金属陶瓷层（精选8篇）
金属陶瓷层 篇1
摘要：“自动生成金属陶瓷耐磨层, 大幅度降低设备摩擦系数”节能技术, 挖掘的是设备摩擦耗能这一方面的节能潜能, 它的应用、推广的范围非常广, 几乎只要用润滑油和润滑脂的设备、车辆都可采用。由于降低设备摩擦系数方面的节能技术在我国的运用尚处于摸索、起步阶段, 有着巨大的节能潜力。
关键词：节能,金属陶瓷,降低摩擦系数
中国是全世界的工业制造中心, 我国2007年生产金属切削机床就达64.7万台、生产采矿设备246.1 5万吨、炼油化工设备4 4.8万吨, 2 0 0 9年生产的汽车达1300万辆, 首次超过美国成为全球最大的汽车生产国。我国有着世界上最庞大的机床、汽车运输、工业加工设施等机械设备, 这些设备要转动必然会有摩擦, 克服摩擦阻力必然会消耗能量。设备的摩擦系数与摩擦力有着密切的关系, 摩擦系数减少0.1, 则生产中的摩擦阻力就会降低10%, 设备做功的能耗也随之而降低。“自动生成金属陶瓷耐磨层, 降低设备摩擦系数”这项节能技术2007年获中国机械工业科学技术二等奖。
该技术形成的金属陶瓷保护层具有较高的表面光洁度和硬度, 能够降低摩擦系数和机械设备运行过程中的振动噪音, 并可延长设备使用寿命。该技术适用于使用润滑油、润滑脂的机床、工业加工设备、运输车辆等有转动摩擦产生的机械设施。
1 技术原理
自动生成金属陶瓷耐磨层技术是在设备的润滑油中按千分之三比例加入一种降低摩擦系数的合成材料, 该材料是由氧化镍、氧化铬、氧化铝、氧化铁等几种纳米级金属氧化物与羟基硅酸镁在稀土催化剂作用下合成的一种新型材料。含有这种新材料的润滑油被设备的机油泵压送到设备的各个润滑部位。由于设备高速运转和加的高速流动, 滑润油中的新材料微粒与传动轴、轴承、轴瓦等摩擦表面产生的划伤、拉毛等纹路的峰线凸出体产生高速撞击, 撞击产生的瞬间高温使纳米级低摩擦系数材料微粒融化, 落入划伤纹路的凹陷处。这样不断撞掉划伤、拉毛处的峰部, 填平纹路的凹部, 周而复始, 最终在摩擦表面形成一层光滑的金属陶瓷耐磨层。随着摩擦范围内损伤部位的峰部不断被撞平, 润滑油中所含金属陶瓷微粒不断减少, 微粒和峰部相撞的几率不断下降, 直到无法相撞时, 自动生成金属陶瓷耐磨层的进程自动停止。由于金属陶瓷层的摩擦系数比钢铁摩擦系数小很多, 所以设备运转中的摩擦系数得到大幅度降低, 达到降低摩擦损耗、节约能源目的。
2 纺纱机节能效果的测试方案
2009年3月, 仪征市节能监测中心对江苏仪征化纤纺织有限公司一台A513型纺纱机做了应用这种节能技术对比测试, 方案如下:
(1) 在A513C型纺纱机上接入DZFC-1型电能综合分析测试仪和BTVV71型数字式有功电度表;
(2) 在未使用节能技术的A513C型纺纱机上, 测出纺完416个16支纱锭的耗电量及相应的电压、电流等电力参数;
(3) 抽出A513C型纺纱机416个锭子槽里的锭子润滑油, 加入按千分之三比率配制的含纳米级金属氧化物微粒的锭子润滑油, 测出A513C型纺纱机在同等工况、相同负荷条件下5天、10天、15天、2 0天、2 5天后, 纺完4 1 6个1 6支纱锭所用的电量及相应的电压、电流等电力参数。
3 纺纱机节能测试数据
3.1 没使用节能技术条件下的数据 (见表1)
3.2 使用节能技术条件下的数据 (见表2)
4 运行情况与数据分析
A 5 1 3 C型纺纱机于采用“自动生成金属陶瓷耐磨层, 降低设备摩擦系数”节能技术以来, 设备一直平稳运行, 具体情况如下:
(1) A513C型纺纱机经过9个月的运行, 节电率一直稳定在10.1%左右, 设备的噪音有所下降。
(2) A513C型纺纱机生产一个月后, 抽样检查金属陶瓷耐磨层生成状况, 共抽取10根纺锭的转杆, 检查纱锭转杆根部与锭杆槽底部两者摩擦面, 发现每处摩擦面均生成有光滑的、银灰色金属陶瓷耐磨层。
(3) 通过耗电量和节电率的曲线对比分析 (见图1) , 使用节能技术后, 设备的耗电量下降和节电率提高可分为三个阶段:在0~1 5天之间是耗电量下降阶段, 节电率达9.4%;在15~2 0天之间是耗电量缓降阶段, 节电率为0.6%;在20~2 5天之间是停止阶段, 节电率只有0.1%, 总节电率达1 0.1%。
(4) 纺纱机采用这项节能技术投入约1500元, 年可节电9259k Wh, 按每千瓦时0.68元计算, 年可节省6 3 0 0元, 因此3个月左右可收回全部节能技改投资。
金属陶瓷层 篇2
6月21日，在前一日银行间市场利率创下历史纪录之后，资金利率停止疯涨态势，隔夜拆借利率大幅回落近500个基点。
据《第一财经日报》记者多方了解，6月20日下午，央行很可能启用了公开市场短期流动性调节工具(SLO)，同时指示国有大行稳定局面。
“当时央行约谈了几家大行，要求我们积极出钱，稳定市场。”一位国有大行资深人士向记者表示，“不然绝不可能出现那么低的价格。”
6月份以来，银行间资金利率一直处于历史高位，但央行态度淡定，拒绝“放水”，即便维稳也很低调。在新一届政府上台后不久，央行的此番“变脸”，引起国内外高度关注。
这场中国式“钱荒”的背后，是决策层有意整顿社会融资规模过快扩张与银行同业业务期限错配风险，旨在打击资金“空转”，引导金融服务实体经济。
央行低调维稳
6月21日，在前一日银行间市场利率坐上“过山车”后，资金利率有所回落，令市场稍稍喘息。
数据显示，当日上海银行间同业拆放利率(Shibor)隔夜品种报8.4920%，较上日跌495.20个基点；7天利率报8.5430%，较上日跌246.10个基点；在银行间债券市场上，隔夜与7天回购加权平均利
率分别为8.9531%、9.2509%，分别暴降487.53和300.12个基点。
“从上午开始，多家大行纷纷降价出钱，市场卖盘大增，借钱容易多了。”6月21日，多位交易员对《第一财经日报》记者称，“经过周四的冲击，市场情绪趋于稳定，最紧张的时点应该过去
了。”
不过，相比资金宽松时期常见的隔夜2%、7天3%的价格中枢水平，资金面仍然处在绝对的历史高位水平。同时，持续多时的“钱荒”严重影响了一级市场，上周五共有10家发行人宣布推迟或变
更原定的债券发行计划。
需要指出的是，上周五并没有公开市场操作，央行亦未公开对外释放任何信息。那么，资金面为何会出现缓解？ 据本报记者了解，6月20日当日银行间市场收盘前，出现了多笔超低利率成交，一方面减少了机构恐慌预期，另一方面引发了关于央行出手维稳的预期，从而增强了市场信心。
今年1月18日，央行发布公告称，即日起启用SLO，作为公开市场常规操作的必要补充，在银行体系流动性出现临时性波动时相机使用；其操作对象为12家主要银行，操作结果滞后1个月对外披
露。
瑞银证券分析认为，6月20日尾盘回购利率的回落可能提示，在市场出现剧烈波动的情况下，央行进行了一定的干预，以稳定市场情绪。“就此轮货币市场紧张状况而言，最坏的时点可能已经
过去。”
多位交易员向本报记者强调：“隔夜30%的价格，显然不是银行间市场的真实反映，市场并没有缺钱到这个程度，主要还是预期问题。只要央行能够出手扭转预期，资金面就可以回归平衡。”
“近期诸多短期因素和季节性因素的叠加，是造成流动性紧张的直接原因。除了这些短期和季节性因素以外，商业银行对央行政策的误判可能激化了本次流动性的紧张。”瑞银证券研究报告称。
不过，央行虽然进行了适度干预，但并未进行降准降息，甚至不愿意在公开市场进行逆回购操作，反而坚持央票发行，明确释放了拒绝松动的政策信号。
“目前影响资金波动预期最关键的因素还是央行态度。”申银万国分析师屈庆称，如果央行继续坚守则市场还会剧烈波动；但只要有稍许的松动信号出现，无论资金多寡都将平抑目前资金情绪 的继续波动。
剑指资金“空转”
市场关注焦点在于，央行为何“变脸”？从近期有关部门的动向来看，央行收紧资金面的努力，对准的是今年来过快增长的社会融资与迅速膨胀的银行同业业务，二者又指向同一个关键词——
“空转”。
多位市场人士向本报记者透露，央行于6月19日召开了货币信贷形势分析会议，会议分析通报了近期全国货币信贷工作中出现的问题，提出下一步货币信贷工作要求，央行有关官员主持会议并
讲话。
记者获得的一份会议纪要显示，央行官员在此次会议上指出，前一阶段，部分银行对宽松的流动性盲目乐观，对6月将出现的一系列影响流动性的因素估计不足(准备金补缴、税款清缴、假日现
金投放、补充外汇头寸及外企分红派息、贷款多增等)，措施不到位，一些大行未发挥市场一级交易商应有的作用，导致货币市场价格大幅波动。
“一些银行长期从事大规模的同业批发业务，期限错配相当高，给流动性管理带来较大压力。”上述官员说。
上述纪要并称，由于一些银行认为政府会在经济下行过程中出台扩张性政策，提前布局占位；6月前10天，全国银行信贷增加近1万亿。央行数据显示，5月末我国广义货币(M2)余额104.21万亿
元，同比增长15.8%，大大高于年初制定的13%的增长目标。
值得注意的是，前10日70%以上的新增信贷是票据融资。对此，上述官员强调：“一般性贷款增加不多，这被各方认为是信贷空转，银行支持小微企业、三农 等实体经济的政策没有落到实处
。”
在上周一举行的2013年城商行年会上，中国银监会主席尚福林同样强调：“注意防范不符合实体经济真实需求的 金融创新，防止资金自我循环以及监管套利行为，确保信贷资金流入实体经济
。”
“同业业务增长迅速，资产负债结构风险应予关注。”央行本月发布的金额稳定报告显示，截至去年末，银行业金融机构存放同业10.06万亿元，同比增长26.35%；买入返售资产7.5 万亿元，同比增长55.2%。同业资产占总资产比例达15.13%，比年初上升1.8 个百分点。
央行在报告中称，“同业业务的快速增长，在一定程度上绕开了贷款规模限制，可能规避利率管制，导致监管指标失真，一些同业资金在体内循环，弱化了金融机构服务实体经济的能力。”
国务院发展研究中心金融研究所副所长巴曙松（微博）也表示，目前的波动本身对金融机构的流动性风险管理能力是一个体检，预期近期一些对流动性盲目乐观、对流动性风险管理准备不足的
金融机构会付出学费，特别是近期在同业市场期限错配显著的机构。
货币政策难转向
昨日下午，央行网站发布公告称，央行货币政策委员会二季度例会日前召开。会议强调，继续实施稳健的货币政策，适时适度进行预调微调；加强和改善流动性管理，引导货币信贷和社会融资
规模平稳适度增长。
本次例会延续了日前召开的国务院常务会议的表态：在保持宏观经济政策稳定性、连续性的同时，优化金融资源配置，用好增量、盘活存量，更有力地支持经济结构调整和转型升级。
新华社上周末也发表评论文章称，眼下的“钱荒”看似来势凶猛，实则是一场资金错配导致的结构性资金紧张。不是没有钱，而是钱没有出现在正确的地方。“用好增量、盘活存量”，已经成
为未来中国货币政策调整的一项总方针。
耐人寻味的是，工商银行于6月20日召开党委扩大会议，该行董事长姜建清表态称，根据国家宏观经济政策要求，在保持信贷增量合理适度增长和均衡投放的同时，更加注重存量贷款的周转，增强对实体经济的服务能力。
申银万国分析称，在目前情况下央行可干预手段上，能够比较长期性解决银行间流动性紧张的只有通过降准手段，可以在释放部分流动性的同时，降低后期法定准备金对流动性冻结的累积效应，但与政策基调不符，预计眼下实行可能性不大。
国务院发展研究中心金融研究所所长张承惠日前公开表示，央行坚持不救市，是要商业银行更审慎地对待风险控制、改进流动性管理。她并称，从中国经济目前的现状来看，降息难以引导资金从金融体系流入实体经济，对刺激经济增长的作用有限。
在此前一些接受本报采访的经济学家看来，新一届中央政府的政策思路是以改革为重点，通过改革调结构，这意味着对出台短期刺激政策的意愿减弱。
单芯电缆金属屏蔽层接地方法 篇3
通常三芯电缆都采用两端直接接地方式, 这是因为这些电缆大多数是在正常运行中, 流过三个线芯的电流总和为零, 在铝包或金属屏蔽层外基本上没有磁链, 这样, 在铝包或金属屏蔽层两端就基本上没有感应电压, 所以两端接地后不会有感应电流流过铝包或金属屏蔽层。
而单芯电缆的线芯与金属屏蔽的关系, 可看作一个变压器的初级绕组, 当单芯电力电缆的导体中通过交流电流时, 其周围产生的磁场会与金属护套交链, 在金属护套上会产生感应电动势。其感应电动势的大小与导体中的电流大小、电缆的排列和电缆长度有关。当电缆长度与工作电流较大的情况下, 感应电压可能达到很大的数值。电缆以紧贴三角形布置时, 感应电压最小。当电缆相间距离增加, 相对位置改变时, 感应电压都会相应地改变。另外, 多回电缆同路径敷设, 也会对感应电压产生影响。
出于经济安全考虑, 在一些电缆不长, 导体中电流不大的场合, 环流很小, 对电缆载流量影响也不大, 是可以将金属护套的两端直接接地的。如果仅将电缆的金属护套一端直接接地, 在正常运行时, 电缆的金属护套另一端感应电压应不超过50V (或有安全措施时不超过100V) , 否则应划分适当的单元设置绝缘接头。但当电缆很长时, 护套上的感应电压叠加起来可达到危及人身安全的程度, 在线路发生短路故障、遭受操作过电压或雷电冲击时, 屏蔽上会形成很高的感应电压, 甚至可能击穿护套绝缘。此时, 如果仍将铝包或金属屏蔽层两端三相互联直接接地, 则铝包或金属屏蔽层将会出现很大的环流, 其值可达线芯电流的50%～95%, 形成损耗, 使铝包或金属屏蔽层发热, 这不仅浪费了大量电能, 而且降低了电缆的载流量, 并加速了电缆绝缘老化, 此时就不应将电缆直接接地。
为了解决电缆金属护套两端同时接地存在环流, 和一端直接接地, 在另一端会出现过电压矛盾的问题, 电缆金属护套应针对电缆长度和导体中电流大小采取不同的接地形式。
1 采用两端直接接地的方式
10kV单芯电缆金属护层两端接地时, 由于护层阻抗值不像35kV以上电缆那样小, 环流尚不过分大。10kV电缆回路多, 直接接地减少了附属设备的配置和维护量, 对运行人员也比较安全。因此采用两端接地有一定的优势。沿用两端直接接地的方式, 必须尽可能地降低护层感应电压, 使线路损耗达到运行可接受的程度。
2 一端接地的方式
一端接地是指电缆线路一端金属屏蔽直接接地, 另一端金属屏蔽对地开路不互联。通过对单芯电缆接地方式的研究, 电缆长度小于2km时, 采取一端直接接地、另一端保护接地方式 (如图1) , 电缆越长, 电缆非直接接地端产生的感应电压越高, 为保证人身安全, 电缆在正常运行时, 非直接接地端感应电压应限制在50V以内, 在短路等故障情况下, 金属护套绝缘的冲击耐压和过电压保护器在冲击电流作用下的残压, 配合系数不小于1.4。因此, 一端直接接地的接线方式适用的电缆不能太长。
一般应在与架空线连接端一端接地, 以减小线路受雷击时的过电压。一端接地后, 可以消除护层循环电流, 减少线路损耗。但开路端在正常运行时有感应电压。在雷击和操作时, 金属屏蔽开路端可能出现很高的冲击过电压。系统发生短路事故和短路电流流经芯线时, 金属屏蔽不接地端也可能出现很高的工频感应电压。当电缆外护层不能承受这种过电压的作用而损坏时, 就会造成金属护层的多点接地。因此这种方式宜用于线路距离较短, 金属护层上任一非接地处的正常感应电压较小时。
3 金属护套交叉互联的接地方式
电缆长度大于4km时, 采取金属护套交叉互联接地方式.电缆金属护套中间直接接地、两端经过电压保护器接地, 是一端直接接地的引伸, 可以把一端直接接地电缆的最大长度增加一倍, 接线方式和原理与一端直接接地一样。电缆线路很长时, 即使采用金属护套中间接地, 也会有很高的感应电压。这时, 可以采用金属护套交叉互联。 (如图2)
如果三相电流对称, 那么电缆末端金属护套感应电压就是零, 可以直接将其接地, 而不会在金属护套中出现环流。感应电压最高的地方出现在绝缘接头处, 因此在此处应装设过电压保护器, 同样, 在短路等故障情况下, 金属护套绝缘的冲击耐压和过电压保护器在冲击电流作用下的残压配合系数不小于1.4。如果把这样一个交叉互联接地, 看作是一个单元, 由于该单元金属护套是两端直接接地, 所以任何长度的电缆, 都可以分成若干个单元, 理论上这种接线方式适用于各种长度的电缆。
以上两种方式都需要装过电压保护器, 因此会增加运行维护工作。如果电缆线路很短, 传输容量有较大的裕度, 金属护套上的感应电压极小, 可以采用金属护套两端直接接地。金属护套中的环流很小, 造成的损耗不显著, 对电缆载流量影响不大, 运行维护工作较少。
(1) 在大城市和经济发达城市, 负荷密度高, 10kV三芯240mm2XLPE绝缘电缆达不到供电容量要求时, 宜使用300m2、400m2、500mm2及以上单芯电缆, 以提高供电容量。单芯电缆的金属屏蔽层应采用疏绕铜线结构, 其截面按安装系统不同点两相短路电流值确定, 大连为35mm2铜导体。使用单芯电缆, 可以使线路的接头数量大幅度减少, 并变三相接头为单相接头, 使接头密封更简单可靠。
(2) 从降低金属屏蔽感应电压或降低环流考虑, 单芯电缆宜采用外护套紧贴的正三角形排列, 对导体截面240mm2～300mm2XLPE绝缘电缆宜间隔1m用非磁性带材扎紧, 对400mm2及以上截面, 可适当放大扎紧间隔, 但扎带厚度或宽度宜加强。紧贴正三角形排列方式, 更适合在电缆沟或隧道支架上布置电缆。
电缆金属护套的接地直接影响电缆运行, 金属护套采取合适的联接和接地方式, 不仅可以提高电缆载流量, 降低工程造价, 而且对今后设备的运行维护都是非常重要, 因此在电缆线路设计施工中, 应特别注意金属护套的接地方法。
摘要：单芯电力电缆在运行中金属和铠装层两端接地, 会在金属屏蔽和铠装层中形成环流, 引起电缆发热, 影响电缆载流量;但如果一端接地, 则另一端就会出现感应电压, 危及人身和设备安全。针对这两种情况, 介绍了实际运行中采取的方法和措施。
金属陶瓷层 篇4
目前, 国内外对金属陶瓷与钢连接的研究主要以烧结连接[6]、钎焊连接[7,8,9]和扩散连接[10,11]为主。其中, 钎焊连接接头的工作温度一般低于500℃[12]。扩散连接却能够在比常规连接方法低得多的温度下制备耐热接头而备受关注[13,14,15]。但是陶瓷和钢的线膨胀系数和弹性模量差很大, 冷却的过程中接头界面附近易产生较大的残余应力[16,17,18]。因此, 一般都采用加入软性复合中间层的固相扩散连接方法来缓冲残余应力, 同时, 也可抑制对接头有害的界面产物生成。中间层材料的选择就成为陶瓷与钢扩散连接的关键。目前, 如Cu/Nb/Cu, Ti/Cu/Ti和Nb/Cu/Ni已被用于陶瓷的连接[19,20,21]。其中, Ti作为强活性元素, 因其很好地解决了陶瓷的化学惰性而被广泛应用于陶瓷结构件的连接。Nb与Ti无限固溶, 可抑制接头的脆性金属间化合物的生成。特别是Nb的线膨胀系数 (7.2×10-6 K-1) 与陶瓷 (TiC:7.74×10-6 K-1) 最为接近, 能在很大程度上降低接头的残余应力, 因此是应力缓冲层的最佳选择。Cu具有很好的延展性, 且与不锈钢反应不会生成脆性金属间化合物, 因此常被用于钢的连接。
本工作采用箔片状Ti/Nb/Cu作为中间层, 对TiC金属陶瓷与304不锈钢进行扩散连接。利用光学金相显微镜、扫描电镜、能谱和X射线衍射等分析测试手段对接头微观组织、断口形貌、界面元素分布及断面的物相组成进行分析。
1 实验材料和方法
1.1 实验材料
实验材料选用TiC金属陶瓷, 304不锈钢和Ti/Nb/Cu复合中间层。TiC金属陶瓷采用热压烧结工艺 (Hot Pressed Sintering, HPS) 制成。采用线切割方法将TiC陶瓷加工成4mm×3mm×8mm试样, 304不锈钢加工成3mm×10mm×30mm。TiC金属陶瓷中包括TiC颗粒与少量的Al, Mo, W, Ni成分。其中, TiC陶瓷中各组元含量 (质量分数/%, 下同) :55.98~60.49Ti, 15.99~19.60C, 1.40~4.33Ni, 3.38~9.54 Mo, 8.43~3.94 W, 3.17~17.91Al。304不锈钢的化学成分:0.12C, 1.35 Mn, 0.030S, 0.035P, 18.67Cr, 8.43 Ni, 余量为Fe。中间层Ti, Nb, Cu的厚度分别为150, 150, 100μm。表1给出了室温下Ti, Nb, Cu和两端母材的热物理性能。
1.2 实验过程
扩散连接前, 将母材和中间层的结合面打磨并抛光, 然后用酒精和丙酮 (≥99.5%) 擦洗干净。真空扩散焊接设备采用Gleeble 1500D热机械模拟器。将Ti, Nb, Cu以机械叠合的方式置于金属陶瓷TiC与304不锈钢之间, 放入真空室中进行扩散连接。试样装配顺序为TiC-Ti-Nb-Cu-304SS。技术参数:加热温度为925℃, 压力为8MPa, 保持时间为20min。
1.3 实验方法
室温剪切实验在万能试验机上以0.05mm/min的速率进行。图1为试样的扩散焊接装配图和接头剪切示意图。采用金刚石刀片垂直于TiC陶瓷/304不锈钢连接界面切取接头以制备金相试样。采用GX41光学显微镜 (OM) 和VEGAII扫描电镜 (SEM) 分析TiC/304SS扩散连接接头显微组织特征和断口形貌;采用ISIS300能谱仪 (EDS) 和D/max-3AX射线衍射仪 (XRD) 研究TiC/304不锈钢接头反应界面的元素分布以及断面相组成;采用显微硬度计 (HV-1000G) 测定TiC/304不锈钢扩散连接接头的硬度分布。
2 结果与讨论
2.1 显微组织特征
图2为光学显微镜和扫描电镜下TiC/304不锈钢扩散连接接头的显微组织。TiC, 304不锈钢与Ti/Nb/Cu复合中间层之间结合致密, 界面处未出现结合不良和孔洞等缺陷。两侧基体连续均匀过渡 (图2 (a) ) , 并且由于Ti/Nb/Cu中间层与基体原子间的相互扩散和冶金结合, 在TiC与304不锈钢之间反应形成一个宽度约为275μm的扩散过渡区。扩散过渡区内靠近基体两侧的组织特征分别如图2 (b) , (c) 所示。图2 (b) 中所示TiC陶瓷侧和扩散过渡区的连接界面是均匀平直的, 而图2 (c) 中304不锈钢一侧的连接界面则不平整。这一结果表明, 在TiC和304不锈钢之间形成了良好的冶金结合。
图3 (a) 是对925℃下TiC/304不锈钢接头测定位置进行的背散射电子扫描图像。结果表明, 扩散转变区由四个部分组成。区域 (1) 主要为颗粒结构, 区域 (2) 则是一个不均匀的块状结构, 中心的灰白色区域 (3) 作为应力缓冲层存在, 而接近304不锈钢的区域 (4) 是一个相对狭窄的不平整区域。
采用能谱测试仪 (EDS) 对TiC/304不锈钢接头的元素分布进行分析, 如图3 (b) 所示。结合Ti-Nb二元合金相图[22]及EDS曲线可知:区域 (1) 主要包含αTi和少量的剩余Ti;区域 (2) 主要包含αTi和 (βTi, Nb) 固溶体;区域 (3) 是完全的剩余Nb层;区域 (4) 含有Cu, Nb及少量的Fe和Cr。Ti是区域 (1) 和区域 (2) 中形成连续界面的重要成分。过渡区基体中的Ti有两种来源, 一种是扩散连接过程中, 逐渐由陶瓷基体向中间层扩散的, 另一种是复合中间层Ti/Nb/Cu在连接过程中的溶解扩散。中间层中活性元素Ti与Nb互相扩散形成固溶体, 同时C的存在对中间层中的Ti具有较大吸引力。因此, EDS图中Ti层形成连续过渡曲线。在过渡区域 (3) Ti几乎为零, 只含有单独的Nb层。根据Cu-Nb的二元相图[22], 没有铜铌金属间化合物形成, 因此高韧性残余的Nb作为应力缓冲层存在。靠近304不锈钢一侧的区域 (4) 主要是以Cu为基, 钢中的Fe和Cr向中间层反应区扩散较大的距离, 并且Fe和Cr表现为相似的扩散趋势。但是, 随界面距离的增大, Fe和Cr的扩散程度逐渐减弱, 且因Cu具有面心立方结构, 当遇到Cu时Fe和Cr穿越Cu的扩散就会受到限制。此外, 结合Cu-Fe及Cu-Cr相图[22], Fe, Cr与Cu互相扩散发生的交互作用主要以Fe-Cu固溶体或Cr以单质的形式存在, 避免了脆性相的生成, 有效降低接头性能的劣化。
2.2 硬度测试分析
为了研究扩散过渡区不同形式的组织对接头力学性能的影响, 采用显微硬度计测定TiC/304不锈钢基体和扩散过渡区的硬度, 如图4所示。硬度计金刚石压头的加载质量为500g, 加载时间为10s。可以看出, 扩散连接后TiC基体的显微硬度HV为2050~2300, 304不锈钢的显微硬度为180~190。从TiC基体经过扩散过渡区到304不锈钢, 显微硬度从2300逐渐降低到180。分析发现, 扩散过渡区内无显微硬度高于TiC的脆性相存在。因此, 对于TiC/304不锈钢扩散连接接头, 最容易发生脆断的位置是靠近Ti的TiC陶瓷界面处。
2.3 断裂分析
采用万能试验机测量TiC/304不锈钢扩散连接接头的抗剪强度, 剪切速率为0.05mm/min, 测得接头抗剪强度为84.6MPa。剪切实验中加载与断裂位置的关系如图5所示。当加载到最大负载2.031kN时接头断裂并瞬间卸载, 且不伴随位移增加。结果表明, 断裂是突然发生的, 并且没有断裂缓冲区, 接头的断裂是明显的脆性断裂。
为进一步判断脆断的位置及其断裂机理, 进一步对剪切断口进行SEM扫描和EDS能谱分析。图6 (a) 是断面的扫描照片。可知, 断面有明显解理裂纹且层次感较强, 并且有深的凹痕。断口材料没有金属光泽, 而是黑色颗粒状形貌, 并没有呈现有规律的晶界等金属性能的特征。由此推断断口是在TiC陶瓷一侧。图6 (b) 为断面能谱图, 可以看出Ti, Al, W, Ni元素上有明显的波峰, 而靠近不锈钢一侧的中间层元素Cu/Nb特征谱线峰没有出现。这正好与TiC陶瓷基体的成分特征相符合, 初步可以证明断裂出现在反应界面处的TiC陶瓷上。这也说明接头界面强度大于因残余应力而被弱化了的TiC陶瓷基体强度, Ti/Nb/Cu中间层有效缓解了连接过程中接头产生的残余应力, 接头间形成了良好的冶金结合。
2.4 XRD分析
采用X射线衍射仪对接头靠近TiC和304不锈钢的两个断口进行分析, 实验电压为40kV, 电流为150mA, 靶材为铜靶。X射线衍射结果如图7所示。可知, 在断面两侧均检测到TiC, Al, Al4Ni3, WC, W和Ni。这些成分与TiC基体的组元一致。除了这些基本成分, 还检测到NbTi4和[Ti, Nb]固溶体。NbTi4以及[Ti, Nb]固溶体的存在是由于TiC基体及Ti/Nb/Cu中间层的Ti与Nb互扩散的结果。从图7 (a) 还可以观察到, 在TiC侧部分Ti以单质的形式存在。这一部分Ti在保证TiC基体到界面反应层的连续过渡上起到了重要的作用。在304不锈钢一侧的断面上也存在[Ti, Nb]固溶体和NbTi4。说明断裂是沿着界面反应物发生的。结合图6, 进一步确定断裂发生在TiC和Ti之间的位于TiC上的扩散反应层上。
通过X射线衍射结果证实, 在断面上存在的NbTi4, 单质Ti, [Ti, Nb]固溶体及TiC, Al, Al4Ni3, WC, W, Ni基体成分与接头界面的微观组织和相结构密切相关。相应的TiC金属陶瓷和304不锈钢的断面上存在着从TiC/Ti反应层, [Ti, Nb]固溶体, 单质Ti到NbTi4的连续相转变。扩散转变区内的这种成分分布方式有利于提高接头韧性, 并保证接头强度。
3 结论
(1) 采用复合中间层Ti/Nb/Cu, 在温度为925℃、保温时间为20min、压力为8MPa时, 实现了TiC金属陶瓷与304不锈钢的真空扩散连接。接头抗剪强度达到84.6MPa。
(2) 复合中间层Ti/Nb/Cu与TiC金属陶瓷及304不锈钢反应形成了扩散过渡区。过渡区内的界面反应产物主要为[Ti, Nb]固溶体+Ti+NbTi4, Nb, 剩余Cu+[Cu, Fe]固溶体+Cr。
(3) TiC基体/过渡区/304不锈钢的显微硬度HV从2300逐渐降低到180。扩散过渡区内无显微硬度高于TiC的脆性相存在。接头断裂形式为TiC和Ti之间的位于TiC上反应层的脆性断裂。
摘要：采用Ti/Nb/Cu复合中间层在连接温度为925℃、保温时间20min、焊接压力8MPa的条件下对TiC金属陶瓷和304不锈钢进行真空扩散连接。通过光学金相显微镜 (OM) 、扫描电镜 (SEM) 、能谱 (EDS) 及X射线衍射 (XRD) 分析观察接头微观组织、断口形貌、反应界面元素分布、断面的物相组成。结果表明:在TiC金属陶瓷和304不锈钢之间形成一个明显的转变过渡区, 界面反应产物主要为[Ti, Nb]固溶体+Ti+NbTi4, Nb和剩余Cu+[Cu, Fe]固溶体+Cr。接头抗剪强度达到84.6MPa, 断裂发生在TiC和Ti之间的位于TiC上的扩散反应层上。Nb对接头残余应力的改善起到关键作用, 界面强度高于因残余应力作用而弱化了的陶瓷基体强度。
金属陶瓷层 篇5
大多数陶瓷材料具有较高的化学稳定性,优良的耐海水、耐酸碱及耐大气腐蚀性能。在金属构件、零部件表面涂覆陶瓷涂层,可阻止腐蚀性介质渗透、扩散到基本表面,有效地保护和强化金属表面,改善机械设备的质量,提高其可靠性和使用寿命[1]。美国早在19世纪起就开始了陶瓷涂层的研究和生产,1997年,高性能陶瓷涂层的市场销售额为7.1亿美元,2007年已增至14.4亿美元,年均增长率为7.3%。我国在该领域的研究始于20世纪50年代,直至20世纪70年代后才得到快速发展[2,3]。目前,陶瓷涂层对金属防腐蚀性能的研究主要涉及到陶瓷涂层种类及其耐蚀性能、涂层对不同金属耐蚀性的改善以及提高热喷涂陶瓷涂层防腐蚀性能的后处理。以下就此逐一加以途述,并结合存在的问题指出了今后的研究方向。
1 陶瓷涂层的耐腐蚀性能
目前,应用较多的陶瓷涂层为氧化物陶瓷涂层、碳化物陶瓷涂层和金属陶瓷涂层。Al2O3-ZrO2陶瓷涂层经1 a的海水浸泡都未发生腐蚀,可安全应用于海水环境中[4]。SiO2陶瓷涂层在H2SO4和NaCl溶液中的耐蚀性比1Cr18Ni9不锈钢高2倍以上[5]。陶瓷涂层比有机涂层更耐老化,在大气环境中耐蚀性更长久[6]。在H2SO4溶液中,氧化物陶瓷涂层、氧化物与金属复合涂层的腐蚀电阻高于金属陶瓷涂层或碳化物与金属复合涂层,如Al2O3,Al2O3+TiO2,ZrO2+NiAl和MgZrO3+NiAl涂层的耐蚀性比Cr2 C3+NiCr,NiAl和NiCrAl涂层的更好,其中氧化物陶瓷涂层比金属陶瓷涂层的耐蚀性更好[7]。
添加相影响着陶瓷涂层的耐蚀性。在Cr2O3陶瓷涂层中加入适量的CeO2或SiO2[8],喷涂时CeO2或SiO2沿Cr2O3颗粒表面分布并形成低熔点液体,同时还与Cr2O3发生接触反应、降低Cr2O3颗粒表面的熔点[9],从而减少了涂层内孔洞的数量和尺寸,提高了涂层的致密性和耐蚀性。同样,Al2O3涂层中加入TiO2也能降低孔隙率,提高耐蚀性[10]。
陶瓷涂层中夹杂物会降低涂层的化学稳定性。当腐蚀介质与夹杂物相遇时,两者中的离子会发生化学反应而溶解,由于体积膨胀而造成局部区域应力增大,进一步加速涂层内裂纹的形成和扩展,陶瓷涂层的多孔隙使得腐蚀介质渗入涂层内部,增加了涂层的化学腐蚀几率[11]。
不同的喷涂方法也影响着陶瓷涂层的耐蚀性,喷涂陶瓷涂层的孔隙越少、涂层越致密、缺陷和杂质越少,涂层越耐蚀[12]。通常,等离子喷涂的陶瓷涂层比高速火焰喷涂的陶瓷涂层耐蚀性好[10],爆炸喷涂的陶瓷涂层抗磨损腐蚀性能高于等离子喷涂涂层[13]。
陶瓷涂层在腐蚀介质环境中工作时,因其酸碱性、内部非平衡相、夹杂物、残余应力及孔隙率的存在会发生缓慢的化学腐蚀[12]。如以α-Al2O3相为主的陶瓷粉末,等离子喷涂时部分α-Al2O3相转变为γ-Al2O3相,涂层由稳定的α-Al2O3相和非稳定的γ-Al2O3相组成[11]。其中,稳定相α-Al2O3既不溶于水也不溶于酸和碱;非稳定的γ-Al2O3虽不溶于水,却能溶于酸和碱。在HCl和NaOH介质中,γ-Al2O3相与酸和碱接触时可能发生下列反应[14]:
反应会破坏陶瓷涂层的结构使A12 03涂层腐蚀失效。对于氧化物陶瓷涂层,氧化物碱性越强,越不耐酸性溶液腐蚀,在酸性水溶液中腐蚀速率CaO>MgO>Al2O3>ZrO2;同样在碱性水溶液中,含有酸性氧化物的SiO2和B2O3或两性氧化物的Al2O3最容易溶解[15]。
2 几种陶瓷涂层对不同金属基体耐蚀性的改善
在金属表面涂覆陶瓷涂层可以提高金属基体的耐蚀性。以Al2O3,TiO2和ZnO为骨料,钠水玻璃为粘接剂,在纯铜表面用热化学反应法制备陶瓷涂层,耐酸碱盐性分别比纯铜基体提高了3.9,12.3和6.3倍,抗盐雾腐蚀性比基体提高了5.0倍[16]。在Q235钢表面采用热化学反应法制备Al2O3基陶瓷涂层后提高了Q235钢在酸、碱、盐3种腐蚀介质中的抗腐蚀能力[17]:其耐酸性比基体提高了4.81倍,耐碱性提高了1.99倍,耐盐性提高了5.03倍。在Q235钢表面等离子喷涂Al2O3陶瓷涂层并经封闭处理,与未经封闭处理的喷涂Al2O3涂层、Q235钢、1Cr18Ni9Ti钢置于沸腾的5%HCl溶液(pH=1)中,其腐蚀速率大小次序为Q235钢、1Cr18Ni9Ti钢>Q235钢喷涂Al2O3涂层>封闭处理的Al2O3涂层,Q235钢等离子喷涂Al2O3涂层未经封闭处理的腐蚀速率仅为1Cr18Ni9Ti钢的1/30,经封闭处理的Al2O3涂层的腐蚀率仅为未经封闭处理的1/10[18]。采用溶胶-凝胶浸渍提拉法在不锈钢、纯铜及铝合金基体上制备SiO2,TiO2和Al2O3陶瓷涂层,改变了基体材料的极化行为:钝化区变宽、维钝电流减小、点蚀电位提高,从而大幅度提高了基体材料的耐蚀性能,而且耐蚀性好的金属基体(如不锈钢)提高的幅度大于耐蚀性差的金属基体(如纯铜铝合金),在H2SO4溶液中涂层提高基体耐蚀性幅度的排序为SiO2>>TiO2>Al2O3[19]。研究表明[20],镁合金微弧氧化陶瓷涂层的腐蚀速率仅为镁合金的1/400。
3 热喷涂陶瓷涂层后处理
采用纯度较高的喷涂材料,严控喷涂工艺,可以降低陶瓷涂层内部的非平衡相、夹杂物和残余应力,从而提高防腐蚀性能。但是,喷涂的陶瓷层是由熔融或半熔融的变形粒子堆叠于金属表面而形成的,其中,粒子与粒子间会形成很多的孔隙[21],成为腐蚀介质渗透到陶瓷涂层内部的通道。腐蚀介质通过这种通道进入基体表面,与基体金属发生腐蚀反应,导致以下后果:(1)腐蚀反应持续向纵深和沿基体金属/涂层界面发展;(2)生成的腐蚀产物发生体积膨胀,如钢铁体积是同等原子量Fe的1.9～7.0倍(取决于钢铁受氧化程度及环境含氧量),所产生的应力导致陶瓷涂层开裂、脱落等,加速了对基体的腐蚀破坏[22]。为此,喷涂后采用渗透性好且对环境具有化学稳定性的物质对涂层进行封孔处理,可进一步改善涂层的屏障效用[23]。
用于金属表面热喷涂陶瓷涂层的封孔处理方法很多,常用的封孔处理方法见表1[24]。
以碱金属硅酸盐做基料、纳米粉及云母为材料制成的陶瓷涂层耐酸蚀封孔剂能显著降低涂层的孔隙率,大幅提高涂层的耐酸性能,显著改善涂层的耐高温腐蚀性能[25]。
采用激光熔覆法对喷涂ZrO2涂层进行封孔处理,可使ZrO2晶体发生晶格畸变,由不稳定相转变为稳定相,涂层防腐蚀性能显著提高[26,27,28]。用连续波CO2激光器对等离子喷涂ZrO2涂层进行重熔,并在重熔过程中添加Al2O3粉,形成Al2O3-ZrO2复合涂层,涂层更加致密,耐磨性、耐腐蚀性显著提高[29]。然而,加热扩散封孔方法在熔液凝固的过程中会重新形成一些缩孔,影响基体的性能,且成本较高。
用有机物或无机物封孔,由于受孔隙内的空气阻力作用,只能达到涂层表面下一定的距离,对涂层深层内孔隙的封闭效果不好,且有机物耐高温性能不理想。用电镀铜技术封闭陶瓷涂层的孔隙能克服以上封孔方法的不足,因为铜镀层较好地填充了陶瓷涂层里的孔隙及裂缝[30],电镀、刷镀时聚集在涂层表面的金属离子在电场作用下,通过涂层内的贯穿性孔洞进入涂层,与基材构成回路,发生还原反应,沉积于孔洞内,从而达到封孔效果,使基体的防腐蚀性能得到改善[31]。
4 陶瓷涂层与硬铬镀层对基体的防腐蚀性能比较
金属表面电镀硬铬沉积效率低、速度慢,镀层与基体的结合也不理想,还有环境污染问题,作为代铬技术的热喷涂陶瓷涂层则没有以上问题:等离子喷涂和超音速火焰喷涂(HVOF)的WC-Co,WC-Co-Cr和Cr2O3等陶瓷涂层的耐盐雾腐蚀性能明显优于电镀硬铬[32];金属表面喷涂WC-10Co4 Cr,Cr3C2-NiCr或WC-12Co涂层后,耐盐雾腐蚀性能均好于金属表面电镀硬铬层[33];HVOF喷涂的WC-Co-Cr涂层经750 h盐雾试验后,没有腐蚀,耐蚀性优于电镀硬铬层;WC-Co涂层经18个月的大气腐蚀试验几乎没有变化[34]。
5 展望
尽管金属涂覆陶瓷涂层后具有优异的耐蚀性,但还存在很多问题:陶瓷涂层对金属基体防腐蚀性能研究的环境比较单一;腐蚀机理研究还不够深入;缺乏实际应用中的腐蚀研究;缺乏陶瓷涂层制备工艺参数对陶瓷涂层孔隙率、缺陷及防腐性能的影响的研究;缺乏各种粘结层对陶瓷涂层的防腐蚀性能影响的研究等。鉴于此,未来亟待研究的重点如下:
(1)金属陶瓷涂层不同环境条件下的腐蚀数据库的研究与建立;
(2)在实际应用时陶瓷涂层往往伴随着磨损腐蚀,其结构和孔隙率会发生变化,对防腐蚀性能有很大的影响,因而应研究与验证各种实际应用中的腐蚀情况,以此再指导实际应用;
(3)陶瓷涂层在各种环境中的腐蚀失效机制研究,建立腐蚀模型;
(4)粘结层对陶瓷涂层的防腐蚀性能影响研究,合理选择粘结层以改善防腐蚀性能;
(5)寻找新的或改进已有封孔工艺。
摘要：金属基体涂覆陶瓷涂层后具有优异的耐腐蚀性能。从陶瓷涂层的耐蚀性、对金属基体耐蚀性的改善和提高热喷涂陶瓷涂层防腐蚀性能的后处理方法如封孔方法等方面概述了陶瓷涂层对金属基体的防腐蚀性能研究现状,在与电镀硬铬防腐蚀性能比较的基础上,指出了目前研究中存在的问题,并对未来的研究进行展望。
金属陶瓷层 篇6
单层激光熔覆层已不能满足材料表面性能日益苛刻的要求,激光多层熔覆因此而成为研究的热点[1,2,3]。激光多层熔覆工艺难点较多、较大,陶瓷材料性能优异,是常用的熔覆材料,但其脆性较大、耐疲劳性能差、对应力和裂纹敏感,加上陶瓷涂层与金属基体的热膨胀系数差异及激光熔覆剧热剧冷的加工特点,激光熔覆陶瓷层容易产生裂纹和剥落[4]。激光多层熔覆的再次加热会对前一熔覆层产生很高的热应力,进而产生裂纹;多道搭接多层熔覆过程中的热积累效应在各扫描道的熔化有明显差异,显著地影响了熔覆层的质量。目前控制激光熔覆层开裂的主要措施[5,6,7]:合理设计熔覆层,调整应力状态,优化制备方法、工艺参数,改变激光作用模式以及超声振动。
现阶段的激光多层熔覆多见于合金涂层[8,9,10]或金属陶瓷涂层[11],对陶瓷涂层的研究报道几乎没有。本工作以纳米团聚体粉末作为熔覆对象,熔覆中引入超声振动,采用保温箱对熔覆层预热和缓冷,以减小熔覆层的开裂趋势,并采用红外线测温仪对熔池温度进行实时监测,采用压片预置式激光多层熔覆工艺制备了纳米Al2O3 - 13%TiO2(质量分数)陶瓷涂层,运用正交试验对熔覆工艺参数进行了优化,获得了均匀的高性能厚陶瓷层。
1 试 验
1.1 材 料
基材为γ - TiAl基合金(TAC - 2),其尺寸为ϕ25 mm×8 mm,名义化学成分为Ti - 46.5Al - 2.5V - 1Cr(摩尔分数,%),先用180,280,400,500,600号水砂纸逐级打磨,再用1,2,3号金相砂纸逐级打磨以清除表面的氧化膜,后一道砂纸的磨痕与上一道的成一定角度,然后用丙酮对试样进行超声波清洗以去除锈蚀、油污、灰尘以及沙粒等,吹干后采用多角形天然刚玉进行喷砂粗化,空气压力为0.6 MPa。
为了减小基体与陶瓷材料之间较大的物理性能差异,以KF - 113A粉末作为过渡层材料,其粒度为45～105 μm,名义成分为Ni - 20Co - 18Cr - 15Al - 2Y2O3(质量分数,%)。纳米陶瓷粉末为Nanox S2613P纳米团聚体粉末,名义成分为Al2O3 - 13%TiO2(下称纳米AT13),尺寸分布范围为10～50 μm,其形貌见图1。
1.2 多层熔覆纳米陶瓷层的制备
1.2.1 流 程
压片预置式激光多层熔覆工艺流程:用WCB - b型压力机以模压法将KF - 113A及纳米AT13粉末压制成ϕ25.00 mm×0.15 mm的薄圆片;在基体表面激光熔覆过渡层;重复熔覆纳米AT13模压薄片4次,得到厚约350 μm的陶瓷层。
1.2.2 工艺及设备
激光熔覆采用SLCF - X12×25型CO2激光加工机,熔覆时氩气保护。
过渡层熔覆工艺参数:激光初始功率为950 W,光斑尺寸为5 mm×3 mm,沿光斑3 mm侧扫描,速度600 mm/min;搭接量20%,预热温度400 ℃;超声振动频率40 kHz,熔覆过程中调节激光输出功率控制熔池最高温度为1 950 ℃。
陶瓷层熔覆工艺参数:激光初始功率为650 W,光斑尺寸为5 mm×3 mm,沿光斑3 mm侧扫描方向,速度为700 mm/min,搭接量为20%。对熔覆陶瓷层的主要影响参数熔池闭环控制温度(A)、超声振动频率(B)及保温箱预热温度(C)进行3因素3水平[L9(33)]正交试验,以优化工艺参数,各因素试验参数水平见表1。
1.3 测试分析
采用GB/T 8642-2002“热喷涂 - 抗拉结合强度的测定”中的B方法测试涂层的结合强度,每类试样测试3次取平均值,根据试样表面积和测得的载荷计算涂层的平均结合强度。利用JSM - 7100F型(JEOL)场发射扫描电子显微镜(SEM)观察粉末及涂层的形貌。
2 结果与讨论
2.1 工艺参数优化
2.1.1 影响因素
表2为不同熔覆工艺所得涂层的平均结合强度。图2为3个因素的效应关系。
(1)熔池闭环控制温度 从2 300 ℃逐步升高到2 700 ℃时,涂层结合强度先增加后减小,主要原因如下:熔池温度较低时,不能充分熔化压片预置陶瓷层,使层与层之间不能形成较好的冶金结合,存在明显的界面,涂层结合不好;熔池温度过高,层与层之间虽能形成冶金结合,但熔深过大,熔凝冷却时体积收缩产生的较大应力得不到有效释放而使涂层产生裂纹,影响涂层结合性能的提高。
(2)超声振动频率 从30 kHz增加到70 kHz,涂层的结合强度先略增后缓慢下降,幅度不大,影响较小。可见,只要超声振动达到一定的频率就可以将激光熔覆凝固过程中正在长大的枝晶打碎,并使其分散到熔体的各个部位,形成均匀分布的小晶核[7],从而使熔覆层达到较高的结合强度。
(3)保温箱预热温度 从300 ℃增加到400 ℃,涂层结合强度呈现递增趋势,且速度逐渐加快,300 ℃时为54.6 MPa,350 ℃时则为56.9 MPa,400 ℃达到了60.0 MPa。因为保温箱预热温度的增加降低了熔覆过程中熔覆区与非熔覆区间的温度梯度,同时也减缓了试样的冷却速度,减小了涂层内部的热应力,有效地避免了裂纹的产生,有利于提高涂层的结合强度。
2.1.2 因素主次
熔池闭环控制温度、超声振动频率及保温箱预热温度对应的极差R分别为9.7,1.4及5.4,由此得知3个因素影响涂层结合强度的主次顺序为熔池闭环控制温度>保温箱预热温度>超声振动频率[12]。
2.1.2 工艺参数优化
由以上分析可知:3个因素的优化水平分别为2,2,3,刚好是试样5,据此激光熔覆的优化工艺参数分别为熔池闭环控制温度2 500 ℃,超声振动频率50 kHz,保温箱预热温度400 ℃。
2.2 熔覆层组织
图3为优化激光熔覆参数制备的纳米AT13陶瓷涂层(试样5)的截面SEM形貌:整个涂层中各层之间无明显界面,过渡缓和自然,涂层内部致密、连续、基本无孔隙及贯穿性大裂纹;涂层由部分熔化区和完全熔化区两部分组成,与等离子喷涂纳米结构涂层类似,但完全熔化区为晶粒细小的等轴晶,部分熔化区由残留纳米粒子组成;相对上部完全熔化区,下部完全熔化区的晶粒比较粗大,表现出上小下大的梯度过渡特征。
从图3还可以看出,涂层中的非贯穿性裂纹主要集中在部分熔化区的残留纳米组织区,这主要是由于陶瓷材料的耐热冲击性差,激光快速加热制冷产生的残余应力及收缩应力而导致的,如果不能有效地抑制裂纹的扩展,将会造成涂层的开裂或剥落。激光熔覆纳米AT13涂层中保留了较多的纳米组织结构,对陶瓷涂层起到了增韧作用,可在材料断裂时促使裂纹偏转和分叉,消耗断裂能,有效缓解了涂层中微裂纹的扩展[13]。因此,熔覆层中基本没有很大的贯穿性大裂纹。优化激光熔覆工艺参数制备的涂层平均结合强度为66.3 MPa,明显高于表2中其他工艺参数下所制备的涂层的结合强度。
在激光多层熔覆过程中,熔池闭环温度要适中,熔池温度过低时会使上下熔覆层之间不能有效形成冶金结合,而温度过高时熔深过大,熔凝冷却时体积收缩产生的较大应力得不到有效释放而使涂层产生裂纹。此外,较高的保温箱预热温度有效地降低了激光熔覆过程中熔覆区与非熔覆区的温度梯度,可有效地减少熔覆层的开裂,所以试样5的结合强度较高。
3 结 论
(1)影响激光多层熔覆纳米Al2O3 - 13%TiO2陶瓷层结合强度大小的因素主次顺序为熔池闭环控制温度、保温箱预热温度、超声振动频率,优化值分别为熔池闭环控制温度2 500 ℃,超声振动频率50 kHz,保温箱预热温度400 ℃。
金属陶瓷层 篇7
1 故障案例
1) 某炼铁厂烧结10KV, 2700KW除尘风机, 其工作原理 (见图1) 。
2) 电动机Y/△采用Y JV 8.7/15 3×95m m2电缆连接。
3) 2005年投入运行, 每年两次定检均合格。
4) 2009年7月15日设备停产定检, 试验部门对各系统元件进行试验, 均达到要求, 在系统正常投入时, 零序保护动作, 经对各部件检查, 发现△接电机端电缆头密封胶熔化并从三支套根部漏出, 怀疑电缆端头有问题, 试验部门采用串联谐振试验 (定检已采用直流泄漏试验) 未发现电缆有异常, 达到要求, 再次投入时发生同上故障。
2 案例分析
1) 设备电气接地网系统图 (见图2)
2) 设想如果C点接地点断开, 整个电机室接地系统将与接地网断开, 这时依靠电缆接地A、B点构成电机室与接地网的连接。
3) 从接地网原理分析, C点接地干线断开后, 高压电缆接地线要承载着风机室至高压室的各种危害电流及电压。
4) 从零序保护动作分析, 正是由于C点接地点断开, 当系统投入瞬间, 导体中有强大的电流通过, 在操作过电压的冲击波传播时会在电缆中形成很大的感应电压, 导致零序保护动作。
5) 从电缆终端头密封胶熔化分析
电缆终端头的接地线通常是采用接地辫, 分成多份分别焊接在A、B、C相线金属屏蔽层上 (也可利用恒力弹簧夹紧连接) 形成可靠的连接体。从热熔胶漏出判断, 该处接地线与金属屏蔽层没有完全可靠连接或虚接。后经打开三支套发现铜接地辫绑扎在电缆填充物上没有与铜屏蔽直接接触, 导致在强大感应电压通过时造成该处发热, 致使热熔胶熔化的主要原因。
注:A点为高压柜端电缆终端头接地点;B点为高压机终端头接地点;C点为接地网
3 经验教训
这起故障原因是接地网C点在联合检修机械作业时误将接地带割断, 且电缆终端头金属屏蔽层接地不良, 导致电机启动时在操作过电压冲击波下电缆接地线承载着较大的感应电压及电流, 造成零序保护动作及电缆终端头发热。如果接地网C点未断开, 很难发现电缆终端头接地不良状态。但其虚接故障状态下长期运行, 必然影响到电缆终端头的寿命。
1) 接地线或过桥线截面的选用要匹配。
2) 接地线焊接 (恒力弹簧夹紧连接) 前必须把电缆填充物处理干净。
3) 把接地辫分成等份, 按要求绑扎在不同的相线铜屏蔽上。根据不同截面电缆使用电烙铁进行焊接, 每相线焊点不应少于2点。焊接时动作要快, 时间不宜过长, 以免损伤到内绝缘层。
金属陶瓷层 篇8
关键词：等离子喷涂,陶瓷层,磨擦磨损,Al2O3,Cr2O3,性能,机理
0 前 言
叼纸牙是印刷机中的关键部件,实际应用中要求其具有一定的耐冲击性能和高的耐磨性。国产叼纸牙的使用寿命较短[1],加强对叼纸牙耐磨性的研究对提高国产印刷机的印刷速度和印刷质量具有重要的意义。由于叼纸牙为易耗零件,综合考虑生产成本和制造工艺,实际生产中叼纸牙一般为黑色金属及其合金,主要有T10,65Mn等金属及合金,往往通过淬火来提高其工作表面的硬度和耐磨性。热喷涂技术可以将金属基体材料的强韧性和易加工性等特点与陶瓷材料的耐高温性、耐磨性等特点结合起来,充分发挥两者的优势[2,3,4,5]。目前,利用热喷涂技术来提高叼纸牙工作表面的耐冲击性和耐磨性的研究尚未见报道。本工作通过等离子喷涂技术在T10钢基体上分别喷涂了5种氧化物陶瓷涂层,研究了5种涂层摩擦磨损的性能及机理,以为提高叼纸牙表面的摩擦磨损性能提供参考。
1 试 验
1.1 基体前处理
基体为T10钢,尺寸为ϕ 30 mm×3 mm,化学成分见表1。
对基体进行喷砂处理,使其表面具有一定的粗糙度,同时去除其表面的铁锈、毛刺等污物。
1.2 涂层制备
先在基体上喷涂一层Ni/Al粘结层,其中Ni质量分数95%,Al质量分数5%。再将纯度大于99%、粒度20～40 μm的Al2O3和Cr2O3粉按照一定的质量比配制成5种喷涂粉末,喷涂在粘结层上。
选用9MB型喷涂设备,粘结层和陶瓷层的喷涂参数见表2,喷涂后陶瓷层的表面粗糙度见表3。
1.3 测试分析
利用HX - 1000型硬度计测量涂层的显微硬度,加载2 N,保载10 s。摩擦磨损试验在UMT2型微摩擦磨损试验机上进行,运动方式为往复式,干摩擦,对偶件为Si3N4,直径4.7 mm,法向载荷为20 N,滑行速度1 mm/s,往复距离10 mm,摩擦时间30 min。用JSM - 5600LV型扫描电镜(SEM)观察涂层表面摩擦磨损形貌,并由涂层表面磨痕的宽度及长度计算出磨损体积[6]。
2 结果与讨论
2.1 涂层显微硬度
Cr2O3含量对涂层表面显微硬度的影响见图1。由图1可知:100%Al2O3和100%Cr2O3涂层的显微硬度分别为13.0 GPa和13.2 GPa,高于Al2O3/Cr2O3涂层;随着Cr2O3含量的提高,涂层的显微硬度先降低后升高。
2.2 涂层摩擦磨损性能
2.2.1 摩擦行为
5种涂层的摩擦系数与磨损时间的关系见图2。由图2可知:5种涂层的摩擦系数曲线都呈现3个阶段。初始阶段,5种涂层的摩擦系数随着时间的增加而快速上升,属于磨合阶段[7,8];经过过渡阶段后,摩擦系数开始趋于平稳,进入了稳定的磨损阶段。5种涂层在过渡阶段摩擦系数的变化趋势不同,即5种涂层摩擦系数进入稳定阶段的时间和方式不尽相同。70%Al2O3+30%Cr2O3涂层在磨合阶段的摩擦系数急剧上升,在200 s左右达到最大值0.7,然后随着时间的延长缓慢降低后又缓慢升高,最后在600 s左右进入稳定磨损阶段。50%Al2O3+ 50%Cr2O3和30%Al2O3+70%Cr2O3涂层的摩擦系数的变化趋势与70%Al2O3+30%Cr2O3涂层类似,都在200 s左右达到最大值,然后在过渡阶段先降低后升高,最后在600 s左右进入稳定磨损阶段。100%Cr2O3涂层的摩擦行为则与复合涂层有一定的差别,摩擦系数在100 s左右达到最大值之后缓慢降低而后升高,小幅升高就立刻进入稳定磨损阶段,升高幅度仅为复合涂层的33%～44%。100%Al2O3涂层的摩擦行为则与复合涂层的差别更大,在磨合阶段摩擦系数在120 s左右达到最大值,然后随着磨损的进行缓慢升高,在800 s左右进入稳定磨损阶段。
5种涂层在稳定磨损阶段的平均稳态摩擦系数见图3。由图3可知:3种复合涂层的平均稳态摩擦系数分别为0.65,0.62和0.64,比100%Al2O3和100%Cr2O3涂层高,摩擦性能差。
2.2.2 磨损性能
5种涂层表面磨损的SEM形貌见图4,由试样表面磨痕的宽度及长度计算出的磨损体积见图5。
由图4可知:100%A12O3涂层的磨痕非常浅,甚至未形成完整的沟槽,耐磨损性能明显好于其他4种涂层。由图5可知:5种涂层中50%Al2O3+50%Cr2O3涂层的磨损体积最大,耐磨损性能最差;100%Al2O3涂层的磨损体积最小,耐磨损性能最佳;其他3种复合涂层中70%Al2O3 +30%Cr2O3涂层的耐磨损性能较好,但仍比100%Cr2O3涂层和100%Al2O3涂层差。
2.3 摩擦磨损机理
试验中5种涂层磨痕表面都出现了明显的片状剥落和微裂纹。陶瓷属于脆性材料,塑性变形能力较差,所以在摩擦磨损过程中由于循环应力的反复作用,涂层表面会诱发出横向和纵向裂纹[9,10]。等离子喷涂层的结构为层状,层间存在孔隙、微裂纹等缺陷,层间界面呈弱机械结合,从而使层间结合强度远小于喷涂颗粒的断裂强度[2]。因此,表面疲劳裂纹沿涂层向内部亚表面扩展较为容易,且裂纹扩展速度较快。当裂纹迅速扩展并相遇时,就会造成涂层中扁平喷涂颗粒剥落,产生磨屑。如果这些磨屑在磨损过程中没有从磨痕处排出,则在对偶件的作用下会对涂层产生一定的犁削作用[11,12],加重涂层的疲劳,从而使疲劳裂纹区域内的涂层不断产生脱落。因此,本试验中陶瓷涂层的磨损机制主要应为磨粒磨损和疲劳磨损。
在整个摩擦磨损试验过程中,各种磨损机理的作用程度和时间是不断变化的[9]。对不同的涂层来说,即使是作用程度相同,作用效果也不尽相同,这主要是由于摩擦磨损过程中磨屑的排出和重新产生[11,13,14]。复合涂层的摩擦系数随磨损时间的延长达到最大值,之后先降低再升高,在升高到一定程度后逐渐进入稳定阶段。这种现象产生的原因:在磨合阶段产生的大量磨屑随着对偶件的运动从磨痕中排出,减小了磨屑对涂层的犁削,从而在过渡阶段开始时出现摩擦系数的降低;随着疲劳磨损的进行,喷涂层的层状结构很快又产生大量磨屑,这时摩擦系数就随之升高,此间涂层磨损机理主要是疲劳磨损;当磨痕达到一定深度,磨屑排出受阻,这时对偶件、磨屑和涂层就形成了三体磨损[11,12],摩擦行为进入稳定磨损阶段,摩擦系数开始趋于稳定,此间涂层磨损机理主要为磨粒磨损。100%Cr2O3涂层的摩擦系数随着磨屑排出降低到最小值后,在短时间内仅出现小幅升高就开始趋于平稳,与复合涂层相比其在稳定磨损阶段主要以疲劳磨损为主,磨粒磨损为辅,且磨损量较少。
陶瓷涂层的磨损率与摩擦系数有一定的关系,摩擦系数较大时磨损率也较大[7]。100%A12O3涂层在磨合阶段的最大摩擦系数比其他4种涂层低,涂层表面没有产生明显的磨痕,而且在过渡阶段摩擦系数是缓慢升高,说明其主要以疲劳磨损为主,辅以少量的磨粒磨损。涂层在摩擦磨损过程中产生的磨屑对涂层的摩擦系数和磨损量有重要的影响。磨屑越多,磨损环境就越恶化,磨损就进一步加剧。
复合涂层磨损体积高于100%Al2O3和100%Cr2O3涂层。涂层硬度越高,其抵抗变形能力越强,使磨损只发生在表面层[9],从而降低了涂层的磨损量;硬度越高,抵抗磨粒磨损的能力也就越强。所以,在稳态磨损阶段复合涂层主要以磨粒磨损为主,而100%Al2O3和100%Cr2O3涂层则以疲劳磨损为主。
3 结 论
(1)5种等离子喷涂层的磨损可分为磨合、过渡、稳定磨损3个阶段。稳定磨损阶段复合涂层的平均摩擦系数比100%Al2O3和100%Cr2O3涂层高。
(2)复合涂层的磨损量高于100%Al2O3和100%Cr2O3涂层,涂层的表面硬度对其有一定的影响。
(3)在磨损过程中5种涂层的磨损机理基本属于疲劳磨损+磨粒磨损。在稳定磨损阶段,复合涂层主要以磨粒磨损为主,而100%Al2O3和100%Cr2O3涂层主要以疲劳磨损为主。