氧化钇涂层

2024-06-19

氧化钇涂层（精选8篇）

氧化钇涂层篇1

0 前言

在金属基体表面涂覆陶瓷层可增强其耐蚀、耐磨功能,目前常用的方法有化学气相沉积、热喷涂、溶胶凝胶、自蔓延高温合成、高温熔烧和复合镀等[1,2,3,4],多存在成本高、工艺复杂,且不能满足恶劣环境下的现场施工要求等缺点[5]。近年来,高温胶粘剂得到了广泛和深入的研究,但用其制备胶粘陶瓷涂层时制备温度过高(700~1 000 ℃),涂层易起泡开裂,使用寿命降低[6,7,8]。纳米氧化锌与磷酸二氢铝反应迅速,可以降低涂层制备的温度,为实现胶粘陶瓷涂层常温简易制备提供技术保障。目前,国内外有关氧化锌与磷酸盐制成的胶粘陶瓷涂层表面组织结构方面的研究报道甚少。本工作以磷酸二氢铝为胶粘剂、纳米氧化锌为调和剂,在45钢表面制备胶粘陶瓷涂层,研究涂层中氧化锌含量对涂层表面组织结构的影响。

1 试验

1.1 基材前处理

基材为45钢,尺寸ϕ2.0 cm×0.5 cm,采用100号砂纸将其表面氧化层和锈斑除去,然后用酒精和丙酮超声波清洗去除表面油污。

1.2 涂层制备

(1)浆料配制

将24 g微米氧化铝加入40 g磷酸二氢铝(胶粘剂)中,搅拌均匀后添加1 g纳米氧化铝,搅拌均匀,再添加12 g硅酸锆、12 g氧化锆、1.2 g高铝水泥(固化剂)、1.8 g氧化铬(消泡剂)以及0~1.6 g氧化锌(调和剂,纳米级)混合搅拌均匀。

(2)施涂固化

将浆料涂覆于基体表面,再分3个阶段固化:①室温下放置1~2 h;②80 ℃保温1 h;③250 ℃保温1 h。制备的陶瓷涂层厚约0.5 mm。

1.3 测试分析

采用MAT2500型光学显微镜观察涂层的形貌,并用其所带Image5.0软件进行涂层裂纹长度与深度分析。采用液滴观测法,研究氧化锌含量对涂层气孔率的影响:即在涂层表面滴加去离子水,5 min后在显微镜下观测涂层表面气孔。

2 结果与讨论

2.1 氧化锌含量对涂层表面裂纹的影响

不添加氧化锌时,陶瓷涂层表面存在树枝状裂纹,但未观测到气孔。当添加0.2 g氧化锌后,涂层表面裂纹增多,裂纹形态未发生变化。随着氧化锌含量的继续增加,涂层表面裂纹减少,长度亦变短:1.2 g氧化锌时涂层表面仅有少量裂纹存在;1.6 g时涂层表面不存在裂纹,没有龟裂现象,表面致密。裂纹减少对于增强陶瓷涂层的耐蚀性具有重要的意义。

不同氧化锌含量时涂层裂纹的长度与深度见图1。从图1可以看出,随氧化锌含量的增加,涂层裂纹长度和深度均先增加后降低,当氧化锌含量增加到1.6 g时,涂层表面的裂纹消失。氧化锌呈碱性,可以降低胶粘剂的酸性。不添加氧化锌时,涂层中酸性过大,在加热条件下金属与酸发生反应易产生气泡,且金属与陶瓷涂层的热膨胀系数不同,因此陶瓷涂层表面出现了开裂。添加0.2 g氧化锌后,涂层的裂纹长度与深度反而高于不添加氧化锌的涂层,是因为氧化锌的含量较少,仅与胶粘剂发生了局部反应,在热处理过程中反而进一步加大了涂层表面局部特性的不均匀性,造成热应力集中,从而增大了裂纹。随氧化锌含量的进一步增加,涂层表面裂纹的长度与深度开始减少,是因为涂层的酸性随氧化锌含量的增加迅速降低,纳米级的氧化锌可以吸附固化过程中产生的水分,酸性的降低和水分的减少可减少气泡的产生,从而减少了裂纹。当氧化锌含量为1.6 g时,涂层表面平整,没有龟裂。

2.2 氧化锌含量对涂层表面气孔率的影响

随着氧化锌含量的增加,涂层表面孔隙率降低。气孔处多存在裂纹,即气孔是陶瓷涂层裂纹的生长点,降低气孔亦可减少表面裂纹。酸性胶粘剂与金属基体的反应以及固化中产生的水分在加热过程中都会成为气孔的来源,而气孔的存在将大大降低陶瓷涂层表面的耐腐蚀性能。随着氧化锌含量的增加,涂层的酸性降低,大大减少与金属基体反应产生的气泡;同时,纳米级氧化锌可以吸收固化中产生的水分,从而大大降低了气孔率。当氧化锌含量为1.6 g时,涂层表面平整致密,气孔消失,不存在龟裂。

3 结论

以磷酸二氢铝为胶粘剂、纳米氧化锌为调和剂在45钢表面制备出胶粘陶瓷涂层,随氧化锌含量的增加,陶瓷涂层裂纹的长度和深度先增加后减少,气孔率逐步减少;当氧化锌含量为1.6 g时,涂层致密,无开裂、无气孔。

参考文献

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[8]赵越超,高红.料浆法陶瓷涂层用胶粘剂研究现状[J].中国胶粘剂,2006,15(11):50～52.

氧化钇涂层篇2

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)

氧化钇涂层篇3

热障涂层广泛用于发动机热端部件保护,而不断发展的高流量比、高推重比、高进口温度燃气轮机,对热障涂层的性能提出了更高的要求。但目前高性能燃机热障涂层的制备技术长期被国外垄断。国内设备与技术落后,且相关研究对工程实践指导作用不强。8%(质量分数)氧化钇部分稳定氧化锆(8YSZ,Yttria-Stabilized-Zirconia)具有熔点高、导热率低、化学稳定性好等特点,与高温合金基体的热膨胀系数接近,已成为热障涂层通用的材料[1,2]。空心YSZ涂层在国外应用广泛,而国内对其研究较少。本工作以空心YSZ粉末为原料,在45钢表面大气等离子喷涂YSZ热障涂层,研究了热障涂层组织结构对其性能的影响。

1 试验

1.1 基材前处理

以45钢作基材,加工成3种尺寸:Φ12.7 mm×5.0mm,用于热导率测试;Φ30 mm×5.0 mm,用于隔热性能测试;100.0 mm×10.0 mm×5.0 mm,用于显微形貌观察、涂层硬度测试。按照GB 11373-89《热喷涂金属件表面预处理通则》对基材表面进行喷砂、丙酮除油和超声波清洗。

1.2 大气等离子喷涂YSZ热障涂层

YSZ粉末成分为ZrO2-8%Y2O3 (质量分数)空心球形粉末,其粒度分布见图1,d10=39.2μm(粒径小于39.2μm的粒子所占的体积分数为10%,以下类推),d50=53.9μm,d90=72.3μm。YSZ粉末的表面形貌和截面形貌见图2。

采用zb-80型大气等离子喷涂系统喷涂YSZ涂层,根据前期基础试验确定喷涂电流600 A,Ar流量28.5 L/min,H2流量6.5 L/min,N2流量6.0 L/min。设定喷涂距离为85 mm,喷涂电压为70,80,90 V,分析喷涂电压的影响。另设喷涂电压为80 V,喷涂距离为55,70,100 mm,分析喷涂距离的影响,以上涂层依次编号1,2,3,4,5,6号。

1.3 涂层性能测试

1.3.1 显微组织及力学性能

采用FEI Quanta 400HV扫描电镜(SEM)观察涂层截面形貌。采用X’PERT PRO型X射线衍射仪(XRD)分析粉末和涂层的相变。根据GB 8642-2002,采用Instron1195电子拉伸实验机检测涂层与基体的结合强度。将试样抛磨后用HDX-1000TMC/LCD型显微维氏硬度计测试涂层截面硬度,载荷为3 N,保持时间为15 s。用显微硬度和结合强度来表征涂层的力学性能[3]。

采用直接称量法测试涂层孔隙率,将涂层试样放入浓盐酸中腐蚀4～6 h,腐蚀掉基体,得到无基体涂层,适度打磨后量取尺寸,称取质量,用式(1)计算涂层孔隙率η:

式中ρp——涂层材料的理论密度

ρc——涂层的实际密度(由实测涂层质量及体积算出)

1.3.2 隔热性能

采用激光脉冲法测定涂层的热扩散系数D。热导率λ可由式(2)计算:

式中ρ——涂层的密度,kg/m3

c——涂层的比热容,J/(kg·K)

D——热扩散系数,mm2/s

隔热性能测试装置见图3,将涂层表面温度固定在1 000℃,利用热电偶及TES 1306型温度采集器记录涂层背面基体中心位置的温度,每隔5 s记录1次,直至温度变化波动很小,绘制温度随时间的变化曲线以无涂层试样与涂层试样背面基体中心位置的温差评价涂层的隔热性能。温差越大,涂层隔热性能越好。

2 结果与讨论

2.1 YSZ热障涂层的组织结构和孔隙率

图4为用不同喷涂距离与电压制备的YSZ涂层的孔隙率。由图4a可知,随着电压的提高,涂层的孔隙率降低。这是因为电压增大,喷涂功率增大,送入等离子焰流中的粉末熔化更充分,熔化的YSZ粉末液滴与基体碰撞后更扁平,使涂层中粉末粒子与底部/基体的结合增强;更高的功率使基体温度更高,有利于粉末熔融液滴与底部涂层或基体的结合[4]。由图4b可知,随喷涂距离的增加,涂层孔隙率增大,距离为55 mm时,涂层的孔隙率为8.9%,当喷涂距离增加到100 mm时,涂层孔隙率为17.0%,约为前者的2倍,可见喷涂距离对涂层孔隙率影响显著。这是因为等离子喷涂粒子先加速后减速,从喷嘴喉部开始加速阶段,飞出喷嘴经非常短暂的加速后降速,速度降低程度与粒子大小有关[5,6];随着喷涂距离的增大,焰流温度不断降低[6,7],因而喷涂距离增加,导致粒子速度降低、温度降低、涂层孔隙率增加。

图5为1～6号涂层的组织结构。由图5可知,所有涂层中均存在纵向裂纹、横向裂纹、圆形孔隙和未完全融化的团聚粉末。图5a～5c的孔隙率变化与图4a的规律相同,即随着喷涂功率的增加,涂层中的未熔粉末团明显减少,YSZ涂层中的横向微裂纹减少,而纵向裂纹趋于明显并且裂纹长度增加,这一现象与功率提高导致粒子温度高、基体温度高有关,与文献[8,9]的研究结果类似。图5d～5f的孔隙率变化与图4b的规律相同,即随着喷涂距离的增加,粉末中的未熔粉末团增加,裂纹增加,从而导致涂层的孔隙率随着喷涂距离的增加而增加。

2.2 相结构

图6为喷涂粉末和各喷涂层的XRD谱。由图6可知:YSZ粉末由四方Zr0.92Y0.0801.96 (t相)和少量立方相(c相)、单斜相(m相)组成,利用绝热法(RIR法)可计算出其中m相含量约为8.08%(见表1);陶瓷层中绝大部分是四方相,少量是单斜相,说明喷涂过程中发生了m相到t相的转变[10];随着喷涂功率的增加,涂层中的m相减少,说明喷涂功率增加,导致粉末熔化更充分;涂层中的m相向t相的转变较充分,而在喷涂电压同为80 mV下,粉末熔融情况差别较小,不同喷涂距离所得涂层的m相含量变化较小。由此可见,喷涂电压对涂层形成过程中的相变影响更大。

2.3 力学性能

图7为不同喷涂距离和喷涂电压下涂层的显微硬度和结合强度。

从图7a可以看出,随喷涂电压从70 V增加到90V,由于喷涂电压升高,粉末粒子出枪温度提升[11],熔融更充分,粒子间的粘接性越好,撞击喷涂面后粒子的铺展情况更好,所得涂层孔隙率变小,致密度提高,故显微硬度随电压的增大而增加,结合强度也逐渐增大。由图7b可以看出,喷涂距离从55 mm增加到100 mm时,因为喷涂距离过大会使粒子温度逐渐降低,熔融度下降,粒子间结合率降低[12],导致涂层的粘结强度和硬度降低,涂层的显微硬度由670 HV3N减小到471HV3N,降低了30%,涂层的结合强度从54.7 MPa降低到36.8 MPa,降低了33%。

拉伸试验结果显示:1号涂层拉断时,大部分涂层与基体脱离;随着电压的升高,与基体脱离的涂层面积逐渐减小,表明涂层与基体的结合强度随喷涂电压的升高而增大;随着喷涂距离的增大,与基体脱离的涂层面积逐渐变大,表明随着喷涂距离增加,涂层与基体的结合力减小。图8为不同涂层拉断后的断面SEM形貌:图8a～8c中未熔粒子逐渐减少,涂层逐渐致密;随喷涂距离增加,粉末的铺展性与结合性减弱,图8f中可清晰观察到部分熔融粒子叠加的形貌,这是由于喷涂距离增加,粉末温度降低所致。

2.4 涂层的热导率

图9为各涂层不同温度下的热导率和热扩散系数。

由图9可知:2～5号涂层的热扩散系数均随温度升高而下降,但下降速度逐渐变小,达到一临界温度之后,略有增大;1,6号涂层由于孔隙率高,热扩散系数低且随测试温度的提高持续降低;1,6号涂层热导率低,在1 000℃时,二者接近,分别为0.725 W/(m·K)和0.705 W/(m·K);结合图4可知,孔隙率越小,涂层热导率越大。

热喷涂涂层中存在大量的气孔、未结合区域、裂纹等,这些孔隙中充满气体,由于孔隙的存在,加剧了声子的散射,从而降低了涂层的热扩散系数[13]。因此,孔隙率越高,涂层的热扩散系数越低。由于辐射传热与温度的3次方成正比,随着温度的升高,辐射的贡献增大[14]。随着喷涂距离的减少和喷涂电压的提高,涂层的孔隙率减少,横向裂纹也减少,这表明涂层中的气体减少,横向裂纹宽度减小,热流通过气体辐射传热更加容易,因此,涂层的热扩散系数和热导率增加。当孔隙率较大时,尽管随着温度的提高,辐射传热的贡献增加,但涂层中气体含量较高,使得热扩散系数和热导率的提升并不明显。

2.5 涂层的隔热性能

图10为不同喷涂参数涂层的隔热性能。从图10可以看出:各涂层均在5 min左右达到稳态热流状态;45钢基材在加热过程中温升最快,升温速度的大小基本与热导率大小呈正比。达到稳态后,无涂层试样与涂层试样背面基体中心位置的温差见表2,不同的涂层的隔热效果明显不同,孔隙率最大的6号涂层的隔热温差可达111℃,最致密的4号涂层试样的隔热温差约为77℃。孔隙率越大,热流越难以向基体传导,对基体的保护作用越强。

3 结论

氧化钇涂层篇4

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

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大气和低压等离子喷涂氧化铝涂层篇5

低压等离子喷涂(Low Pressure Plasma Spray,LPPS)是在大气等离子喷涂(Air Plasma Spray,APS)的基础上发展起来的,由于是在低压氩气惰性气体保护下,该工艺具有粒子速度高,涂层不易受污染等特点,特别适合喷涂金属或金属合金涂层[1]。LPPS的工艺特点决定了采用该工艺可以获得结合强度高、致密的涂层。近来人们提出了采用LPPS制备高致密氧化物陶瓷涂层,以适应环境恶劣条件下对高质量陶瓷涂层的需求[6]。

氧化铝涂层在电子、半导体行业中有着广泛的应用[7,8,9]。如在半导体器件中作为耐CF4,SF6,O2,Cl2等离子溅射的防护层和作为绝缘涂层。前者对涂层的致密度有较高的要求,因为如果涂层致密度不高,则在等离子溅射下形成的灰尘有可能沉积在半导体上,从而使整个半导体成为废品。一般认为,要求所获得氧化铝涂层的孔隙率在2%以下才不会对半导体的产品质量产生明显的影响。后者虽然通过提高厚度增加其耐压性能,但涂层中的孔隙容易吸附环境中的湿气,使耐压性能大幅度降低。因此获得高致密度的氧化铝涂层对拓宽其应用有非常重要意义的。

本工作分别采用APS和LPPS工艺制备高纯氧化铝涂层,对两种制备工艺获得涂层的相、结构等特性进行对比研究,并对工艺-性能之间的关系进行分析。

1 实验方法和表征

1.1 粉末

喷涂粉末的粒子尺寸是一个关键的因素,作者前期的研究工作表明,采用传统的APS氧化铝粉末(5~40μm),即使当等离子功率达到55kW时,粉末很难充分熔融,不能有效地在基体上沉积涂层。APS是采用传统尖锐棱角氧化铝粉,粉末尺寸为5~40μm,其制备工艺为烧结破碎。LPPS用氧化铝粉末的粒径范围为10~20μm,远小于大气等离子喷涂用粉。采用水解-热解法得到高纯氧化铝,该粉末呈球状。两种粉末的纯度均大于99.9%,其结构如图1所示。

1.2 样品制备

以尺寸为100mm×100mm×10mm的普通碳钢作为基体。将基体超声除油后采用120#白刚玉砂进行表面粗化处理,以待后续喷涂。本实验采用的LPPS大型设备,装备有双送粉器,喷枪采用德国GTV公司生产的F4枪。首先将喷涂真空室压力抽至0.13kPa以下,然后充入纯氩气达到喷涂所需要的压力。涂层的沉积条件为:真空室压力为26.3kPa;等离子功率50kW。为了防止涂层因存在较大的残余应力而产生裂纹或发生剥落,本工作采用水冷装置降低基体的温度,同时采用粘结层过渡,以降低涂层中的应力,同时增加与基体的结合强度。APS氧化铝涂层的制备采用美国的7MB等离子喷涂枪和GE-1喷嘴,等离子功率为42kW。

1.3 涂层表征

采用D/Max-RC型X射线衍射仪对粉末和涂层的相组成进行分析;采用JEOL-SM5910扫描电子显微镜对涂层的剖面和断面进行显微观察。采用Leica DMIMR自带的图象分析软件测试涂层的孔隙率,其中显微照片为扫描电镜下得到。采用VDMH-5型显微硬度计测量两种氧化铝涂层的显微硬度,载荷为2.94N,停留时间为15s;采用压痕法测量涂层的断裂韧度,载荷分别为0.245,0.49,0.98,2.94,4.9N和9.8N,停留时间为15s。

2 结果与讨论

2.1 相分析

氧化铝有十几种晶型,常见的有α,γ,θ,η和δ等相,而其中只有α相为稳定相,其他都为亚稳相。α-Al2O3具有较高的硬度和介电性能,在高温下具有非常好的稳定性[10]。等离子喷涂氧化铝涂层中以α和γ-Al2O3为主。图2为APS和LPPS氧化铝粉末和涂层的XRD图谱。由图2可知,两种粉末均为α-Al2O3

单相,但经不同工艺喷涂后涂层的相含量有明显的不同。经APS后,XRD中γ-Al2O3衍射峰非常强,而α-Al2O3相对较弱,这表明涂层中除含少量的α-Al2O3外主要是以γ-Al2O3相为主。而LPPS氧化铝涂层中α-Al2O3和γ-Al2O3相均有较强衍射峰,在涂层中是主要成分。涂层中的相组成与粒子在等离子焰流中的热历史有关。在大气等离子喷涂中α-Al2O3粉末熔融、急冷后主要形成γ-Al2O3(除了部分夹杂的α-Al2O3未熔颗粒),因此γ-Al2O3的含量也可以用来反映粉末的熔融状态。而在低压等离子喷涂中,由于是在封闭真空室中,冷却性能较差,虽然本实验采用了水冷进行冷却,但由于氧化铝涂层具有较强的隔热性能,在基体表面连续喷涂多遍后,涂层仍可以保持非常高的温度(>500℃)。因此在高温下,氧化铝粒子的冷却速率降低,从而形成了与大气等离子喷涂不同的相含量。

2.2 结构分析

图3为APS和LPPS氧化铝涂层的剖面和断面SEM图。由图3可知,APS氧化铝涂层在较低倍数下可以观察到非常多、大小在十几微米左右的孔隙,层状结构明显,层间疏松,结合性能差;高倍下可以观察到层间出现明显裂纹。而LPPS氧化铝涂层整体非常致密,在低倍下观察不到明显的层状结构,高倍下在涂层中出现一定的层状结构,但层间结合紧密,结合性能非常好。采用Leica DMIMR的图像分析软件测试APS和LPPS氧化铝涂层的孔隙率分别为9.2%和1.5%。

涂层的断口表面也可以发现APS氧化铝涂层呈现明显的层状结构,层厚度约为6~8μm左右,该值即为每遍沉积的涂层厚度,层间还存在明显的裂纹。此外,在涂层中发现夹杂着未熔颗粒,这些区域是粒子结合的薄弱环节,周边存在许多孔洞。而在低倍数SEM下LPPS氧化铝涂层中观察不到有层状结构,粒子之间结合紧密,涂层整体非常均匀,除存在个别孔隙外,涂层非常致密。

与大气等离子喷涂相比,低压等离子喷涂焰流中的粒子具有更高的速度。一般来说,压力越低,则焰流速度越高,焰流长,焰流中的粉末粒子经持续加速,粒子具有较高的速度。以MCrAlY为例[1],当压力为10kPa时,焰流速度为2000m/s,可使30μm的MCrAlY粒子速度超过300m/s,因此可以获得致密度达到理论密度的99%以上,而采用大气等离子喷涂制备的涂层致密度只能达到理论值的90%~95%。然而,并不是压力越低涂层性能越好。高的粒子运动速度表明粒子在焰流中心停留时间短,使氧化铝得不到充分熔融。因此获得致密的涂层取决于粒子速度和粒子的熔融状态,即在确保粉末粒子熔融的前提下尽可能使粒子具有高的速度。本课题组已经对不同真空室压力下氧化铝涂层性能进行了研究,结果表明,当真空室压力达到本实验的26.3kPa时,氧化铝涂层的沉积效率超过50%,致密度达到1.5%。

2.3 性能表征

2.3.1 显微硬度

两种氧化铝涂层的显微硬度如图4所示。LPPS氧化铝涂层的显微硬度达到900以上,而APS氧化铝涂层则仅为800。涂层的显微硬度大小与其致密度有关,图4也说明了LPPS氧化铝涂层呈现较高的致密度。

2.3.2 断裂韧度

采用压痕法评价涂层的断裂韧度,即在载荷下根据压痕尖端裂纹的长度计算涂层的断裂韧度。图5为不同载荷下涂层的压痕照片。对于APS氧化铝涂层,当载荷为0.49N时涂层中已经出现了裂纹(见图5a中箭头),但是裂纹不是在压痕尖端,而是在载荷作用下涂层整体坍塌,这也说明了涂层致密度低。对于LPPS氧化铝涂层,当载荷低于4.9N时,涂层中均没有裂纹;而当载荷达到9.8N时,在压痕尖端才开始出现裂纹。在与基体平行和垂直方向均出现裂纹,如图5b中箭头所示。LPPS氧化铝涂层的压痕裂纹与通常的热喷涂涂层的压痕不同,而与烧结氧化铝材料的压痕裂纹相似,这表明LPPS氧化铝涂层呈现一定的宏观均匀性,而不是传统热喷涂涂层的层状结构,这与前面涂层结构分析的结论一致。

由于APS氧化铝涂层在压痕端部没有裂纹,只是涂层整体塌陷,不能采用压痕法得到涂层的断裂韧度。LPPS氧化铝涂层均匀,可以通过Evans和Wilshaw(简写为EW)公式得到,其表达式如下式所示[11]:

undefined

式中:P为载荷(mN);a为压痕半对角线均值(μm);c为从压痕中心到裂纹末端的距离(μm)。

根据式(1)计算得到LPPS氧化铝涂层的断裂韧度为1.88MPa·m1/2,其值比烧结氧化铝陶瓷的断裂韧度低(3.59MPa·m1/2)[12]。

3 结论

(1)采用不同的粉末,用大气等离子和低压等离子喷涂制备了高纯氧化铝涂层。涂层的相分析表明:在大气等离子喷涂中是以γ-Al2O3为主,其中包含少量的α-Al2O3,而低压等离子喷涂是α和γ-Al2O3均为主要晶相。涂层中的相含量与粒子的热历史有关。

(2)大气等离子喷涂氧化铝涂层呈明显的层状结构,涂层比较疏松,其孔隙率将近10%,显微硬度低于800;而低压等离子喷涂氧化铝涂层致密,层状结构不明显,孔隙率低于2%,其显微硬度达到900以上。低压等离子喷涂中氧化铝粒子具有较高的运动速度是获得致密涂层的主要原因。

(3)大气等离子喷涂氧化铝涂层在0.49N载荷下涂层即整体塌陷;而低压等离子喷涂氧化铝涂层在载荷达到9.8N时涂层才出现开裂,其开裂情况与烧结材料类似,计算得到涂层的断裂韧度为1.88MPa·m1/2。

摘要：根据大气(APS)和低压等离子喷涂(LPPS)的特点,采用两种不同的高纯氧化铝粉末制备了高纯氧化铝涂层。分别采用XRD和SEM对两种涂层的相和结构进行了研究,对涂层的显微硬度和断裂韧性进行了评价,并对涂层制备工艺和性能的关系进行了分析。结果表明:低压等离子喷涂制备的高纯氧化铝涂层韧性和致密性明显优于常压喷涂氧化铝涂层。

关键词：大气等离子喷涂(APS),低压等离子喷涂(LPPS),氧化铝涂层

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氧化钇涂层篇6

航空、航天工业应用的新一代高效燃气轮机要求服役温度更高、密度更低的新型高温结构材料, 特别是固体火箭的加力燃烧室喷管、喉衬、涡轮叶片、导向叶片、燃气轮机等部件都与高温材料有着密切的关系。高温材料已经成为航天先进材料中的优先发展方向[1]。其中, NiAl具有较高的熔点 (1 638 ℃) 、较低的密度 (5.90 g/cm3 ) 、较高的杨氏模量 (240 GPa) 、较高的热导性[70～80 W/ (m·K) ]以及优良的抗高温氧化性等优点, 作为航空发动机涡轮叶片、导向叶片的防护涂层和用作镍基合金零件的涂层已有30 a的历史[2,3,4]。

电热爆炸喷涂技术是一种新兴的热喷涂技术, 该技术是在一定的气体介质氛围下通过对金属导体 (丝、箔) 沿轴向施加瞬间直流高电压, 在金属导体内部形成106～107 A/cm2的电流密度, 使其在短时间内爆炸, 金属粒子以极高的速度喷射, 然后在基体上急剧冷却, 从而形成具有优良力学性能的涂层[5,6,7,8,9,10]。

本工作采用实验室自制的喷涂装置, 运用电热爆炸喷涂法制备了NiAl涂层, 研究了涂层的高温氧化性能, 并利用扫描电镜 (SEM) 、能谱仪 (EDS) 和X射线衍射仪 (XRD) 等手段对试样进行了分析。

1 试验方法

1.1 试样制备

以DZ125高温合金为基材制备NiAl涂层, 基体化学成分 (质量分数) :0.100% C, 8.900% Cr, 10.000% Co, 7.000% W , 2.000% Mo, 5.200% Al, 0.900% Ti, 3.800% Ta, 1.500% Hf, 0.015%B, Ni余量。将基材线切割成12 mm×10 mm×3 mm的试片, 用砂纸将其表面打磨至平整光亮。将NiAl合金制备成0.2 mm×85.0 mm×5.0 mm片材, 其成分为Ni - 68Al - 32 (质量分数, %) , 喷涂前用丙酮和无水酒精清洗。

1.2 涂层制备及分析

利用实验室5 kV脉冲电爆炸设备对基体进行六面喷涂, 制备厚度约为60～70 μm的NiAl涂层。

热循环试验在自动控制的高温管式空气炉中进行, 在1 050 ℃炉中保温30 min, 然后快速出炉由风扇冷吹10 min至室温 (25 ℃) 为一个循环。热循环氧化试验结束后, 采用扫描电镜 (SEM) 、能谱仪 (EDS) 、X射线衍射仪 (XRD) 等手段对试样进行观察、检测和分析。

2 结果与讨论

2.1 涂层微观形貌及能谱

图1为沉积态NiAl涂层截面的微观形貌。由图1可见, 涂层致密, 晶粒细小, 晶粒沿冷却的方向 (垂直于基体表面的方向) 长大, 涂层厚度约为60～70 μm。

图2为NiAl涂层在1 050 ℃下分别热循环30 h (60次) 、100 h (200次) 和300 h (600次) 后的截面SEM形貌, 采用能谱仪对其观察面进行点分析, 图中对应各点的化学成分分别见表1。

从图2可以看出, 经过热循环后, 涂层的晶粒度发生了变化, 晶粒细小;与此同时涂层内部形成了许多富Al的氧化区, 随着热循环的进行, 氧化区呈不断增大的趋势。在涂层表面形成一层约5 μm厚的氧化层, XRD分析表明为Al2O3。Al2O3在高温下非常稳定, 并且能阻止氧的进入, 对涂层起到了保护作用。同时, 在热循环过程中, 元素发生了互扩散, 基体中的元素扩散进入到涂层中, 致使界面向基体漂移。经过100 h (200次) 热循环后, 互扩散继续进行, 使界面进一步漂移, 涂层厚度变厚。而经过300 h (600次) 热循环后, 涂层厚度明显减小, 这是由于在热循环条件下, 涂层发生氧化和氧化后脱落以及涂层和基体发生了互扩散所致。在开始阶段主要是基体中的元素扩散进入涂层, 随着时间的延长, 涂层中的元素扩散进入基体中, 涂层中的元素被消耗, 导致涂层厚度变薄。

EDS分析表明, 随着热循环次数的增加, 涂层表层中的Al含量逐渐增加 (见图2测试位置3) ;而基体中的Al含量有所减少, O含量稍微增加 (如图2的测试位置4) 。这表明涂层和基体的元素发生了互扩散, 同时涂层中的Al向外扩散, 在涂层表层形成了一层Al2O3保护膜, 阻止了氧向内扩散, 进而起到了保护基体的目的;但是随着热循环次数的显著增多, 基体中O的含量增加, 说明基体有开始被氧化的趋势。

2.2 涂层XRD图谱

图3为经不同热循环阶段的涂层表面的XRD分析结果。由图3可以看到, 热循环测试前的涂层表面主要由Ni3Al组成, 这主要是由于在电热爆炸喷涂过程中, 基板温度过低, 冷却速度较快, 在涂层表面形成了Ni3Al相。经过30 h (60次) 热循环后, 出现了Al2O3的衍射峰, 说明随着高温氧化时间增加, 涂层表面层逐渐氧化生成了Al2O3。经过300 h (600次) 热循环后, XRD分析发现, Al2O3衍射峰的衍射强度没有明显变化。

2.3 涂层氧化动力学性能

图4是NiAl涂层试样在1 050 ℃下的热循环氧化动力学曲线。从图4可以看到, NiAl涂层在氧化初期氧化增重明显较快, 1 050 ℃下经过约50 h (100次) 热循环后, 涂层的单位面积氧化增重达到最大值1.623 5 mg/cm2。其原因是:热循环氧化初期, 大量的O与涂层中的Al结合, 涂层表面快速形成了一层致密的Al2O3氧化膜, 此后NiAl涂层增重呈下降趋势, 大约经260 h (520次) 热循环后, NiAl涂层试样氧化增重快速下降, 300 h (600次) 热循环后, 单位面积增重大约只为0.054 7 mg/cm2。分析可知:在热循环过程中, 先在涂层表面生成了Al2O3氧化膜, 氧化膜形成过程中产生的生长应力的不断积累, 导致氧化膜容易剥落;随着氧化的进行, 涂层中的Al不断扩散到表面, 重新生成氧化膜, 然后又发生剥落, 类似的循环使涂层中的Al不断消耗。在热循环后期, NiAl涂层试样氧化增重下降, 但涂层试样仍保持增重状态。试验结果表明, NiAl涂层在热循环过程中能够形成Al2O3氧化膜, 具有良好的抗氧化性能, 对基体起到了一定的保护作用。

3 结论

(1) 采用电热爆炸喷涂法在DZ125高温合金表面成功地制备了NiAl涂层, 制备的涂层致密, 与基体结合良好, 晶粒细小。

(2) 在高温下, 电热爆炸喷涂NiAl涂层表面在氧化初期生成了致密的Al2O3氧化层, 氧化增重明显。此后, NiAl涂层增重呈下降趋势。在热循环后期, NiAl涂层试样氧化增重下降, 但涂层试样仍保持增重状态。NiAl涂层在高温氧化时能形成Al2O3氧化膜, 具有良好的抗氧化性能, 对基体起到了保护作用。

摘要：电弧喷涂技术具有高速、高温、涂层硬度高、与基体结合良好的优点, 可满足现代航空航天业对材料服役温度、密度及性能的要求。采用电热爆炸喷涂法在DZ125高温合金表面制备了NiAl涂层, 研究了该涂层在1050℃下的循环氧化行为, 并利用扫描电镜 (SEM) 、能谱仪 (EDS) 和X射线衍射仪 (XRD) 对热循环后的试样进行了分析。结果表明, 所制备的NiAl涂层致密、晶粒细小、与基体结合良好;涂层在1050℃热循环后其表面生成了致密的AlO氧化层, 能阻止氧向内扩散, 减缓内层的氧化速率, 从而起到了保护基体的作用。

关键词：电热爆炸喷涂,NiAl涂层,热循环,高温氧化性能

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氧化钇涂层篇7

等离子喷涂工艺对涂层性能具有重要影响。Mo涂层制备过程中, 过程氧化对涂层性能影响很大。本实验通过研究Mo涂层组织结构与成分, 进而研究过程氧化对Mo涂层在干摩擦与油润滑摩擦条件下的耐磨性能的影响, 从而为Mo涂层的深入开发提供依据。

1 实验

等离子喷涂基体材料选择规格为100 mm×50 mm×10mm的A3钢板。喷涂前对样品板进行除油和喷砂处理, 喷砂压力为0.35 MPa。等离子喷涂采用MF-P-1500型高能等离子喷涂设备。枪嘴形貌如图1所示。喷涂粉末为粒度为25~45μm的纯Mo粉末, 喷涂粉末细小均匀, 粉末形貌如图2所示。等离子喷涂工艺如表1所示。通过氧氮测定仪来测试涂层中的氧含量。用Spraywatch 3i系统测量喷涂过程中的粒子速度。

涂层的可磨耗性能试验在SUGA轮式磨耗试验机上进行。样品规格为70mm×40mm×10mm的A3钢板, Mo涂层厚度0.5mm。选用320#的SiC砂纸带, 压力为20N, 往复速度为40次/min。砂纸轮转动1周, 往复磨损400回, 更换砂纸, 一轮磨损完成。每次摩擦磨损试验后, 用超声波清洗样品, 再用压缩空气吹干净表面, 用精度为0.1mg的分析天平测量磨损失重。每组样品磨损5轮, 取平均值。

为了研究Mo涂层储油效果对摩擦系数的影响, 本实验设计了浸油条件下的摩擦磨损, 即把摩擦磨损样品在润滑油中浸泡3h, 取出后擦干表面残余润滑油, 然后放入摩擦磨损试验仪中进行对磨试验。采用美国CETR UMT-3摩擦磨损仪, 样品为Φ31.7mm×15mm的圆片, Mo涂层厚度为0.5mm。摩擦磨损对磨销材料为淬火态GCr15;磨损直径Φ18mm;转速100r/min;载荷压力80N, 摩擦磨损时间30min。

2 结果与讨论

2.1 涂层的组织结构

图3为Mo涂层形貌图, 可以看出等离子喷涂Mo涂层层状组织明显, 气孔较多, 界面均匀连续, 无明显未熔颗粒或夹杂等缺陷。

等离子喷涂过程中, Mo粒子喷涂速度较慢, 用Spraywatch测量喷涂过程中的Mo粒子飞行速度为70~90mm/s, 熔融Mo粒子撞击基体的动能较低, 撞击基体时, 扁平化程度较低, 因而层状组织明显。

在喷涂功率一定的条件下, 通过适当增加喷涂距离, 延长粒子在焰流中的飞行时间, 获得了不同孔隙率和氧化物含量的Mo涂层, 如表2所示。

Mo涂层在常压等离子喷涂过程中容易产生过程氧化[7,8]。对等离子喷涂的Mo涂层进行XRD分析, 发现涂层内部除Mo元素外, 还有MoO2峰出现, 如图4所示。MoO2是Mo在等离子喷涂过程中过程氧化的产物。在等离子喷涂过程中, 钼粒子飞行时间很短, 钼粒子飞行过程中, 一部分发生了氧化。当熔融Mo粒子撞击在基体上扁平化之后, 由于Mo粒子放热以及等离子气氛对基体的加热作用, 形成的涂层在短时间内能够继续发生氧化[9]。Mo涂层在整个涂层生成和冷却过程中, 过程氧化形成的MoO2硬质相弥散分布在涂层中间, 这对于提高涂层的显微硬度和耐磨性能都有积极作用[10]。

图5为Mo涂层显微硬度比较图, 可以看出不同氧含量的Mo涂层显微硬度不同, 氧含量越高的Mo涂层显微硬度也越高。涂层中的MoO2是一种硬质强化相, 在Mo涂层中弥散分布, 能够提高Mo涂层的显微硬度。

2.2 Mo涂层耐磨性能

对Mo涂层进行常温下干摩擦磨损试验, 结果如图6所示。由图6可见, 在相同磨损条件下, 氧化物含量较高的3#样品的磨损失重相对于1#、2#样品降低20%以上, 3#样品涂层耐磨性能良好。

观察干摩擦条件下Mo涂层磨损面显微图, 如图7所示, 可以看出Mo涂层划痕面上有划痕与龟裂。在砂纸往复压力运动下, 涂层表面的颗粒不断被磨削, 形成划痕。涂层中有较多的气孔、微裂纹等缺陷, 这些缺陷是天然的应力集中区域。在压应力作用下, 该种区域的裂纹能够逐渐合并连接成为一个完整的区域, 如图7中 (1) 处所示。这种区域会在后续的压力磨削作用下, 成片地脱离涂层表层, 从而在 (1) 处产生类似于 (2) 处的凹陷区域。涂层中颗粒界限边缘往往是气孔和微裂纹密集处, 剥离也最容易在此处产生。等离子喷涂的Mo涂层磨损面上发现了较大的龟裂区域, 这是涂层在切向压力与法向压力共同作用下沿着滑动发生塑性变形的结果。塑性变形达到一定程度, 也会成为裂纹的一部分, 从而进一步减弱涂层的耐磨性能。

图8为Mo涂层浸油条件下的摩擦系数曲线图。由图8可见, 1#、2#、3#样品的Mo涂层平均摩擦系数分别为0.15、0.154、0.145。气孔率较高的3#样品的平均摩擦系数最低, 且在整个摩擦磨损过程中摩擦系数基本保持一致, 没有出现大的波动。而气孔率较低的2#样品的平均摩擦系数最高, 且在摩擦磨损的后半期, 出现明显的上升趋势。1#样品摩擦系数平稳。Mo涂层气孔中存储的润滑油能够起到减缓摩擦的作用, 气孔率越高, 其存储的润滑油就越多, 在对磨销往复运动的压力下, 润滑油能够溢出磨损面表面, 在销与磨损面上产生微薄的油膜, 从而减小摩擦系数。

3 结论

等离子喷涂纯Mo粉末能够获得具有明显层状组织、气孔率较高、界面连续均匀且无明显未溶颗粒的Mo涂层。在等离子喷涂Mo时会发生过程氧化, 通过适当增加喷距的方式可提高Mo涂层的过程氧化程度。过程氧化产生的MoO2弥散分布在Mo涂层中, 能够提高涂层显微硬度和耐磨性能。另外, Mo涂层中较高的气孔率能够在油润滑条件下起到储油作用, 从而减小摩擦系数, 降低涂层磨损量。

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氧化钇涂层篇8

氧化铝资源丰富, 价格低, 硬度高, 摩擦系数低, 化学稳定性好, 有着良好的耐磨损性能, 多年来一直是国内外研究的重点。本文主要对等离子熔覆10%氧化铝基陶瓷涂层的微观组织结构及其与性能的关系进行基础研究, 以期为此类熔覆层的应用和发展提供一些帮助。

1 粉末熔覆试验

该项试验中的熔覆涂层材料采用价格低廉的Fe粉和氧化铝粉末, 对于基材为铸铁和低碳钢的构件可有效提高其耐磨性。试验采用山东科技大学金纳科技公司自行研制的数控等离子束表面熔覆强化设备, 优化后的工艺参数为:电压50～60V, 电流250 A, 功率10 k W, 送粉气流量0.7m3/h, 保护气流量0.8 m3/h, 离子气流量1.0m3/h, 扫描速度2 4 5 mm/min, 喷嘴与工件的距离30 mm。

2 熔覆层与基体的一般形貌

图1所示为金相显微镜下熔覆层与基体结合的显微组织 (试样为采用6%硝酸酒精腐蚀的含10%氧化铝陶瓷涂层) , 从图中可以看出, 结合部位呈现出一定的弧度, 分界线不是很明显。这是由于等离子束中间温度高, 两边温度低, 当用等离子熔融时, 中间受热大, 因而融化程度大, 熔融深度也深, 使得分界面呈现出凹凸曲线。分界面以下1 mm左右为热影响区。另外从图中可以看出熔覆层和基体形成了参差不齐锯齿状的半熔化铁素体晶粒, 由于熔覆层和基体互相交错, 形成了良好的冶金结合。

图2所示为熔覆试样合金层表面显微组织, 从金相显微镜与扫描电镜照片可以看出, 等离子熔覆层由粗大的柱状晶构成, 柱状晶粒之间存在明暗差异 (见图2 a) 。因各个柱状晶团内部板条晶数量不同, 所以在扫描电镜下出现了柱状晶团之间的明暗差异 (见图2 b) 。

图3所示为不同放大倍率下最外层的熔覆层扫描电镜照片。从照片中可以看出, 熔覆层表面的孔隙率很大, 还存在很多没有熔覆的氧化铝颗粒, 这是因为等离子熔覆具有快速熔凝的特点, 使一些氧化铝颗粒在没有形成晶体或与铁粉融合前又恢复到原来的颗粒状。另外, 氧化铝比铁粉的密度小, 在形成的熔池内易浮在最上层, 冷凝过程中在外表面形成氧化铝颗粒。同时从照片中也可以看出熔覆层表面存在大量的孔洞, 这是因为等离子熔覆过程中会有一些空气进入, 在最外层形成一些孔洞。气孔的存在, 使得最外层与内部熔覆层之间存在较大的残余应力, 造成结合力小, 机械强度低, 所以在使用过程中最外层的熔覆层易脱落失效。

3 硬度试验结果

多数情况下, 材料的硬度同该材料的耐磨性之间成正比关系, 即材料硬度越高, 该材料的耐磨性越好。试验分别测量了熔覆层上表面、基体和界面的显微硬度, 等离子束表面熔覆Fe基涂层沿层深方向的显微硬度如图4所示。

从图中可以看出, 焊缝区的熔覆层硬度最高达到了383 HV, 等离子熔覆氧化铝涂层使普通钢板的硬度大大提高, 一方面是等离子熔覆时快速冷凝造成的;另一方面, 与等离子熔覆工艺下形成的氧化铝熔覆层的特殊组织结构有关。从图中还可看出, 硬度值从熔覆层、连接区到基体依次降低。由于加入了氧化铝陶瓷相, 发生了固熔强化、产生析出相等的强化作用, 使得熔覆层表面具有较高的硬度, 而中部以及界面的硬度则逐渐降低, 最后接近于基体Q235钢的硬度水平。由表层到基体形成了较为合理的硬度梯度。

4 熔覆层的XRD分析

采用XRD分析仪器, 测得的试样强度曲线如图5所示。由XRD分析可知, 涂层内部为α-Fe、γ-Al2O3和少量的α-Al2O3。由于等离子熔覆具有快速加热、快速冷却的特点, 在低于1 740℃时, γ-Al2O3的临界能低, 导致α-Al2O3的成核速率极小, 所以涂层中亚稳相γ-Al2O3比较多, α-Al2O3较少。

5 结论

通过对等离子弧熔覆氧化铝涂层的工艺及该涂层的组织、性能进行研究, 结论如下:

(1) 通过对熔覆试样进行X射线衍射、扫描电镜及性能测试等分析发现, 使用等离子熔覆技术可以得到γ-Al2O3, 能够在一定程度上提高矿用设备的耐磨性, 但目前还不是很理想, 尚需进一步研究。

(2) 等离子束熔覆层组织是粗大的柱状晶, 在粗大柱状晶内有针状的析出物, 呈不规则排列, 小过渡区的形成, 表明涂层与基体实现了良好的冶金结合, 可以有效防止熔覆层的脱落。

(3) 等离子熔覆技术是矿用设备经济实用的修复和表面强化技术, 矿用设备易磨损部位经等离子熔覆氧化铝后, 可提高使用寿命, 该技术有广泛的应用前景。

摘要：针对破碎机、离心机入料口和重介质旋流器等设备的磨损情况, 研制添加元素含量为10%氧化铝等离子束熔覆Fe基合金粉末, 采用同步送粉的方式, 以高能等离子束作为加热源, 制得等离子束熔覆Fe基涂层, 与基体形成冶金结合。

关键词：选矿设备,熔覆涂层,耐磨,研究

参考文献

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