低温超音速火焰喷涂（共7篇）
低温超音速火焰喷涂 篇1
0前言
超音速火焰喷涂WC涂层因其具有较高的硬度、良好的耐蚀性能而作为强化涂层,是电镀硬铬的优异替代涂层,广泛应用于航空航天、机械、石油、包装印刷中,以提高部件的使用寿命和性能[1]。WC涂层一般选用粒径为5~50μm的较粗WC-Co基粉末,导致涂层表面粗糙度过高,达3~4μm,往往需要进行后续磨削甚至抛光处理才能满足使用要求。随着WC涂层应用范围的不断拓宽,越来越多复杂型面工件需要在表面沉积WC涂层,而WC涂层的显微硬度较高(大于1 000HV),给异型面工件的后续精加工造成了很大的困难,降低喷涂态表面粗糙度可降低后加工难度,节约涂层制造成本。采用超细的WC-Co基粉末可显著降低涂层的表面粗糙度[2,3]。然而,当喷涂粉末中的细粉含量较高时,超音速火焰喷涂工艺较高的焰流温度使细WC-Co基粉末容易在喷枪的枪管中过熔、导致喷涂过程中产生熔滴飞溅现象且易发生脱碳,形成W2C、Cox(WC)y等脆性相,严重影响涂层的性能和应用[4]。为此,超音速火焰喷涂技术朝着低温高速的焰流方向发展,出现了新型的超音速火焰喷涂如温喷涂[5]、高压超音速火焰喷涂[6]。本文作者在普通超音速火焰喷涂(HVOF)技术的基础上,通过对喷枪和喷嘴结构的改进,使燃烧室压力超过1.8 MPa,焰流速度高于1 000m/s和粒子温度低于1 450℃(传统超音速火焰喷涂燃烧室压力为0.6~0.9 MPa,焰流速度低于700 m/s,温度高于2 700℃)[7],开发了低温超音速火焰喷涂技术(LT-HVOF,Low Temperature HVOF)。本工作以5~15μm超细WC-10Co-4Cr粉末为热喷涂粉末,分别采用HVOF和LT-HVOF技术制备涂层,通过对比2种工艺WC涂层的显微结构和干摩擦磨损性能,分析了涂层的磨损失效机理,建立了相应的物理模型,以为超细WC-10Co4Cr粉末的应用提供理论依据。
1 试验
1.1 涂层制备
选用的WC-10Co-4Cr热喷涂粉末为超细团聚粉末,粒径为5~15μm,WC晶粒形状不规则,平均晶粒尺寸约为1μm。
在经除油清洗、喷砂粗化的316L不锈钢表面采用K2型超音速火焰喷涂系统及其改进型设备,分别采用HVOF和LT-HVOF技术制备WC涂层,其工艺参数见表1。涂层厚150~250μm,用于摩擦磨损试验的涂层表面需先用金刚石砂纸磨样、抛光至粗糙度0.8μm以下。
1.2 分析与表征
采用HELIOS NANOLAB450S聚焦离子束(FIB)对沉积在316L基体表面的WC-10Co-4Cr粒子进行原位切割,采用Sirion200场发射扫描电镜和GENESIS60S型EDS能谱成分分析仪对试样表面和剖面形貌进行观察和成分分析。
采用MS-T3000摩擦磨损试验仪测定涂层的摩擦磨损性能,摩擦副为直径4 mm的Si3N4陶瓷球,载荷为10 N、转速386 r/min,时间15 min。采用BMT Expert3D形貌仪测量涂层的体积磨损率。磨损率计算如下:
式中vd———磨损率,mm3/(m·N)
S———磨痕轮廓截面积,mm2
F———载荷,N
l———磨损行程,m
r———旋转半径,mm
2 结果与讨论
2.1 粒子形貌及能谱分析
图1为2种工艺粒子经FIB切割后的形貌及能谱分析。HVOF工艺WC粉末充分扁平化,中间粉末向基体内凹陷,WC颗粒尖端发生了明显的球化(图1a)。LT-HVOF粒子呈微熔化状态,一部分凸出于基体表面,其余嵌入基体较深,可以明显观察到WC颗粒基本保持了原始粉末的形貌(图1b)。由HVOF粒子的线扫描能谱可知,由粉末中心位置向基体线扫描时(图1a中A处),W,Co元素含量呈降低趋势、Cr元素呈递增趋势,到达粒子边缘处时W,Co元素含量最低、Cr元素含量最高,表明Cr元素已向粒子边缘扩散,形成了一层包裹内层粉末的富Cr层。LT-HVOF粒子由于温度低,WC颗粒未熔化,故粒子边缘也为未熔化的WC颗粒、未出现边缘富Cr层包裹粉末的现象。
WC的分解温度为2 600℃,W2C的为2 732℃。当焰流温度升高到1 250℃以上时,分解反应2WC=W2C+C开始进行,形成W2C脆性相[8]。HVOF工艺焰流温度超过2 700℃,WC粉末在飞行过程中加热时,熔点较低的Co(熔点1 495℃)和Cr(熔点1 857℃)开始熔化,并在粉末飞行时存在的自旋力作用下发生离心现象,朝着粉末表面扩散。Co在向粉末表面扩散的过程中易与WC颗粒发生3Co+3WC+O2→Co3W3C+2CO反应,生成Co3W3C脆性相[8],同时Co的表面张力(σ=1 870 m N/m)大于Cr(σ=1 628 m N/m)的[9],造成Cr易于向粒子表面富集形成富Cr带。由于喷涂过程中WC粉末与空气接触,富Cr带中易形成氧化物,故富Cr带具有极大的脆性。LT-HVOF工艺由于粒子温度低于1 450℃,粉末在飞行过程中达不到Cr的熔点,故涂层不会出现富Cr带,这与图1d能谱所示结果一致。
2.2 涂层显微结构和性能
图2为2种涂层的典型显微形貌。HVOF涂层呈明显的层状结构,涂层中WC粒子尖端发生了明显的部分熔化,使其发生了球化,粒径明显变小(图2a),而一些大颗粒则在表面形成了WC/W2C的核壳结构(图2a中A、B处);在涂层中还观察到黑色条带(图2a中C处),能谱分析表明该条带为富Cr相。界面Cr相的富集也验证了HVOF工艺下高温超细WC-10Co-4Cr粒子中的Cr由于表面张力低的原因在表面富集。LT-HVOF涂层的显微结构与常规粉末喷涂HVOF涂层没有明显差异,即基本保持初始粉末态,尖锐棱角的WC粒子均匀分散于Co Cr粘结相中,粒径和结构均没有明显变化,表明超细粉末在LT-HVOF工艺中具有更低的粒子温度。
表2为不同工艺下WC-10Co-4Cr涂层基本性能指标。LT-HVOF工艺WC涂层的沉积率和显微硬度明显高于HVOF涂层,这与LT-HVOF工艺粉末拥有更快的飞行速度有关,而采用超细粉末制备的2种WC-10Co-4Cr涂层均可获得极低的表面粗糙度。
2.3 涂层的干摩擦磨损性能
2种WC-10Co-4Cr涂层的干摩擦磨损系数见图3。由图3可知:2种工艺下涂层的摩擦系数在2.5 min后基本保持稳定,此时摩擦副接触表面微凸相对磨平,涂层中存在的表面微凸经过一段时间的磨损后剥落,涂层表面被逐渐磨平,因而磨损速率减小,磨损趋于稳定;LT-HVOF涂层的平均摩擦系数为0.632,小于HVOF工艺的0.719。
图4为2种WC-10Co-4Cr涂层磨痕截面线扫描曲线。由图4及磨损率计算公式可知,HVOF涂层的最大磨痕深度为4.4μm,磨损率为2.654×10-5mm3/(N·m);LT-HVOF涂层的最大磨痕深度为3.1μm,磨损率仅为1.560×10-5mm3/(N·m),耐磨性能为HVOF涂层的1.7倍。
2.4 WC-10Co-4Cr涂层的磨损机理
图5为2种WC-10Co-4Cr涂层的典型磨损形貌。由图5可知:2种涂层均有犁沟、剥落坑及黏着颗粒出现,表现为典型的磨粒磨损(图5a和图5c);HVOF涂层是沿着颗粒界面呈片状剥落,同时观察到剥落裂纹,磨损较为严重(图5b);LT-HVOF涂层主要以犁沟形式磨损,剥落坑很浅且未出现片状剥落(图5d)。
图6为WC-10Co-4Cr涂层干摩擦磨损模型。WC涂层表面与摩擦副相互摩擦时,Co/Cr粘结相首先遭到犁沟切削磨损,故而2种WC-10Co-4Cr涂层均有大量的犁沟(图5a,图5c)。犁沟使硬质相颗粒暴露于表面并与摩擦副直接接触,此时硬质相颗粒上承受的作用力可分解为垂直于颗粒表面的分力和平行于颗粒表面的分力。垂直分力使硬质相压入涂层材料表面,平行分力使压入的硬质相作切向运动造成涂层表面出现疲劳裂纹[10,11]。图6a为典型的超细粉末喷涂HVOF涂层的结构示意图,即硬质相W2C或WC颗粒通过Co/Cr相粘结在一起,而在涂层内部界面存在较多的富Cr带。摩擦副作用于涂层时硬质相颗粒的切向运动形成的疲劳裂纹源萌生成微裂纹并首先在Co/Cr粘结相中扩展,遇到包裹于Co/Cr粘结相中的WC硬质颗粒时,一部分裂纹因硬质颗粒的阻力作用而终止,另一部分则绕过硬质相继续在Co/Cr粘结相中扩展。当微裂纹扩展至WC粉末的边界处时,脆性极大的富Cr带的存在使得裂纹扩展阻力瞬时大大降低、裂纹沿着界面处极长的富Cr带持续扩展(图6b),最后裂纹扩展相遇出现大面积剥落;剥落的W2C或WC硬质相颗粒形成磨粒,导致涂层进一步磨损。涂层的大面积剥落形成剥落坑,使其在摩擦局部承受更高的载荷,增加摩擦系数,故而HVOF涂层的摩擦系数大于LT-HVOF涂层。LT-HVOF涂层的粉末之间依靠高速撞击作用结合在一起,同时未充分熔化程度使得涂层保持了原有形态,不存在富Cr带(图6c)。摩擦副作用于涂层时产生的微裂纹沿着Co/Cr粘结相扩展,在扩展过程中会因为弥散分布在Co/Cr粘结相中的WC阻碍作用提高了裂纹尖端临界应力场强度,最后裂纹停止或扩展过程中遇到孔隙释放应力而终止(图6d)。同时相比于HVOF工艺中发生部分球化的WC颗粒,LT-HVOF涂层中微熔化的尖角WC颗粒尺寸明显较大,在摩擦副磨损过程中能够提供较多的“阴影效应”,保护WC硬质相“阴影”中Co/Cr黏结相避免被进一步切削。LT-HVOF涂层以黏着颗粒、犁沟为主,较少出现大面积剥落,涂层拥有较低的摩擦系数和磨损量。
3 结论
(1)HVOF条件下,较高的焰流温度使超细WC-10Co-4Cr粉末的粘结相充分熔融,并使WC硬质相溶于粘结相或发生脱碳,同时因Cr较低的表面张力使涂层内界面存在富Cr带;而LT-HVOF涂层与常规粉末喷涂HVOF涂层没有明显的区别,没有出现富Cr带。
(2)LT-HVOF涂层的摩擦系数和磨损率分别为0.632 2和1.560×10-5mm3/(N·m),均低于HVOF涂层的。
(3)2种WC涂层的磨损形式均以磨粒磨损为主;但采用超细粉末获得的HVOF涂层中的富Cr带在载荷作用下形成裂纹并易于沿带走向扩展,使该涂层较大块剥落,降低了WC涂层的耐磨性能。
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低温超音速火焰喷涂 篇2
1 超音速火焰喷涂原理及工艺特点
燃气 (丙烷、丙烯或氢气) 和氧气分别在700k Pa压力下输入燃烧室, 同时从喷枪喷管的轴向同心圆处由载气 (氮气或压缩空气) 送入涂层粉末。燃气和氧气在燃烧室混合燃烧形成高压气流, 由喷嘴将热气流通入长管时受到水冷壁的压缩, 在出口处燃烧的高温射流迅速膨胀, 产生焰流速度可达3倍音速以上的超音速火焰, 其焰流速度是普通火焰喷涂的4~5倍, 也明显高于一般的等离子焰流速度。
由于超音速火焰喷涂的焰流速度高, 所以用这种方法制备的涂层致密, 结合强度高, 孔隙率小, 涂层的残余应力小, 可喷涂厚涂层, 且由于火焰温度低, 粒子飞行速度快, 所以被氧化的程度低。
2 风机叶轮叶片涂层性能要求及设计
风机在工作过程中转速很高, 固体颗粒从叶轮进口向出口运动。质量大的粗颗粒由于惯性力的作用, 在叶片进口易向叶片头部靠拢, 并与头部相撞, 造成严重冲击磨损。质量小的细颗粒由于惯性小, 在叶片进口不会集中向叶片头部运动, 但在流道中运动时不断偏向叶片工作面, 使叶片出口处颗粒浓度增大, 造成叶片出口严重磨损。由于风机转速很高, 颗粒易趋向叶片工作面, 从而增大叶片磨损。所以叶片表面涂层不但需要有较大的硬度、良好的耐磨性, 而且还要求表面涂层与基体有较高的结合强度。在耐磨材料中, 金属陶瓷具有优良的耐磨耐蚀性能。采用超音速火焰喷涂技术在整个叶片表面喷涂WC-17Co粉末, 形成耐磨耐蚀涂层, 可满足叶片的工作要求。
3 涂层性能试验与分析
3.1 试验制备
试样材料为16Mn钢, 尺寸为35mm×45mm×3.5mm, 涂层材料为WC-17Co, 喷涂涂层厚度为0.25mm。超音速火焰喷涂的主要工艺参数:氧气1000SCFH, 丙烯72%~74%, 送粉氮气20SCFH, 喷涂距离200mm。
3.2 涂层的微观结构和力学性能
采用JSM-5910型扫描电镜 (SEM) 分析涂层的微观结构, 通过金相法测定涂层的孔隙率小于1%, 涂层中的孔洞、未熔颗粒、碳化钨分布等均满足要求。图1为WC-17Co粉末形貌和涂层微观结构, 表1为涂层与基体的结合强度, 表2为涂层的显微硬度。从中可知涂层致密, 与基体结合强度高, 显微硬度高。
HV300
3.3 磨损试验及其分析
根据风机叶轮的磨损特性, 设计了销盘式磨粒磨损试验机做磨损试验。磨损试验参数为:转速10 000r/min, 载荷12.8N, 磨料为89~110目石英砂。用电子计数器控制时间, 试验时间为8h。该试验对比叶轮叶片本体材料16Mn和超音速火焰喷涂WC-17Co涂层材料的耐磨性, 磨损试验见表3。
耐磨性的优劣采用相对耐磨性来评价, 同时还测试硬度指标, 以衡量涂层的耐磨性。结果表明, 与16Mn钢相比, WC-17Co喷涂涂层的耐磨性有了大幅提高, 是16Mn的6倍以上。在没有显著腐蚀时, 硬度常作为涂层耐磨性应用的首要指标, WC-17Co涂层的显微硬度 (HV300) 高达1 135, 这说明超音速火焰喷涂WC-17Co涂层具有优良的耐磨性, 满足了叶轮叶片涂层的设计要求。
4 生产实际应用
喷涂涂层的制备主要包括基体表面的预处理和喷涂两个过程。
1) 基体表面的预处理
由于现场使用的两台循环风机叶轮磨损严重, 因此, 将叶轮每个叶片进口处全部重新局部更换, 并用J507焊条补焊, 恢复其原始尺寸。对修复完毕的叶轮表面进行喷砂处理, 除去表面油和锈, 使其表面呈现金属本色, 达到ISO8501-1《喷砂后表面清洁度标准》的“Sa3.0”级, 即最彻底清理级。
喷砂工艺参数:河砂粒度10~60目, 喷砂距离100~300mm, 喷砂角度60°~75°, 空气压力0.5MPa。
2) 喷涂工艺参数
为了保证涂层质量, 采用优化后的工艺参数进行喷涂。
(1) 各种气体的参数见表4。
(2) 送粉电动机转速:2.0~3.0r/min。
(3) 喷涂距离:170~250mm。
3) 喷涂注意事项
(1) 喷涂前要确保基体表面无气孔、裂纹和焊渣等缺陷, 而且要圆滑过渡。
(2) 喷涂过程中要确保工件基体温度小于150℃, 以防涂层开裂和剥落等缺陷。
(3) 根据我们以往的经验, 要确定严重磨损区域, 在该区域涂层相应加厚0.1mm, 这样能相应延长工件的使用寿命;表面平整是减少风阻和冲刷的关键, 这也是超音速喷涂和堆焊的区别之一。
5 结束语
低温超音速火焰喷涂 篇3
超音速火焰(HVOF)喷涂是20世纪80年代发展的一种高速火焰喷涂技术。与其他的热喷涂技术相比,其涂层具有结合强度高(>50 MPa)、涂层致密、气孔率小(<1%)、化学分解少、氧化物含量少(<1%)等特点[1],涂层质量可接近或达到爆炸喷涂涂层的质量,特别适合喷涂WC,Cr3C2等易分解的金属陶瓷粉末。
目前,热喷涂技术广泛应用于石油、石化、现代化工以及发电厂的锅炉“四管”,提高了零部件的使用寿命[2]。它在机械、冶金等行业中也有着广泛的应用前景,如高速轴类零件、泵类密封件、柱塞件、轧辊等工件表面都需要高耐磨性的材料[3,4]。WC-Co和NiCr-Cr3C2涂层具有很好的耐磨、耐冲蚀性能[5],但其耐盐酸的均匀腐蚀鲜有报道。
本工作主要针对HVOF工艺制备的WC-Co和NiCr-Cr3C2涂层的孔隙率、盐酸腐蚀前后相结构和均匀腐蚀性能进行了研究。
1 试 验
喷涂材料选用NiCr-75%Cr3C2和WC-12%Co粉末,粒度为38～45 μm。试样基体材料为45钢(尺寸为Φ25 mm×6 mm)。采用西安交通大学研制的CH-2000型超音速火焰喷涂系统制备涂层。以丙烷为燃料气体,高压氧气为助燃气体,氮气为送粉气。喷涂时,丙烷压力为0.6 MPa,流量为25 L/min,氧气压力为0.68 MPa,流量为183.3 L/min,氮气压力为0.9 MPa,流量为20 g/min。喷涂涂层厚度为250～300 μm。喷涂前试样表面经丙酮擦拭除油、喷砂净化粗化后,实施喷涂。
采用浸泡试验对涂层的耐腐蚀性进行评价,测试涂层的耐均匀腐蚀性能。腐蚀溶液为1 mol/L的盐酸,将试样浸入液面以下2 cm。试样表面用600目砂纸打磨,试验过程中,每隔60 min测量一次试样的质量。采用BS2103型电子天平测量试样的质量损失(精度为10-4 g)。拉伸试验是根据ASTMC 633-79标准,在WE-300液压式万能材料试验机上进行。采用灰度法测定涂层孔隙率。用Nicon-300型立式金相显微镜对均匀腐蚀后的表面形貌进行分析,所用参数:对比度为152,光亮度为176。用D/MAX-RB型X射线衍射仪对制备的试样进行物相结构分析。
2 结果与分析
2.1 XRD图谱
图1为WC-Co,Cr3C2- NiCr涂层的X射线衍射谱。从图1a可以看出,在WC-Co涂层中不仅存在WC硬质相,还存在W2C,W和W10C3.4 Co3(脆硬相)。这表明在喷涂过程中,由于焰流中温度较高,WC发生了部分分解,并与粘接相Co发生了反应。图1b显示,Cr3C2- NiCr涂层相结构主要由Cr3C2,Cr23C6,Cr7C3,Ni组成,表明在喷涂过程中,高温下Cr3C2粒子发生了分解反应:7Cr3C2→3Cr7C3+5C,23Cr3C2→3Cr23C6+28C[6],而且存在较多的非晶相,相组成比较复杂。
2.2 显微组织
图2为WC-Co,Cr3C2- NiCr涂层横截面组织特征。由图2可见,2种涂层均由变形粒子搭接而成。WC-Co涂层均匀致密,已看不出常规热喷涂涂层的层状组织,涂层中WC颗粒保存完好呈细小多边形,无明显夹杂和孔隙。Cr3C2- NiCr涂层具有典型的喷涂涂层特征,即波浪状轮廓的片层交替叠加,可以看出片层的基本轮廓,存在一些未融化的较大的碳化物颗粒,且孔洞较少,组织比较致密。
2.3 孔隙率和结合强度
涂层的孔隙率和结合强度是涂层的基本特征,反映涂层内部的缺陷情况、残余应力以及内聚度的大小和程度[7],它对涂层的性能有着显著的影响,尤其是耐蚀性[8]。涂层孔隙率和结合强度的大小受粒子的熔化状态、熔滴的铺展程度、凝固时的体积变化以及涂层中夹杂等因素影响。其中粒子的熔化状态和熔滴撞击基材表面时的铺展程度是影响孔隙率和结合强度的最主要因素。
2种涂层的孔隙率和结合强度见表1(3次平均值)。Cr3C2-NiCr涂层的孔隙率大于WC-Co。由图2和表1分析认为,Cr3C2-NiCr涂层中含有大量未融化的颗粒,熔滴在涂层与涂层之间未完全铺展,造成其孔隙率高于WC-Co。由于Cr3C2-NiCr涂层的孔隙率较大以及夹杂较多,因此,其结合强度低于WC- Co涂层。
2.4 涂层均匀腐蚀性能
经过11 h的浸泡,涂层发生腐蚀,WC-Co涂层表面未见到明显的腐蚀产物,但有细微的腐蚀沟壑,这些沟壑多集中在层与层之间及粉末粒子之间。可见涂层的腐蚀沿粉末颗粒间的界面进行,腐蚀后仍然具有喷涂态的形貌(图3a);在Cr3C2- NiCr涂层表面形成少量绿色腐蚀产物并有明显的腐蚀坑(图3b),涂层呈片状剥落,溶液由最初的无色变成蓝绿色。
以上现象是由于喷涂层颗粒间主要为机械力结合为主,其内聚结合力远小于冶金结合力,孔隙和夹杂的存在更会削弱这种结合力;另外,当涂层中存在孔隙时,腐蚀介质会渗入涂层内部,在涂层与基体间的界面处发生腐蚀,使耐蚀性好的涂层失去依托,成片脱落。
图4为WC-Co,Cr3C2- NiCr涂层均匀腐蚀后的相结构。比较图4和图1可知,WC-Co涂层的相结构未发生大幅度改变,而Cr3C2- NiCr涂层的相结构发生了很大变化。
以上原因是,喷涂层的腐蚀属于成分选择性腐蚀,腐蚀介质未渗入到涂层内部之前,涂层中各相之间均会产生电位差,腐蚀介质与涂层接触后,电极电位较高的相先被腐蚀,在WC-Co涂层中,W2C和W10C3.4Co3的电极电位较高,而在Cr3C2-NiCr涂层中Cr23C6,Cr7C3相的电极电位较高。因此,涂层经腐蚀后,这些相基本消失;一旦腐蚀液通过喷涂层孔隙,由毛细作用进入基体,并与基体发生反应,在残余应力和腐蚀介质的作用下产生新的相,在Cr3C2- NiCr涂层中产生了NiFe3相,引起涂层的相结构发生变化。
图5是45钢、Cr3C2- NiCr和WC-Co涂层腐蚀失重试验结果。由图5可以看出,Cr3C2- NiCr和WC-Co涂层的耐蚀性能优于基材,试样经1 mol/L HCl均匀腐蚀11 h后,45钢基材失重为27.579 mg/cm2,涂层失重仅为15.942 mg/cm2和11.219 mg/cm2,耐蚀能力分别约为基材的1.8和2.1倍,并且WC-Co涂层的耐蚀性能优于Cr3C2-NiCr涂层。
涂层中较大量孔隙的存在,会缩短扩散通道,加大吸水量,降低涂层耐蚀性。相反,涂层中孔隙较少时,涂层具有较好的耐蚀性能。因此控制涂层质量、减少涂层中的孔隙和异相等,是提高涂层耐蚀性能的有效途径。Cr3C2- NiCr和WC-Co涂层属于成分选择腐蚀,Cr3C2- NiCr涂层的孔隙率高于WC-Co涂层。因此,涂层与腐蚀介质接触时,腐蚀液会从孔隙处渗入到基体,直接与基体发生反应,而此时涂层不仅不能起到保护作用,还会作为阴极加速基体腐蚀[8]。
3 结 论
(1) HVOF工艺制备的WC-Co和Cr3C2-NiCr涂层组织较为致密,平均孔隙率分别为2.67%和4.39%,结合强度分别为49.576,41.023 MPa。
(2)WC-Co和Cr3C2-NiCr涂层经1 mol/L HCl均匀腐蚀11 h后,涂层失重分别仅为11.219 mg/cm2和15.942 mg/cm2。
(3)涂层的腐蚀机理为选择性腐蚀,缺陷越少涂层的耐蚀性越好,减少涂层中的孔隙、显微裂纹和夹杂等缺陷是提高涂层耐蚀性的关键。
摘要：WC-Co,NiCr-Cr3C2喷涂层耐冲蚀、耐磨性优良,但耐盐酸腐蚀报道较少。为此,采用超音速火焰喷涂(HVOF)工艺制备了WC-Co和Cr3C2-NiCr涂层,测定了涂层的孔隙率和结合强度,用XRD分析了涂层腐蚀前后的相结构及在1mol/LHCl溶液中浸泡涂层材料的失重情况,分析了涂层的均匀腐蚀机理。结果表明:WC-Co和Cr3C2-NiCr涂层组织较为致密,孔隙率分别为2.67%,4.39%,结合强度分别为49.576,41.023MPa。Cr3Cr2-NiCr涂层中相结构复杂,涂层中Cr3C2少量分解且含有非晶相;经1mol/LHCl溶液浸泡后WC-Co涂层和Cr3C2-NiCr涂层失重较少。涂层的腐蚀机理为选择性腐蚀。缺陷越少涂层的耐蚀性越好,减少涂层中的孔隙、显微裂纹和夹杂等缺陷是提高涂层耐蚀性的关键。
关键词：超音速火焰喷涂,碳化物,涂层耐蚀性
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低温超音速火焰喷涂 篇4
工业汽轮机的调节汽阀用来调节蒸汽流量, 使其与负荷相适应。在高温高压下, 调节汽阀因调节需要而频繁动作, 阀杆易被擦伤、磨损、变形甚至折断, 造成调节汽阀的损坏, 汽轮机组不得不停机更换阀杆, 造成较大的经济损失。阀杆的性能关乎汽轮机组经济安全的运行。目前国内采取一些表面强化处理工艺来延长阀杆的使用寿命, 但耐高温、耐磨性能不够高, 作用有限, 因此有必要开发一种性能好, 使用寿命长的工业汽轮机用耐高温耐磨阀杆。
Ni Cr-Cr3C2金属陶瓷复合涂层在900℃以下具有优良的抗高温氧化、抗高温气流和抗高温磨损性能[1,2,3,4,5,6], 持续受到人们的关注, 已广泛应用于电站设备、能源、动力机械、航空航天等领域[6,7,8,9,10]。本文采用HVOF喷涂工艺, 在工业汽轮机阀杆试样表面喷涂制备了Ni Cr-Cr3C2金属陶瓷涂层, 对涂层的组织形貌、机械性能等进行检测、分析, 为延长阀杆寿命提供技术支持。
1 实验方法
1.1 涂层制备
喷涂材料采用球形烧结态Cr3C2-25%Ni C复合粉末, 其成分及性能指标如表1所示, 形貌照片如图1所示。试样选用阀杆基材2Cr12Mo V, 用于微观组织观察与分析的试验件尺寸为30 mm×20 mm×10 mm, 用于拉伸试验用的试样尺寸为ϕ25 mm×6 mm。喷涂前, 将试样打磨平整后, 用无水丙酮清洗除油并用白刚玉砂 (24目) 进行喷砂处理。
采用德国进口GLC HVOF火焰喷涂设备制备涂层, 喷涂时用丙烷为燃气, 高压氧气为助燃气, 氮气为送粉气。采用优化的喷涂工艺参数为:氧气流量200 L/min, 丙烷流量55 L/min, 喷涂距离230 mm, 空气压力0.4 MPa, 送粉量40 g/min。
1.2 涂层性能检测
将HVOF喷涂后的试样 (30 mm×20 mm×10 mm) 沿涂层横截面切开, 经过磨削和抛光。利用MEF3多功能金相显微镜、JSM-5610LV型扫描电镜进行涂层截面组织结构分析, 利用HX-1型显微硬度计测量涂层组织的显微硬度值。参考国家标准GB8642, 在ϕ25 mm×6 mm试样上进行拉伸试验时, 运用WE-100型万能试验机, 粘接用胶型号为E-7。将喷涂后的试样及未喷涂的试样打磨平整, 抛光, 利用多功能摩擦磨损测试仪 (型号:UMT-2) , 进行干滑动摩擦磨损试验;摩擦副采用直径为5 mm的WC球。参数如下:法向载荷为30 N, 磨球运行速度为2 mm/s, 滑动距离为10 mm, 磨球往复运动时间为30 min。用感量为10-5的分析天平测量磨损失重量, 用显微分析法研究干滑动摩擦磨后试样的磨损机理。
2 实验结果及分析
2.1 涂层截面形貌及结合强度
图2为涂层的截面形貌。可以看出, 涂层呈典型的热喷涂特有的层状结构, 涂层组织较为致密, 无裂纹, 无明显的孔洞, 涂层中有少量弥散、分布较为均匀的孔隙, 没有空隙聚集或连接成片现象, 经过测试, 涂层的孔隙率小于1.46%。涂层显微组织以Cr3C2为主的颗粒增强相弥散分布在Ni Cr固溶体中, 灰白色为Ni Cr合金相, 灰黑色为Cr3C2。
超音速火焰喷涂温度相对较低, 约为3 000℃, 但焰流速度能达到1 500 mm/s以上, 经加速的粒子冲击速度能达到400~600 mm/s;经加热的粒子处于熔化或半熔化状态, 硬质颗粒Cr3C2被迅速熔化的Ni Cr合金相快速包围、湿润。喷涂中粒子温度高、速度快, 粒子到达基体时有较高的的动能和热焓, 对基体和涂层的撞击强, 能获得充分的变形。从图2中还可以看出涂层与基体的交界为波浪形的不平整界面, 呈现出犬牙交错的现象, 从这种结构保证了涂层与基体有较好的结合, 结合界面具有足够的强度。见表2, 涂层的结合强度平均为71.6 MPa。
从图3中Cr3C2-25%Ni Cr涂层的SEM高倍组织照片也可以看出, 涂层孔隙率低, 呈扁平组织结构, 结构紧密, 层与层之间结合紧密。涂层中呈团聚状的粒子与粒子之间结合紧密, 弥散分布在基体上。
2.2 涂层硬度
硬度在很大程度是决定了涂层的耐磨性和抗冲蚀性, 是涂层重要的性能指标, 它表征了材料表面抵抗破坏或变形的能力。Rabinowie提出了在干磨损试验条件下, 磨粒磨损的模型:
式 (1) 中, Wabr为磨损失重量;Kabr为磨粒磨损系数, 与磨料有关;L为法向载荷;H为硬度。由式 (1) 可知, 在相同载荷磨损条件下, 磨粒磨损失重量与硬度成反比, 即硬度越高, 材料耐磨性能越好。Cr3C2-25%Ni Cr涂层中含有大量的Cr的碳化物和少量氧化物, 碳化物和氧化物等硬质相, 有助于提高涂层的显微硬度。表3为涂层的显微硬度测量结果, 可以看出, Cr3C2-25%Ni Cr金属陶瓷复合涂层显微硬度极高, 其平均显微硬度值可达到936HV, 比未经处理的基体金属的241~285HV提高了3倍多, 可见耐磨性也有大幅度的提高。
2.3 涂层耐磨性能
由表4可见, 涂层的摩擦失重量约为基体的1/10, 这是由于基体相对涂层而言硬度较低, 致使基材表面质量损失很大;相比基体2Cr12Mo V合金而言, 涂层的摩擦系数还相对较低, 明显地改善了2Cr12Mo V合金表面的耐磨性能。
进行干滑动摩擦磨损试验时, 在法向载荷作用下, 试样表面上的微观凸出部分被硬度很高WC磨球嵌入试样表面, 试样材料相对硬度较低, 在滑动过程中被推挤、切削, 使得韧性材料发生塑性变形并进一步导致疲劳扩展、破坏, 材料中较脆的硬质相破碎并脱落。由图4可见, 未喷涂试样和喷涂后试样都是典型的磨粒磨损特征, 均出现了明显的沿滑动方向分布的切削犁沟, 其周围分布有磨屑, 且磨屑具有不同程度的脱落现象。超音速火焰喷涂后试样磨损表面相对较平整光滑, 犁沟既浅又细。未经喷涂的基体试样材料硬度较低, 被硬度较高的磨球切屑严重, 表面疲劳破坏较为严重, 部分金属材料转移到犁沟的两侧, 犁沟相对深且宽。在超音速火焰喷涂后的试样中, 耐磨性能大幅提高的关键因素是有大量硬度很高的硬质相Cr3C2的存在。一方面, 涂层有较高的硬度, 有较强抵抗磨球凸体压入涂层进行显微切削的能力;另一方面, 超音速火焰喷涂后涂层组织细小、均匀, 以Cr3C2为主的颗粒增强相弥散分布在Ni Cr固溶体中, 赋予了该涂层优异的强韧性, 在摩擦磨损过程中, 涂层裂纹的产生和显微剥落在较大的程度上得到改善。因而, 涂层表现出优良的摩擦磨损性能。
3 结论
利用HVOF喷涂技术在工业汽轮机阀杆材料表面上制备出优良的Cr3C2-25%Ni Cr金属陶瓷涂层, 涂层组织致密呈典型的层状结构, 涂层硬度平均HV936比基体提了3倍多, 与基体结合强度好, 平均达到71.6 MPa。此外, 涂层不仅具有较高的耐磨性能, 而且具有较低的摩擦系数, 明显的改善了阀杆2Cr12Mo V合金表面的摩擦磨损性能。
根据这一研究结果, 我公司已将经HVOF喷涂后的阀杆投入试用, 初步反映能满足要求, 将在充分验证后推广应用, 替代进口产品。
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低温超音速火焰喷涂 篇5
弹性模量是衡量材料产生弹性变形难易程度的指标,是评价涂层力学性能的重要参数。涂层的弹性模量对于涂层内部残余应力状态、涂层抗冲蚀磨损性能、 结合界面处的应力场分布、涂层的剥离和断裂有着重要的影响。测试涂层弹性模量的方法主要有梁弯曲实验、拉伸实验、压痕法、表面波法和挠度法等[6,7,8,9]。其中Knoop压痕法由于使用设备简单、易于操作、压痕浅、压痕对角线长等特点,是最常用的方法之一。本工作采用Knoop压痕法对HVO-AF在不同状态条件下制备的涂层弹性模量进行测试,研究热喷涂过程中火焰温度和粉末粒度对WC-Co涂层弹性模量的影响。
1涂层制备
1.1制备方法
图1为超音速火焰喷涂系统示意图。
工作原理:采用氧气或压缩空气为助燃剂,煤油作燃料,控制系统将助燃剂(氧气,压缩空气,氧气与压缩空气的混合气)和煤油按照一定的压力和流量输送到喷枪,经过高性能雾化喷嘴雾化混合成液雾,然后喷入喷枪燃烧室,经火花塞点火后燃烧形成高温高压燃气, 再由拉伐尔喷嘴将其加速到超音速。喷涂粉末由送粉系统从拉伐尔喷嘴的低压区送入超音速射流中,射流将其加温 加速后从 喷枪喷出,喷到基体 表面形成 涂层[10,11]。该系统可以在三种状态下进行工作:HVOF为煤油与氧气燃 烧,产生高温 高速焰流 状态;HVOAF为煤油与氧气、空气的混合气体燃烧状态;HVAF为煤油与空气燃烧,产生低温低速焰流状态。HVOAF超音速火焰喷涂实现了在HVOF和HVAF状态之间连续转换,焰流温度在1400~2800℃大范围内连续调节。
1.2涂层材料与工艺
以45#钢为基体材料,采用WC-12Co纳米粉末 (Infromat公司提供),商用牌号为S7412,粉末晶粒度约为50~500nm,粉末粒度 为1~45μm(团聚处理 后)。为了分析粒度差异对弹性模量的影响,选用自贡硬质合金厂提供的微米级粉末进行一组对比实验。
采用HVOF-AF设备制备涂层,由气瓶中的氧气与氮气混合 形成高压 空气,分三种条 件制备涂 层: HVAF,氧气和大量氮气混合组成混合气与煤油燃烧; HVO-AF,氧气和少量氮气混合组成混合气与煤油燃烧;HVOF,氧气与煤油燃烧。WC-12Co涂层的喷涂制备工艺参数如表1所示,涂层厚度约为0.4mm。
1.3涂层测试
采用Knoop压痕法测 量涂层的 弹性模量;采用NEOPHOT-21型硬度计测量涂层的显微硬度;涂层显微组织结构分析采用VEGAⅡ 型扫描电镜(SEM) 进行;物相分析采用X’pert PRO型X衍射仪进行,扫描角度为15~100°。
2结果及分析
2.1涂层的弹性模量
用Knoop压痕法测量涂层弹性模量,取多次测量平均值,测量数据及涂层弹性模量计算结果如表2,3所示。
表2中得到的压痕深度为压痕长边的1/30[12],可见压痕深度明显小于涂层的厚度,因而可忽略基体材料对涂层弹性模量测试的影响。由表3可知,纳米结构WC-12Co涂层的弹性模量相比微米结构涂层有了很大程度的提高,而且HVO-AF状态下涂层的弹性模量最大,甚至达到300GPa以上,而45#钢基体的弹性模量为210GPa,可见喷涂WC-12Co纳米涂层很大程度上提升了材料抵抗变形的能力,优化了基体表面的力学性能。
2.2涂层的显微硬度
500g/15s下WC-12Co涂层的显微硬度测试结果如表4所示。
由表4可知,纳米结构WC-12Co涂层的显微硬度相比微米结构涂层高得多,由此也证明纳米结构WC12Co涂层的显 微硬度近 似符合多 晶材料的Hall Petch规律[13],即显微硬度随晶粒尺寸的减小而增加。 而且,HVO-AF状态下涂层的显微硬度最大,这与弹性模量的变化趋势相同,由此可以看出涂层的显微硬度与弹性模量呈现相似的变化规律[14]。
2.3粉末及涂层的组织结构
图2为WC-12Co粉末的SEM图。可知,纳米粉末原始晶粒尺 寸分布均 匀,而微米结 构的WC-12Co粉末形貌为多角状,WC晶粒尺寸的分散性较大,在经过团聚处理后,部分颗粒可达到40~50μm,但小的晶粒尺寸也可以达到亚微米级。
图2 WC-12Co粉末的SEM 图 (a)纳米粉末;(b)微米粉末 Fig.2 SEM images of WC-12Co powder (a)nano powder;(b)micro-powder
图3为四种喷 涂工艺参 数条件下 制备的涂 层SEM图。由图3(a),(b),(c)可知,三种涂层的显微组织差别很小,颜色较浅的粒子为WC颗粒,其弥散分布在Co基体上,涂层均匀 且致密,粒子之间 界面明显,在涂层形成过程中,由纳米颗粒造粒形成的微米级粒子高速撞击基体后,团聚的大颗粒分散开形成均匀的纳米结构涂层。对比图3(b),(d)可知,在相同工艺参数条件下,纳米结构涂层相比微米结构组织结构更为致密,孔隙率更低,涂层中的WC颗粒更为细小,分布更为均匀。
图4为四种喷 涂参数工 艺条件下 制备的WC12Co涂层截面SEM图。可知,制备的四种涂层都无明显的层状结构,孔隙率均较低,而且纳米涂层孔隙率较微米涂层更低。这是由于WC-12Co原始粉末特性有差异,导致喷涂过程中颗粒受热的温度不同,因而粉末到达基体时因加速速率的不同导致所具有的动能和热焓值不同[15,16]。实验中,纳米喷涂粒子在到达基体时相比微米粒子具有更高的热焓和动能,喷涂粒子熔融程度更高,对基体的撞击作用更强,且铺展性好,因而与基体发生很好的嵌合,使得颗粒与涂层,涂层与基体之间没有产生裂纹,结合紧密。
由涂层显微组织结构分析可知,纳米结构涂层相比微米结构涂层致密很多,这也从显微结构上解释了纳米结构涂层具有更高的弹性模量。
图3 WC-12Co涂层SEM 图 (a)HVOF喷涂纳米涂层;(b)HVO-AF喷涂纳米涂层;(c)HVAF喷涂纳米涂层;(d)HVO-AF喷涂微米涂层 Fig.3 SEM images of WC-12Co coatings (a)nano coating under HVOF;(b)nano coating under HVO-AF;(c)nano coating under HVAF;(d)micro-coating under HVO-AF
图4 WC-12Co涂层截面SEM 图 (a)HVOF喷涂纳米涂层;(b)HVO-AF喷涂纳米涂层;(c)HVAF喷涂纳米涂层;(d)HVO-AF喷涂微米涂层 Fig.4 SEM images of WC-12Co coatings section (a)nano coating under HVOF;(b)nano coating under HVO-AF;(c)nano coating under HVAF;(d)micro-coating under HVO-AF
2.4粉末及涂层的相结构
图5,6分别为WC-12Co纳米粉末及WC-12C涂层在四种喷涂工艺参数 条件下的X射线衍射图谱。 可知,WC-12Co粉末的XRD衍射图谱较为平整,WC的峰值很高,无其他杂质的峰值,表明实验所用WCCo粉末较为纯净,经能谱分析可得,Co的质量分数为12%。对比图6(a)~(d)可知,纳米涂层的衍射峰较杂,而微米涂层的衍射峰较为平整,说明在喷涂过程中微米涂层未发生明显的分解。由XRD分析可知,涂层中均含有微量的W2C和Co6W6C,纳米涂层中W2C相的衍射峰明显高于微米涂层,尤其是在HVOF条件下(图6(a))。说明在喷涂过程中,随着WC颗粒数量增加和尺寸减小,细小WC颗粒与焰流的接触面积增大,焰流温度更高,使得熔化更加充分,导致脱碳更加严重[17]。对比分析图6(a),(b),(c)三种涂层,其中都有少量的非晶相,峰值较弱处有较强的荧光现象,说明在涂层中有部分Co单质的存在。在HVOF状态下, 纳米WC-12Co粒子分解 较为严重,W2C相在涂层 中出现较 多 ,而在HVAF和HVO-AF状态下WC的分解很少,尤其是HVAF状态下,X射线衍射峰较为平整。表明焰流温度随着氮气量增加下降,在HVAF状态时焰流温度大约只有1500℃,使得WC的分解得到有效控制。
图6 WC-12Co涂层 XRD图谱 (a)HVOF喷涂纳米涂层;(b)HVO-AF喷涂纳米涂层;(c)HVAF喷涂纳米涂层;(d)HVO-AF喷涂微米涂层 Fig.6 XRD diffraction spectra of WC-12Co coating (a)nano coating under HVOF;(b)nano coating under HVO-AF;(c)nano coating under HVAF;(d)micro-coating under HVO-AF
由涂层相分析可知,在HVOF状态下WC分解较多,降低了涂层的硬度,使得弹性模量下降;而HVOAF和HVAF状态下相组 成差别很 小,但HVO-AF焰流温度比HVAF高,喷涂粒子在到达基体时具有更高的动能和热焓值,粉末颗粒熔融程度更高,对基体的撞击作用更强,使得颗粒与涂层之间结合更加紧密,而且WC分解较少,因而涂层的弹性模量更大,这就使三种纳米结构涂层弹性模量出现了差别。
3结论
(1)HVO-AF制备的WC-12Co纳米结构涂层,与基体结合良好,孔隙率低;纳米结构涂层相比微米结构涂层组织更加致密,涂层硬度和弹性模量显著提高,提升材料抵抗变形的能力。
(2)在HVO-AF状态下,焰流温度较高,WC分解较少,纳米WC-12Co涂层致密度最高,其弹性模量最大,可达到300GPa以上,结合涂层的显微组织和相结构分析可知,涂层的致密度越高,其弹性模量越大。
低温超音速火焰喷涂 篇6
固体粒子冲蚀磨损是金属材料失效或破坏的重要因素之一。表面涂层技术是提高金属材料表面抗冲蚀性能的重要措施, 超音速火焰喷涂 (HVOF) 处理后金属材料表面抗冲蚀磨损效果优良, WC-Co涂层在汽轮机、涡轮机等领域已获得了广泛应用。目前, 对HVOF喷涂WC-Co涂层冲蚀磨损性能的研究主要从喷涂工艺参数、粉末初始形貌、碳化物颗粒尺寸等方面入手[1~3], 而从冲蚀粒子的性质对涂层冲蚀磨损性能的影响方面研究报道较少。本工作选用了棕刚玉砂、石英砂及黄砂3种冲蚀磨料, 从磨料形貌及硬度方面考察了其对HVOF喷涂WC-Co涂层冲蚀磨损性能的影响。
1 试验
(1) 基材前处理基材为Q235低碳钢, 尺寸为50 mm×40 mm×5 mm。为提高涂层与基体之间的结合强度, 采用24目棕刚玉砂在压缩空气加速下对基体表面进行粗化处理。
(2) 制备WC-12Co喷涂粉末为WC-12%Co粉末, 粒度范围为15~45μm。喷涂设备为CH-2000型超音速火焰喷涂系统, 喷涂参数:氧气、燃气和送粉气压力分别为0.55, 0.40, 0.60 MPa;标准状态下氧气、丙烷和氮气流量分别为430, 30, 36 L/min。涂层厚度为300~400μm。
(3) 冲蚀条件用常温干砂冲蚀磨损试验机测试涂层的冲蚀性能:以0.35 MPa的压缩空气为加速气体;冲蚀磨料为棕刚玉砂、石英砂和黄砂;每次冲蚀磨料量为40 g, 冲蚀角度为30°~90°;连续冲蚀到涂层质量损失呈稳定变化 (稳定冲蚀磨损状态) 为止。
(4) 测试分析涂层的冲蚀率为稳定冲蚀磨损状态下单位质量磨料产生的涂层质量损失。
采用HVS-1000显微维氏硬度计测量磨料的硬度。采用TESCAN, vegaⅡLSU扫描电镜对磨料表面形貌、涂层显微结构及涂层冲蚀后的表面形貌进行观察。
2 结果与讨论
2.1 3种粒子的形貌及硬度
3种磨料的表面形貌见图1。棕刚玉砂和石英砂表现为不规则的多角状, 黄砂则具有较规则的近圆外形。棕刚玉的硬度最大, 为 (2 337±347) HV3 N, 石英砂的硬度次之, 为 (1 353±302) HV3 N, 黄砂的硬度最小, 为。
2.2 WC-12Co涂层的组织结构
WC-12Co HVOF涂层的显微结构见图2。图2显示:在超音速火焰中加热的WC-12Co粉末呈现出熔化和半熔化状态, 在后续与基体及与已沉积粒子的撞击过程中发生扁平化变形并固化, 扁平化粒子间结合紧密, 涂层内部孔隙较均匀。
2.3 冲蚀磨损行为
表1为3种磨料不同冲蚀角对WC-12Co涂层冲蚀率的影响。从表1可以看出:对同一种冲蚀粒子, 当冲蚀角度从30°增加到90°时, 冲蚀磨损失重率逐渐增大, 90°时的冲蚀磨损率达到最大值, 与文献[1]中结果一致;不同的冲蚀粒子对WC-12Co涂层的冲蚀磨损失重率是不一样的:无论冲蚀角如何变化, 都是棕刚玉砂的最大, 石英砂次之, 黄砂最小。
mg/g
棕刚玉砂和石英砂均为不规则的多角状, 而黄砂则具有较规则的近圆外形, 不规则多角状的磨料对涂层的冲蚀较磨损失重率较大, 较规则的近圆外形对涂层的冲蚀磨损较小。
在30°冲蚀时, 对WC-12Co涂层中的粘结相以切削为主, 同时伴随着锤击作用, 多角状冲蚀粒子对粘结相Co的切削比近圆外形磨料的大, 粘结相Co被切削后, 露出碳化物WC颗粒, 在锤击作用下发生WC颗粒的脱落;90°冲蚀时, 对WC-12Co涂层主要以锤击作用为主, 同时伴随着切削作用, 当撞击的位置为粘结相时容易产生较深的切痕, 切痕的产生易于使相邻的WC相产生松动并脱落。因此, 石英砂对涂层的冲蚀磨损较黄砂大, 该结果与上述的规律是一致的。
棕刚玉砂的硬度较石英砂的大, 更易于使粘结相产生较深切痕, 加速涂层的失效;硬度较大的棕刚玉砂在锤击过程中自身不易碎裂, 而硬度较小的石英砂在冲蚀过程中易发生碎裂, 减弱了其对涂层的冲蚀磨损作用。
图3是涂层冲蚀磨损后的表面形貌。从图3可以看出, 多角状磨料冲蚀的涂层表面除了留下不规则的坑洞 (图3a、3b中1所示) 外, 还伴有粘结相的切痕 (图3a、3b中2所示) , 硬度大的棕刚玉砂冲蚀后留下的切痕较石英砂深;近圆外形黄砂冲蚀的表面显示出近圆形的坑洞 (图3c中1所示) , 同时粘结相的切痕很浅 (图3c中2所示) 。这与前面所述的分析一致。
3 结论
(1) HVOF法制备的WC-12Co涂层为层状组织结构, 扁平化粒子间结合紧密, 涂层内部孔隙较均匀。
(2) 硬度相近条件下, 不规则的多角状冲蚀粒子对涂层的冲蚀磨损大;硬度较大的冲蚀粒子对涂层的冲蚀磨损比硬度小的大。
(3) 不规则的多角状磨料冲蚀的涂层, 表面留下不规则坑洞及较深的切痕;规则的近圆外形黄砂冲蚀的表面留下近圆形的坑洞, 同时粘结相的切痕较浅。
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低温超音速火焰喷涂 篇7
1 实验过程
喷涂粉末为商用Cr3C2-10%NiCr (质量分数, 下同) 、Cr3C2-25%NiCr、Cr3C2-40%NiCr粉末, 粒度范围为15~45μm。
基体材料为低碳钢 (Q235) , 冲蚀试样尺寸为50mm×40mm×5mm。试样经粗化后, 喷涂约200μm厚的涂层。
喷涂设备为西安交通大学焊接研究所研制的CH-2000型超音速火焰喷涂系统。喷涂实验参数:氧气、燃气和送粉气的压力分别为0.55MPa、0.40MPa和0.6MPa;丙烷流量为36L/min;氧气流量为422L/min;氮气流量为36L/min。
冲蚀试验机用西安交通大学研制的常温干砂冲蚀磨损试验机进行, 压缩空气为加速气体。喷嘴直径3.6mm喷嘴口到试样表面中心距离为100mm。压缩空气压力为0.35MPa, 60目的棕刚玉砂为冲蚀磨料, 冲蚀角度在30°到90°间变化。每次冲蚀磨料为40g, 连续冲蚀到涂层失重量呈稳定变化 (稳定冲蚀磨损状态) 为止。涂层的冲蚀磨损性能用涂层的冲蚀率表示。涂层的冲蚀率是指稳定冲蚀磨损状态下, 单位质量磨料产生的涂层冲蚀磨损失重量, 单位为mg/g。
粉末特征, 涂层显微组织结构以及冲蚀后的断面形貌用扫描电镜进行观察。
2 结果与讨论
2.1 粉末特征
图1表示的为Cr3C2-NiCr粉末在扫描电镜 (SEM) 下的形貌。从图中可以看出Cr3C2-25%NiCr粉末呈较规则的球形, 粉末成分较均匀, 几乎没有单独的NiCr粒子;Cr3C2-10%NiCr粉末和Cr3C2-40%NiCr粉末含有部分近似球形规则的粒子;而且在Cr3C2-10%NiCr粉末和Cr3C2-40%NiCr粉末中含有不同数量的NiCr粒子, 其中Cr3C2-40%NiCr粉末中含的NiCr粒子数较多。
2.2 涂层冲蚀磨损特性
图2中 (a) 、 (b) 、 (c) 分别表示的是Cr3C2-10%NiCr涂层和Cr3C2-25%NiCr涂层、Cr3C2-40%NiCr涂层在30°、60°、90°冲蚀角度下典型涂层的累积冲蚀失重量与冲蚀次数之间的关系。从图中可以看出:90°冲蚀角度下, 涂层的累积冲蚀失重量与冲蚀次数基本呈线性关系;30°、60°冲蚀角度下, 涂层的冲蚀失重量随冲蚀次数的变化关系与90°稍有不同, 当冲蚀次数较少时, 涂层的累积冲蚀失重量较大, 2次以后涂层的累积冲蚀失重量较小, 与冲蚀次数基本呈线性关系。粉末粘结相含量不同的涂层表现出的冲蚀磨损特性是基本一致的。涂层的累积冲蚀失重量与冲蚀次数的线性关系表明, 涂层的累积冲蚀失重量随冲蚀的次数的增加而呈线性增加。
2.3 粉末粘结相含量对冲蚀性能的影响
图3中曲线表示的是不同粘结相含量的Cr3C2-NiCr涂层的冲蚀率随冲蚀角度的变化关系。从图中可以看出:随冲蚀角度的增大, Cr3C2-NiCr涂层的冲蚀率增大, 在90°冲蚀角度下冲蚀率达到最大。粘结相含量不同的3种涂层在不同的冲蚀角度下表现出的冲蚀率的规律是一致的。通常认为[6], 脆性材料的冲蚀失重量随冲蚀角度的增大而增大, 在90°时达到最大值;而塑性材料的冲蚀失重量在30°时达到最大, 超过30°, 冲蚀失重量迅速减小。本实验研究所得到的冲蚀角度与冲蚀率之间的变化关系与脆性材料的冲蚀规律相同, 可以认为粉末粘结相含量对HVOF喷涂制备的Cr3C2-NiCr金属陶瓷涂层的冲蚀失效的主要机制不起决定性的影响。
通过比较3种涂层在同一角度下的冲蚀率, 可以得出:粘结相含量为40%的Cr3C2-NiCr涂层的冲蚀率最小;粘结相含量为10%的Cr3C2-NiCr涂层的冲蚀率次之;粘结相含量为25%的Cr3C2-NiCr涂层的冲蚀率最大。可见, 粘结相含量对HVOF喷涂涂层的抗冲蚀磨损性能有影响 (见图3) 。
2.4 涂层冲蚀磨损失效行为
图4中所表示的是不同粘结相含量的Cr3C2-NiCr涂层的断面显微组织结构。从图中可以看出, 粘结相含量为10%的涂层孔隙数量较多, 粘结相含量为25%的涂层孔隙数量较少, 粘结相含量为40%的涂层孔隙数量最少。通过比较孔隙的大小可以看出, 粘结相含量为10%和40%的涂层孔隙直径较小, 而粘结相含量为25%的涂层孔隙直径较大。
根据纪[5]等的研究, HVOF喷涂Cr3C2-25%NiCr涂层的冲蚀磨损表现为脆性材料冲蚀特性, Cr3C2-25%NiCr涂层的失效主要以粒子的片层状脱落为主。图5所表示的是不同粘结相含量的碳化铬镍铬涂层的90°冲蚀磨损断面形貌。从图中可以看出, 3种粘结相含量的碳化铬镍铬涂层在次表面都出现不同程度的裂纹, 部分裂纹已经扩展到表面。通过对比3种涂层的裂纹特征发现:粘结相含量为25%的碳化铬镍铬涂层的裂纹较多, 而且在次表面以下的区域也出现了裂纹扩展;粘结相含量为10%和40%的碳化铬镍铬涂层在次表面以下几乎没有出现裂纹的扩展。
从粉末结构和涂层结构来看, Cr3C2-10%NiCr粉末和Cr3C2-40%NiCr粉末都含有NiCr粒子, Cr3C2-40%NiCr包含的NiCr粒子较多, 而Cr3C2-25%NiCr粉末几乎不含NiCr粒子;经过HVOF喷涂后的涂层, Cr3C2-10%NiCr涂层和Cr3C2-40%NiCr涂层中分布有不同程度的NiCr片层, 而Cr3C2-25%NiCr涂层中几乎没有NiCr片层。在磨料的冲蚀下, Cr3C2-10%NiCr涂层和Cr3C2-40%NiCr涂层中的NiCr片层缓解了一部分的冲击力, 而Cr3C2-25%NiCr涂层几乎没有NiCr片层, 同时Cr3C2-25%NiCr涂层中的大孔隙导致应力集中使裂纹容易产生并迅速扩展。使Cr3C2-25%NiCr涂层的抗冲蚀性能较差, 而Cr3C2-10%NiCr涂层较好, Cr3C2-40%NiCr涂层的冲蚀性能最好。
3 结论
(1) HVOF喷涂粘结相含量不同的Cr3C2-NiCr涂层表现出的冲蚀磨损特性是基本一致的, 即随冲蚀次数的增加失重量呈近似线性增加。
(2) HVOF喷涂粘结相含量不同的Cr3C2-NiCr涂层均表现出脆性材料的冲蚀特性。
(3) 粘结相在涂层中的分布形式影响涂层的抗冲蚀磨损性能, 但不改变冲蚀失效的主要机制。
摘要：采用不同粘结相含量的粉末, 运用超音速火焰喷涂方法制备了Cr3C2-NiCr涂层。运用干砂冲蚀磨损试验机检测不同冲蚀角度下涂层的冲蚀磨损性能, 研究粉末粘结剂含量对沉积涂层冲蚀磨损性能的影响。运用扫描电镜技术观察并分析Cr3C2-NiCr涂层冲蚀磨损失效行为。结果表明:粘结相含量不同的HVOF喷涂涂层均表现出脆性材料的冲蚀磨损特性, 随冲蚀次数的增加失重量呈近似线性增加;粘结相在涂层中的分布形式影响涂层的抗冲蚀性能, 但不改变冲蚀失效的主要机制。
关键词：粘结相,超音速火焰喷涂,Cr3C2-NiCr涂层,冲蚀行为
参考文献
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