的能谱分析图。从图谱中可见, 4号样品中Ti、N含量均较高。表1为涂层中主要元素的含量。从表1可见, 随着功率增加, 图层中Ti、N含量明显增加。因此可知, 功率对氮化钛涂层的制备存在着较大影响。镀膜的功率越大, 制备出的涂层越明显, 性能也越明显。但功率过大, 也会影响涂层的使用性能, 涂层沉积的速率会增大, 易形成晶体缺陷, 无法制备出较完善的氮化钛涂层;功率过小, 也将无法制备出性能较好的氮化钛涂层。
2.3 氮化钛涂层的性能分析
图4为试样品在微米力学测试系统测得的划痕图, 1号该样品在1.033mm处开始出现崩裂现象, 到最后部分该样品玻璃表面已大面积崩裂。2号样品的划痕和图, 划痕在0.7mm处开始出现崩裂现象, 到最后也出现大面积破裂。但与1号样品相比, 2号样品完全崩裂的区域小一些, 前部分的划痕出现了不太明显的碎屑, 划痕也较明显。由3号样品的划痕图可知, 在0.6mm处划痕开始出现涂层脱落现象, 划痕的边缘也有较明显的碎屑, 且划痕的尾部没有出现较为明显的表面崩裂现象, 只出现一些裂纹。4号样品的划痕图在0.3mm处开始出现涂层的脱落, 且划痕边缘的碎片更为明显, 随着力的增加, 划痕的深度也不断加深, 碎屑的形状也变得更明显。从划痕的放大图上可以明显看到, 划痕直到最后也没有出现崩裂和裂纹。
经过上述分析可以得出, 在相同的温度、时间、压强和氩气流量下, 不同功率对氮化钛涂层制备的影响比较明显。功率越大, 制备的氮化钛涂层性能越好, 但功率也不能过高, 否则制备的氮化钛涂层性能反而会下降。
参考文献
[1]田民波, 刘德令.薄膜手册[M].北京:机械工业出版社, 1991:421.
[2]温培刚, 颜悦, 张官理, 等.磁控溅射沉积工艺条件对薄膜厚度均匀性的影响[J].航空材料学报, 2007, 27 (3) :66-68.
[3]杨文茂, 刘艳文, 徐禄祥, 等.溅射沉积技术的发展及其现状[J].真空科学与技术学报, 2005, 25 (3) :204-205.
[4]Flores M, Muhl S, Andrade E.The relation between the plasma characteristic and thecorrosion properties of Ti N/Ti multilayers deposited by unbalanced magnetron sputtering[J].Thin Solid Films, 2003, 433 (1-2) :217-223.
[5]Berg S, Blom H O, Moradi M.Target com Pound layer for mation during reactives Puttering[J].J Vac Sci Technol, 1999, 17 (4) :1827-1830.
[6]Youn Tae Kim, Chi-Hoon Jun, Dae Yong Kim.Barrier Properties of TIN/Ti Si2 bilayers formed by two-step rapid thermal conversion process for Cu diffusion barrier[J].Thin Solid Films, 1999, 347:214-219.
[7]Niyomsoan S, Grant W, Olson D L, et al.Variation of color in titanium and zirconium nitride decorative thin films[J].Thin Solid Films, 2002, 415:187-194.
[8]宋贵宏, 杜昊, 贺春林.硬质与超硬涂层[M].北京:化学工业出版社, 2007:52-59.
[9]李瑛, 屈力, 王福会, 等.Ti N涂层电化学腐蚀行为I.Ti N涂层的保护性能与失效机制[J].中国腐蚀与防护学报, 2003, 23 (2) :65-69.
[10]张慧桥, 黄晓波, 田伟红, 等.Ti6Al4V表面Ti-Cu-N纳米薄膜溅射沉积及抗菌性能研究[J].表面技术, 2014, 43 (4) :1-5.
涂层性能 篇2
PTFE乳液涂层对针刺毡复合滤料过滤性能的改良
采用PTFE乳液对P84.PTFE混纺针刺毡复合滤料进行涂层整理,并将其与未经整理的`试样进行VDI滤料过滤性能模拟测试,进而阐述PTFE乳液涂层对该复合滤料过滤性能的影响.
作 者：蔡伟龙 罗祥波 郑智宏 郑锦森 洪丽美 作者单位：厦门三维丝环保股份有限公司,福建,厦门,361101 刊 名：电力科技与环保 英文刊名：ELECTRIC POWER ENVIRONMENTAL PROTECTION 年，卷(期)：2010 26(3) 分类号：X701.2 关键词：PTFE涂层 高温复合滤料 过滤性能涂层性能 篇3
在制备涂层的材料熔融、沉积过程中，由于粉末颗粒本身的淬火应力、其对已沉积涂层的冲击应力以及涂层与基体材料在热-机械性能方面差异造成的失配应变和热梯度效应，某些情况下还有后续加工和服役环境的作用，都会使涂层内不可避免地出现或大或小的残余应力。已有研究表明，残余应力的大小和分布严重影响着涂层零件整个体系的主要性能，如基体疲劳寿命、涂层结合强度、耐剥落以及硬度、耐磨、抗热冲击、热循环疲劳等性能，导致涂层开裂、翘起、剥落和分层，因此残余应力对涂层质量、使用性能、涂层构件精度和尺寸稳定性等都有重要影响，甚至导致涂层零件过早失效。
理论认为当残余应力超过涂层弹性极限时，拉伸应力会在垂直方向导致涂层开裂；一定的压应力是有利的，因其能使涂层裂纹闭合，改善疲劳性能，但压应力过大会导致涂层粘附性失效。在实际涂层生产中，残余应力的产生及其影响非常复杂。对于热喷涂涂层，其残余应力与喷涂气体流速、基体温度、涂层/基体体系的温度梯度、涂层材料性能、送粉速率、零件尺寸和几何形状、夹具、冷却、喷枪相对于零件的表面速率、走枪路径、涂层与基体厚度、弹性模量、热膨胀系数、热导率等诸多因素密切相关。
基体预处理、涂层后续加工及其服役工况对残余应力也有很大影响。例如表面粗糙化预处理可以提高界面结合强度，然而粗糙界面复杂形貌容易出现垂直于界面的残余拉应力，导致涂层破裂和剥离。精密磨削时，砂轮磨粒钝化导致小平面磨钝，使磨粒产生垂直于涂层表面的作用力，该力和摩擦力同时对涂层表面产生挤光作用，使涂层表面形成压应力。砂轮黏结剂对残余应力也有影响。
残余应力还与涂层零件的结构和喷涂区域有关。圆周喷涂的轴类零件或环形件，涂层结合强度足够大时，涂层破坏以开裂形式为主，其裂纹走向为圆周方向，也有轴向裂纹扩展的现象。小型零件内孔表面喷涂涂层，在喷涂、加工或试车考核等阶段都会出现整体涂层剥落的严重质量问题。对于薄壁件，涂层应力导致零件变形，对涂层零件尺寸精度造成影响，严重时会使零件超差报废。
机械式应力检测技术
（1）曲率检测技术
曲率检测技术的优点是试验设备简单，可以直接测定涂层残余应力，其原理是在基体上生成涂层时产生的残余应力导致曲率变化，通过曲率变化可以计算残余应力大小，一般采用Stoney方程计算残余应力。Stoney方程的优点在于只使用基体弹性模量，不使用涂层弹性模量，从而解决了涂层弹性模量受各种喷涂参数的影响而比较难以准确测量的问题。Gill和Clyne对曲率法做了较大改进，其一是将摄像进行曲率远程监测的方法用于真空等离子喷涂涂层的过程控制；其二是开发出数值计算程序，可以对不同曲率形状产生的残余应力进行计算，并区分喷涂粉末颗粒淬火应力和热膨胀系数差异导致的失配应力。
曲率检测技术可以分作接触和非接触两种方法。接触方法主要有应变仪和轮廓测定法，非接触方法主要有光学、激光扫描、栅格和双晶衍射拓扑法。应变仪法就是用电阻应变片测量喷涂前后试样的曲率变化，通过曲率变化计算涂层残余应力分布及大小。将试样制备成窄条状，以避免产生多轴向曲率和力学不稳定性。但是如果涂层相对基体过薄就不能反映出正应力的变化梯度，因此该方法主要适用于比较薄基体表面涂层的情况。
曲率法测试的结果是平均应力，精度比较低（±30MPa），只能粗略测量厚度方向的平均残余应力，并且对试样形状和尺寸限制很严。如果可以对基体表面涂层进行逐层剥离测量，则可以测定整个涂层厚度范围内的残余应力详细数据，但是对于多层或者较厚的涂层则非常困难。另外单纯使用传统曲率检测技术时，难于测量小曲率试样，需要对测量技术和计算方法进行改进。
（2）钻孔检测技术
又称盲孔法和套孔法，是目前应用广泛的涂层面内残余应力测量方法。钻孔检测的原理是将特制箔式应变花粘贴在涂层表面上，在应变花中心钻一直径和深度接近的小孔，产生局部应力释放，释放的应变可由连接各个应变片的应变仪测读出来。通过修正的Kirsch弹性力学公式则可得到在孔深范围内的平均主应力和主应力方向角，反映厚度大于0.3mm涂层的各向异性。该技术测量手段简单，成本低，测量精度高，已成为一种标准测试方法并在工程实际中广泛采用。美国ASTM E 837《钻孔应变仪测量残余应力》标准规定了残余应力测试方法、要求及其相应的钻孔程序。
钻孔检测技术的缺点是被测涂层表面遭到钻孔破坏，且钻孔常引起材料损伤和屈服，改变局部应力状态，另外涂层去除均匀困难，以至于影响残余应力的测量效果。
（3）逐层剥离检测技术
该方法是先在方形试片上喷涂涂层，然后对在涂层抛光剥离前、数次剥离过程和剥离后的试样进行应变测量得到涂层的残余应力。美国金属学会（ASM）所属的热喷涂学会负责编制了《逐层剥离修正法评价热喷涂涂层残余应力》作为喷涂行业使用的涂层机械性能测试标准。该文件给出了试样制备、需要的设备、使用应变规的程序、逐层磨除涂层的程序以及为了计算残余应力而进行数据处理的方法。
光学式应力检测技术
（1）X射线衍射检测技术
X射线衍射法“sin2ψ”是测定涂层残余应力最可靠和最实用的一种检测方法。自1971年美国汽车工程师学会颁布X射线衍射残余应力测定的行业标准SAE J784a-1971“Residential Stress Measurement by X-Ray Diffraction”和1973年日本材料学会颁布国家标准JSMS-SD-10-1973“Standard Method for X-ray Stress Measurement”以来，作为一种无损检测技术，测定残余应力的X射线衍射检测技术得到了越来越广泛的应用，技术手段也日渐成熟。为反映最新的技术进步和成熟的测定方法，欧盟标准委员会（CEN）于2008年7月批准使用新的X射线衍射残余应力测定标准EN 15305-2008“Non-destructive Testing： Test Method for Residual Stress Analysis by X-ray Diffraction”， 该标准于2009年2月底在所有欧盟成员国正式实施。与之相呼应，美国试验材料学会（ASTM）也2010年7月发布了最新X射线衍射残余应力测定标准ASTM E915-2010“Standard Test Method for Verifying the Alignment of X-Ray Diffraction Instrumentation for Residual Stress Measurement”。EN 15305-2008欧盟标准对涂层材料和薄层等被测材料的特性进行了详细说明。
nlc202309040345
我国在1987年发布和实施《X射线应力测定方法》（GB/T 7704-1987）标准，2009年则实施《无损检测 X射线应力测定方法》（GB/T 7704-2008）新标准，但该标准没有针对涂层特殊结构材料测定残余应力的相关规定，而在国外，X射线衍射技术在上世纪80年代初就被用于喷涂涂层残余应力的检测。
X射线衍射测量应力的基本原理是由于残余应力的存在引起晶格畸变，使得晶格常数发生变化，根据Bragg衍射公式确定涂层材料的晶面间距后，再通过材料的弹性特征参数按下列方程式求得残余应力：
式中，E为涂层材料的杨氏模量，ε是涂层应变，ν为泊松比，d0和d分别为理想态和应力状态的晶面间距。
X射线衍射检测技术对涂层表面应力敏感，是一种无损的测试方法，对试样尺寸和形状要求不严格，且可以直接对零件测量，加上测量手段简单，准确度较高，因此在热喷涂涂层研制和生产中得到了广泛的应用。其独到之处是能够同时测量涂层中不同相的残余应力，如WC-Co涂层表面应力表现为压应力，且涂层中各相的残余应力水平及状态不同，WC和W2C相为压应力，且W2C相残余压应力水平大于WC相；而CO6W6C相则表现为拉应力。使用掠入射XRD方法还可以测量薄涂层或者厚涂层表面浅层的应力，即其检测深度可以为1μm的薄层。
XRD方法一般适用于具有良好晶体结构的材料，当晶粒尺寸很小时会导致衍射峰值变宽，影响测试结果精度。EN 15305-2008欧盟标准对涂层材料和薄层特性的说明认为，在测试薄层时可能会遇到衍射强度低和/或晶粒数量不足、由多层材料导致的额外衍射、与基体材料的衍射峰重叠、陡的应力梯度以及强烈的结构等问题，同时涂层材料的X射线弹性常数值可能会与大块材料不同。另外由于X射线的穿透能力较低，测量深度一般约为10～50微米，因此仅能测试样品表面较薄一层的残余应力，涂层增厚会造成测试结果误差。
（2）中子衍射检测技术
该技术是以中子流为入射束，照射涂层表面产生衍射峰。其原理与X射线衍射基本相同，即根据衍射峰位置的变化，利用布拉格方程式计算晶格应变量并算出残余应力值。与X衍射相比，中子衍射检测技术由于中子穿透的深度较大，可测量涂层深处的残余应力，在一定程度上弥补了X射线衍射穿透能力的不足。然而由于中子射线散射强度较低，收集信息速率慢，另外可利用的中子源较少，这些不利因素成为中子衍射检测技术在涂层残余应力研究中应用的障碍。
（3）散斑干涉检测技术
散斑干涉记录随机分布的散斑场，定量分析散斑场的变化。要求被测量的物体表面是漫反射表面。相干光照射到漫反射表面后的反射光干涉形成散斑，记录散斑场就可得出位移的变化值。Habib利用错位散斑干涉检测技术测量了温度变化造成金属与涂层之间变形的差异。
（4）光激发荧光谱（PLPS）技术
光激发荧光谱技术是利用Al2O3内痕量Cr3+在光激发态的d3电子衰减发出荧光，这种谱线称为光激发荧光谱。不同的Al2O3相结构，其Cr3+离子占据的空间位置不同，相应的荧光谱线也不同，d3电子衰减发出的荧光产生双峰型特征荧光谱R1和R2，在无应力状态下其频率位置分别为14402和14432cm-1。热生长α-Al2O3膜中存在应力会造成谱线频率位置的偏移，根据这些偏移值可以计算膜内应力。该技术的优势在于其分辨率高，缺点是只能测量含有Cr3+涂层或区域的残余应力。
（5）显微喇曼光谱技术
采用几微米的激光束作为激发源，可以测量残余应力的微观分布。其物理原理是，单色光束照射固体时，光子与物质分子相互碰撞引起光的散射。喇曼散射线与入射线波长稍有不同，波长短于入射线者称为反斯托克斯线，反之为斯托克斯线，其中发生非弹性碰撞而散射的光束经分光后形成了喇曼光谱，这是含有物质特征信息的光谱。如果物体存在应力，喇曼光谱中某些对应力敏感的谱带会产生移动。当物质受压应力作用时，谱带会向高频方向移动，受拉应力作用时谱带向低频方向移动，且频率改变与所受的应力呈正比关系。
试验中通常以激光光束为激励光源，采用显微光学系统对喇曼光谱进行观察，因此又称为显微激光喇曼光谱检测技术。该检测方法的空间分辨率可达到几个微米，检测范围仅是被测对象表面及其以下约50纳米的范围，检测精度非常高，适用于较薄的涂层。但是激光会导致涂层表面温度升高，因此要求被测涂层具有一定的耐热性能。
模拟计算技术
随着计算机计算能力的不断增强，数字模型，包括有限元模型，成为一种日益强大、有效且成本较低的模拟喷涂过程中涂层温度和应变衍生过程的计算工具。有限单元法的基本思想是将连续的结构体离散为有限个单元，并在每一个单元中设定有限个节点，将连续体看作是在节点处相连接的单元集合体；将场函数的节点值作为基本未知量，并在每一单元中假设近似插值来表示单元中场函数的分布规律；利用力学变分原理来建立求解方程，以将一个连续域中的无限自由度问题化为离散域中的有限自由度问题来分析。ABACUS是HKS公司开发的一套功能强大的有限元工程模拟软件，被认为是功能最强的非线性CAE软件，它拥有丰富的单元库和与之相应的材料模型库，可以解决从相对简单的线性分析到极富挑战性的非线性模拟等多种问题，基本可以模拟计算任意实际形状、多种材料复杂结构的力学、热学和声学等方面的问题。在国外已广泛应用于航空航天、汽车、军事、土木工程、材料加工等各个行业。另一种使用广泛的有限元计算软件为ANSYS模拟软件。
有文献描述了喷涂态涂层内残余应力的几种模型。在有限元模拟多层涂层系统时，需要有正确的材料数据、多层及其界面的几何界面模型、足够的网格单元以及不同试验条件下的边界假设。对于热障涂层，将热生长氧化物、陶瓷面层及基体层视为弹性和黏性材料，黏结层则为弹性和黏性-塑性材料。其材料物理数据包括面层、热生长氧化物、粘结层和基体的热膨胀系数、杨氏模量和柏松比及其蠕变变形参数，另外还要具备不同温度下的黏结层应变-应力数据。在上述工作基础上，给出热载荷及边界条件，进行网格及其构成元素设计。
有限元法还可以对喷涂粉末颗粒沉积过程进行模拟计算，揭示表面粗糙度、温度等关键因素对涂层残余应力影响的热-机械变化过程。已有的有限元模型计算结果表明，在涂层厚度方向内存在应力梯度，即从涂层表面向内残余应力逐渐演变为面内压应力。基体温度对应力影响明显，喷涂过程中基体温度升高，面层内残余应力会从拉应力向压应力转变。另外，残余应力与涂层热历史密切相关，在涂层体系热循环过程中，由于陶瓷层显微裂纹萌生和合金黏结层蠕变作用，残余应力高温松弛，则在涂层体系冷却到室温过程中，因为基体与陶瓷层热膨胀系数差异而导致面内二维压应力增加。
作者简介
袁福河，研究员级高级工程师，中航工业一级专家，现在中航工业黎明从事航空发动机涂层喷涂和物理气相沉积涂层技术的工程应用工作；
王少刚，研究员级高级工程师，现为中航工业黎明副总经理，总工程师，主持和管理航空发动机制造技术工程应用方面的工作；
王璐，研究员级高级工程师，中航工业特级专家，现在中航工业黎明主持和从事航空发动机涂层喷涂和物理气相沉积涂层技术的工程应用工作；
张春刚，研究员级高级工程师，中航工业黎明技术中心表面所所长，主持和管理航空发动机涂层表面工程技术工程应用方面的工作。
涂层刀具的切削性能及发展趋势 篇4
制造业的发展离不开切削刀具, 现代切削刀具已经成为提升制造业技术水平的关键因素之一, 切削加工的要求日趋提高, 如高速、高精度、高效、智能和环保等成为现代切削加工主要追求的目标。而被加工材料的能级不断提高, 如高强和超高强度材料、高韧性、难切削等材料层出不穷。新形势下对切削加工还提出了特殊要求, 如加工硬度50HRC以上的硬加工、微润滑和无润滑的干切削不断涌现, 使切削加工中的个性化特点日见显现。面对这些变化, 若要求在刀具的设计和制造工艺或刀具材料的整体性能上来适应这些要求, 技术上的难度是很大的, 尤其对刀具材料而言, 不仅在资源利用上极不经济, 而且要求材料满足日趋复杂的综合切削性能, 通常难以做到。
采用而涂层刀具是解决上述问题的最佳方案之一, 涂层刀具对改善的刀具性能起着非常重要的作用。经涂层的刀具大大提高了加工效率、加工精度、延长了刀具寿命、降低了加工成本, 由此可以说, 现代制造业的发展推动了刀具业的发展。笔者曾多次参观苏州国际机床及工模具展览会, 收集了许多相关资料, 并听取了各大工具公司对新产品的介绍和技术分析, 从而了解到涂层刀具技术的发展和进步。
1 涂层刀具的性能
刀具涂层技术主要有2大类:化学气相沉积 (CVD) 涂层技术, 物理气相沉积 (PVD) 涂层技术。涂层刀具是在一些韧性较好的硬质合金或高速钢刀具基体上, 涂覆一层耐磨性高的难熔化金属化合物而获得。常用的涂层材料有氮化钛涂层 (Ti N) 、氮碳化钛涂层 (Ti CN) 、氮铝钛或氮钛铝涂层 (Ti Al N/AlTi N) 、氮化铬涂层 (Cr N) 、金刚石涂层 (Diamond) 等。CVD涂层工艺温度约1000℃, 主要用于硬质合金刀具 (的表面涂层;PVD涂层工艺温度为500℃和500℃以下, 主要用于高速钢刀具的表面涂层。
1.1 涂层刀具的性能
金属切削刀具中涂层通过延缓各种磨损过程 (前刀面磨损、月牙洼磨损、缺口磨损、粘结磨损等) , 超硬涂层延长了硬质合金刀具的使用寿命, 提高了被加工零件的表面精度, 通过高速、高进给加工显著提高了切削生产率。
1.1.1 延长刀具使用寿命
在相同的切削条件下, 涂层刀具的使用寿命比未涂层刀具提高3~5倍。在相同的切削条件下, 相同刀具寿命时, 涂层刀具的切削速度比未涂层刀具提高20%~30%。
例如:涂Ti CN高速钢钻头在高强度钢上钻孔, 与未涂层钻头相比, 涂层钻头的使用寿命提高7~9倍。在其他高速钢刀具上涂覆Ti CN, 亦有显著效果。
1.1.2 减少刀具的切削抗力
在相同的切削条件下, 涂层刀具的切削力小于未涂层者。如:涂覆Ti C硬质合金刀具车削钢材与未涂层刀具对比, 主切削力Fc可减小3%~4%, 涂覆Ti N或Ti CN涂层刀具的Fc约可减小6%, 进给力Ff与切深力Fp的减小尤为显著。
1.1.3 加工范围广, 表面质量高
许多涂层刀具在加工中具有自润滑性和刀具前刀面的抗粘结性。如Ti CN涂层刀具在加工中具有表面自润滑性, 高速切削时表面质量较好。而Cr N涂层刀具具有良好的抗粘结性, 不易产生积屑瘤加工性能大大改善。金刚石涂层刀具, 则可加工非铁金属材料, 如石墨、金属基复合材料、高硅铝合金及其它高磨蚀材料等, 均能获得较好表面质量。
2 涂层刀具的优势
涂层刀具的优势主要表现在具有良好的综合切削性能。如果将未涂层高速钢刀具与涂层高速钢刀具进行切削加工性对比, 可以发现未涂层高速钢的硬度仅为62~68HRC, 硬质合金的硬度仅为89~93.5HRA, 而涂层后的表面硬度可达2000~3000HV以上。
2.1 高耐磨性和红硬性
由于表面涂层材料具有很高的硬度和耐磨性, 且耐高温。故与未涂层的刀具相比, 涂层刀具适合于较高的切削速度, 从而提高了加工效率, 或能在相同的切削速度下, 提高刀具寿命。
2.2 摩擦系数低
由于涂层材料与被加工材料之间的摩擦系数较小, 故涂层刀具的切削力小于未涂层刀具, 加工的表面质量较高。
2.3 涂层刀具具有良好的通用性
涂层刀具具有良好的综合切削性能, 故具有较好的通用性, 一种涂层刀具具有较宽的使用范围。
2.4 涂层刀具具有环保性
从环境保护的角度来看, 迫切需要干加工技术的快速发展。N涂层刀具由于具有良好的红硬性、抗氧化性及比刀具基体和工件材料低得多的热传导系数, 成为干切削加工中最好的涂层刀具。
3 目前涂层刀具主要存在的问题
尽管近年来我国刀具涂层技术有了多元性发展, 但与工业发达国家相比尚有很大差距, 涂层技术还不够成熟, 高端设备几乎完全依赖由国外引进, 缺乏自主创新, 因此在涂层工艺上很难有突破。目前涂层刀具存在的问题主要有以下几个方面:
3.1 涂层容易剥落
刀具寿命与膜厚有一定的关系, 随膜厚增加刀具寿命也会增加, 但膜层太厚时易引起剥离。加上目前我国涂层工艺尚不成熟, 以现有涂层工艺进行涂层后, 因基体材料涂层材料性质差别较大, 涂层残留内应力大, 涂层基体之间界面结合强度低, 涂层易剥落。
3.2 涂层质量不稳定
目前Ti Al N涂层在成分、薄膜结构、致密性、结合强度以及均匀性等方面尚不成熟, 由于涂层的不均匀性, 影响了刀具整体的寿命和综合切削加工性能。
3.2 涂层刀具的不可重磨性
涂层刀具在切削加工中, 当涂层被磨穿时, 刀具的损坏会急剧下降。由于涂层刀具的不可重磨性, 无法保证连续切削中加工精度要求。
3.2 涂层刀具价格昂贵
由于我国涂层设备多数依赖进口, 涂层设备复杂、昂贵、工艺要求高、涂层时间长、刀具成本上升。
4 涂层刀具的发展趋势
涂层刀具的发展主要体现在涂层材料的发展, 涂层材料须具有硬度高、耐磨性好、化学性能稳定、不与工件材料发生化学反应、耐热耐氧化、摩擦因数低, 以及与基体附着牢固等要求。显然, 单一的涂层材料很难满足上述各项要求。所以硬质涂层材料已由最初单一涂层Ti C、Al2O3、Ti N, 进入到开发厚膜、复合和多元涂层的新阶段。
新开发的Ti CN、Ti Al N、Ti Al N多元、超薄、超多层涂层与Ti C-Al2O3-Ti N等涂层的复合, 在复合涂层中, 各单一成分涂层的厚度将越来越薄, 并逐步趋于纳米化。加上新型的抗塑性变形基体, 在改善涂层的韧性、涂层与基体的结合强度、提高涂层耐磨性方面有了重大进展。目前, 又突破了在硬质合金基体上涂覆金刚石薄膜技术, 全面提高了刀具的性能。
近年来, 高硬度涂层开始出现。如立方氮化硼 (CBN) 涂层、氮化碳 (CNX) 、多晶氮化物超点阵涂层等, CBN涂层硬度达5200kgf/mm2, 仅次于金刚石, 可有效切削淬火钢其它难加工合金。
结束语
近10年来, 涂层技术在切削刀具上的应用得到了快速普及, 涂层刀具已成为切削加工不可缺少的主流刀具。涂层刀具较好解决了刀具强度和韧性之间的矛盾, 通过优化涂层的晶格结构、添加合金元素及多层涂层组合来提高涂层的强韧性, 以适应不同的切削条件, 大大提高了刀具的耐用度和切削速度。为适应涂层工艺的发展, 涂层的工艺装备也正向着集成化、模块化和智能化方向发展, 并使涂层技术日趋个性化。随着汽车、航空航天、电子、军工等部门对特殊材料需求的增加, 涂层刀具的应用也更显其优越性。目前涂层刀具攻坚难题是对具有纳米多层结构和纳米复合涂层新型刀具涂层材料以及具有特殊性能的刀具软涂层的研究、开发和应用。
参考文献
[1]王启仲.金属切削原理与刀具[M].北京:机械工业出版社, 2008 (04) .
涂层性能 篇5
陶瓷涂层由于具有良好的热绝缘、抗氧化及耐腐蚀等优异性能, 在机械工程、化工、生物医疗、电子、航天航海等众多领域都有广泛应用。如航空发动机的叶片由于工作温度高达1000℃以上, 金属基底上往往要沉积或涂覆上一层几百微米厚的耐高温的陶瓷涂层以保护内部部件, 而涂层与基底之间的界面粘结性能则关系到相关结构和部件的可靠性与服役寿命。
一旦涂层与基底之间界面开裂, 涂层剥落, 暴露在高温下的金属基底将很快失效。因此研究涂层与基底之间的界面粘结性能、提高二者之间的界面结合强度一直是工业应用的迫切需求。而纳米结构涂层作为一种新型的结构材料, 由于微结构 (晶粒) 从传统的微米尺度减小到百纳米甚至几十纳米, 比界面积急剧增大, 展现出很多不同于传统涂层及块体材料的力学性能, 如模量增加、导热性降低等, 那么它与基底间的界面结合强度怎样呢?对这一问题的理解不仅对指导实际应用, 而且对发展微纳尺度力学都具有重要意义。
涂层性能 篇6
1 两种工艺方案对比
图1为公司双H壳体F96194工件, 材料HT200, 硬度170～241 HBS, 加工面为“回”字形毛坯面, 要求加工表面平面度误差小于0.05 mm。
1.1 方案一
设备:数控铣床DXK45;夹具:SX46-04001;刀具:锥柄立铣刀Φ63 mm, 齿数5, 刀片材质YW2;切削用量:主轴转速700 r/min, 进给量300 mm/min。
加工状况:粗、精铣两刀, 转圈铣。加工后工件的表面平面度均小于0.05 mm。
工艺分析:硬质合金刀片YW2的使用强度较高, 硬度也较大, 能承受较大的冲击负荷, 但耐磨性和允许的切削速度不是很大, 现场发现加工零件少, 刀片磨损严重, 耐用度下降很快。若将进给量降低, 减少每齿进刀量, 提高刀片使用寿命, 则工件加工时间会成反比关系延长。例如, 进给量降低50%, 切削时间将会增加1倍。
1.2 方案二
设备:立式加工中心VB715;夹具:SX46-04001;刀具:锥柄立铣刀Φ50 mm, 齿数4, 刀片材质GM43 (TiN涂层) ;切削用量:主轴转速1 200 r/min, 进给量500 mm/min。
加工状况:转圈铣1刀。加工后工件的表面平面度均小于0.03 mm。
工艺分析:本方案切削速度为188 m/min, 虽然较高的切削速度会提高切削温度, 增加切削热, 但由于硬质合金涂层具有较低的摩擦因数, 可降低切削时的切削力及切削温度, 所以尽管切削速度处于积屑瘤发生区, 但高温可以使切屑与前刀面的接触部位处于液态, 减小了摩擦力, 所以进给量较方案一有了明显增加。另外, 刀片涂层后具有较高的抗氧化性能和抗粘结性能, 表面硬度可达80 HRC以上, 因而有较高的耐磨性和抗磨损能力。现场发现, 涂层刀片加工的零件数是一般硬质合金刀片的4～5倍, 且生产效率是原来的2.5倍。有关涂层刀片和一般硬质合金刀片的切削性能对比如图2和图3。
2 涂层刀片的切削用量选择比较
选择合理的切削深度、进给量和切削速度, 对于保证加工质量、降低加工成本和提高生产效率都具有重要的意义。合理的切削用量选择必须考虑刀具的使用寿命, 若简单地认为涂层刀片耐用度高而刻意追求较高的切削参数, 虽然工件加工时间可以缩短, 但刀片的耐用度下降, 换装刀片的次数显著增加, 反而达不到高效率、低成本的要求;相反, 若为了提高刀片的使用寿命而采用较低的切削用量, 就相应地增加了工件的加工时间, 不但生产效率较低, 而且对涂层刀片的使用也是一种浪费。
以VB715为例, 加工零件F96194。使用刀具:锥柄立铣刀Φ50 mm, 齿数4, 刀片材质GM43 (TiN涂层) 。切削用量的选择对比如表1。
由表1看出, 在铣削过程中每齿进刀量相同的情况下, 提高切削时的线速度, 可以缩短加工时间, 但随着Vc增加到一定数值时, 刀片寿命明显缩短, 此时已超出了刀片的切削负荷极限, 对比其他几种切削用量的选择, 最后一种线速度的选择虽然极大的提高了切削效率, 但显然是不经济的。当选择Vc=140～180m/min时, 既可以降低工件的加工时间, 又有效地提高了刀片的耐用度, 这一切削参数值得在生产实践中采用。
3 涂层刀片的高效性和耐用度分析
3.1 切削速度对涂层刀片的影响
一般不同的涂层刀片都有一个切削速度的推荐范围, 在这个范围内, 提高切削速度可以提高生产率和降低成本, 但过分提高切削速度会使刀片使用寿命大大下降, 为了保持刀具使用寿命, 不得不减小切削深度和进给量, 结果反而使生产效率降低, 加工成本增高。实际上太过保守地选择切削速度, 反而也会使刀片的耐用度降低。刀片的寿命与其切削速度并非线性关系, 每种刀片都有其最佳速度点, 即在这一速度下的切削, 刀片寿命最长, 大于或小于这一速度, 寿命都将缩短。切削速度对刀片使用寿命的影响如图4。
试验证明, 当切削速度在某一范围时, 切削速度对工件表面粗糙度也有一定的影响。图5为涂层刀片加工工件表面的粗糙度Ra与切削速度之间的关系。从图5看出, 在低速范围内随着切削速度的增加工件表面粗糙度下较明显, 之后随着Vc的增加Ra也增加, 而高速切削 (>100～150 m/min) 时切削速度对表面粗糙度Ra的影响比较小。
因此, 高速切削对涂层刀片的耐用度影响很大, 但对工件表面粗糙度的影响较小。
3.2 进给量和切削深度对涂层刀片的影响
进给量和切削深度的增加不仅可以缩短切削时间、提高生产效率, 而且增加了切削层面积和散热体积, 从而改善了切削区的散热条件。试验证明, 当进给量和切削深度的取值范围不同时, 刀片的磨损也不同。以方案二为例, 每转进刀量与刀片磨损量的关系如图6。
从图6可以看:当每转进刀量fr<0.4 mm/r时刀片磨损量较大;当每转进刀量fr>0.4 mm/r时, 随着进给量的增加刀片磨损量减少。因此, 粗加工时为了提高生产效率及保证一定的刀片耐用度, 可取较大的进给量。但另一方面, 进给量增加也会使工件表面粗糙度增大, 所以必要时还需精加工, 此时应取较小的进给量。
另外从图7看出:当切削深度较小即ap<2 mm时, 刀片磨损量较大;而当ap>2 mm时, 刀片的磨损量几乎不随切削深度的增加而变化。但并非可以无限制地增大切削深度, 因为在切削时, 切削深度对切削力影响很大, 当切削力较大时, 刀具走过后工件会产生回弹, 造成工件变形而影响加工质量。因此, 在实际生产中要根据不同的加工要求合理选择切削深度。
综上所述, 切削速度对刀片使用寿命的影响最大, 进给量和切削深度对刀片的影响较小, 随着进给量和切削深度的增加刀片耐用度将有所增加。
4 影响涂层刀片使用寿命的其他因素
涂层性能 篇7
1.1 混凝土原材料
水泥:采用徐州淮海中联水泥有限公司生产的P·O42.5R普通硅酸盐水泥;水:自来水;细骨料:中砂, Ⅱ区级配;粗骨料:粒径5~20mm的碎石。
本实验采用0.4、0.5、0.6三种水灰质量比。所有配合比采用同一减水剂参量。减水剂采用聚羧酸高效减水剂, 混凝土配合比见表1所示。
1.2 涂层材料
所选择的涂料底漆采用:PLH06-1环氧富锌底漆 (双组分) ;中间漆采用:PLH53-3环氧云铁中间漆 (双组分) ;面漆选用三种涂层:PLH-40环氧面漆 (双组分) 、PLS52-3脂肪族聚氨酯面漆 (双组分) 、PLJ52-81氯化橡胶面漆。
2 试块制作及设备
2.1 实验设备
(1) 碳化试验采用CCB-70B型碳化试验箱。 (2) 紫外老化实验箱。试验箱的各项技术指标如下:紫外灯:采用雪莱特石英紫外线消毒灯。功率:40W;温度范围:20℃~25℃;湿度范围:50%~55%。 (3) 外辐照计。
2.2 试块制作及养护
本试验分两批制作:一批为自然暴露实验, 一批为紫外老化试验。试件全部采用100mm×100mm×300mm的棱柱体试件。试件浇筑后在常温条件下养护至24h后拆模, 再放入温度为 (20±2) ℃下的水中养护至28d龄期后取出备用。
2.3 涂层混凝土的制作
将养护完成的混凝土试块置入60℃的烘箱内烘干48h, 取出用粗砂纸对其表面进行打磨处理, 再涂刷涂料。涂刷时, 先计算需涂刷试件的面积, 然后利用微型电子秤精确称取所需涂料量, 涂刷过程中以“少量蘸取, 多次涂刷”为原则进行。当涂料涂装完毕后, 将试件放置于室内环境下至少7天后再进行试验。涂料涂抹单位用量及成膜后的计算干膜厚度如表2所示。
3 实验方案
3.1 涂层敷设方式
注:编号中字母代表对应涂层体系面漆, 数字代表涂层体系敷设层数。
3.2 涂层老化混凝土抗碳化能力
实验方案:本实验考虑UVC波段的紫外线对涂层老化的影响。将试验用涂层混凝土试件在紫外光照下老化7d、14d、21d、28d, 记录试件表面涂层的老化状态。当到达老化时间后, 取出相应试件, 放入碳化箱碳化28d后取出, 测量试块碳化深度。
试验方案和试件编号:
1ZH4-2;2ZH4-3;3ZH4-4;4ZL4-2;5ZL4-3
6ZL4-4;7ZJ4-2;8ZJ4-3;9ZJ4-4;10ZH5-2
11ZH5-3;12ZH5-4;13ZL5-2;14ZL5-3;15ZL5-4;16ZJ5-2;17ZJ5-3;18ZJ5-4;19ZH6-2;20ZH6-3
21ZH6-4;22ZL6-2;23ZL6-3;24ZL6-4;25ZJ6-2
26ZJ6-3;27ZJ6-4;28K
注:编号中, K表示空白试块, Z表示紫外老化, 4、5、6代表水灰比:0.4、0.5、0.6, 每一个编号都有4批试块, 共计112块试块。
试验步骤:
(1) 按2.3节的要求和试验方案的要求制作好涂层混凝土试件; (2) 进行不同时间的老化实验, 并记录不同老化要求下涂层的外观变化; (3) 将老化到相应时间 (如7d) 的涂层混凝土试件取出, 编号后放入碳化试验箱, 按照碳化试验方法中的要求进行28d的碳化试验; (4) 到达碳化龄期时, 取出涂层混凝土试件在压力机上破型后, 利用1%的酚酞试剂进行碳化深度的测量。
注:0.4水灰比试块没有碳化深度, 未列出。
4 实验结果与分析
4.1 结果分析
从图表中可以看出, 减小水灰比后, 所有混凝土试件的碳化深度均减小。碳化28天后, 0.5水灰比的混凝土涂覆环氧树脂、氯化橡胶和聚氨酯涂层时, 碳化深度分别减小了23.8%、27.97%、45.71%;0.6水灰比的混凝土涂覆环氧树脂、聚氨酯和氯化橡胶涂层时, 碳化深度分别减小了55.17%、49.35%、71.44%。可以发现, 涂覆相同厚度和材料的涂层, 水灰比越小的涂层混凝土碳化深度的减幅越小。这表明敷设有机成膜涂层的混凝土的抗碳化能力不仅与涂层有关, 还与混凝土本身的抗碳化能力有关。减小水灰比后敷设同样涂层的混凝土碳化深度的减幅度缩小, 是由于混凝土水灰比减小后, 混凝土的孔隙率减小, 混凝土更为密实, 导致涂层与混凝土的CO2扩散性能差异性减小。
4.2 试验存在的问题
(1) 水灰比为0.5时, 涂层防护效果氯化橡胶>环氧树脂;而水灰比为0.6时, 涂层防护效果环氧树脂>氯化橡胶。两种水灰比情况下涂层防护效果并不一致, 与前人研究结果有出入。
(2) 水灰比为0.6、面层为聚氨酯的混凝土的14d碳化深度为3.19mm, 而28d碳化深度为2.21mm, 存在明显的错误, 在检查了测量数据后未发现原因。考虑是否是因为紫外老化装置原因。
4.3 检测紫外老化装置
从上表中可以看出, 辐照面上辐照强度分布不均匀, 两边与中心的差距达到3-5倍, 这是导致试件14d碳化深度大于28d的重要原因。
摘要：主要探究了环氧树脂、聚氨酯、氯化橡胶三类混凝土有机成膜型防腐涂料与不同的水灰比对于紫外线作用后的混凝土抗碳化性能, 并对实验中出现的不合理数据进行了原因分析。
关键词：有机涂层,水灰比,紫外线,混凝土,抗碳化性能
参考文献
[1]李果.锈蚀混凝土结构的耐久性修复与保护[M].北京:中国铁道出版社, 2011:6-7.
[2]党俐, 陆文雄, 梁晶晶, 新型混凝土防护涂层的合成及其性能研究[J].混凝土, 2006, (14) :91-93.
[3]万里鹰, 张博, 赵晴, 等.聚氨酯涂料人工加速老化行为的研究[J].南昌航空工业学院学报, 2007, 21 (1) :52-56.
涂层性能 篇8
金属(钢铁)材质的设备在高温环境下工作,表面暴露在空气中,容易氧化生成FeO,Fe2O3,Fe3O4等氧化物。这些氧化物硬而脆,结构疏松,受外力会断裂、脱落,氧分子可以透过金属氧化物与内部未氧化的基体继续反应,使设备不能正常工作且寿命明显缩短。火电厂中由此造成的锅炉设备(水冷壁管道、省煤器管道、过热器管道和再热器管道)漏泄事故,占总事故的60%以上[1];一些用于冶炼的金属反应釜的内外壁也受到严重氧化。热喷涂层可以很好地解决这些问题,目前对抗高温氧化涂层的研究大多是性能和机理分析,而对涂层与基体结合方面的研究较少。
本工作采用高Ni-Cr丝材,即国产45CT[2,3,4,5],在Q235钢表面电弧喷涂45CT涂层,研究了其抗高温氧化性能及机理,并与传统Ni-Cr涂层进行比较;重点研究了涂层与基体之间的结合情况,同时对过渡层的性能也进行了研究。
1 试 验
1.1 基材前处理
基材选用Q235钢,尺寸为70.0 mm×30.0 mm×1.4 mm,成分(质量分数,下同):0.180%C,2.600%Si,2.700%Mn,0.035%S,0.035%P,余量Fe。采用碱液(30 g/L NaOH,40 g/L Na2CO3,40 g/L Na3PO4)对其除油,然后用22号刚玉砂对其表面进行喷砂,喷砂角度90°,以增加基体与涂层的接触面积及结合力。
1.2 涂层的制备
电弧喷涂丝材选用ϕ2 mm的45CT和传统Ni-Cr合金。45CT成分:45%Cr,4%Ti,余量Ni。传统Ni-Cr合金成分:30%Cr,余量Ni。电弧喷涂工艺参数:电流180 A,电压35 V,空气压力4 MPa,喷涂距离190 mm,喷涂角度90°。
1.3 测试分析
将涂层剥离放入CVD(G)~07/30/1型电阻炉中加热至900 ℃进行高温氧化试验,恒温下使剥离涂层双面氧化,总时间为60 h,每间隔10 h测量剥离涂层的质量,计算其增重量,并绘制氧化动力学曲线。为方便涂层剥离,在未经喷砂处理的基体上喷涂45CT涂层和Ni-Cr涂层。在相同条件下,对经喷砂处理并电弧喷涂的2种涂层试样以及Q235钢基体进行高温氧化试验,观察涂层和基体的结合情况。
用扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、金相显微镜等对涂层的形貌、结构和成分进行分析,并观察涂层与基体之间的结合情况。
2 高温氧化试验
2.1 高温氧化动力学性能
图1为2种涂层在900 ℃下的氧化动力学曲线:曲线符合抛物线方程,随着氧化时间的延长,氧化增重量增加;初期氧化增重较快,随后减慢,趋于平缓,氧化速度降低,这表明涂层具有良好的抗高温氧化性能;45CT涂层增重比Ni-Cr涂层少,说明其抗高温氧化性能优于Ni-Cr涂层。氧化试验后,2种涂层表面没有起皮、开裂、剥落,45CT涂层表面发绿,而基体受外力作用时出现了严重的层状剥落现象,说明2种涂层的抗高温氧化性能都优于基体。
2.2 2种涂层高温氧化机理
图2为2种涂层经900 ℃高温氧化50 h后的表面SEM形貌。图3为45CT涂层未高温氧化的表面SEM形貌。对比可知:未经高温氧化的45CT涂层表面均匀性较差,晶粒较大且分布弥散,经高温氧化后的45CT涂层表面比较均匀,组织结构致密,晶粒细小;高温氧化后Ni-Cr涂层的均匀性、致密性不及45CT涂层。图4为45CT涂层高温氧化50 h前后的表面能谱,其主要成分见表2。
从图4和表2看出,涂层表面所含有的主要元素是O,Ni和Cr,表明涂层表面形成的晶粒为Ni和Cr的氧化物,且高温氧化后表面的Cr和O的含量明显上升,Ni含量降低,证明Cr优先被氧化。
图5为45CT涂层900 ℃氧化50 h后的XRD谱,涂层表面形成的Cr2O3和NiCr2O4具有良好的抗高温氧化性能,晶粒细小致密的Cr2O3和NiCr2O4涂层可以阻止氧的侵入,保护基体。
3 过渡层成分及性能
图6为2种涂层试样高温氧化前后截面的SEM形貌:2种涂层和基体之间都形成了中间层,2种涂层的中间层都有向基体扩散的特点;中间层向基体扩散的深度随氧化时间的增加而增加。图7为2种涂层试样截面中间层的能谱,其主要成分见表3。
从图7和表3可知:2种涂层的中间层都含有Ni,Cr,Fe,根据其扩散形貌可判定中间层为过渡层;过渡层中Ni和Cr的含量随时间的增加而增加;未经氧化的45CT涂层试样的中间层中也含有涂层和基体中的元素,但扩散现象不明显。未经氧化的45CT涂层试样形成中间层是因为喷涂时基体表面迅速升温,被瞬间氧化成很薄的一层,当45CT熔融颗粒撞击基体表面时,在电弧喷涂热量作用下产生互扩散作用所致。
图8为45CT涂层试样900 ℃高温氧化30 h后截面中间层的XRD谱:过渡层主要由Ni-Cr-Fe(Ni,Cr,Fe 3种元素组成的相),[Fe,Ni](Fe和Ni形成的固溶体)和Fe组成。过渡层中Ni-Cr-Fe,[Fe,Ni]相有良好的抗高温氧化性能,可进一步保护基体不受氧化,且随
着时间的延长,涂层向基体中的扩散加剧,使过渡层增厚。
图9为2种涂层试样在900 ℃下高温氧化后截面的金相形貌:涂层呈现明显的层状结构,涂层与基体结合处的组织形貌异于涂层和基体的结构,且在结合处存在扩散;随着氧化时间的延长,扩散的深度增加,过渡层厚度增大;45CT涂层试样的过渡层比Ni-Cr涂层试样的略厚。分析可知,涂层与基体之间存在过渡层,且过渡层结构比较致密均匀。基体和涂层之间在高温环境下发生扩散作用,呈现冶金结合特征。过渡层的存在增加了涂层和基体之间的结合力。
4 结 论
(1)45CT涂层和Ni-Cr涂层都具有抗高温氧化性能,但45CT涂层的更优。
(2)45CT涂层和Ni-Cr涂层能抗高温氧化是因为涂层中形成的Cr2O3和NiCr2O4具有优良的抗高温氧化性,可保护基体不被氧化。45CT涂层中的Cr含量比Ni-Cr涂层中的高,形成的Cr2O3组织致密均匀,晶粒细小,抗高温氧化性能比Ni-Cr涂层好。
(3)涂层和基体间存在过渡层,其主要由Ni-Cr-Fe,[Fe,Ni]和Fe相构成,涂层和基体之间冶金结合,提高了基体和涂层之间的结合力,可以进一步阻止氧的侵入,使基体不被氧化。
参考文献
[1]霍平,王建平,李嘉.电厂锅炉水冷壁防护涂层的抗高温腐蚀性能研究[J].锅炉技术,2009,40(3):58～61.
[2]徐滨士,马世宁,李长青,等.几种电弧喷涂涂层抗热腐蚀性能研究[J].中国表面工程,1998,11(2):14～18.
[3]Ma S N,Liu Q,Li C Q.Study of hot corrosion resistancemechanisms of arc spraying coatings[J].Acta MetallurgicaSinica(English Letters),1999,12(5):1 007～1 013.
[4]刘谦,马世宁.电弧喷涂层高温氧化行为[J].金属热处理,2002,27(8):27～30.
涂层性能 篇9
利用热喷涂技术制备非晶纳米晶涂层是对非晶纳米晶制备技术新的开拓。目前用于制备非晶纳米晶涂层的热喷涂技术主要集中在等离子喷涂[2]和高速火焰喷涂[3]。相对这些技术而言,电弧喷涂技术是一种低成本、简单高效的涂层制备技术。郭金花[4]等利用电弧喷涂制备了Fe基含非晶相涂层,其非晶相含量为45.22%(体积分数,下同)。 傅斌友[5]等利用电弧喷涂铁基粉芯丝材,获得了49%非晶相含量的涂层,该涂层具有良好的耐磨性。这些研究表明电弧喷涂技术可以实现涂层非晶化,因此开发低成本材料提高涂层中非晶相含量,从而改善涂层性能的研究具有十分重要的意义。
本工作利用高速电弧喷涂自制的粉芯丝材制备铁基非晶纳米晶复合涂层。对涂层的组织和力学性能进行了研究,并着重分析了涂层中非晶纳米晶的形成机理。
1 实验材料、设备及方法
喷涂材料为自制的ϕ2mm粉芯丝材,基体材料为45钢。喷涂前,基材表面用丙酮清洗除油净化,进行喷砂预处理,完毕后立即喷涂。喷涂的主要工艺参数如下:喷涂电压36V,送丝速度2.8m/min,喷涂距离200mm,气压0.7MPa。设备采用装备再制造技术国防科技重点实验室的自动化高速电弧喷涂系统。涂层主要化学组成为Fe64.82Cr9.23B20.69Si1.9Mn1.01Nb1.8Y0.55(原子分数/%,下同)。
采用D8型X射线衍射仪对涂层进行相结构分析,利用Quanta 200型环境扫描电镜分析涂层截面的显微结构和表面冲蚀形貌。采用HVS-1000 型显微硬度计测量涂层表面以及截面的显微硬度,载荷为1.98N,加载时间15s。从涂层顶部线切割截取0.3mm薄片,由里向外机械减薄至0.1mm,再由离子轰击减薄制成TEM 试样。TEM 观察在H-8010型透射电镜上进行。
磨损实验采用MLS-225型湿砂橡胶轮式磨粒磨损试验机,磨损实验参数如下:载荷100N,橡胶轮转速240r/min,磨料为 0.212~0.425mm的石英砂,磨损时间为5min。实验前采用200目砂纸对涂层和45基体表面进行预磨处理,然后用1000目砂纸进行精磨。材料耐磨性用磨损量来表征,实验前后均采用精度为0.1mg的BS224S型电子天平称量。
2 结果与讨论
2.1 涂层相结构分析
图1为涂层的XRD曲线图谱。可以看出在2θ=45°处出现了一个漫散射峰,这是典型的非晶态结构的XRD 图谱,说明在电弧喷涂过程中已经形成了非晶相。通过Verdon方法[6]对XRD图谱进行Pseudo-Voigt函数拟合,计算得到涂层中非晶相的含量为63.2%(体积分数)。在X射线图谱中还存在强度不高的晶化峰,说明涂层在沉积过程中形成了少量的晶体相,经分析为α(Fe, Cr)相。图谱中没有氧化物峰存在,说明涂层在沉积过程中很少发生氧化。
2.2 涂层形貌分析
图2为涂层截面组织形貌。涂层的厚度约为0.5mm。涂层组织均匀,结构致密,层与层之间结合完好,没有裂纹。涂层与基体结合紧凑,界面处没有出现裂纹,只有少量的孔隙存在,如图2a所示。涂层局部区域的结构呈现出块状材料的特征,涂层固有的层片状结构不是十分明显,如图2b所示。这是因为在喷涂过程中,连续沉积的熔融态粒子在凝固时会释放结晶潜热,从而导致涂层局部区域产生过热现象[3]。当粒子的温度值接近非晶转变温度时,会产生热软化,这将促进喷涂粒子间发生塑性变形和机械互锁机制;同时,热软化现象改善喷溅粒子的表面洁净度,从而使得粒子与粒子间发生微区的冶金结合[7],因此非晶涂层具有较高的浓度和致密度。利用图像分析软件测量涂
层的孔隙率为1.7%。涂层主要化学组成为Fe64.82Cr9.23B20.69Si1.9Mn1.01Nb1.8Y0.55。
图3是涂层表面粒子的形貌。可以看出,喷涂粒子基本接近于圆形或椭圆形,说明粒子能很好地在涂层的表面铺展,很少发生飞溅现象。由于B,Si元素的加入,在丝材熔化的过程中起到自熔剂的作用,能够降低合金熔点,自行脱氧;同时降低表面张力,减少润湿角,增加润湿性能。这也是涂层具有低氧化物含量、孔隙率和高致密度原因之一。
2.3 涂层组织结构分析
图4为涂层的微观组织结构形貌。图4a是涂层中形成非晶相的微观衍射图,可以看出涂层的内部组织比较均匀,微观组织衬度均一,电子衍射花样的特点是中心有一漫散的中心斑点及漫散环,这种漫散的非晶衍射斑点的存在是非晶态的典型特征,说明涂层在形成过程中形成了完全非晶区域。
在喷涂过程中,熔融的液态粒子的瞬间凝固速率约为105K/s[8],这为非晶的形成提供了条件。Fe-Cr-B-Si-Mn-Nb-Y系粉芯丝材具有高的非晶形成能力,其组成中不同的原子尺寸和混合热焓在非晶的形成过程中起了很重要的作用[9]。材料组成中类金属(B,Si)含量的增加也会增强非晶的形成与稳定性。加入小原子尺寸的元素使体系原子尺寸差增大,混乱度增强、长程无序性增加。硼和硅的加入可以降低合金的熔点,还能扩大固相和液相之间的距离。Y和Nb元素作为大原子(Y > Nb > Cr > Mn > Fe > Si >B)添加到合金当中时,能够与周围彼此约束的近邻原子包括基体原子和小原子形成类似网状结构或骨架结构。这种结构的形成能够进一步阻碍原子的扩散或者原子团的迁移,使原子的有序化程度降低;同时非晶基体上的这种骨架结构能够增强过冷熔体的稳定性,进一步抑制晶体相的形核和长大,增加非晶相形成的倾向性。另一方面,Fe-B,Fe-Si,Fe-Cr和Fe-Nb组成的混合热焓分别为-11,-18,-1,-16kJ/mol;Cr-B,Nb-Si,B-Nb,Y-Si 和Y-Fe组成的混合热焓分别为-16,-31,-39,-57,-11kJ/mol[10]。可以看出,随着Nb,Y的加入使得各组元中混合热焓的负值越来越大。大的负混合热焓能够加强各组元间的相互反应,促进结构的无序性,增加非晶的形成。
图4b为非晶纳米晶微观组织形貌。衍射花样由中心较宽的晕及漫散的环组成,同时在漫散的非晶衍射环上还分布着一系列小的多晶衍射斑点,经标定为体心立方结构的α(Fe, Cr) 相。纳米晶簇镶嵌于非晶相中,并均匀分布在组织均匀的非晶涂层上,其尺寸为30~60nm。图4说明制备的涂层结构为非晶与多晶并存,多晶的晶粒为纳米级。
由于非晶态在热力学上是一种亚稳状态,其自由能较高,在一定条件下,具有降低能量转变成晶体的趋势。虽然在喷涂过程中,涂层总体的温度较低,但喷涂后续涂层产生的热量作用于前一涂层,相当于对已形成的非晶进行了退火[3];同时,喷涂液滴固化释放的结晶潜热也为纳米晶的形成提供了部分热量。另外,在非晶态材料中存在一定程度的短程有序结构及有序原子集团,非晶中的有序原子团为非晶向纳米晶的转变提供了非匀质形核质点位置,在后续涂层提供的热量和结晶潜热的作用下,部分非晶转变成了纳米晶[11]。
2.4 涂层硬度及磨损性能分析
图5是涂层的显微硬度沿截面分布图。非晶涂层的硬度在HV0.1=900~1050范围内变化,其最大硬度为HV0.1=1031。由于涂层中含有非晶相,并且具有低的孔隙率和高的致密度,因此涂层的硬度较高。
图6为涂层与基体材料的磨损量比较图。在相同磨损条件下,非晶涂层的磨损量小于45钢基体,涂层相对耐磨性为45钢的7倍。说明非晶涂层具有良好的耐磨性。
涂层的耐磨性主要由涂层的组织结构所决定。在喷涂过程中,铁基粉芯丝材经熔化在高速气流的作用下撞击基体表面,发生快速凝固,形成非晶纳米晶涂层。这种涂层与基体结合紧密,结构致密,孔隙率小;并且非晶基体中存在弥散分布的α(Fe, Cr)纳米晶颗粒(图4b所示),这些纳米晶颗粒在一定程度上起到弥散强化作用[12],在磨损过程中阻止材料的去除;另一方面,涂层含有大量非晶相,这些非晶相本身就具有良好耐磨性。这些因素决定了非晶纳米晶涂层具有良好的耐磨性。
图7为涂层与基体磨损表面SEM形貌。从图7a可以发现,45钢的磨损表面呈现出连续平行的犁沟,这种现象是由于硬质磨粒嵌入被磨损的表面,在外力的作用下切削基体,从而导致材料的去除。因此,切削与犁沟是其材料去除的主要机制。然而,非晶纳米晶涂层的磨损表面存在裂纹与“弹坑”形貌,如图7b所示。在磨损过程中,当硬质磨粒嵌入涂层表面时,首先在涂层的表面发生塑性变形,产生少量的微裂纹和小凹坑形貌,随着实验的继续,在连续硬质颗粒反复的作用下,微裂纹逐步萌生和扩展,当微裂纹长度超过基体断裂强度的临界尺寸时,块状涂层会发生松散和断裂,从而形成大的“弹坑”形貌。这种材料的去除机制主要是脆性断裂机制[13]。
3 结论
(1)利用电弧喷涂技术在45钢基体上制备了FeCrBSiMnNbY系非晶纳米晶涂层。
其组织致密,孔隙率低,其值为1.7%。
(2)涂层的组织由非晶相和α(Fe, Cr)
相纳米晶组成。非晶相含量为63.2%;纳米晶尺寸为30~60nm,并均匀分布在非晶基体上。
(3)非晶纳米晶涂层的显微硬度为HV0.1=900~1050;涂层具有良好的耐磨性能;
在相同磨损条件下,其相对耐磨性为45钢的7倍;涂层的磨损机制主要为脆性断裂机制。
摘要：利用高速电弧喷涂技术在45钢基体上制备了FeCrBSiMnNbY系非晶纳米晶涂层。采用扫描电镜、能谱分析仪、透射电镜和X射线衍射仪等设备对涂层的组织结构进行了表征,着重分析了非晶纳米晶的形成机制,并利用湿砂橡胶轮式磨损试验机对涂层的磨损性能进行了研究。结果表明:涂层的组织主要由非晶相和α(Fe,Cr)相纳米晶组成;α(Fe,Cr)相纳米晶均匀分布于非晶基体内。涂层的组织均匀,结构致密,平均孔隙率为1.7%;非晶纳米晶涂层具有较高的硬度和良好的耐磨性,其失效机制主要为脆性断裂机制。