耐磨处理（精选7篇）
耐磨处理 篇1
0 前 言
螺纹钢管在使用过程中存在以下问题[1]:(1)螺纹过盈量选择不当导致接头扭矩台肩不接触,主密封面接触压力过小导致气密性不够;(2)上扣时容易发生黏扣现象,油管接头严重黏扣和错扣后,连接强度和承载能力大幅降低导致脱扣。国外油管失效事故中64%发生于螺纹接头,国内高达86%[2] 。油管螺纹接头在油气井中长期承受拉伸、压缩、弯曲、内压、外压及温度等产生的复合应力,其质量好坏直接影响油气井的寿命。
油管常用的J55为具有较高强度和耐磨性的优质碳素结构钢,主要成分:0.52%~0.60% C,0.17%~0.37% Si, 0.50%~0.80% Mn。对其预处理形成硬质耐磨层,再涂覆二硫化钼(MoS2)黏结固体润滑膜,可同时实现密封性和润滑防黏性[3]。表面预处理极大地影响干膜与底材的黏结性能和使用寿命,如配合固体润滑耐磨干膜的喷砂和磷化预处理能使干膜寿命显著提高。
已有研究表明[4],在螺纹接头或金属密封部位表面形成5~30 μm厚的锰系磷化膜,或者1~20 μm厚的氮化处理层加上磷化膜,然后涂布含二硫化钼或二硫化钨粉末和环氧树脂、呋喃树脂、聚酰胺-酰亚胺树脂中任何一种树脂类固体润滑剂,加热固化形成10~45 μm厚的固体润滑干膜,可以增加油管使用次数并防止接头烧伤与磨损。
1 氮化处理
氮化处理又称扩散渗氮,气体渗氮由德国人Fry在1923年开发并工业化应用。氮化处理制品具有优异的耐磨性、耐疲劳性、耐蚀性及耐高温性,在钻头、螺纹、螺杆、连杆、曲轴、吸气及排气活门和齿轮凸轮等中均有应用。不锈钢可以采用离子氮化或盐浴氮化处理。离子氮化是在加热和溅射过程中消除表面钝化膜;盐浴氮化可以通过盐的碱性作用去掉表面钝化膜,活化表面,但因氰化物的存在而较少采用。AISI420不锈钢在530 ℃,100 Pa下经微型脉冲离子氮化15 h后维氏硬度和耐磨性分别提高到原来的1.7和3.5倍,表面粗糙度也由0.02 μm增加到0.18 μm[5]。
2 磷化处理
磷化处理适用于钢铁部件以及镀铬和镀锌的铁部件:锰系磷化增强膜的承载能力;锌系磷化增强膜的抗蚀性;磷酸锰柱状细晶提高干膜耐磨性的效果比粗晶更佳。磷化处理能提高固体润滑耐磨性能,其微孔结构能增大固体润滑膜与金属底材的接触表面积,改善两者界面结合性,显著提高固体润滑膜对金属底材的附着力[6,7,8,9,10]。
表面状况影响磷化膜晶核的形成和生长,从而影响膜质量。镀锌钢板锌系磷化膜经5 g/L的胶体磷酸钛盐表面调整后晶粒明显细化,磷化前用去离子水洗10 s的磷化晶粒粒径约为9 μm;表调10 s的磷化晶粒粒径约为1 μm;表调10 s再水洗3遍的磷化晶粒粒径约为3 μm[11]。锌系磷化膜(Zn3(PO4)2·4H2O)表面形成约2 nm厚的Zn3(PO4)2·2H2O,分布不连续的铁化合物(如Fe2O和FePO4)[12]。磷化后钝化可提高耐蚀性并改善磷化膜与涂膜的配套性,可采用硅烷封闭或直接涂覆有机膜的方法进一步提高膜的耐蚀性能。
3 淬火-抛光-淬火处理
许多盐浴强化方法因采用氰化物而被淘汰。不含氰化物的QPQ盐浴(淬火-抛光-淬火)技术,无毒无污染,工件耐磨性高、抗蚀性好、处理前后变形微小。QPQ处理的45钢和40Cr钢的耐磨性,达到淬火及高频淬火的16倍以上; QPQ处理的20钢,耐磨性达到渗碳淬火的9倍以上,是镀硬铬和离子氮化的2倍多;QPQ处理的45钢,疲劳极限提高了40%左右。QPQ盐浴实现了渗氮和氧化2种工序的复合:渗层组织是氮化物和氧化物的复合;性能是耐磨性和抗蚀性的复合;工艺是热处理和防腐蚀技术的复合[13]。盐浴QPQ工艺过程为清洗去油、预热、氮化、氧化、清洗去盐、干燥、浸油,渗层质量主要取决于氮化温度、时间、氰酸根含量和基体材料[14,15,16]。
4 固体润滑处理
黏扣因内外螺纹摩擦干涉,表面温度急剧升高,发生黏结并进而出现黏扣。由于上、卸扣过程中内外螺纹表面有相对位移,黏扣常伴随金属迁移[17,18]。为了减少内外螺纹摩擦,上扣时除了采用螺纹脂外,在油管制备或维护时表面用干膜润滑剂涂覆,实现液态润滑和固态润滑配合。固态膜具有能塑性变形、吸震和储藏润滑介质的优点,而液态膜散热较优,其表面不致于因升温过高而熔化或烧蚀,两者配合使用可以产生协同效应。
底材处理和复合膜技术可明显提高酚醛环氧黏结MoS2干膜的耐磨性[19];增加钢材硬度、干膜厚度、固化温度,降低环境相对湿度进行底材吹砂处理,有利于提高酚醛环氧黏结MoS2干膜抗微震动耐磨性,但温度超过200 ℃会加速干膜氧化和降低润滑效果[20]。
阴阳螺纹接头表面的润滑涂层具有液体润滑自修复能力和特定表面黏性,在0~40 ℃为液体润滑层,其上为固体润滑层,40 ℃为半固体或固体的润滑涂层[21]。
在油管螺纹接头部位和无螺纹金属接触的栓杆和盒套表面形成含二硫化钼粉末和树脂黏结剂的固体润滑剂涂层,在70~150 ℃和150~380 ℃分段加热,膜层硬度为70~140 HRC,黏附强度为500 N/m甚至更高。此时,不涂螺纹脂也能防止重复紧固和松开操作的磨损,保证高温井环境中的抗磨损性和气密性,同时添加氧化钛紫外线屏蔽颗粒还能提高防锈性[22]。
5 结 语
近期成功开发了不同金属材质和形状的零部件清洗和磷化同步进行工艺[23]。原位磷化涂层同时完成金属磷化与涂装,免去了涂装前处理和磷化后封闭,原位磷化涂层的黏接性和耐腐蚀性优于当前的数步涂装工艺[24]。国内喷涂干膜润滑剂DMK和DMC系列实现了化学转化与干膜润滑剂涂覆的同步,已应用于油管螺纹接头的润滑处理。
水泥厂石灰石仓的耐磨处理 篇2
1 问题及分析
1) 由于石灰石粒度较大, 有时超过120mm, 再加上石灰石入仓时落差较大, 又在中心下料, 会在料仓中间形成锥形料堆, 然后向四周滚落, 撞击钢仓内壁, 对料仓造成伤害。特别是在料仓事先没存料情况下下料, 石灰石的冲击力更大, 对锥体特别是对缓冲仓危害更大。
2) 在生产时, 原料配比中石灰石的用量最大, 对于我公司6 000t/d生产线来说, 每小时用量在360t左右。由于经受石灰石长时间的撞击、再加上物料在下落过程中对仓壁的摩擦, 钢板会变得越来越薄, 最终会被磨穿导致漏料, 既污染了环境, 又增加了工人劳动强度, 如果不及时处理又存在一定的安全隐患。
2 解决措施
为了避免出现上述情况, 就要对石灰石仓内壁做耐磨、耐冲击处理。刚开始我们在仓内壁上铺设高分子聚乙烯耐磨板。这种板材具有一定的耐磨性, 但耐冲击性不好, 使用几个月后就出现了聚乙烯板脱落现象, 使用寿命较短, 不仅浪费了财力, 也对仓造成了一定的伤害。更严重的是, 如果脱落的聚乙烯板块大, 没能及时被发现, 就会对入磨皮带及立磨的正常运行造成影响, 甚至导致停机。
几经摸索, 最终采用了以下方法:
1) 对于主仓的直筒部分, 在仓的内壁, 物料能接触的区域铺装更换下来的废旧钢丝胶带, 然后用沉头螺栓穿透胶带固定在仓壁, 并在靠近胶带上沿垂直于仓壁焊接宽100mm的挡料板, 防止物料冲击胶带边部, 从而起到保护胶带、延长其使用寿命的作用。
需注意的是, 在给胶带钻孔时, 钻头直径要接近于胶带相邻两股钢丝间距, 并且用力要适当, 不能过大, 也不能过小, 并经常给钻头浇水冷却, 防止钻头断裂。由于钢丝胶带较重, 安装前要用切割机分成1m长左右的小块, 便于安装。另外, 螺栓拧紧后, 把螺帽和螺杆焊在一块, 防止螺栓松动脱落。
2) 在主仓锥体内壁上用100mm宽的扁钢焊接成400mm×400mm格状, 在缓冲仓内壁上同样用100mm宽的扁钢焊接成200mm×200mm格状, 然后再在格子内安装聚乙烯耐磨板。生产时格子内存上物料, 最终达到料磨料的作用, 避免物料和钢仓内壁直接接触。
3 效果
耐磨处理 篇3
QPQ( 淬火-抛光-淬火) 是一种将盐浴渗氮与盐浴氧化-抛光-二次盐浴氧化复合的金属表面强化改性技术[1]。金属在两种性质不同的低温熔融盐浴中处理后,随着多种元素同时渗入金属表面,形成由氮化物和氧化物组成的复合渗层,使金属表面得到强化了改性。 经过QPQ处理后,零件表面具有较高的耐磨性[2，3]、较好的抗蚀性和较小的变形等。
50钢在正火、淬火回火或高频表面淬火等热处理后适用于动载荷、冲击载荷不大、要求耐磨性好的机械零件,如锻造齿轮、机床主轴、发动机主轴等。采用等离子镀铬、等离子超饱和渗碳、淬火及回火热处理的方法对50钢表面进行强化处理,材料表面获得高性能强化层,表面硬度达到1 000 HV[4]。目前,将QPQ技术应用于50钢的报道不多,对其磨损行为的研究则以干摩擦和油润滑为主,鲜见对其在冲击载荷下磨损行为的研究。本工作研究了50钢经QPQ技术处理后的微观组织、显微硬度和相组成,并考察了其在干摩擦、油润滑和冲击载荷3种工况下的常温磨损行为和磨损机理。
1试验
1. 1 QPQ复合处理
基材为退火态50钢,调质处理如下: 810 ~ 820 ℃ 淬火,520 ~540 ℃回火,硬度为30 ~35 HRC; 将其加工成15 mm × 15 mm × 10 mm用作金相和XRD分析,30 mm × 10 mm × 7 mm用作磨损试样。
试样QPQ处理: 超声波去油清洗并烘干→用SX2- 4 -10型箱式电阻炉于350 ℃ 恒温预热15 min→用SX- QF -1200型氮气保护箱式电阻炉于570 ℃ 氮化盐浴( 主要成分为尿素、碳酸盐和碱金属盐) 中渗氮2 h→用SX2 -4 -10型箱式电阻炉于370 ℃ 氧化盐浴( 由氢氧化钠和缓蚀剂组成) 中氧化2 0min→冷水洗去盐→70 ℃ 热水清洗→干燥→浸油。
预留一部分调质态磨损试样不作处理,用于对照。
1. 2测试分析
将QPQ处理后的金相试样打磨和抛光后,用4% 的硝酸酒精溶液进行腐蚀,用S-4800型扫描电镜对渗层横截面的显微组织形貌进行观察和分析。用D8型X射线衍射仪分析试样表面的物相组成,扫描角度为3° ~ 90°,扫描速度为4( °) / min。
用MH-3型显微硬度计测量基体和QPQ渗层的显微硬度,所加载荷为1 N,保载时间为10 s; 同一纵向位置每隔0. 03 mm测量3次取其平均值,作出渗层的显微硬度曲线。
从扫描电子显微镜照片中估读出各渗层厚度。
用M-2000型摩擦磨损试验机进行常温磨损试验,模拟3种工况下的磨损行为: 干摩擦条件下的滑动摩擦情况,载荷依次为50,100,150 N,摩擦行程为252 m; 油润滑下,载荷依次为500,750,1 000 N,摩擦行程为1 512 m; 冲击载荷下,载荷依次为150,200,250 N,摩擦行程为252 m; 摩擦副形式为线接触滑动摩擦,采用弹簧手动加载,调节弹簧的压缩量来控制施加载荷的大小。 对磨环材料为40CrNiMoA,调质处理后的硬度为37 HRC,对磨环转速为200 r / min,滑动速度约为0. 42 m / s; 同一种工况、同一载荷下,调质态试样和QPQ试样各取2个作磨损试验,取其平均值作为摩擦系数和磨损量; 使用精度为1 mg的精密电子天平称量磨损试验前后试样的失重,即磨损量,每次称重前试样均经过清洗并烘干。
2结果与讨论
2. 1渗层的显微组织及组构
QPQ渗层表面和截面显微组织的SEM形貌见图1。 由图1可知: 50钢表面的渗层由外到内依次为疏松层、 氧化膜、化合物层、扩散层,疏松层和氧化膜的厚度约为5 μm,化合物层厚度约为10 ~15 μm,扩散层厚度约为30 μm。
化合物层是QPQ渗层中的重要一层,硬度很高,对耐磨性起着主导作用[5],其不易被4%硝酸酒精溶液腐蚀,腐蚀后仍然呈白色。扩散层是在化合物层和基体之间的一层暗黑色组织。氧化膜是在氧化盐浴中保温所形成的,在扫描电镜下观察也呈白亮色,和化合物层比较相似。化合物层外面会有一层柱状或海绵状的多孔区,称之为疏松层,硬度较低且耐磨性较差[6]。
图2为QPQ渗层的X射线衍射谱。图2表明,在距离试样表面10 μm处存在Fe2 ～ 3N,Fe4N和 α -Fe相。
2. 2渗层的性能
2. 2. 1硬度
QPQ渗层的显微硬度沿层深方向的硬度曲线见图3。由图3可知: 渗层的显微硬度由表面至基体先升高后降低,最后与基体硬度相同。这是因为在化合物层的外面存在疏松层,疏松层的硬度明显低于化合物层的,所以表面附近的硬度要高于表面硬度; 化合物层为Fe2 ～ 3N和Fe4N相,铁的晶格由体心立方变成密排六方晶格,所以硬度很高,在距表面10 μm处硬度达到了620 HV1 N; 随着氮元素浓度的降低,不足以形成化合物,而只能形成氮在 α-Fe晶格中的固溶体,所以扩散层硬度急剧下降,在距表面40 μm处硬度已经接近基体硬度。
2. 2. 2摩擦磨损状态
图4 ~6为干摩擦、滑动摩擦工况下2种试样的摩擦磨损状态。由图4可见: 干摩擦滑动情况下,载荷为50 N时,调质态试样摩擦系数为0. 35,QPQ试样摩擦系数为0. 25,摩擦系数降低了约28%; 在摩擦行程为252 m时,QPQ试样的摩擦系数还是明显低于调质态试样,说明QPQ渗层没有完全被磨损掉( 见图5) ; 调质态试样和对磨环间发生了磨粒磨损和黏着磨损,具有明显的划痕,在摩擦副接触处产生了“冷焊”黏着点,加上摩擦热的作用,金属间产生了很强的黏着力,由于相对运动,黏着在一起的金属被迫分离,所以表面呈现撕裂和凹坑; QPQ试样和对磨环之间的磨损类型主要为磨粒磨损,表现为轻微的划痕,在摩擦过程中,渗层表面不断脱落的硬质颗粒,再对相对滑动的对磨面产生磨损; 当摩擦行程为252 m时,调质态试样磨损量为319 mg,QPQ试样磨损量为24 mg,处理后的磨损量约为处理前的7. 7%,QPQ处理后磨斑面积明显小于处理前磨斑面积,也证实了这一点。
当其载荷为100 N时,调质态试样摩擦系数稳定在0. 45左右,QPQ试样稳定在0. 30左右,摩擦系数降低了约33%; 在摩擦行程为252 m时,QPQ试样的摩擦系数还是明显低于处理前,也说明QPQ渗层没有完全被磨损掉; 此时调质态试样磨损量为575 mg,QPQ试样磨损量为68 mg,约为处理前的12. 5%。而载荷为150 N时,调质态试样摩擦系数为0. 60,QPQ试样的摩擦系数由0. 50逐渐升高到0. 65,与基体接近,说明在摩擦行程为126 m时QPQ渗层基本被磨掉,渗层摩擦系数比处理前降低了约17%; 摩擦行距为252 m时,调质态试样磨损量为933 mg,QPQ试样为325 mg,约为处理前的1/3,但磨损量与50,100 N时相比陡增,证明渗层已被完全磨损掉。
图7 ~9为油润滑、滑动摩擦下2种试样的摩擦磨损状态。载荷为500 N时,QPQ试样摩擦系数降低了10% ,磨损量减少了50% ; 载荷为750 N时,QPQ试样摩擦系数降低了9%,磨损量减少了57%; 载荷为1 000 N时,QPQ试样摩擦系数降低了13% ,磨损量减少了58% 。图8显示,,载荷为1 000 N时,调质态试样和对磨环之间发生了黏着磨损,因为随着摩擦的进行,磨粒不断增多,加上润滑油的温度不断升高,在较高载荷的作用下,润滑油膜被压溃,摩擦面得不到充分润滑,金属面直接接触产生了黏着磨损; QPQ试样和对磨环之间发生了磨粒磨损,并无黏着磨损存在,是因为QPQ试样表面硬度高,磨粒较少,表面较光滑,在高载荷作用下润滑油膜依然存在。
图10 ~12为冲击载荷、滑动摩擦下2种试样的摩擦磨损状态。由图10可见,在冲击载荷存在时,调质态试样和QPQ试样的摩擦系数均较大,调质态试样摩擦系数基本稳定在某一数值,而QPQ试样摩擦系数首先保持在一个相对较低的数值,然后逐渐升高至基体摩擦系数,且随着冲击载荷的增大,保持较低摩擦系数的时间越来越短; 当冲击载荷为150 N时,调质态试样摩擦系数为0. 78,QPQ试样摩擦系数为0. 65,比基体摩擦系数降低了约17%,摩擦行程为126. 0 m时开始逐渐升高到0. 80,说明QPQ渗层已经被完全磨损掉, 对磨面变成基体材料和对磨环之间的磨损,这点也可以从图11的磨损形貌中得到验证; 当冲击载荷为200 N时,调质态试样摩擦系数为0. 80,QPQ试样摩擦系数为0. 63,比基体摩擦系数降低了约21%,从摩擦行程为75. 6 m开始逐渐升高到0. 75; 当冲击载荷为250 N时,调质态试样摩擦系数为0. 82,QPQ试样摩擦系数为0. 72,比基体摩擦系数降低了约12% ,从摩擦行程为50. 4 m开始逐渐升高到0. 84。
从图11a、11b可以看出,冲击载荷、滑动摩擦工况下,调质态试样发生了严重的黏着磨损,QPQ试样发生了轻微的磨粒磨损,说明在摩擦25. 2 m时QPQ渗层依然存在; 由图11c、11d可以看出,在摩擦252 m时,2类试样均发生了严重的黏着磨损,说明QPQ渗层已经不存在。
从图12可以看出: QPQ试样的磨损量明显低于调质态试样,随着载荷增大,磨损量逐步增大,这是由于QPQ渗层的存在使得耐磨性提高所致。
3结论
( 1) QPQ盐浴复合处理后50钢表面形成的渗层由外到内依次为疏松层、氧化膜、化合物层和扩散层,疏松层和氧化膜的厚度约为5 μm,化合物层厚度约为10 ~ 15 μm,扩散层厚度约为30 μm。
( 2) 化合物层中存在的物相为Fe2 ～ 3N,Fe4N和 α-Fe相。
( 3) QPQ处理后试样的表面硬度为520 HV1 N,渗层的显微硬度由表面至基体先升高后降低,最后与基体相同,N元素不断渗入形成的化合物层具有Fe2 ～ 3N和Fe4N相,铁由体心立方晶格变成密排六方晶格,导致化合物层硬度很高,其最高硬度为620 HV1 N; 化合物层外面的疏松层的硬度明显低于化合物层的。
耐磨处理 篇4
1 实验材料及方法
1.1 实验材料
实验用基体材料45钢,试样尺寸为100mm×10mm×80mm。 激光熔覆材料选用Fe90和Fe314两种铁基合金粉末,粉末粒度为-140～+325目,其化学成分如表1所示。
1.2 实验方法
采用1kW连续波Nd:YAG固体激光器进行激光熔覆,激光束波长为1.06μm,光斑直径为2mm,采用氩气保护激光熔池。Fe314优化的激光熔覆处理工艺参数为:功率1kW,扫描速度5mm/s,送粉量3.4g/s,搭接率40%;Fe90优化的激光熔覆处理工艺参数为:功率1kW,扫描速度6mm/s,送粉量5.2g/s,搭接率40%。45钢表面用砂纸打磨平整,并用乙醇、丙酮清洗。采用同步送粉激光熔覆法,通过多道搭接的方法获得大面积激光熔覆层,对激光熔覆层表面进行精磨、抛光、处理,然后进行活化屏等离子氮化处理,氮化工艺为:处理温度500℃;处理时间10h;反应室压强为500Pa;气体的体积比为N2∶H2=20∶80。
采用Quant 200型扫描电子显微镜(SEM)观察复合处理层表面和磨痕形貌。利用HVS-1000型显微硬度计测量涂层的表面硬度,硬度计载荷1.96N,持载时间15s。磨损实验在UMT-2型多功能摩擦磨损实验机上进行, 摩擦对偶球为ϕ4mm GCr15钢球, 其硬度为 HRC 65。摩擦试验条件为: 在干摩擦条件下往复滑动, 行程为4.7mm, 频率为5Hz, 载荷为30N, 摩擦时间为 20min。通过测量磨痕宽度,最终结果取 5次试验的平均值,利用公式(1)计算磨损体积,评价材料的耐磨性。
undefined
式中:R为钢球半径;d为磨痕宽度;L为往复滑动行程;ΔV为磨损体积。
2 实验结果及分析
2.1 复合处理涂层的制备
复合处理涂层的制备分为两部分,即激光熔覆层的制备和等离子体氮化处理。激光熔覆层表面形貌如图1所示。将制备好的激光熔覆试样进行精磨、抛光处理后进行等离子体氮化复合处理,等离子体氮化处理后的试样表面形貌的SEM照片如图2所示。
2.2 涂层的表面硬度
图3为45钢、激光熔覆和复合处理层表面的显微硬度。从图3可以看出,经过复合处理后Fe90激光熔覆层的硬度由750HV提高到1350HV;Fe314激光熔覆层的硬度由540HV提高到927HV。涂层的硬度得到了极大的提高。这是因为激光熔覆具有快速加热、快速凝固的特点,其成形的组织较为细小,固溶度大、固溶强化效应显著,有利于氮原子的注入,表面形成了致密的氮化层,因此氮化处理后熔覆层的显微硬度提高显著。高的硬度也为熔覆层具有较好的耐磨性提供了保证。
2.3 涂层的耐磨性
在干摩擦条件下复合处理前后的摩擦磨损的试验结果如表2所示。由表2可以看出,复合处理Fe90的耐磨性提高到1.2倍。这是因为复合处理后使表面得到了强化,提高了材料的耐磨性能。降低金属表面摩擦系数和提高表面抗变形能力都是减小磨损的重要途径。N注入钢中,摩擦系数降低有限,其耐磨性的提高主要靠表面强化,提高表面强度是减小磨损的主要方式。复合处理提高了表面强度,增强了表面变形抗力,从而提高了耐磨性。由此可见,激光熔覆、活化屏等离子体复合处理为零件性能的提升提供了一个新的途径。
图4为45钢和Fe90磨损后的表面形貌SEM照片。图4(a)为45钢的磨损痕迹的表面形貌,由于45钢的硬度较低,表面容易发生塑性变形,随着滑动距离的增加,摩擦产生的热量使接触面处发生物理、化学反应,并在摩擦副的界面处发生胶合,因此,试样表面发生剪切。被剪切的材料随着滑动而转移,形成金属磨屑,成为磨损颗粒,在滑动干摩擦中受挤压和反复地转移、摩擦形成如图4(a)中的黏着磨损和磨料磨损形貌。图4(b)为激光熔覆Fe90的磨损表面形貌,由于涂层硬度较高,涂层只发生轻微的黏着磨损和磨粒磨损。经过LC-ASP复合处理后的试样表面磨损轻微,如图4(c)所示。这是由于在高硬度氮化层的支撑下,接触处不易发生塑性变形,有效的保护了基体,提高了耐磨性。
但LC-ASP复合处理Fe314的耐磨性能并不理想,Fe314复合处理后耐磨性降低为原来的42%。Fe314磨损形貌如图5所示,复合处理后的磨损较未处理的磨损严重。这是因为磨球和试样平面为点接触,具有高的压应力。在高应力反复作用下,高硬度的氮化层会出现显微裂纹,裂纹扩展使得涂层逐渐剥落,形成磨粒,加剧了磨损。另一方面,对于承受高载荷及剧烈磨损的条件下,由于产生强烈的摩擦热,导致激光熔覆层软化并在工作时变形,不能够给硬质膜以强有力的支撑,在摩擦力作用下,激光熔覆层和氮化层都会发生变形,但Fe314激光熔覆层较软,变形程度较大,导致激光熔覆层与氮化层易于发生分离,分离的氮化层在高应力作用下,容易被压裂,从而使涂层破坏,破坏的涂层充当了磨粒加剧了磨损,其失效过程如图6所示,故该复合涂层在重载上的应用受到限制。
3 讨论
根据实验结果可以可出:只有当激光熔覆层能够提供较好的支撑的情况下,复合处理才能够显著提高涂层的耐磨性。否则,复合处理涂层不能够发挥协同效应,提高材料的耐磨性能。激光熔覆层本身具有快速凝固的组织特点,组织细小,晶界较多,有利于氮离子的注入,可以加速氮化过程,得到较深的氮化层,由于沉积过程中氮离子向激光熔覆层基体内部的进一步扩散,导致激光熔覆层的硬度明显增高,从而提高了复合涂层的承载能力和抗磨能力。这是复合处理提高耐磨性的主要原因。因此,复合处理从理论上讲是可以提高材料的耐磨性的,但前提是基体能够提供足够的支撑作用,保证在高应力作用下氮化层不被破坏。因此在复合涂层的设计上应保证激光熔覆层应能够提供足够的支撑,才能够发挥复合效应,提高耐磨性。氮化层不仅可以提高硬度,还可以形成残余压应力,这对于提高抗接触疲劳性能有益,因此复合处理应该在提高抗接触疲劳性能方面也具有较大优势。
4 结论
(1)激光熔覆层经活化屏等离子体复合处理后,复合涂层硬度显著提高。Fe90激光熔覆层的硬度由750HV提高到1350HV;Fe314激光熔覆层的硬度由540HV提高到927HV。
(2)在30N载荷作用下,Fe90复合处理层耐磨性提高到1.2倍,而Fe314复合处理层耐磨性降低为0.42倍。这是因为Fe314的激光熔覆层不能够提供足够的支撑,复合涂层在高载荷作用下,引起了氮化层的破坏,复合效应没有得到发挥的缘故。复合处理耐磨性提高的关键在于激光熔覆层与氮化层的合理搭配。
摘要：为了研究激光熔覆层性能对活化屏等离子体氮化处理层耐磨性能的影响,采用两种铁基合金粉末(Fe90和Fe314)在45钢基体表面进行激光熔覆,然后进行等离子体氮化复合处理,测试涂层干摩擦条件下的磨损性能。研究结果表明:复合处理后,Fe90激光熔覆层的硬度由750HV提高到1350HV,Fe314激光熔覆层的硬度由540HV提高到927HV;在相同载荷(30N)下,Fe90复合处理层的耐磨性提高到1.2倍,而Fe314复合处理的耐磨性降低为原来的42%;复合处理耐磨性能提高的关键在于激光熔覆层与氮化层的合理搭配,熔覆层能够提供足够的支撑。
关键词：激光熔覆,活化屏等离子体处理,耐磨性
参考文献
[1]徐滨士,朱绍华.表面工程的理论与技术[M].北京:国防工业出版社,1991.540-565.
[2]KWIETNIEWSKI C,DONG H,STROHACKER T,et al.Du-plex surface treatment of high strength Timetal 550 alloy towardshigh load-bearing capacity[J].Surface and Coatings Technology,2001,139:284-292.
[3]WEI C Y,CHEN F S.Characterization on multi-layer fabricatedby TRD and plasma nitriding[J].Materials Chemistry and Phys-ics,2005,90:178-184.
[4]ZHAO C,LI C X,DONG H,et al.Study on the active screenplasma nitriding and its nitriding mechanism[J].Surface andCoatings Technology,2006,201:2320-2325.
[5]MENTHE E,BULAK A,OLFE J,et al.Improvement of me-chanical properties of austenitic stainless steel after plasma nitri-ding[J].Surface and Coatings Technology,2000,133-1134:259-263.
[6]HEDAYATI M K,MABHOUBI F,NICKCHI T.Comparison ofconventional and active screen plasma nitriding of hard chromiumelectroplated steel[J].Vacuum,2009,83(8):1123-1128.
[7]郭绍义,李兴俊,杨秋合,等.激光熔覆WC-Ni/TiC涂层的组织和摩擦磨损性能研究[J].材料工程,2008,(6):72-75.
[8]耿林,孟庆武,郭立新.钛合金表面上两种镍基合金粉的激光熔覆研究[J].材料工程,2005,(12):45-52.
耐磨处理 篇5
钛合金的高低温力学性能良好、比强度高、生物相容性、韧性和抗蚀性能好,被广泛应用于航空航天、化工、医疗等各个领域。但钛合金硬度低,摩擦系数大,耐磨性能差,限制了其在关键运动副零部件中的应用。近年来,如何提高钛合金的硬度及耐磨性能成为热点。激光熔覆技术具有所得涂层与基体呈冶金结合、涂层稀释率小、显微组织致密、热影响区小等优点,采用激光熔覆技术制备具有高硬度以及优异耐磨减摩性能的自润滑复合涂层成为热点之一。激光熔覆是一个快速非平衡凝固过程,制备的涂层内部有较大的残余应力。当涂层受到外力作用时容易产生应力集中形成微裂纹,严重限制了涂层的应用范围[1,2]。对激光熔覆涂层进行热处理可有效降低其残余应力,改善其力学性能。对钛合金激光熔覆复合涂层进行热处理后,涂层的断裂韧性有所提高,摩擦系数下降,力学性能得到提升[3]。
目前,国内外关于热处理对钛合金表面激光熔覆自润滑耐磨复合涂层组织和摩擦学性能影响的报道较少。为改善钛合金激光熔覆涂层的组织和摩擦学性能,本工作以Ni Cr/Cr3C2-WS2为原料,在钛合金表面激光熔覆自润滑耐磨减摩复合涂层,对涂层进行热处理来降低涂层的残余应力。研究了热处理对复合涂层组织和摩擦学性能的影响,以为钛合金作为关键运动副零部件应用提供涂层制备技术参考和理论依据。
1 试验
1.1 试材前处理
基材选用Ti6Al4V(TC4)合金,其化学成分(质量分数,%):6.30 Al,4.20 V,0.11 Fe,0.03 C,0.03 N,0.15 O,≤0.40杂质,余量Ti。试样的尺寸为40 mm×20 mm×8 mm,以40 mm×20 mm面为熔覆面,用砂纸打磨,去除氧化膜并使表面粗糙以增强预置粉末与基体的黏附结合力,之后置于无水乙醇溶液中用超声波清洗干净。
熔覆材料选用Ni80Cr20-Cr3C2合金粉末,其中Cr3C2的质量分数为70%,粉末粒径约40μm,选用WS2作为固体润滑剂,粒径约为1μm,添加量为20%。预置复合粉末Ni Cr/Cr3C2-20%WS2化学成分(质量分数,%):19.2 Ni,4.8 Cr,56.0 Cr3C2,20.0 WS2。将Ni Cr/Cr3C2-20%WS2复合粉末放入QM-3SP04行星球磨机球磨12 h,使用甲基纤维素粘结剂将混合粉末预置于基体上,厚度为1.5 mm,放入干燥箱中,100℃保温2 h。
1.2 激光熔覆及热处理
采用DILAS SD3000L-3 k W型半导体激光器进行单道熔覆,主要熔覆工艺参数:激光功率2 k W,扫描速度5 mm/s,光斑尺寸6 mm×4 mm。将激光熔覆得到的试样分为两组:一组不作热处理,另外一组在600℃加热炉中氮气保护下保温1 h,随炉冷却后制备金相试样。未进行热处理的涂层记为N0涂层,进行热处理保温1 h的涂层记为N1涂层。
1.3 测试分析
采用S-4700场发射扫描电镜(SEM)、能谱分析仪(EDS)和X’Pert-Pro MPD多功能X射线衍射仪(XRD)分析涂层组织与物相。
采用MH-5型显微硬度计测试涂层截面的显微硬度,加载载荷5 N,时间10 s。采用HT-1000型球-盘式高温摩擦磨损试验机分别测试2组涂层常温下的干磨性能,摩擦对偶件为φ4 mm的Si3N4陶瓷球,试验参数:载荷6 N,温度20℃,磨损时间30 min,旋转半径1.5mm,线速度12.66 m/min。磨损试验结束后,用导电胶收集磨屑,用无水乙醇清洗试样磨损表面,利用表面轮廓位移传感器测试磨痕深度与磨损体积。
2 结果与讨论
2.1 显微组织、结构
图1为激光熔覆自润滑耐磨复合涂层N0的截面SEM形貌。由图1可见,涂层厚约1 mm,涂层与基体之间为良好的冶金结合,涂层饱满,无明显裂纹,但有少量气孔。图2为N0和N1涂层的XRD谱。由图2可见:2种涂层的组成物相相同,主要为Ni Ti2、Cr3C2、Cr7C3、Ti C、Ti2SC、Cr S。激光熔覆过程中,由于Ti元素活性比较高,在熔池中首先与C元素发生反应,生成Ti C。Ti C的熔点(3 140℃)比Cr7C3(1 565℃)高,同时形成Ti C的吉布斯自由能为-221.75 k J/mol,远远低于形成Cr7C3的(-26.0 k J/mol),因此Ti与C元素的亲和力强于Cr与C元素的亲和力。随着Ti C的析出,熔池中C含量减少,剩下的C与Cr元素发生反应,形成碳化铬。另外,由于WS2的分解温度(510℃)较低,分解为W元素和S元素。S元素与熔池中的Cr、Ti C和Ti原位生成具有较好自润滑效果的Cr S[4]和Ti2SC[5]。而W元素与Ti、C元素结合形成Ti WC2,由于其含量较少在XRD谱中表现不明显。N1涂层的物相相对于N0涂层没有发生明显的变化。
图3为N0和N1涂层上部及中部的SEM形貌,图3中各区域EDS分析结果见表1。可见,涂层上部与中部组织有较大的差异,涂层的上部主要由弥散分布的较小的黑色组织A,浅灰色组织B和较大灰色组织C组成,而涂层中部主要由杆状物D、基体E和块状组织F组成。结合XRD和EDS分析可以推测:黑色组织A为Cr S,浅灰色组织B为Ti WC2,灰色组织C为Cr3C2,杆状物D为Ti2SC,基体E为γ-Ni固溶体,块状组织F为Cr7C3。其中,Cr S和Ti2SC具有较好的润滑效果,为自润滑相;而Cr3C2、Cr7C3以及由Ti C和WC组成的固溶体Ti WC2都具有较高的硬度,为硬质相;γ-Ni固溶体具有较好的韧性,为增韧相。
由图3及表1可知,经过1 h热处理之后,涂层中的Cr S、Ti WC2和Ti2SC有所增加。这可能是因为在激光熔覆过程中,一些没有充足时间与其他元素(如C、Cr)结合的元素固溶在γ-Ni固溶体中,当涂层经过热处理后,原子间的扩散加剧,这些元素重新结合,形成化合物。
2.2 显微硬度分析
图4为2种涂层的显微硬度曲线。N0涂层的显微硬度为1 076.1 HV5 N,是钛合金基体(350~390 HV5 N)的3倍左右,N1涂层的显微硬度为928.8 HV5 N,可见经过1 h热处理后涂层的显微硬度略有下降。其原因可能有两方面:(1)由于激光熔覆是一个快速熔化及凝固的过程,N0涂层中晶格畸变严重,位错密度较大,组织中有较大的残余应力,经过高温热处理的N1涂层中的原子由非平衡位置转移到平衡位置,组织的晶格畸变减轻,位错密度降低,降低了组织中的残余应力,导致N1涂层的硬度降低;(2)涂层在高温热处理时,其内部原子激活能增加,一部分保留在固溶体中的元素发生溶解扩散,涂层中所起到的固溶强化效应减弱,导致N1涂层的硬度降低。
2.3 摩擦学分析
摩擦磨损试验结果显示:Ti6Al4V基体的摩擦系数为0.54,N0,N1涂层的分别为0.45,0.37;Ti6Al4V基体的磨损体积为0.499 8 mm3,N0,N1涂层的分别为0.147 4,0.042 6 mm3。综上可知,N1涂层具有较好的耐磨减摩性能。
图5和图6分别为基体和激光熔覆复合涂层的磨损表面形貌和磨屑形貌。
从图5a,5c,5e可以看出,基体的磨损最为严重,其次是N0涂层,而N1涂层的宏观磨损形貌较为光滑。结合分析图5a,5b及图6a,可以看出基体的磨损形貌有严重的塑形变形和黏着磨损,且磨屑是较大的块状和粉末状。这是因为在摩擦磨损试验过程中,基体由于硬度较低,在法向载荷的作用下相对容易产生塑性变形,进而发生连续的塑性变形,在对磨球的持续切削下,基体表面有碎片被切削下来。同时,较大的块状磨屑在对磨球和基体表面之间形成了磨粒磨损,进一步加剧了基体表面的磨损,其磨损机理为黏着磨损和磨粒磨损。结合分析图5c,5d和图6b可知,N0涂层磨损表面没有明显的塑形变形痕迹,但局部有剥落的痕迹,其磨屑为较大的块状和部分粉末状。此外,由图5d可见,N0涂层磨损表面有很多弥散分布的杆状物,经EDS分析,杆状物中各元素原子分数为:25.58%C-0.15%Al-0.32%W-23.85%S-46.74%Ti-1.61%Cr-1.74%Ni,结合XRD谱和组织分析推测杆状物为Ti2SC。由于激光熔覆是一个快速熔化和凝固的过程,熔覆得到的N0涂层中有较大的残余应力。当N0涂层受到法向载荷时易产生应力集中,当涂层内部应力大于强度极限就会产生微裂纹。随着微裂纹进一步扩展,涂层表面产生碎片,在对磨球的作用下脱落。同时,N0涂层在激光熔覆过程中原位生成Cr S和Ti2SC自润滑相,这些润滑相在摩擦副之间形成润滑转移膜,可以在一定程度上加强N0涂层的耐磨减摩性能。这是N0涂层相对于基体表现出较好的耐磨减摩性能的原因,其磨损机理为脆性剥落和磨粒磨损。结合分析图5e,5f和图6c,N1涂层磨损表面光滑,没有明显塑性变形,磨屑为细小的粉末状,且N1涂层磨损表面也有很多弥散分布的杆状物,经EDS分析,杆状物中各元素原子分数为:33.88%C-0.21%Al-0.08%W-22.34%S-41.22%Ti-1.39%Cr-0.88%Ni,推测为Ti2SC。经过1 h热处理后,N1涂层内部残余应力得到降低,在法向载荷的作用下不易导致应力集中而产生微裂纹和碎片,同时,自润滑相也起到了良好的减摩作用,其磨损机理为轻微的磨粒磨损。
3 结论
(1)以Ni Cr/Cr3C2-20%WS2复合粉末为原料,采用激光熔覆技术在Ti6Al4V基体表面制得了自润滑耐磨复合涂层,其主要物相为韧性相Ni Ti2,增强相Cr3C2、Cr7C3、Ti C以及润滑相Ti2SC、Cr S。
(2)经过1 h热处理后的N1涂层的显微硬度(928.8 HV5 N)相对于N0涂层(1 076.1 HV5 N)略有下降。
(3)在本工作试验条件下,N1涂层具有最小的摩擦系数(0.37)和最小的磨损体积(0.042 6 mm3),即最好的耐磨减摩性能,其磨损机理为轻微磨粒磨损。
摘要：为了进一步提高钛合金激光熔覆层的质量,以Ni Cr/Cr3C2-WS2复合粉末为原料,采用激光熔覆技术在Ti6Al4V(TC4)钛合金表面制备了自润滑耐磨复合涂层,并将复合涂层在600℃下保温1 h,采用扫描电镜、X射线衍射仪、摩擦磨损试验系统地分析了涂层热处理前后的组织、显微硬度和摩擦学性能的变化及其机理,研究了热处理对自润滑耐磨复合涂层性能的影响。结果表明:自润滑耐磨复合涂层的主要物相为韧性相Ni Ti2,增强相Cr3C2、Cr7C3、Ti C以及润滑相Ti2SC、Cr S;热处理1 h后涂层的显微硬度(928.8 HV5 N)相对于未热处理涂层(1 076.1HV5 N)略有下降;相对于未热处理涂层,热处理1 h后的涂层表现出良好的耐磨减摩性能,其磨损机理为磨粒磨损。
关键词：Ti6Al4V钛合金,激光熔覆层,热处理,耐磨减摩,自润滑
参考文献
[1]Wang D S,Liang E J,Chao M J,et al.Investigation on the microstructure and cracking susceptibility of laser-cladV2O5/NiC rB SiC alloy coatings[J].Surface and Coatings Technology,2008,202(8):1 371~1 378.
[2]Lu X D,Wang H M.High-temperature phase stability and tribological properties of laser clad Mo2Ni3Si/NiS i metal silicide coatings[J].Acta Materialia,2004,52(18):5 419~5 426.
[3]Li G J,Li J,Luo X.Effects of post-heat treatment on microstructure and properties of laser cladded composite coatings on titanium alloy substrate[J].Optics and Laser Technology,2015,65:66~75.
[4]Liu X B,Zheng C,Liu Y F,et al.A comparative study of laser cladding high temperature wear-resistant composite coating with the addition of self-lubricating WS2and WS2/(Ni-P)encapsulation[J].Journal of Materials Processing Technology,2013,213(1):51~58.
耐磨堆焊电焊条 篇6
产品特点:引弧容易, 焊接飞溅小, 脱渣性好, 烟雾小, 焊缝成型美观光亮, 耐磨损强度高, 交直流焊机均可使用等。
技术参数:
制造商:牡丹江市紫金耐磨焊条厂
联系人:王月钢
手机:13836307192
13604537667
电话/传真:0453-6837789
http://www.mdjzjht.com
耐磨陶瓷现状及发展 篇7
新型耐磨陶瓷材料以其优良的性能使之在工业设备及管道上的应用越来越广泛[1,2,3], 通过对普通金属材料的替代, 使设备的使用寿命、连续生产能力等方面都有了极大的提高。现在国内外工程陶瓷领域的耐磨陶瓷部件多为氧化铝、氧化锆、碳化硅、氮化硅等材质, 比如陶瓷耐磨部件, 陶瓷刀具, 陶瓷喷嘴, 陶瓷轴承等一批陶瓷耐磨部件已经在市场上出售。耐磨陶瓷材料需要有的较高的高温强度和断裂韧性, 以及良好的耐冲蚀性能和化学稳定性。在耐磨零部件制造材料中, 氧化铝陶瓷是耐磨陶瓷材料的典型代表。中国特陶企业集中分布在北京、上海、天津、江苏、山东、浙江、福建、广东等沿海城市和地区以及华中部分城市地区, 西南西北等偏远地区以原军工三线企业为主。在特陶种类上, 中国几乎对所有耐磨陶瓷材料都进行着研究、开发和生产。在尖端高技术陶瓷的理论研究和实验水平处于世界先进行列, 高温超导陶瓷就是一例。
1 耐磨陶瓷性能及特点
耐磨陶瓷主要具有以下几个方面的主要性能和特点[2]:
(1) 硬度大、强度高。经江苏省陶瓷耐火材料质量监督检测宜兴站测定, 其洛氏硬度为80~90, 抗压强度高, 超过550MPa。
(2) 耐磨性能好, 使用寿命长。经测定, 其耐磨性相当于锰钢的180倍, 高铬铸钢的118倍, 广大用户的使用证明:耐磨陶瓷的运用大大延长了设备使用寿命, 减少了设备维修频次, 节省了大量的人力、物力、财力。
(3) 抗冲击。使用晶须纤维增韧技术, 可提高陶瓷韧性1倍以上。增韧陶瓷配方确保陶瓷不易破碎, 独特的球面设计以及优质的缓冲层, 可抵抗大块物料冲击。
(4) 耐高温。粘接牢固、耐热性能好, 陶瓷片采用耐热强力胶粘贴在设备内壁。该粘合剂在350℃下可长期运行不老化, 用于粘固型产品的无机粘合剂耐温750℃。粘合剂耐温性能和粘接力性能指标在国内遥遥领先。
(5) 防脱落。每块陶瓷可设有高强度耐磨螺柱, 采用专业的螺柱焊焊接工艺, 通过陶瓷焊接在底部钢板, 配合强力粘胶粘接, 双重保险, 防止脱落。
(6) 重量轻。耐磨陶瓷密度约为3.6g/cm3, 仅为钢铁的一半, 可大大减轻设备负荷。
(7) 易安装。这一新产品灵巧、轻便, 能划割, 能扭曲, 能分解, 可在各种形状的设备上安装。
(8) 使用范围广, 适应性强。凡火力发电厂、钢铁厂、冶炼厂、矿山及水泥厂等企业的制粉、选煤、输料系统、排灰、除尘系统等一切磨损大的机械设备上, 都可以根据不同的需求选择不同类型的产品。江苏大峘集团有限公司制作的矿渣立磨选粉设备上就采用了耐磨陶瓷贴片对部件进行保护, 使用效果良好。
2 耐磨陶瓷磨损机理
按照摩擦表面的润滑状态, 材料的摩擦可分为干摩擦、流体润滑摩擦、边界润滑摩擦以及这几种摩擦交叉的混合摩擦[4,5]。其中在液体介质润滑的情况下, 流体润滑的条件是摩擦面的摩擦系数小于0.05。按照润滑介质的不同, 材料的润滑包括固体润滑、液体润滑和气体润滑 (干摩擦) , 其中液体润滑最为普遍, 按照液体润滑介质的不同, 液体润滑又可分为水润滑、油润滑及其它介质润滑等。研究表明口, 陶瓷在干摩擦条件下的磨损机理主要涉及塑性变形引起的疲劳磨损、脆性断裂和摩擦化学磨损等几种形式。而在液体润滑条件下则以微断裂和摩擦化学磨损为主。
氧化铝陶瓷的磨损机理分为脆性断裂磨损和塑性形变磨损, 前者的磨损特点为沿晶断裂的晶粒脱落, 后者的磨损特点为穿晶断裂的微观切削, 前者的磨损率比后者大得多, 人们希望陶瓷的磨损为塑性形变磨损。陶瓷的内部因素对陶瓷塑性形变磨损机理具有重要的影响。氧化铝瓷球是一种摩擦磨损构件, 其磨损率受内部因素和外部因素的影响, 其中内部因素影响较大。氧化铝陶瓷的耐磨性与自身的材料的力学性能、显微结构的协同作用有着密切的关系, 即与其内部因素 (弹性模量E、硬度H、断裂韧性KIC、晶粒尺寸、晶界和孔隙率) 有关。
3 耐磨陶瓷的应用
耐磨陶瓷在航空航天中的应用研究主要集中在火箭喷嘴的耐热材料, 太空飞船的隔热瓦, 复合工程陶瓷材料以及宇宙飞船的观察窗涂层等, 尤其是对具有轻质耐热耐烧蚀高熔点高强度的陶瓷纤维的研制开发较为关注。
武装直升机在设计中重点强调战场生存力考虑, 在座椅和直升机的关键部位采用了陶瓷复合材料轻质装甲材料, 涉及到的耐磨陶瓷主要是氧化铝陶瓷和碳化硼陶瓷。碳化硼俗称人造金刚石, 是一种有很高硬度的硼化物。由于碳化硼是一种比碳化硅或碳化钨还要硬的固体, 在很久以前它已经作为一种粗砂研磨材料。由于它本身熔点高, 不易铸成人工制品, 但是通过高温熔炼粉末, 它可以加工成简单的形状。在军火工业中可用作制造枪炮喷咀。碳化硼较元素硼容易制造而且价格相对便宜, 其最大的用途就是在军事工业中。碳化硼还可以作为军舰和直升机的陶瓷涂层, 其重量轻并且有抵抗穿甲弹穿透热压涂层成整体防层的能力。还可用于硬质合金宝石等硬质材料的磨削、研磨、钻孔及抛光、金属硼化物的制造及治炼硼钢、硼合金和特殊焊接等。
陶瓷轴承是在航空航天产业中使用较为广泛的一种产品, 具有耐高温、耐寒、耐磨、耐腐蚀、抗磁电绝缘、高转速等特性。陶瓷轴承针对航空航天工业中恶劣环境下的调整、重载、低温、无润滑工况而开发, 是新材料、新工艺、新结构的完美结合。
4 耐磨陶瓷发展趋势
随着移动通信等新一代电子信息技术的迅速崛起, 作为一大批基础电子元器件技术核心的信息功能陶瓷日益成为中国发展相关高技术的需求重点。按照5%的世界市场占有率计, 2010年中国信息功能陶瓷材料及制品的年销售额为300亿元人民币, 对信息通讯产业发展具有举足轻重的作用。
中国是一个稀土大国, 其工业储量占世界总储量的70%以上, 发展稀土耐磨材料中国有着独特的资源优势。例如, 稀土永磁材料全世界的年平均增长率为23%, 而中国高达60%, 1995年全球的钕铁硼永磁材料的生产总量为6000 t, 其中中国为2000 t, 占总量的1/3, 中国西部还拥有一些储量丰富的资源, 如稀土、钨、钛、钼、钽、铌、钒、锂等, 有的工业储量甚至占世界总储量的一半以上, 这些资源均是特种耐磨材料的重要原材料。研究开发与上述元素相关的特种耐磨材料, 拓宽其应用领域, 取得自主知识产权, 将大幅度地提高中国相关特种耐磨材料及制品的国际市场竞争力, 这对实现西部资源的高附加值利用, 将西部的资源优势转化为技术优势和经济优势具有重要意义, 将有力地支持国家的西部大开发。
5 结束语
中国已确定“在发展中解决保护, 在保护环境的基础上实现持续发展”的原则, 签署了有关国际公约, 并通过了国家有关环境保护的法律、法规, 这些都为生态环境材料需求发展创造了有利条件。在未来的五到十年, 中国经济、社会及国家安全对耐磨材料有着巨大的需求, 耐磨材料是关系到中国能否顺利实现第三步战略目标的关键新材料。
摘要：介绍了耐磨陶瓷的现状及其性能特点, 并对其发展趋势进行了展望。
关键词：耐磨陶瓷,氧化铝,磨损机理
参考文献
[1]曹南萍.微晶刚玉瓷的生产[J].陶瓷.2008 (01) :30-31
[2]陈雷.氧化铝耐磨陶瓷在电厂、水泥厂的应用[J].江苏陶瓷, 2006 (2) :33-34
[3]谭咏絮.结构陶瓷[M].北京:轻工业出版社, 1989
[4]李世普.特种陶瓷工业学[M].武汉:武汉工业大学出版社, 1990.