等离子弧技术

等离子弧技术（精选6篇）

等离子弧技术 篇1

在整个采煤过程中,截齿作为采煤机和掘进机上的割煤及破岩工具,直接受到岩石与煤的磨粒磨损及冲击作用,是消耗量最大的煤矿机械零部件之一[1,2,3]。因此,研制了耐磨无火花截齿,在齿头表面微弧等离子熔覆硬质合金层。

1 微弧等离子熔覆—注入技术

转移弧及非转移弧电流均小于50 A的联合等离子弧称为微弧。微弧等离子熔覆除具有普通等离子熔覆的优点外,还具有以下特点:①热输入小,不易产生变形,熔覆层表面更加美观;②电流波动范围窄,对热影响区组织性能影响小,热影响区宽度小;③可控性更好,易于实现材料的精细加工。

二次注入工艺原理:随着等离子炬的移动,主体合金粉末在等离子弧柱内熔化形成熔池,二次注入粉末通过独立送粉装置进入熔池,通过熔池的搅拌作用弥散分布于主体合金熔覆层中。二次注入粉末在主体熔覆合金层中的深度可以通过调节喷嘴角度和送粉气流量来实现。

2 截齿微弧等离子熔覆—注入设备

与普通截齿等离子熔覆设备相比,截齿微弧等离子熔覆—注入设备设计有双工位精确送粉系统及专用微弧等离子炬。

2.1 双工位精确送粉系统

截齿微弧等离子熔覆—注入设备中的双工位精确送粉系统由互相独立的2套双仓等压精确送粉器组成,分别完成输送主体粉末及二次注入粉末的工作。双工位精确送粉系统如图1所示。

主体粉末采用轴向送粉方式,即将主体粉末直接送入等离子弧柱中心位置,这样有利于提高主体粉末的熔化效率。二次注入粉末采用径向送粉方式,即将二次注入粉末从侧向送入等离子弧柱内从而进入熔池。这样有利于防止二次注入粉末过度烧损分解。注入喷头的角度直接影响二次注入粉末最佳的送粉量及送粉深度,大量试验验证,当注入喷头与基体表面呈30°夹角时注入效果最好(图2)。同时,因为注入喷头靠近等离子弧柱,所以其应选用导热性能良好的铜铬合金制成。

2.2 专用微弧等离子炬

由于常规等离子炬多采用弧柱外送粉方式,无法实现主体粉末弧柱中心位置熔化的工艺要求,因此,设计出专用微弧等离子炬(图3)。该等离子炬既可以获得稳定而柔和的等离子束流,同时采用弧柱内送粉方式,也可以获得高质量的熔覆层,在满足工艺要求的前提下可显著提高熔覆效率。

3 应用效果

新研制的耐磨截齿与常规截齿进行火花试验对比情况如图4所示。新研制的耐磨截齿在采煤过程中不产生火花,煤炭开采的安全性显著提高。

该耐磨截齿分别于2011年12月—2012年2月在兖煤集团榆树湾煤矿和2012年5—6月在山西焦煤集团官地煤矿进行了工业性试验,试验数据显示,每进尺550 m,采用该耐磨截齿消耗量为50支,远远少于常规截齿的200支;与“肯纳”牌截齿相比较,该耐磨截齿是其消耗量的70%。工业性试验结果表明,该耐磨无火花截齿耐磨性能优良,其使用寿命远远超过国内外品牌截齿,强化效果显著。

4 效益分析

4.1 直接经济效益

按每月生产1万支截齿进行计算,其销售收入与利润预测见表1。

4.2 间接经济效益

与常规截齿相比,该耐磨无火花截齿使用寿命显著延长,降低了截齿的消耗量,减少了采煤设备的检修时间,为煤矿企业节省了开支,保障了煤矿生产的正常进行。

5 结语

(1)本研究首次将微弧等离子熔覆与二次注入陶瓷颗粒复合工艺应用于截齿表面,拓展了微弧等离子表面熔覆技术和陶瓷材料的应用范围。

(2)该耐磨无火花截齿抗磨性能显著,其使用寿命远超国内外截齿的使用寿命,效果显著,经济效益和社会效益良好。

参考文献

[1]高彩云,赵云才.矿用截齿失效原因及对策讨论[J].矿山机械,2000(12):25.

[2]王新.提高掘进机截齿可靠性的途径[J].煤矿机械,2010(5):179-181.

[3]申胜利.采煤机和掘进机截齿的失效形式分析及对策[J].煤矿机械,2005(7):53-55.

Q235等离子弧焊接工艺研究 篇2

随着科学技术的不断进步,人们对焊接工艺有了更高的要求;等离子焊接的优越性被人们逐步地认识与接受,其社会效益将不可估量。近几年国内也对等离子焊接工艺进行研究,并取得了一定的成果,但到目前为止这种工艺还没有在实际生产中得到广泛的应用;大多数焊接生产厂家仍采用焊条电弧焊和钨极氩弧焊方法,这两种方法存在焊接效率低、坡口制备成本高、焊接变形大等缺点。所以大力推广等离子焊接方法在焊接专机行业中的应用势在必行[2,3]。

基于目前对6 mm厚Q235碳钢单面焊双面成型的等离子弧焊工艺相关报道文献较少,因此对6 mm厚Q235碳钢进行了工艺研究,以便大力推广等离子工艺在碳钢焊接行业中的应用。

1 试验材料及设备

1.1 试验材料

试验材料为Q235碳钢,试样尺寸为500 mm×150 mm×6 mm。为保证等离子焊接过程的稳定性,焊件的装配间隙以及错变量要控制在一定范围内,材料的化学成分,见表1。

1.2 试验设备

该试验采用的是美国飞马特公司的等离子弧焊接设备,主要由焊接电源、PWM 300等离子焊枪、离子发生器与制冷系统构成。

(%)

2 试验方法与焊接工艺

2.1 试验方法

该试验对6 mm厚Q235碳钢板材进行等离子焊接,试板为I形坡口、无间隙,采用小孔型等离子弧焊方法进行水平焊接,填充焊丝,单面焊双面一次成型。

该试验对焊接电流、焊接速度与离子气流量这3个主要因素进行正交试验,每个因素取3个水平。根据上述因素水平要求,选用L9(34)正交表作为试验的实施方案。

2.2 最优工艺参数

经过多次试验,通过正交试验对不同厚度的Q235碳钢进行工艺参数优化,取焊接电流为I=230 A,离子气流量厚Q=1.8 L/min,弧长为6 mm,焊接速度为v=210 mm/min,焊丝型号为ER70-S,直径厚1.2 mm。

3 试验结果与讨论

3.1 焊缝的宏观形貌

焊缝表面成形均匀光滑无裂纹、焊瘤和咬边。6 mm厚Q235碳钢焊缝正反面宏观形貌,见第98页图1。可以看出,对于6 mm厚Q235碳钢材料,采用小孔型等离子弧焊技术,在不开坡口、不需要背面强制成形保护条件下,可以一次焊双面良好成形,从而极大地提高了焊接生产率;而且双面焊缝成形美观,均匀致密,接头内部缺陷率低,焊接变形小。因此,等离子焊接具有极大的应用前景。

3.2 X射线检测

按照JB/T 4730.2—2005承压设备无损检测(第2部分:射线检测方法),对Q235对接焊缝进行射线检测,试件尺寸为500 mm×300 mm×6 mm,全部符合标准要求。焊缝均无缺陷,均无未焊透、未熔合、裂纹等其他缺陷,焊缝评定等级为I级。

3.3 等离子弧焊焊接接头拉伸试验结果分析

Q235碳钢焊接接头拉伸试验结果,见表2。

Q235碳钢母材抗拉强度为450 MPa与440MPa,焊接接头抗拉强度为480 MPa与475 MPa,均大于Q235碳钢的最低抗拉强度400 MPa。因此焊接接头抗拉强度符合规定的技术要求。

3.4 金相显微组织

采用GB/T 13298—1991金属显微组织检验方法规定的试验方法,进行取样,如图2-a所示,焊缝组织为珠光体+铁素体;如图2-b所示,热影响区(母材侧)组织为珠光体+铁素体;如图2-c所示,母材组织为铁素体+珠光体。

4 结论

1)采用等离子弧焊小孔效应的单面焊双面成形,不开坡口可以一次穿孔焊接6 mm厚Q235碳钢材料,焊缝截面呈酒杯状,尤其适用于密闭容器、小直径管焊缝等背面难以施焊的结构。

2)按照JB/T 4730.2—2005承压设备无损检测(第2部分:射线检测方法),对Q235不锈钢,进行X射线探伤,无圆形、条形缺陷,均无未焊透、未熔合与裂缝等缺陷,焊缝等级为I级。

3)采用GB/T 228—2002金属材料室温拉伸试验方法,对Q235碳钢进行拉伸试验方法,抗拉强度合格,符合产品标准所规定的技术要求。Q235断裂部位为母材,断裂特征为韧断。

4)按照GB/T 13298—1991金属显微组织检验方法,SUS304焊缝为珠光体+铁素体,热影响区为珠光体+铁素体,母材为铁素体+珠光体。

摘要：对6 mm厚的Q235碳钢,进行了等离子弧焊接试验,分析了Q235碳钢等离子弧焊接特点,并且对焊缝进行了X射线检验,研究了其力学性能及金相组织。

关键词：等离子焊接,Q235碳钢,小孔效应,焊接工艺,焊接

参考文献

[1]何明戟,朱志康,陈淑慧.等离子弧焊机的发展与前景[J].电焊机,2007,37(9):5-7.

[2]陈国余,刘毅,王林林,等.等离子焊接系统在不锈钢焊管生产中的应用[J].焊管,200528,(5):51-53.

等离子弧技术 篇3

燃油和石油已成为影响我国经济和能源安全的战略物资, 在国家电力公司电力规划中提出, 要加大力度抓好等离子点火技术的完善与推广。近年来, 等离子点火技术得到了广泛的应用, 无油点火的能源消耗仅为传统燃油点火的15%-20%, 对于新建电厂减少上千万的投资和试运行费用, 从根本上解决燃油点火机组在启动初期对环境的污染, 以及燃油对除尘设备的损害, 取得了良好的节油效果和巨大的社会效益, 等离子点火技术的发展与应用有着广阔的前景和市场需求。

等离子拉弧点火的原理:

等离子发生器利用直流电流 (300A、300V) 在介质气压 (0.01-0.03MPa) 的条件下接触引弧, 并在强磁场控制下, 获得稳定功率的直流空气等离子体, 等离子体被定义为除固、液、气三态之外的第四态物质存在形式, 内含有大量化学活性的粒子, 形成温度大于5000K的, 温度梯度极大的局部高温区。煤粉通过温度高达4000℃、含有大量化学活性粒子的等离子体火核时, 迅速破裂气化, 并可再造挥发分, 以其较低的点火功率稳定地将煤粉直接点燃。等离子发生器为磁稳空气载体发生器, 它由线圈、阴极、阳极组成。其中阴极材料采用高导电率的金属材料或非金属材料制成, 阳极采用高导电率、高导热率及抗氧化的金属材料制成, 它们均采用水冷方式, 以承受电弧高温冲击。线圈在高温250℃情况下具有抗2000V的直流电压击穿能力, 电源采用全波整流并具有恒流性能。其拉弧原理为:首先设定输出电流, 当阴极前进同阴极接触后, 整个系统具有抗短路的能力且电流恒定不变, 当阴极缓缓离开阳极时, 一定压力的空气在电弧的作用下, 被电离为高温等离子体, 其中带正电的离子流向电源的负极形成电弧的阴极, 带负电的离子及电子流向电源的正极形成电弧的阳极, 电弧在线圈磁力的作用下拉出喷管外部, 其能量密度高达105-106W/cm2, 为点燃不同的煤种创造了条件。

等离子的结构和原理决定了它的拉弧有诸多条件限制。冷却水压、载体风压、控制电源、数据通讯、FSSS限制、极头的损耗、机械部分、间隙设置、电气故障等诸多方面都可能导致无法拉弧、拉弧不成功或者运行中断弧。

1 拉弧条件不满足常见的原因及处理方法

1.1 载体风压不满足

等离子点火器的载体风一般取自厂用压缩空气母管, 经过手动调门调节至规定值范围内, 风压在小范围内稳定波动, 实际符合要求。但由于压力开关元件本身故障或者质量问题导致风压监测相关继电器不动作, 导致风压条件不满足, 无法拉弧, 这就需要更换质量好稳定性高的压力开关来满足要求, 并定期进行检查维护。

1.2 冷却水压不满足

冷却水采用化学的除盐水, 水质合格。通过专用的等离子冷却水泵来供给阴极、阳极及线圈的冷却水, 特殊情况下由于缺水、冷却泵本身故障等原因导致冷却水压不合格, 及时调整处理即可, 冷却水压条件在实际运行中基本满足且很稳定。

1.3 MFT条件

锅炉MFT条件未复归或者强制, 锅炉FSSS系统会自动闭锁等离子点火系统, 只有MFT条件消失才会开放等离子点火系统。

1.4 控制电源故障

等离子热工总电源和通讯及风扇电源故障都会导致控制电源故障, 拉弧条件不满足。合理标注各路电源, 便于及时查找处理和更换。还有通讯故障、遥控位不满足等原因都可导致拉弧条件不满足。

2 拉弧条件满足, 拉弧时电流电压都不变化的原因及处理方法

2.1 拉弧电机损坏

对电机机械部分及控制回路进行检查, 找出确切原因, 进行检修更换。

2.2 阴极杆卡涩

检修人员处理阴极导杆。

2.3 阴阳极不接触

需要检修安装人员打开固定螺丝, 手动推进阴极, 做好标记, 根据间隙设定, 重新固定位置。

2.4 整流柜内部故障

整流柜的整流器损坏、接触器触点脏污、继电器烧损等是常见的原因, 需要根据实际情况检查处理更换相关元件。

3 拉弧条件满足, 拉弧时电流变化电压不变化的原因及处理方法

3.1 拉弧电机损坏, 只能进不能退

对电机机械部分及控制回路进行检查, 找出确切原因, 进行检修更换。

3.2 载体风调得过高

压力表损坏, 惰性很大, 显示的压力远远高于实际压力。此时不能只根据压力表数值进行判断, 要实际的检查阀门开度进行实时调节, 或者更换压力表和压力开关。

3.3 阴阳极接触不良或损坏

极头烧损不均匀, 阴阳极污染, 阴极行程不够, 都可能导致阴阳极接触不良。此时需要检修人员退出等离子点火装置, 对阴阳极头进行检查, 手动调节阴阳极接触后, 做好标记, 重新进行位置固定, 再次进行拉弧确认故障是否消除。

4 等离子点火常见故障判断及处理方法

4.1 等离子启动前电压显示为20-24V, 这个是间隙电压

启动条件满足, 根据程序设定, 启动后阴极前进, 当与阳极接触后电压变为0V, 交流合闸, 实际电流逐渐上升至设定电流后, 阴极开始后退, 电压开始上升至250-340V之间, 启弧成功, 电弧稳定。但是在实际运行中遇到最多的问题就是电压无变化, 画面显示正在启动, 之后发出断弧信号, 其故障原因主要是因为阴阳极污染, 阴阳极接触上了但是不导通;另一个原因是阴极行程不够, 阴阳极接触不上。针对以上情况, 只需抽出阴极, 用砂纸打磨掉阴极表面的污染物和氧化物, 同时用厂家提供的钢刷清扫阳极, 处理后恢复;行程不够则需要调整行程, 松开电机支架与阳极支架之间的固定螺丝, 将电机固定支架向前移动, 手动进阴极, 能接触上, 再重新进行固定即可。

4.2 运行中断弧

极头随着拉弧时间的增加, 阴阳极头的损耗也在增加, 由于材质及作用的差别, 阳极的使用时间远远超过阴极, 阴极损耗相比非常严重 (一般阴极头设计使用寿命100小时, 实际使用时间大约70-80小时) , 在拉弧过程中直接体现在电压的变化上。 (以某90KW等离子点火器为例) 如果新换阴极头, 电流设定300A, 初始拉弧电压只有260V左右, 随着运行时间在增加, 阴极损耗在增加, 维持电弧的间隙电压也就逐渐上升, 电压到330V以上时, 就会出现出现电流较大波动 (270-330A之间) , 电弧不稳定而容易断弧。

5 阴极和阳极作为等离子点火器的作用部件, 它们都是由经

过特殊处理的高导电率高导热率抗氧化的金属材料制成, 它们的寿命直接关系等离子的使用

5.1 阳极寿命短的原因和处理方法

1) 载体风压力低, 提高载体风压力。载体风作为等离子的电离介质, 它同时起到一定的冷却和吹弧作用, 当电弧拉起后, 直流线圈的磁偏转将电弧集中在阳极内, 载体风过低, 电弧不够长, 阳极内部单位面积的电弧功率较高, 阳极损耗增大, 从而缩短寿命, 但同时, 载体风压力过高则容易断弧。

2) 冷却水压力低或温度高, 调整冷却水参数;冷却水有空气, 放气处理。等离子冷却水作为等离子点火器的主要冷却手段, 它如果不能及时将阳极的电弧热量及时带走, 将直接导致极头损耗加剧, 甚至损坏阳极。定期清洗滤网, 检查水管, 控制冷却水温是最常用的手法。

5.2 阴极寿命短的原因和处理方法:

1) 冷却水问题, 和阳极一样的处理。

2) 拉弧电流过高。降低拉弧电流在300A左右, 过高的电流将加剧阴极损耗。

3) 阴极头烧损不均匀。阴极头冷却不均匀或者风压及间隙设定不合理, 将导致阴极烧损形状不好, 应调整拉弧间隙和风压到最佳值, 阴极杆脱落也是造成阴极头烧偏的原因。

6 结束语

等离子运行时遇到问题, 应先根据数据曲线初步判断原因, 从简单原因入手, 不要一味的盲目拆卸或只会更换阴极头, 等离子为大电流高电压高热部件, 检修时要停电挂牌, 做好安全措施。开停机时, 等离子各部应该调整到最佳, 数据在额定范围内, 并做好记录, 以便以后对比查证;拉弧功率不能超过额定值, 否则将加速阴阳极的烧损, 各级变压器发热量大增, 对等离子的长期运行不利;定期工作检查等离子拉弧时, 不能只根据当时启弧是否成功来判断等离子是否可靠备用, 实际电压和电流的大小及波动, 都可以反映出等离子的工作状态, 进而决定是否需要检查维护及更换;每次检查更换阴极头, 一定要顺便检查清理阳极, 用砂纸打磨去掉阴极的污染物和氧化物, 检查阴阳极是否漏水, 检查中心筒是否结焦, 阳极支架里是否有脏东西, 密封水圈是否完好, 每一个小细节都可能导致等离子出问题, 维护时多一份细心, 拉弧运行时就多一份保障。等离子还算一个比较新的东西, 需要广大运行人员和检修人员共同努力, 在运行和检修过程中不断积累, 一起提高, 使等离子点火技术不断完善。

摘要：等离子点火作为一种先进的无油点火方式, 在火电行业里越来越受到大家青睐, 但由于诸多原因导致启弧不成功或者断弧, 给电厂的安全运行和启停机操作带来隐患, 现将启弧不成功及运行中断弧的常见故障进行分析并处理。

关键词：等离子,断弧,无油点火

参考文献

[1]宋浩.等离子点火装置讲课[Z].2005, 6.

等离子弧技术 篇4

Ti N涂层被广泛运用到工业、商业领域, 但该涂层在温度超过600℃时便被氧化, 出现涂层剥落、硬度下降等现象。而Ti Al N涂层的耐高温氧化温度达到800℃以上, 且具有膜基结合强度高、导热率低、摩擦因数小、耐腐蚀等特点, 因此Ti Al N涂层将成为Ti N涂层的替代材料, 具有较高的研究价值和潜力[1,2,3,4,5]。

多弧离子镀技术具有离化率高、沉积速率快、膜基结合强度高等优点, 在工具、模具的超硬镀膜、装饰镀膜等领域应用广泛[6]。本文总结了多弧离子镀技术的主要工艺参数以及其他影响因素对Ti Al N涂层性能的影响规律, 为多弧离子镀制备Ti Al N涂层工艺的设计提供参考。

1 影响Ti Al N涂层的工艺

1.1 基体负偏压的影响

多弧离子镀制备Ti Al N涂层发现, 基体负偏压过小或者过大都会导致涂层的表面质量下降, 单位面积上的颗粒尺寸大、密度大等现象[7,8,9,10,11];孔隙率随着基体负偏压的升高而降低[10,11];随着基体负偏压的增大, 沉积速率[9,10,12]、硬度[8,9,10,12,13][8,9,10,12,13]和膜基结合强度[14,15]均呈现先上升后降低的趋势。

1.2 靶电流的影响

靶电流越低, Ti Al N涂层单位面积上颗粒的尺寸和密度越小、色泽越均匀、膜层结合强度越高、致密度也越高, 但靶电流过小时沉积速率明显降低, 甚至出现灭弧现象。研究发现随着靶材电流的增大, 涂层的膜基结合强度逐渐增强[15], 显微硬度则呈先升高后降低趋势[16,17]。

1.3 氮气分压的影响

文献[15,16,17,18]指出氮分压在一定范围内增加, 制备的Ti Al N涂层表面更加致密平整, 晶粒更加细小且均匀;涂层的硬度和弹性模量呈先增大后减小的趋势, 而膜基结合强度则呈现先降低后上升的趋势。张飞等[19]研究B.Y.Shew的文章发现, 在保持真空度不变情况下, 当氮流量为1 sccm时, 涂层为非晶结构, 当氮流量小于6 sccm时, Ti Al N晶面择优取向为 (111) , 当氮流量大于6 sccm时, Ti Al N晶面择优取向为 (200) 。

1.4 镀膜温度的影响

镀膜温度的高低影响基体的硬度、涂层的硬度及膜基结合强度等性能指标。通过吉布斯的吸附原理可推断出镀膜温度越高, 基体对气体杂质的吸附就越少[20,21]。文献[16]指出镀膜温度过低, 易得到疏松的锥状晶, 而镀膜温度过高又易得到粗大柱状晶, 只有适宜的镀膜温度才能获得致密柱状晶。同时温度过高由于涂层与基体的热膨胀系数不同, 使得涂层与基体间不能一致地伸缩, 会产生热应力, 导致涂层出现开裂或脱落等现象。温度过高还会使得基体出现回火软化现象, 因此对刀具进行镀膜时, 为提高膜基结合强度及涂层的质量, 需在一定的温度环境下才开始镀膜, 如高速钢刀具镀膜的镀膜温度一般为500℃左右, 而硬质合金刀具的镀膜温度则一般在900℃左右[22,23]。

1.5 其他因素的影响

文献[24]发现, 随着Al含量的增加, 导致纤锌矿结构的Al N相的含量增加, 使得涂层的硬度降低。文献[25,26]研究发现Al的加入可减少Ti N涂层中针孔和空洞的数量提高涂层的耐腐蚀性能。PENG等[27]研究Ti1-XAlXN涂层的高温氧化性发现随着X的变大, 涂层的耐高温氧化性能增强。文献[28]中提到涂层的多层化可提高膜基结合强度, 改善膜层的耐腐蚀性和防止膜层开裂的作用。文献[7]、[28]引入Si、La、Cr、B、Y、V等元素可提高Ti Al N涂层的抗高温氧化性, 但也带来了负面的影响, 如Si元素的引入会降低涂层的耐磨性能, V元素含量的增加会降低涂层的硬度, Zr元素的引入提高了涂层的硬度, 但是抑制致密Al2O3的生成, 降低了涂层的抗高温氧化性能等。文献[29]中提到基材的差异会影响到涂层的表面质量, 因此应合理选择基体所对应的涂层。文献[30]研究工件到阴极靶材的距离对涂层表面质量的影响, 发现存在最佳工作距离对应着最佳涂层表面质量。

2 分析和展望

元素引入增强了Ti Al N涂层的某些性能, 也会影响该涂层的其他性能, 因此应理性引入元素。多弧离子镀技术既有优点也有缺点, 应合理选择涂层的制备技术及工艺。由于多弧离子镀制备涂层的影响因素较多, 在优化工艺时, 先考虑主要影响因素, 且为简化实验次数, 可以考虑采用正交实验法。Ti Al N涂层因其综合性能优异、制备方法简单, 定会有较高的应用价值和广泛的发展空间。

摘要：介绍了TiAlN涂层和多弧离子镀的特点及应用。总结了多弧离子镀的主要工艺参数及其他影响因素对TiAlN涂层性能的影响规律, 为TiAlN涂层的工艺设计提供参考。最后分析和展望了TiAlN涂层的发展方向。

等离子弧技术 篇5

本实验采用真空多弧离子镀技术在X12CrMo-WVNbN10-1-1耐热钢表面沉积Ti(CN)涂层,研究了在不同工艺参数下制备的涂层的表面形貌、物相及硬度,并对Ti(CN)涂层的抗热震和抗氧化性进行了测试。

1 实验

1.1 涂层制备

实验所用的基体材料为X12CrMoWVNbN10-1-1耐热钢,使用SP-0607A型真空镀膜机制备涂层。采用电火花切割技术将X12CrMoWVNbN10-1-1耐热钢板加工成规格为30mm ×15mm × 3mm的矩形片状试样。镀膜前,依次使用粒度不等的水砂纸将试样打磨光滑,然后在抛光机上进行抛光处理至镜面状态。为保证镀膜与基体间的结合强度[7],将试样先后在纯度均为99.99%的丙酮、乙醇溶液中超声波清洗20min,最后将吹干的试样安装到镀膜机中进行涂层的沉积。沉积处理时,先将镀膜室抽真空至6.0×10-3Pa以下,通入Ar气进行溅射清洗约20min,再按比例通入Ar、N2和CH4进行沉积实验。为了减小因Ti(CN)涂层与基体热物理性能和力学性能不同而在涂层制备冷却过程中产生的热应力,增大涂层与基体的结合强度,本实验采用在Ti(CN)涂层与基体之间增加Ti层(α=10.8×10-6/K)、TiN层(α=9.0×106~12.0×10-6/K)分别为过渡层和中间层,沉积结束后停炉冷至100℃以下取出试样。使用的工艺参数如表1所示。

1.2 氧化实验

对沉积好涂层的试样进行氧化实验[8],氧化温度为650℃,使用的设备为管式电阻炉。将管式电阻炉加热至650℃,等温度稳定后放入试样,氧化时间为1~4h。使用SEM、XRD对氧化后的试样进行表面形貌观察及物相分析。

1.3 热震实验

本实验利用淬水法进行材料的热震试验。热震温度范围为:650℃(或700℃)到室温水温。热震次数为10次。将制备好的试样置入加热到相应温度的箱式电阻炉中,保温5min后,迅速取出,投入水池中使其冷却。这样一个循环记为一次热震。重复上述步骤,获得不同次数热震后的试样。同上述步骤,将试样加热到700℃进行热震实验。通过观察经历不同热震次数后试样的表面形貌,重点观察涂层表面是否出现裂纹,以及裂纹扩展及剥落情况,分析材料的抗热震性能。

1.4 分析方法

采用扫描电子显微镜(SEM,HITACHI S-4700,Japan) 观察试样的表面形貌和微观组织,并使用附带的EDS能谱进行成分分析。使用显微硬度计(HXD-1000TMSC/LCD,Taiming,上海)测量涂层的表面硬度。采用的载荷为25g,保载时间为10s。在每个试样表面的3个不同位置进行测试,材料的硬度为3点硬度的平均值。通过X射线衍射(XRD-D8advanceX,Bluck,Germany)分析涂层及表面的物相结构,使用CuKα靶,扫描范围为20~80°。

2 结果及分析

2.1 涂层表面形貌及物相

图1为制备的Ti(CN)涂层的表面形貌。从图1(a)可以看出,涂层表面致密度良好,同时涂层表面均匀分布白色大颗粒,大颗粒的直径基本在3μm以下,最大直径为8μm左右。进一步放大可观察到:除了大颗粒外,涂层表面还有一些凹坑,如图1(b)所示。这些大颗粒与凹坑的形成与制备工艺的特点密切相关。涂层制备过程中,在电弧作用下,靶材表面的局部温度超过靶材本身熔点,导致靶材表面产生喷射,形成熔滴,一些熔滴沉积在基体表面上形成了这些颗粒。凹坑的形成与沉积的颗粒脱落有关。

图2为涂层的表面成分分析结果。从EDS的分析结果可知,涂层由Ti、C和N三种元素组成,且C、N原子个数比为0.94,接近1。C、N原子个数比对涂层的硬度有很大影响。Karlsson等的研究结果表明,随着C、N原子个数比的增大,涂层硬度增高,当C、N原子个数比为1.27时,涂层硬度最高。但由于C含量增大,涂层与基体的结合强度下降[9]。本实验制备的Ti(CN)涂层中C、N原子个数比低于1.27,可知制备的Ti(CN)涂层具有较好的结合强度。

为了进一步证实涂层的物相构成,还对涂层进行了XRD分析,见图3。由图3可见,涂层中除含有Ti(CN)外,还可看到TiN、Ti以及α-Fe等相,其中TiN和Ti为过渡层,α-Fe为基体相。这是由于涂层较薄,射线可穿透涂层所致。另外,由于Ti(CN)和TiN两相的晶体结构相同,均为NaCl型面心立方结构,晶格常数相近,故在低掠射角条件下,有时两相的衍射峰无法分离[10]。由图3还可以看出,与基体连接的过渡层Ti层呈多晶态,主要在(002)、(101)晶面有衍射峰,且在(101)晶面有强烈的择优取向;而中间层TiN 只有(220)衍射峰比较明显。表面层Ti(CN)层主要在(111)、(200)、(311)、(222)晶面有衍射峰,在(111)晶面有强烈的择优取向,说明Ti(CN)涂层呈多晶态。

2.2 显微硬度

图4显示了Ti(CN)涂层及其氧化(650℃,4h)的显微硬度,为了比较,还显示了基体材料的硬度。由图4可以看出,在基体表面沉积Ti(CN)涂层后能显著提高基体材料的表面硬度,硬度高达2438.7 HV0.025。

但本实验所得的涂层硬度值低于以往研究得到的涂层的硬度值[3],这是由于涂层材料的硬度测试受诸多因素的影响,测试结果会因为测试条件及方法不同而有差异。本实验获得的涂层厚度约为8μm,由于涂层厚度较薄,在硬度测试过程中,压头前端的变形区扩展到基体,测得的硬度反映了涂层与基体复合共同作用的结果,不是涂层材料本身的本征硬度,因此测试值偏低。Ti(CN)是在单一的TiN晶格中,C占据N在点阵中的位置而形成复合化合物,TiCxN1-x的理想模型为TiC0.5N0.5和TiC0.3N0.7。TiCN是TiC和TiN的综合,硬度高于TiC和TiN。

2.3 氧化性能

图5为高温氧化不同时间后的Ti(CN)涂层试样表面形貌。由图5可见,随着时间的延长涂层氧化程度变大。经过1h氧化后,宏观上,试样表面形貌没有观察到显著的变化,但微观上,与图1相比,在原始涂层表面的少量大颗粒处出现开裂现象,如图5(a)所示,表明涂层优先在原始涂层的白色颗粒处开始氧化。这种缺陷可降低涂层的抗氧化能力。随着氧化时间的延长,Ti(CN)涂层的颜色逐渐变暗;高温氧化2h后,涂层表面的颗粒开裂程度增加,如图5(b)所示。氧化3h后,颗粒开裂更加明显,且颗粒尺寸有所增大,同时涂层上可见微裂纹的生成,如图5(c)所示。高温氧化4h后,涂层表面不再光滑平整,表面发生了鼓泡现象,变得凹凸不平,且涂层内的微裂纹长大、变宽,如图5(d)所示,表明在4h高温氧化后Ti(CN)涂层的氧化明显加剧。氧化时间超过4 h后,除涂层开裂愈加明显外,没有发生其他明显变化。

图6为650℃氧化不同时间后Ti(CN)涂层试样的XRD结果。为了比较,图6中还显示了未氧化试样的XRD结果。由图6可看出,氧化1h后,出现了TiO2相,对比图5所示的结果,可知TiO2的形成主要与涂层表面的大颗粒的氧化有关。TiO2在(110)、(211)晶面出现的衍射峰很弱,在(110)面相对有明显的择优取向。随着时间的延长,TiO2在(111)、(311)晶面也出现了衍射峰且逐渐加强,而在(110)、(211)晶面出现的衍射峰强度也逐渐加强,且(110)面依旧有明显的择优取向。由此表明,氧化物TiO2主要为稳定的金红石型四方晶体结构。氧化后随着时间的延长,Ti(CN)、TiN、Ti涂层的衍射峰不断减弱,TiO2相不断增强,这是由于随着高温氧化时间的延长,Ti(CN)、TiN、Ti涂层依次与氧发生反应,生成的TiO2不断增多。由于未出现基体氧化物的衍射峰,表明基体没有发生氧化。

此外,从图4显示的硬度结果可以看出,Ti(CN)涂层经4h、650℃空气氧化后,涂层显微硬度明显下降,为1899.8HV0.025,但仍显著大于基体材料的硬度。由此可见,Ti(CN)涂层在650℃具有优异的抗氧化性能。

Ti(CN)涂层的氧化过程主要有以下两个方面:一方面,Ti(CN)涂层在650℃发生了氧化,形成疏松的TiO2使氧很容易向材料内部渗透;另一方面,空气中的氧通过Ti(CN)涂层的孔隙和缺陷到达基体而造成氧化。而本实验中未出现基体氧化物,是由于Ti(CN)涂层在650℃左右时形成了结构致密、化学稳定性高的保护性氧化膜,由此说明该涂层制备工艺良好,所制涂层在该温度下抗氧化性能很强。但当Ti-(CN)涂层大量变成TiO2时,由于它们的摩尔体积不同,随着体积变大,Ti(CN)涂层与氧化物层的相互作用产生了明显的拉应力,导致出现裂纹。

2.4 热震性能

图7显示了Ti(CN)涂层650℃热震5次、10次后以及700℃热震5次、10次后的SEM图。结果表明, Ti(CN)涂层表面基本完整,无热应力引起的裂纹,无明显的剥落现象,说明涂层与基体结合良好,具有较好的抗热震性能。由图7(d)可知,Ti(CN)涂层在700℃热震循环10次后表面开始有起泡现象,但没有发生脱落,而650℃相同热震条件下没有出现这种现象。结合图7(a)、(c)可知,5次循环后650℃热震与700℃热震的SEM相比,变化也不大;10次循环后Ti(CN)涂层在650℃和700℃时的抗热震性能均良好,但在650℃抗热震性能更优异。由此可以看出,所制Ti(CN)涂层抗氧化性能良好。

由图8可知,650℃与700℃热震后Ti(CN)涂层表面没有新相出现,且与初始涂层的XRD图基本一致,Ti(CN)在(111)、(200)、(220)晶面出现衍射峰,且在(111)、(200)晶面有明显的择优取向。由此表明:650℃以及700℃热震后涂层表面基本无变化,且没有新相产生,也没有发现涂层有起泡、脱落现象,说明该工艺参数设计优良,制备的Ti(CN)涂层有非常良好的抗热震性能。

3 结论

(1)以多弧离子镀技术在X12CrMoWVNbN10-1-1耐热钢表面沉积Ti(CN)涂层,涂层表面致密度良好,同时涂层表面均匀分布白色大颗粒,且存在少量凹坑;涂层C、N原子个数比为0.94,接近1。Ti(CN)涂层在(111)晶面有强烈的择优取向。获得的Ti(CN)涂层的显微硬度为2438.7HV0.025,远远高于基体材料硬度(562.3HV0.025)。

(2)经过650℃、4h氧化后,Ti(CN)涂层氧化加剧,表面出现开裂起泡现象,开裂部位主要出现在原始涂层表面处的大颗粒及凹坑缺陷处,氧化产物为稳定金红石型四方晶体TiO2结构,随着氧化时间的延长,TiO2增多。氧化后涂层表面显微硬度明显下降。未观察到基体氧化物的衍射峰,说明Ti(CN)涂层可有效提高基体的抗氧化性。

(3)经过淬水法在650℃及700℃条件下10次热震实验后,涂层与基体结合良好,表面基本完整,650℃条件下,无热应力引起的裂纹,无明显的剥落现象;700℃条件下表面开始有起泡现象,但没有发生脱落;均无新相生成,与初始物相基本相同。

参考文献

[1] Huo Wujun,Sun Huguo.Advance aero-engine turbine bladecoating technology[J].Aerospace Sci Techn,2001(3):34霍武军,孙护国.先进的航空发动机涡轮叶片涂层技术[J].航空科学技术,2001(3):34

[2] Fan Hua,Yang Gongxian.Materials used for supercriticaland ultra supercritical steam turbine unit[J].DongfangElectric Rev,2005,19(2):90范华,杨功显.超临界与超超临界汽轮机组用材[J].东方电气评论,2005,19(2):90

[3]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,2007:25

[4] Rebelode Figueired M,Neidhardt J,et al.Formation mech-anisms of low-friction tribo-layers on arc-evaporated TiC1-xNxhard coatings[J].Wear,2008,265(3-4):525

[5] Rossi S,Fedrizzi L,Leoni M,et al.(Ti,Cr)N and Ti/TiNPVD coatings on 304stainless steel substrates:Wear-corro-sion behavior[J].Thin Solid Films,1999,350(1-2):161

[6] Zhao Yanhui,Lin Guoqiang,Li Xiaona.Effect of pulsed bi-as on microhardness of Ti/TiN multilayer films deposited byare ion plating[J].Acta Metall Sinica,2005,41(10):1106赵彦辉,林国强,李晓娜.脉冲偏压对电弧离子镀Ti/TiN纳米多层薄膜显微硬度的影响[J].金属学报,2005,41(10):1106

[7] Yan Xianmei,Xiong Weihao.Nitride of titanium rigid filmpreparation[J].Mater Rev,2006,20(SⅥ):236晏鲜梅,熊惟皓.氮化钛硬质薄膜的制备方法[J].材料导报,2006,20(专辑Ⅵ):236

[8] Li Wenmei,He Jiawen.Vapor deposition of TiN and Ti(CN)coating oxidation resistance[J].Mater Mechan Eng,1997,21(4):9李文梅,何家文.气相沉积TiN和Ti(CN)镀层的抗氧化性能[J].机械工程材料,1997,21(4):9

[9] Karlsson L.Growth microstructure and mechanical proper-ties of arc evaporated TiCxN1-x(0≤x≤1)films[J].SurfCoat Techn,2000,126(1):1

等离子弧技术 篇6

等离子弧粉末堆焊技术以联合型或转移型等离子弧为热源, 能量密度大, 效率高, 连续工作稳定可靠, 粉末选择范围宽, 涂层厚度及力学性能可灵活调整, 操作维护简单, 生产成本低, 是表面改性技术的重要分支, 已在各机械制造领域获得广泛的应用。电磁作用焊接技术通过电磁搅拌作用, 改变焊接熔池液态金属结晶过程中的传质和传热过程, 从而改变晶粒的结晶方向, 细化一次组织, 减小偏析, 提高焊缝金属的塑性和韧性, 降低气孔、裂纹等焊接缺陷。目前, 外加磁场用于等离子弧堆焊铁基自熔合金粉末的研究已有报道, 而通过外加磁场改善原位合成陶瓷相增强铁基堆焊合金的组织结构和性能的研究鲜见报道[1~3]。

本工作在等离子弧堆焊制备原位合成陶瓷相增强铁基合金时施加纵向磁场, 研究磁场电流对堆焊层组织结构、硬度、耐磨性能的影响规律, 并对纵向磁场的作用机理进行了初步分析和讨论。

1 试验

1.1 基材前处理

基材为20G碳钢, 尺寸为100 mm×80 mm×12mm, 经打磨并用丙酮室温清洗2~3 min, 干燥后备用。

1.2 堆焊

(1) 堆焊合金粉末20%高碳铬铁 (66.7%Cr, 4.0%C) , 25%钛铁 (30%Ti) , 6%石墨 (纯度为99.5%) , 其余为铁粉 (200目, 纯度99%) 。堆焊前采用水玻璃作粘结剂预置在试板表面, 厚度约为3 mm, 晾干后在100℃烘干2 h。

(2) 堆焊装置及工艺参数采用LU500-4型粉末等离子堆焊设备堆焊。固定优化焊接电流160 A, 纵向磁场电流分别为0.5, 1.0, 1.5, 2.0, 2.5 A, 电源功率50 k W, 电弧电压30 V, 电极直径3.2 mm, 电弧横向摆动频率0.75 Hz, 电弧横向摆动宽度2.2 cm, 焊枪喷嘴距工件表面4.0 mm, 空冷。

1.3 测试分析

利用OLMPUS BX-6型金相显微镜观察堆焊层显微组织。利用HRC-150型洛氏硬度计测量堆焊层表面的硬度。将试块用电火花切割成尺寸56 mm×27mm×11 mm, 在MLS-23型湿砂橡胶轮试验机上进行磨损试验:胶轮直径150 mm, 转速240 r/min, 胶轮表面压力1.5 MPa, 20~50目石英砂, 用砂量1.5 kg;用精度0.1 mg的TG328A型分析天平称重得到m0, 磨损3 min后烘干, 称重得到m1, 计算磨损失重:△m=m0-m1。

2 结果与讨论

2.1 堆焊层的组织结构

图1为不同纵向磁场电流作用下堆焊层的金相显微组织。从图1可以看出:灰色基体上分布着长条状或六边形M7C3复合碳化物以及呈条状或颗粒状的二次碳化物;未施加磁场时堆焊层表面的初生M7C3硬质相粗大杂乱地分布在堆焊层基体中, 既有长条状又有六边形;当外加纵向磁场电流为0.5 A时, 堆焊层中也存在成簇生长的长条状初生M7C3硬质相, 但得到了明显细化;随着磁场电流的增加, 电磁搅拌作用加强, 堆焊层中长条状的M7C3硬质相开始减少, 六边形的M7C3陶瓷硬质相增多, 且分布呈现出均匀化趋势;当磁场电流为2.0 A时, 堆焊层中大量的M7C3陶瓷硬质相基本呈六边形均匀分布在基体中, 且晶粒得到显著细化, 保证了堆焊层具有较高耐磨性能;继续增大磁场电流, 堆焊层中M7C3陶瓷硬质相减少, 重新变为杂乱无章的分布, 且既有长条状又有六边形。

在电磁搅拌作用下, 随着磁场电流的增加, 磁场强度增强, 作用于熔池的电磁力也随之增大, 磁场对熔池的搅拌作用增强。电磁搅拌使树枝晶尖端机械剪断。施加恒定的磁场时, 在固定界面前沿的熔体中存在强制的切向对流, 剧烈的对流使从模壁上冲刷下来的晶核和从枝晶上熔蚀、折断的晶核增多, 这些晶核又可以作为长大的核心。凝固前沿的温度梯度降低, 温度均匀化, 这些作用均能使晶粒增多、组织细化[4]。当磁场强度过大时, 电磁阻尼将会占主导地位, 抑制了熔体自然对流, 使得熔池金属的流动方式由层流变成紊流, 增加了熔池金属的黏度和摩擦阻力, 从而抑制了热量的对流传输, 使温度起伏减小, 过冷度随之减少, 进而使形核的质点和形核率下降, 硬质相的数目减少。

2.2 堆焊层的硬度及耐磨性

图2为堆焊层的硬度和磨损量随纵向磁场电流的变化。从图2可以看出:当纵向磁场电流小于2.0A时, 随着磁场电流的增加, 堆焊层的硬度增加, 磨损量降低;当纵向磁场电流大于2.0 A后, 硬度减小, 磨损量增加;当纵向磁场电流为2.0 A时, 堆焊层硬度最高 (62.5 HRC) , 磨损量最小 (仅为0.104 6 g) 。当纵向磁场电流较低时, 堆焊层中M7C3硬质相较少且多呈长条状分布, 因而耐磨性较低;随着磁场电流增大, M7C3硬质相逐渐增多, 晶粒不断细化且形态逐渐向六边形转变, 表明硬质相呈杆状垂直于被磨面, 材料受力较少, 故能提高材料的耐磨性;当磁场电流为2.0 A时, 六边形M7C3硬质相最多且均匀分布, 因此硬度和磨损量均达到最佳值;随后继续增大纵向磁场电流, 由于堆焊层中M7C3硬质相数量减少, 且重新变为长条状分布, 导致堆焊层的性能随之降低。因此, 最佳纵向磁场电流为2.0 A。

2.3 磁场作用机理

利用交流纵向磁场控制凝固, 磁场与电场交互作用产生电磁搅拌和抑制熔体流动。一方面熔池中的一次结晶方向紊乱, 固液相界面也不光滑, 因而热流方向不一致、不稳定, 这些运动方向不一致的带电熔体中, 电流和感应磁场相互作用产生一定的电磁力, 促使熔体流动, 即发生电磁搅拌;另一方面, 固定的磁场会对液体金属产生电磁阻尼作用, 抑制熔体流动。在适当的磁场强度下, 电磁搅拌起主要作用, 细化一次、二次结晶组织, 改善堆焊层的性能;过大的恒定磁场作用下, 电磁阻尼作用占主导地位, 抑制了熔体的自然对流, 因而抑制了热量的对流传输, 使温度起伏减少, 晶粒变得粗大, 对堆焊层的性能起负面作用。也就是说, 磁场电流过强会使堆焊层的性能下降, 同时随着搅拌速度增加, 机械能向电磁能的转化增大, 电磁搅拌力增大, 熔体运动加剧[5], 在细化晶粒的同时也对堆焊层中的合金元素起到冲淡作用, 抑制碳化物的形成, 从而影响其金属性能。

3 结论

(1) 在外加纵向磁场的作用下, 增加磁场电流时堆焊层中M7C3硬质相逐渐增多, 且逐渐由长条状向六边形转变;当磁场电流为2.0 A时, M7C3硬质相最多且均匀分布, 晶粒得到显著细化, 耐磨性最好;继续增大磁场电流, 电磁阻尼占主导地位, 形核率下降, 晶粒变得粗大, 堆焊层的性能下降。

(2) 只有在磁场参数和焊接规范相匹配的情况下, 通过电磁搅拌细化堆焊层一次、二次结晶组织, 才能获得最佳的耐磨性。

参考文献

[1]刘政军, 陈宏, 刘臣, 等.等离子弧堆焊层的组织与性能的磁场控制[J].焊接学报, 2005, 26 (8) :16~18.

[2]侯清宇, 高甲生.Co-Cr-W系等离子弧堆焊合金层显微结构的研究[J].稀有金属材料与工程, 2004, 33 (11) :1199~1201.

[3]董丽虹, 徐滨士, 朱胜, 等.等离子弧堆焊镍基复合粉末涂层材料[J].焊接学报, 2005, 26 (1) :37~40.

[4]刘政军, 刘景铎, 牟力军, 等.磁场强度对重熔层耐磨性的影响[J].焊接学报, 2001, 22 (5) :73~75.