涂层硬质合金

涂层硬质合金（精选八篇）

涂层硬质合金 篇1

金刚石有诸多优异的性能, 如硬度高、耐磨损、导热性好、热膨胀系数低等, 是切削加工金属和非金属材料, 以及难加工材料的理想刀具材料[1,2]。CVD金刚涂层硬质合金工具具有巨大的潜力和广阔的前景, 但是膜/基结合性能不足的问题严重影响了金刚石涂层刀具的工作性能和使用寿命。在沉积金刚石涂层之前对基体进行适当的预处理, 是提高膜/基结合强度的有效手段。酸刻蚀[3]Co是目前国内外普遍采用的方法, 但是采用单一的酸浸蚀方法获得的脱Co层比较薄, 而且会使基体表面产生孔隙, 从而减弱金刚石涂层与基体的粘结力。而酸碱二步预处理法可以较为彻底地刻蚀掉硬质合金基底上的Co, 增强金刚石涂层与基体的结合强度。由此, 在HFCVD制备工艺中, 对基底进行了酸碱两步法[4]预处理, 研究了在此预处理基础上CH4浓度、沉积温度和反应室气压对硬质合金基底上薄膜生长、晶体品质和膜/基结合性能的影响。

1 实验方法

实验中采用HFCVD法在硬质合金基底上沉积金刚石涂层, 所使用的设备为课题组自行研发的小型化EACVD金刚石沉积设备[4]。基底材料为市售的YG6 (型号4160511) 铣刀片。在沉积之前采用酸碱两步法对基底进行预处理, 具体程序为:丙酮超声清洗3min→去离子水超声清洗1min→碱溶液超声处理20min→去离子水超声清洗3min→酸洗10s→去离子水冲洗2min。沉积过程中的工艺参数见表1。

采用拉曼光谱评价CVD金刚石涂层的表面品质, 所用拉曼光谱测量设备为显微共焦拉曼光谱仪 (Labram HR800) , 激光波长为514.532nm。采用扫描电镜观察和记录硬质合金基体上CVD金刚石涂层的形貌, 并用压痕实验[5]评价膜/基结合性能。

2 结果与讨论

2.1 碳源浓度对金刚石薄膜沉积的影响

在化学气相沉积中, CH4作为金刚石薄膜中碳的来源, 对金刚石薄膜的晶体质量、表面形貌和膜/基结合能力有很大的影响[6]。图1为碳源浓度分别为0.5%、1%、1.5%和2%时制备的金刚石涂层试样上表面靠近切削刃处测得的拉曼光谱图。其中Raman光谱 (a) 的碳源浓度为0.5%, 涂层拉曼光谱的特征峰位置为1341.15cm-1, 说明在基体表面存在金刚石结构的物质, 特征峰位置向高频段移动说明薄膜中存在压应力;Raman光谱 (b) 的碳源浓度为1%, 拉曼光谱在1341.15cm-1有尖锐的金刚石特征, 说明涂层中主要为金刚石结构。虽然金刚石特征峰旁边有石墨峰存在, 但考虑到石墨等非金刚石相的拉曼散射截面远远高于金刚石的拉曼散射截面[7], 因而所得薄膜的主要成分仍为金刚石;Raman光谱 (c) 的碳源浓度为1.5%, 涂层拉曼光谱的特征峰位置为1341.15cm-1, 但在石墨相特征峰位置也呈现较高的强度, 说明涂层中金刚石含量高, 但石墨结构的物质开始增多, 薄膜品质下降;Raman光谱 (d) 的碳源浓度为2%, 涂层拉曼光谱的特征峰位置为1341.15cm-1, 同时石墨相特征峰位置处拉曼光谱的强度高, 说明涂层中金刚石结构和石墨结构的物质都有较多的存在。

图2为不同碳源浓度下沉积的金刚石薄膜的表面形貌。其中, (a) 的甲烷浓度为0.5%, 由图可知, 涂层表面没有明显的金刚石晶型, 外观上呈现为无规则晶体形状的涂层形态。 (b) 的甲烷浓度为1%, 可见薄膜表面轮廓清晰, 由部分有 (100) 晶面的晶粒或孪晶的尖角和棱组成, 呈现六面和八面混合体的表面形态。 (c) 的甲烷浓度为1.5%, 涂层生长方向主要是[100]方向, 晶形完整且表面平整, 呈立方体结构。 (d) 的甲烷浓度为2%, 薄膜呈多晶结构, 晶粒晶形变差, 晶粒没有一定的晶形。由此可得, 当甲烷浓度过低 (0.5%) 时, 金刚石形核密度较低, 薄膜生长速度较慢, 短时间内金刚石晶粒较小, 不能形成完整的膜。随着甲烷浓度提高 (≤1.5%) , 金刚石形核密度增大, 活性H原子浓度较高, 对SP2键合的石墨相有较好的刻蚀作用, 易使CH3-甲基团脱氢并以SP3键合成金刚石结构, 从而得到的晶粒刻面清晰, 没有二次成核, 薄膜品质较好。当甲烷浓度较高时 (2%) , 薄膜品质变差, 有明显的二次成核, 且石墨相增多, 是因为碳源浓度过大, 相对降低了活性H的浓度, 不能有效刻蚀薄膜中的石墨相, 使后者夹杂在金刚石晶体之间。

图3为不同碳源浓度下金刚石薄膜的压痕形貌。可见在碳源浓度低于1%时压痕形状较完整, 涂层剥落现象较少, 膜基结合强度较高。而CH4浓度较高时, 由图1可知, 因增加了薄膜中石墨相的含量, 从而降低了涂层的附着力。

2.2 沉积温度对金刚石薄膜沉积的影响

图4为不同沉积温度下金刚石薄膜Raman谱。由图可见, 沉积温度为700℃和750℃时, 沉积的金刚石薄膜在波数1605cm-1和1584cm-1处均有非常明显的非金刚石特征谱峰, 而且整个Raman谱背底很高, 说明相应涂层中缺陷和杂质的含量相对较高。800℃和850℃情况下沉积的金刚石薄膜较前两种情况没有非常明显的非金刚石特征谱峰, 谱的背底也较低, 而且金刚石特征峰比较尖锐, 说明在较高温度下制备的金刚石薄膜品质较高。

图5为沉积温度分别为700℃、750℃、800℃和850℃情况下制备金刚石涂层在切削刃位置的表面形貌。由图可见, 随着温度的升高, 薄膜品质越来越好。从图5 (c) 来看 (沉积温度为800℃) , 金刚石薄膜晶形清晰, 形貌完整, 颗粒尺寸粗大。

对三种沉积温度下制备的金刚石涂层进行压痕法测试, 结果如图6。当沉积温度为700℃、750℃和800℃时, 压坑周围存在涂层大面积剥落现象, 且压坑边缘不整齐呈不规则断裂特征;沉积温度为850℃时压坑开裂半径最小, 压坑边缘较平滑。这是因为温度低时, 降低了H原子的选择性刻蚀作用, 使得薄膜中石墨相含量较高, 薄膜品质低且力学性能差, 因此, 在一定载荷作用下破坏较严重。

2.3 反应室气压

反应室气压选择1.3k Pa和3.3k Pa两个工艺参数进行研究。由于所用沉积设备对气压的调节为微调范围, 如果需要获得设计的反应室气压, 需要对反应气体流量进行调节。当反应室气压为1.3k Pa时, 反应气体的流量调节为100SCCM, 形核阶段CH4示值2.8SCCM, H2示值97SCCM, 生长阶段CH4示值1.4SCCM, H2示值98SCCM;当反应室气压为3.3k Pa时, 反调节应气体的总流量为400SCCM。

图7为反应室气压分别为1.3k Pa和3.3k Pa的情况下制备所得金刚石涂层试样上表面靠近切削刃处测得的拉曼光谱图。Raman光谱 (a) 的反应室气压为1.3k Pa, 涂层拉曼光谱的特征峰位置为1339.45cm-1, 其中拉曼光谱图在1140cm-1的吸收峰是纳米金刚石有关的特征信号。Raman光谱 (b) 的反应室气压为3.3k Pa, 涂层拉曼光谱的特征峰位置为1339.45cm-1, 说明涂层中主要为金刚石结构, 金刚石涂层的品质较好。原因可解释为随着反应气压的升高, 反应室内H的浓度也逐渐提高, 增强了其对石墨相的选择性刻蚀, 以及对sp2键碳转化为sp3键碳的促进作用, 使得涂层品质逐渐提高。

图8为反应室气压分别为1.3k Pa、3.3k Pa的情况下制备所得硬质合金基体CVD金刚石涂层在切削刃位置的表面形貌。低气压状态下反应粒子密度低、能量低, 反应过程不激烈, 使得金刚石形核密度下降, 使得沉积的薄膜表面较平滑, 薄膜中石墨相含量较高;较高气压状态下反应粒子密度高、能量高, 与生长表面发生激烈的碰撞, 因此薄膜表面较粗糙, 同时金刚石形核密度较高, 薄膜品质较高。

图9为反应室气压分别为1.3k Pa和3.3k Pa的情况下制备所得硬质合金基体CVD金刚石涂层的压痕形貌图。 (a) 的反应室气压为1.3k Pa, 由图可见, 压坑周围只有少许的涂层剥落现象, 而且涂层剥落的范围和面积较小, 涂层与基体之间的结合性适中; (b) 的反应室气压为3.3k Pa, 可见压坑周围存在涂层剥落现象, 但出现情况较少, 金刚石涂层与基体之间的结合性良好。表明适当提高反应室气压有助于膜/基结合性能的提高。

4 结论

通过对硬质合金基体CVD金刚石涂层的沉积工艺参数进行单因素实验研究, 主要工艺参数为碳源浓度、沉积温度和反应室气压, 并对金刚石涂层的形貌、品质和结合性能进行研究。本文主要得出以下几点结论:

1) 甲烷浓度过高会使涂层中石墨相含量增高, 降低涂层品质, 削弱薄膜/基底之间的结合力;涂层品质随沉积温度提高而改善, 过低沉积温度会提高涂层中石墨相的含量, 降低涂层品质;涂层品质随反应气压提高而改善, 过低反应气压会降低反应粒子密度和能量, 降低涂层品质。

2) 综合考虑涂层品质和膜/基结合性能, 在原有沉积工艺参数基础上适当降低甲烷浓度、提高沉积温度、提高反应气压, 可得到最佳的沉积工艺参数。

参考文献

[1]陈明, 孙方宏, 马玉平, 等.金刚石涂层工具制备及其应用[M].北京:科学出版社, 2010:1-2.

[2]戴达煌, 周克崧.金刚石薄膜沉积制备工艺与应用[M].北京:冶金工业出版社, 2001:2-4.

[3]Stankovic S, Rakocevic Z, et al.Effects of the pretreatment of a cemented carbide surface on its properties and on the properties of diamond coatings deposited by oxygen acelylence flame CVD.Diamond and Related Materials, 1999, 8:207.

[4]赵云.硬质合金基体上金刚石涂层沉积条件对其结合性能的影响[D].南京:南京航空航天大学, 2011.

[5]李河清, 蔡珣, 马峰, 等.压痕法测定薄膜 (涂层) 的界面结合强度[J].机械工程材料, 2002, 26 (4) :11-13.

[6]孙方宏, 陈明, 张志明, 等.碳源浓度对金刚石薄膜涂层刀具性能的影响[J].金刚石与磨料磨具工程, 2005, 5 (119) :3-6.

涂层硬质合金 篇2

:以商业硅胶为原料,采用溶胶-凝胶法在Ti-22Al-26Nb合金表面浸涂制备非晶氧化硅涂层.涂层样品和空白样品在800和900 ℃静态空气中进行等温氧化实验,900 ℃静态空气中进行循环氧化实验.采用热重分析(TGA)、扫描电子显微镜(SEM)和X射线衍射(XRD)对结果进行分析,研究涂层对Ti-22Al-26Nb合金氧化行为的影响.结果表明:涂层样品的氧化抛物线速率常数较空白样品降低,涂层提高了合金在空气中的抗氧化能力.合金表面生成氧化膜主要由TiO2,Nb2TiO7和AlNbO4组成,涂层抑制了氧化物的`生长.探讨了涂层的作用机制.

作 者：任保轶 张学军 高枫 彭建平冯乃祥 REN Bao-yi ZHANG Xue-jun GAO Feng PENG Jian-ping FENG Nai-xiang  作者单位：任保轶,高枫,REN Bao-yi,GAO Feng(东北大学,材料与冶金学院,沈阳,110004;沈阳化工学院,应用化学学院,沈阳,110142)

张学军,ZHANG Xue-jun(沈阳化工学院,应用化学学院,沈阳,110142)

涂层硬质合金 篇3

虽然许多文章采用压痕法或划痕法等方法表征了涂层的结合力,但划痕测量法中划痕过程是很复杂的,既有正压力又有摩擦力。临界载荷值受到膜厚、 膜与基体的硬度、膜层结构以及膜基结合强度等因素的影响。压痕法的加载是准静载的,临界载荷除了结合强度的因素外还与基体硬度、膜的性能有关[3]。实际涂层结合力的好坏仍要归结于刀具在实际切削实验中的表现。本实验以梯度硬质合金作为金刚石涂层产品新的基体材料[4],使用涂层刀具和未涂层刀具分别对硅铝合金活塞和硅铝合金棒材进行了切削实验,并讨论了这种新型金刚石涂层硬质合金刀具的切削情况,主要分析切削速度对刀具磨损、加工面质量的影响,不同刀具的切削效果及其磨损过程。

1实验方法

1.1实验刀具

实验中采用YG6梯度硬质合金可转位刀片作为涂层刀具的基体,表层钴含量为2.56wt.%。刀片型号为SNMN120408,刀尖圆弧半径rε=1mm,切削刃钝圆半径rn=0.06mm。

金刚石涂层刀具的沉积条件为:微波功率1000 ~1400W,反应气压为2.7~5.7kPa,反应气体为甲烷+氢气,其中甲烷浓度为0.2%~0.6%,沉积时间分别为20h和30h。

1.2工件材料

牌号为4032的硅铝合金棒材,电子探针实测硅含量为10.29wt%,硬度为179HB,尺寸为 Ф177mm ×380mm。

1.3切削参数及所用设备

采用CW6163型普通无级变速车床(大连第二机床厂生产)进行车削实验。用光洁度测量仪(英国Taylor公司生产)现场测量 加工面的 表面粗糙 度。 用工具显微镜测量刀具切削后的后刀面磨损值。切削加工后用电子扫描电镜观察切削刃的形貌。

采用的刀片夹具为75°标准刀杆,主偏角Kr= 75°,副偏角K’r=15°。

切削深度ap=0.2mm,进给量f=0.1mm/r,每次切削行程均保持恒定的切削速度。为了研究切削速度对加工面及刀具磨损的影响,确定合适的切削参数,本实验共采 用了三种 切削速度V:150m/min、 222m/min和333m/min。为将实验误差降 到最小, 每个刀片均使用三个刀尖进行相同的实验,实验结果取三个刀尖的平均值。

2实验结果与讨论

2.1切削参数与切削性能

为了分析切削速度对加工面及刀具的影响,在一定的切削深度和进给量下分别采用三种切削速度使用金刚石涂层刀具进行切削实验。实验采用的工件材料为上述的硅铝合金棒材。实验过程中,两种刀具均没有出现黏刀和膜脱落现象,加工面光洁度好。

图1(a)(b)是不同沉积时间涂层刀具在切削速度分别为150m/min、222m/min和333m/min时加工面的粗糙度Ra随切削长度的变化曲线。

从图1可以看出,在每种切削速度下,两种刀片的加工面粗糙度都是随切削长度的增加而降低的。 刀片在刚开始使用时(初始磨损阶段),由于刃口锋利,刃口的涂层不够平整,加工面比较粗糙。随着切削行程的增加,刃口产生磨损,刃口处金刚石受“抛光”处理而变得更加平整,这使加工面粗糙度逐步降低,刀具进入稳定磨损阶段。

为了观测涂层刀具实际切削性能,在切削速度V =333m/min,切削深度ap=0.02mm,进给量f= 0.1mm/r条件下,详细比较 了未涂层 刀具和沉 积20h、30h的涂层刀具的切削性能。具体的实验方法为:每个实验刀尖各切三刀,每切一刀后测刀具的后刀面磨损及加工面的粗糙度。每切一刀,刀尖的行程为2113m,所需时间约为6.5min。为尽量降低因刀具形状不一致、涂层不均匀等因素带来的误差,每种刀具均使用三个刃口进行相同的实验过程,实验结果取其平均值。

图2是未涂层与金刚石涂层刀具的加工面粗糙度随切削长度的变化曲线。本实验采用的未涂层金刚石刀具是经过改良的梯度硬质合金,表面贫钴的梯度结构使其芯部具有较好的韧性,而表层具有很好的耐磨性能。实验结果表明这种梯度硬质合金也具有较好的切削性能。从图2可以看出,在切削长度2km之前,未涂层刀具的加工面粗糙度随切削长度(加工时间)增加而降低,然后趋于稳定,4km之后加工面粗糙度开始增大。这是由于未涂层刀具没有高硬度的金刚石薄膜的保护,刀口在切削过程中不断受到工件中硬质点硅颗粒的划擦,因此刀口的初期磨损阶段很短,刀具很快“磨合”到最佳状态使加工面的粗糙度较低。未涂层刀具在切削3.5km处达到最佳状态,加工面的粗糙度Ra约为2.0μm,之后由于刀具磨损加剧,加工面粗糙度逐渐增大。在切削过程中, 出现了黏刀现象。在初始阶段,刃口锋利,黏刀现象比较轻,但随着切削行程的增加,黏刀也越来越严重。

沉积20h和30h的涂层刀具的加工面比未涂层刀具的光洁度好,几乎没有黏刀现象的出现,加工面的光泽明显比未涂层梯度硬质合金的好,这说明金刚石涂层刀具要比未涂层刀具锋利。在切削过程中没有出现金刚石薄膜脱落的情况,说明金刚石涂层的结合强度很好。

从图2可以看出,涂层刀具加工的工件初始加工面比较粗糙,随着切削的继续进行,金刚石薄膜开始磨损,表层突出的晶粒被磨平或被剥落,在此过程中, 金刚石薄膜相当于受到了机械“抛光”处理。金刚石涂层刀具的“磨合”相当迅速,切削约2km后刀具由初始磨损阶段进入稳定磨损阶段。此后,在金刚石薄膜失效前,随着薄膜的逐渐磨损,其表面也越光滑,切削出的工件表面粗糙度也越小。此过程相当缓慢,在切削6.3km时20h和30h样的后刀 面磨损分 别为0.1mm和0.115mm,而通常判断刀具是否失效的判据为VB=0.3mm。由此可见,在切削6.3km后,金刚石涂层刀具还远未达到失效的程度。

图3是三个刀片的后刀面磨损随切削长度的变化关系图。可以看出,三种刀具的磨损随切削长度的关系是基本一致的,即在切削的初始阶段刀具磨损很快,而随后进入一个较为稳定的磨损过程,此过程中刀具的后刀面磨损随切削长度的增加而缓慢增加,直到刀具因磨损严重而失效。把刀具的磨损过程与加工面的粗糙度变化趋势联系起来,可以看出,在快速磨损的初始切削阶段,加工面的粗糙度总的来说比较大,但很快就降到一个比较低的水平。在刀具稳定磨损阶段,加工面的粗糙度也是缓慢地降低的。当刀具磨损过大失效时加工面质量会急剧下降。

从图3看,三种刀具的后刀面磨损由大到小依次为未涂层刀具>沉积30h涂层刀具>沉积20h涂层刀具。与涂层刀具相比,未涂层硬质合金的磨损明显比较大,切削6.3km(切削时间 约20min)处VB = 0.125mm;而两种沉积不同厚度金刚石薄膜的涂层刀具的磨损比较接近,切削6.3km处20h样和30h样的VB值分别为0.1mm和0.105mm,远未达到常用的评价刀具失效VB=0.30mm的判据水平。沉积30h的刀具磨损要比沉积20h的刀具磨损严重些,这是因为沉积时间越长,薄膜中金刚石晶粒的尺寸也越大,薄膜表面粗糙度也就越大,导致前刀面———切屑、 后刀面———加工表面间摩擦力增大,因此刀具的后刀面磨损也增加。

杨海东等人[5]用硬质合金和金刚石涂层刀具切削硅铝合金,切削参数为:切削速度V=100~280m/ min,进给量f=0.05~0.2mm/r,切削深度ap=0.1~ 0.4mm。结果发现,在VB=0.15mm时,金刚石涂层刀具切削时间为147s,而YG6未涂层刀具仅为8s;在VB=0.3mm时,涂层刀具切削时间约为220s,而YG6仅为30s。对比本实验结果发现,本实验中所用的未涂层梯度硬质合金刀具和涂层刀具具有良好的切削效果,出现VB=0.15mm时,切削时间均大于20min。

对金刚石涂层刀具来说,薄膜的沉积时间有一个最佳值。沉积时间过长会增加薄膜的粗糙度从而导致刀具磨损加快;沉积时间过短又不能保证薄膜的厚度,切削加工中薄膜会很快被磨穿从而难以起到应用的保护刀具的作用。所以,一般涂层刀具采取的方法是先沉积较厚的薄膜,再对薄膜进行抛光。本实验未对金刚石膜做抛光处理,沉积20小时的涂层表现出较好的切削效果,能够满足普通精加工的要求。

3切削实验后刀具的形貌分析

国内研究者采用的切削速度大多在150~300m/ min的范围[6,7],国外的研究者大都采用了较高的切削速度[8,9],切削速度较大时,刀具后刀面磨损大,更有利于评价刀具的使用性能,也更符合实际的高速加工情况。本实验中采用的设备能达到比较高的切削速度为333m/min。

切削实验后用扫描显微镜对刀具涂层的形貌进行了分析,图4是未涂层刀具切削前后刀具刃口的SEM照片。

对比图4(a)与(b)两图,明显可以看出,未涂层刀具切削后刀面上的许多碳化物颗粒因切削应力的作用而被破坏或脱落,这是磨粒磨损的表现。磨粒磨损产生的原因可能是由于在切削瘤被切削带走的同时,刀面上的碳化物颗粒在切削应力的作用下受到破坏和切削瘤一起被带走,这种移动的碳化物颗粒就像磨料一样将刀面划伤,也可能是由于工件或切屑对刀具的摩擦热作用使粘结相被刮走,失去Co相支撑的WC颗粒即被“拔出”和研碎并夹于两接触面之间造成磨粒磨损。在后刀面上的磨粒磨损往往产生在切削速度方向上并与刀刃垂直。

图5及图6是不同沉积时间的金刚石涂层刀具刀尖部位在两种不同放大倍数下的形貌图。可以看出, 切削实验后,除了30h样品的局部地方,刀具刃口处没有明显断晶、膜脱落现象,金刚石薄膜致密均匀、晶型完好。表明金刚石薄膜质量高,膜/基结合强度高。

4结论

1.梯度硬质合金金刚石涂层刀具具有良好的切削性能,工件加工面粗糙度低、光泽度好,不黏刀。切削20min后加工面粗糙度最佳值为1.57μm,刀具后刀面磨损为0.1mm,远小于失效判据VB=0.30mm。

2.刀具涂层的表面粗糙度与切削性能有密切关系,涂层的表面粗糙度大,加工面表面粗糙度大,刀具磨损增加。

涂层硬质合金 篇4

数控车削加工直线或圆弧轮廓时,常常根据零件加工形状和尺寸选择刀片,如果刀片角度选择不合理会产生过切或干涉,加工时振动加剧,刀具磨损加快,严重时刀具断裂,导致产品和刀具报废。

2 机夹可转位刀片代号编制方法

硬质合金可转位刀片产品型号的表示方法、品种规格等都和ISO标准相同。因此,我国可转位刀片的型号,共用10个号位来表示主要参数的特征[3],如图1所示。

1)第一号位表示刀片形状,用一个英文字母代表。如图2所示。

2)第二号位表示刀片主切削刃法向后角,用一个英文字母代表,如图3所示。

3)第三号位表示刀片尺寸精度。用一个英文字母代表。

4)第四号位表示刀片型式及有无断屑槽形,如图4所示。

5)第五号位表示刀片主切削刃长度。用二位数字代表,如图5所示。取理论长度的整数部分表示。切削刃长度为16.5mm,则数字代号为16。

6)第六号位表示刀片厚度。用二位数字代表。取刀片厚度基本尺寸整数值作为厚度的表示代号。如3.18mm,表示为03。刀片厚度代号如图6所示。

7)第七号位表示刀尖圆角半径或刀尖转角形状。用二位数或一个英文字母代表。车刀片,则表示刀尖圆角半径,且用放大10倍的数字表示刀尖的大小。

3 数控车削加工机夹可转位刀片选择原则

3.1 粗加工刀片选择

粗加工转速较低,背吃量较大。粗加工中刀片外形与加工的对象、刀具的主偏角、刀尖角和有效切削长度等有关。一般外圆车削优先选用80°凸三边形(W型),80°棱形(C型)和四方形(S型)刀片。仿形加工常用55°菱形(D型)、35°菱形(V型)和圆形(R型)刀片。不同的刀片形状有不同的刀尖强度,一般刀尖角越大,刀尖强度越大。圆刀片(R型)刀尖角最大,35°菱形刀片(V型)刀尖角最小。在选用时,应根据加工条件恶劣与否,按重、中、轻切削针对性地选择。在机床刚性、功率允许的条件下,大余量、粗加工应选用刀尖角较大的刀片。

3.2 精加工刀片选择

精车削加工中常用G、M、U级精度刀片,其中G级精度最高,M级次之,U级最低。高精度精车削加工优先选用G级刀片,淬硬钢选用G级刀片,非黑色金属材料的半精工和精加工也应选用G级刀片。另外,机床刚性和功率小、小余量、精加工时宜选用较小刀尖角的刀片。

3.3 刀尖圆弧半径选择

刀尖圆弧半径不仅影响切削效率,而且影响被加工表面粗糙度及精度。刀尖圆弧半径与最大进给量的关系如图7所示,最大进给量不应超过刀尖圆弧半径尺寸的80%,否则将恶化切削条件,出现打刀现象。因此,选择的刀尖圆弧半径应等于或大于零件车削最大进给量的1.25倍。当刀尖角小于90°时,允许的最大进给量应下降。为保证断屑,当刀尖圆弧半径减小,切削余量和进给量也相应减小,因此,从断屑可靠出发,通常对于小余量、小进给车削加工应采用小的刀尖圆弧半径,反之,宜采用较大的刀尖圆弧半径。刀尖圆弧半径与进给量在几何学上是形成被加工零件表面粗糙度的两个重要参数[1]:(式中,Rmax为加工表面轮廓高μm,fn为进给量mm/r,rε为刀尖圆弧半径mm)。由此式可知,当被加工零件表面粗糙度与进给量已确定后,就可选择相应的刀尖圆弧半径rε≥1000×f n2/8Rmax。具体数值见表1。粗车时可选较小的刀尖圆弧半径;精车时选择较小进给量,较大的刀尖圆弧半径,可减小残留高度,获得较小的表面粗糙度值。

4 刀尖角的合理选择与干涉判断

刀尖角的选择主要根据被加工零件的工件形状进行合理的选择,保证不能发生干涉或过切。加工如图8所示的球弧面零件,首先估计选用刀片刀尖角为35°V型刀片或55°的D型刀片,主偏角选用93°或95°,选用右偏刀进行加工。其次是判定最易发生干涉的部位,由图9可知,最容易发生干涉的部位发生在圆弧CF、圆弧AD、圆弧DB段,解决圆弧干涉采用离散的方法,把圆弧部分沿-Z的方向进行每隔1mm进行分隔,并绘出对应的端点,如图9。绘制95°D型刀片尺寸图,其有效切削刃长度为1/2刃长,即6mm,如图10。根据图11绘制好的刀片图,复制到图9圆弧离散后的每个点上,基准点选在95°D型刀片的刀尖上,生成刀尖轨迹路线,如图11,将图11中的圆弧AD、DB段放大,得到图12,由图中可以看到发生干涉圆弧段发生在1-2-3处,而CF段不发生任何干涉。由此判断D型刀片刀尖角过大,需选用刀尖角更小的刀片。因选用D型刀片加工凹凸圆弧有干涉,改选用35°V型刀片进行干涉判断,其刃口长为11mm,有效切削刃长为2.75mm。将图13的刀片复制到离散的各刀位点,得到如图14的干涉判断图,将其放大得到如图15所示的圆弧AD、DB段,由图可以看出始终只有一条圆弧轮廓线,刀片轮廓未超过理论圆弧轮廓,不会出现干涉,该刀片能满足加工要求。在理论判断无干涉的情况下,进行加工实切实验,选用CK6132数控车床,系统为FANUC Oi TC,粗加工选用刀片代号VNMG110404,精加工选用刀片代号VNGG110408,经合理选用切削用量加工试切,得到加工样件如图16,经检验各项尺寸和公差均在要求范围内,且无干涉及过切现象发生。

5 结束语

分析涂层硬质合金刀片代号的含义,提出合理选择刀具的方法,根据被加工零件形状,以作图法对刀尖角的大小进行干涉判断,并以数控车床进行试切,得到合格无干涉的零件,为快速选择数控车削刀片提供技术参考,能缩短辅助备刀时间,从而提高数控车削零件加工效率。

摘要：分析涂层硬质合金刀片代号的含义,研究数控车削粗、精加工中的刀片合理选择方法,对易干涉的圆弧进行离散分点,并以作图法对刀尖角的大小进行干涉判断,根据干涉图形确定并选择标准的刀尖角大小,从而快速合理的选择数控车削刀片。

关键词：涂层刀片,刀尖角,干涉判断

参考文献

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非晶态合金涂层的研究进展 篇5

非晶态合金涂层的制备技术主要有超音速火焰喷涂、等离子喷涂、动态喷涂、电火花沉积、激光涂覆、等离子体烧结、 磁控溅射、电子束表面处理等。目前制备非晶态合金表面涂层的方法主要集中在热喷涂技术,包括超音速火焰喷涂和等离子喷涂技术。这两种热喷涂涂层杂质少,残余应力小,有些情况下可得到设计的残余应力。超音速火焰喷涂获得的涂层最高密度可达理论密度的99.9%,强度达70 MPa以上。等离子喷涂的熔粒冷却速率可达105~106K/s,这种高速冷却容易在涂层中产生非晶态相的组织结构。

本文综述Fe基、Ni基、Zr基、Al基和Ti基等典型非晶态合金涂层的微观结构、耐腐蚀和耐磨损性能的研究进展, 提出非晶态合金涂层在工业应用中面临的挑战及解决措施, 并就本领域今后值得关注的问题进行展望。

1非晶态合金涂层的结构和性能

目前非晶合金涂层主要有Fe基、Ni基、Zr基等,不同涂层具有不同的特点,如表1所示。

1.1Fe基非晶态合金涂层

Fe基非晶态合金涂层被认为是最有前景的表面保护涂层之一,其具有较高的晶化温度、优异的腐蚀与耐磨性能、良好的磁学性能和相对较低的应用成本[3,4,5,6,7,8,9,10]。当前Fe基非晶涂层的研究和制备主要集中在Fe-(Cr,Mo)-(C,B)合金体系,制备方法也很多,如HVOF喷涂[3]、隧道式等离子喷涂[4]以及激光喷涂[5]等。热喷涂技术是制备Fe基非晶态合金涂层的最主要的制备手段。研究表明,Fe基非晶态合金涂层的微观结构与制备工艺参数密切相关。图1为典型的Fe48Cr15Mo14C15B6Y2非晶涂层的截面形貌随制备工艺参数的变化规律[11],Fe48Cr15Mo14C15B6Y2非晶涂层的结构依赖于制备过程,总体来说比较致密,但是可以看出在制备过程中随着氧气流量的增加,涂层中的孔隙减少。

Fe基非晶态合金涂层均匀的非晶结构决定了其优异的耐腐蚀性能。Zhou等[11]研究了具有不同晶化度的Fe48Cr15Mo14C15B6Y2非晶涂层在3.5%NaCl溶液中的耐腐蚀性能, 研究表明Fe48Cr15Mo14C15B6Y2非晶涂层的耐腐蚀性能超过316L不锈钢,表现出优异的耐腐蚀性能。同时,它还具有极高的耐磨性能。Cheng等[12]研究了FeCrBSiMnNbY非晶涂层的耐磨损性能,如图2所示。FeCrBSiMnNbY非晶涂层的磨损量仅为0.12g,而3Cr13涂层和AISI1045钢的磨损量高达0.28g和0.9g。经过长时间的耐磨实验后,3Cr13涂层和基体呈现出粗糙的表面,并伴随着很深的磨痕。

正因为Fe基非晶态合金涂层具有优异的耐腐蚀和耐磨性能,因此在含砂砾的腐蚀介质中Fe基非晶态合金涂层也具有优异的磨蚀性能,这是当前Fe基非晶态合金涂层重点应用方面之一。Liu等[13]研究了Fe54.2Cr18.3Mo13.7Mn2W6B3.3C1.1Si1.4非晶涂层在1%NaCl和1%硅砂中的磨蚀性能,如图3所示。Fe54.2Cr18.3Mo13.7Mn2W6B3.3C1.1Si1.4非晶涂层具有相当高的硬度,达1081HV,远远高于不锈钢和低碳钢。该涂层在1% NaCl和1%硅砂中的磨蚀腐蚀量仅为0.19mg/cm2, 而低碳钢和不锈钢的磨蚀腐蚀量高达0.85mg/cm2和0.75 mg/cm2,该非晶涂层的性能提高了3~4倍,表现出优异的耐磨蚀腐蚀性能。在上述苛刻的磨蚀腐蚀条件下,Fe54.2Cr18.3Mo13.7Mn2W6B3.3C1.1Si1.4非晶涂层表面几乎看不见被磨蚀腐蚀的痕迹。

1.2Ni基非晶态合金涂层

当前Ni基非晶态合金涂层的研究主要集中于具有较大玻璃形成能力的合金,包括Ni-Fe-B-Si-Nb和Ni-Nb-Zr等[14,15,16,17]。 Ni基非晶态合金涂层具有优异的耐腐蚀性能,但由于Ni基非晶态合金涂层的制备成本较高,目前主要被用于制备功能涂层。激光熔覆技术和等离子喷涂技术是目前制备Ni基非晶态合金涂层主要的技术手段。Li等[16]通过激光熔覆和激光重熔制备的Ni40.8Fe27.2B18Si10Nb4非晶涂层的微观形貌如图4所示,选区电子衍射图谱表明该Ni基涂层几乎呈完全非晶结构,同时熔覆涂层呈现出暗灰色矩阵中嵌有一些白色颗粒的形貌(图4(c))。

与喷涂Fe基非晶态合金涂层一样,Ni基非晶态合金涂层的微观结 构也决定 于所选用 的喷涂工 艺参数。Suresh等[17]研究了在不同电流下制备的Ni60Nb20Zr20非晶涂层的微观形貌,如图5所示。当电流在200~400A时,随着电流的增加,该Ni基非晶态合金涂层 厚度从150 mm增加到300 mm,说明增大电流能有效增加喷粉的熔化量,提高了涂层的沉积速率。同时,可以观察到涂层上有部分孔洞,涂层和基体之间有较好的结合,尤其当电流为400A时,致密涂层与基质之间的结合最好。

1.3Zr基非晶态合金涂层

Zr基非晶态合金涂层具有优异的力学性能、高硬度和高密度,同时也具有很强的耐腐蚀性能,尤其在强酸性腐蚀介质中表现出巨大的应用前景[18,19,20,21,22,23]。Ningshen等[21]利用脉冲激光在304L不锈钢上制备Zr59Ti3Cu20Al10Ni8非晶态合金涂层,其表面形貌如图6[21]所示。在304L不锈钢基体上沉积的Zr59Ti3Cu20Al10Ni8非晶态合金涂层具有一定的表面粗糙度,但总体结构致密,没有孔隙和显微裂纹。

Zr基非晶态合金涂层融合了Zr基合金易钝化和非晶合金无微观缺陷的优点,因而表现出优异的耐强酸腐蚀性能。 研究表明ZrCuAlNiV非晶态合金涂层的阻抗值分别是316L不锈钢和ZrTiAlNiV纳米晶涂层的20倍和4倍,如图7[23]所示。很显然ZrCuAlNiV非晶态合金涂层的耐腐蚀性能最好,这主要归功于该涂层为非晶状态,没有晶界等缺陷。Zr59Ti3Cu20Al10Ni8非晶态合金涂层的自腐蚀电位约为0.5V(相对于Ag/AgCl电极),其在中等浓度HNO3介质中的耐腐蚀性能最好[22]。经过HNO3腐蚀后,Zr59Ti3Cu20Al10Ni8非晶态合金涂层的表面可以看到一些点蚀坑和腐蚀产物,但是没有观察到大面积腐蚀的现象,如图8[22]所示,这充分说明该非晶态合金涂层具有优良的耐强酸腐蚀能力。

虽然Zr基非晶态合金涂层具有优异的耐强酸腐蚀 性能,但是与Fe基、Ni基非晶态合金涂层相比,Zr基非晶态合金涂层的硬度较低,不太适合作耐磨涂层。研究表明,Zr基非晶态合金涂层的硬度取决于其显微结构。Kobayashi等[24]研究了具有不同孔隙率的Zr基非晶态 合金涂层 的力学性 能,如图9所示,具有孔隙的Zr55Cu30Al10Ni5非晶态合金涂层具有较低 的硬度,约为450HV;具有一定 数量纳米 晶的Zr55Cu30Al10Ni5非晶态合金涂层的硬度有所增加,可达700 HV。

1.4Al基非晶态合金涂层

Al基非晶态合金涂层是最近开发的一种具有很好应用前景的涂层体系,具有密度低的优点,且在Cl-腐蚀介质中表现出极 强的耐腐 蚀性能,同时还可 以用作牺 牲阳极保 护[25,26,27,28,29]。Zhang等[28]研究了Al-Ni-Mm-Fe非晶复合涂层, 其微观形貌如图10所示。该涂层具有较紧密的结构,孔隙率仅为2%,并且没有明显的缺陷,但涂层表面不是很平整, 具有一定的表面粗糙度。同时,由图10(b)可知Al-Ni-MmFe非晶涂层具有完 全非晶化 区域,说明其非 晶程度较 高。 Al基非晶态合金涂层的显微硬度较高,Wang等[29]在7075铝基体上制 备的Al基非晶涂 层的平均 显微硬度 高达900HV,为铝合金基体的5~6倍,且涂层与基体界面处显微硬度明显下降(图11)。

1.5Ti基非晶态合金涂层

最近Ti基非晶态合金涂层受到研究者的极大关注。一方面Ti及其合金在强酸中易钝化,同时非晶态合金没有晶界等缺陷,因此Ti基非晶态合金涂层在强腐蚀介质中具有优异的耐腐蚀性能。Li等[30,31]利用电火花沉积技术在304L不锈钢表面制备TiZrNiCuBe非晶态合金涂层,其显微形貌如图12所示,TiZrNiCuBe非晶态合 金涂层厚 度约为380 μm,为完全的非晶结构,涂层在低浓度及高浓度HNO3中均表现出优异的耐腐蚀性能,如图13所示。

2非晶态合金涂层的工业应用

目前非晶态合金涂层主要用于:(1)钢铁工业,如轧辊和报废旧转轮的修复;(2)医疗器械工业,如外科手术用具和牙科用具;(3)国防工业,如飞机发动机零部件、航空发动机叶片的凸台、水轮机的叶片等;(4)汽车工业,如同步齿环和活塞环、曲轴等部位;(5)其他工业,如电厂锅炉“四管”(水冷壁管、过热器管、再热器管、省煤器管)、锅炉内吹灰口、燃烧器附近和循环流化床锅炉受热面、燃烧高硫煤的煤粉锅炉、锤磨机筛、冲击式磨碎机套及耐磨板、光纤表面等。

2.1水轮机叶片的防护

图14为利用304不锈钢制造的水轮机在含砂的海水中使用2年后表面失效照片[32],该水轮机失效的根本原因是磨蚀腐蚀。磨蚀腐蚀是加速材料失效的一种主要的方式,它包含着同时进行的2个过程,即电化学腐蚀和机械磨损过程。 早期的研究主要集中在提高材料的耐腐蚀性能,因而选用不锈钢和铜合金作为水轮机的叶片材料。但是这些材料有着其本质不足,如耐磨蚀性差或成本高。因此有必要开发一种有优异耐磨蚀腐蚀性能的材料。最近开发的热喷涂Fe54.2Cr18.3Mo13.7Mn2.0W6.0B3.3C1.1Si1.4非晶态合金涂层被认为是很有前景的一种可以解决叶片磨蚀腐蚀问题的涂层。通过对比试验研究发现:(1)304不锈钢的耐点蚀能力很差,而Fe基非晶态合金涂层表现出优异的耐局部腐蚀的能力。(2)在含砂海水介质中磨蚀腐蚀过程极大地依赖于海水的流速、砂粒的大小和含量。随着海水流速、砂粒尺寸和含量的增加, 304不锈钢的磨蚀腐蚀量急剧增加,而Fe基非晶态合金涂层的磨蚀腐蚀量增加缓慢。(3)Fe基非晶态合金涂层的性能依赖于本身的显微结构,如非晶相的含量、孔隙率和涂层厚度。 (4)材料的失效主要来自于磨蚀引起的机械损伤。304不锈钢的失效机制是由塑性变形引起的塑性磨蚀损伤,而Fe基非晶态合金涂层优先在涂层缺陷处失效。(5)高硬度被认为是Fe基非晶态合金涂层具有高耐磨蚀腐蚀性能的主 要原因,同时人们认为非晶态结构可能也有助于提高该涂层的磨蚀腐蚀性能。

2.2核废料的再生处理

核废料的再生处理过程处在一个强腐蚀性硝酸的环境中,因此要选择特殊的材料来制造再生处理设备。这些材料须具有非常优异的耐腐蚀性能,易于成形制造并且具有很好的稳定性。研究表明传统的奥氏体不锈钢在这种强腐蚀性的环境中易于发生晶间腐蚀,因此不适合长期使用。Zr及其Zr基合金被发现具有极强的耐硝酸腐蚀能力,被认为是最佳的制备核废料再生处理设备的材料。最近人们研究发现Zr基非晶态合金涂层也具有相当不错的耐硝酸腐蚀性能[21],有望在核废料的再生处理中得到应用。

3非晶态合金涂层面临的挑战及解决措施

非晶态合金涂层具有优异的耐腐蚀性和力学性能,如高硬度、高强度和优良的耐磨性,被认为是很有应用前景的工程材料。非晶态合金涂层可以在极端苛刻的环境中服役,并且在某些条件下可以取代硬Cr涂层。尽管现在制备非晶态合金涂层的工艺条件得到了很大的改善和提高,但是非晶态合金涂层还是面临着一些挑战。

(1)消除热喷涂非晶态合金涂层中的孔隙

目前人们通过改变热喷涂工艺参数(如氧气流量、煤油流量、喷涂距离等)已经可以制备出高密度、低孔隙率和具有优良性能的非晶态合金涂层。非晶态合金涂层中孔隙的存在被证明降低了其耐腐蚀性能。虽然非晶态合金涂层中的孔隙率可以控制在较低的水平,但是如何从根本上消除这些孔隙仍然是一个挑战。如今一种可能的方案是对非晶态合金涂层进行封孔处理[33,34],如有机树脂、溶胶凝胶和无机封孔剂(包括Na3SiO4、Ce(NO3)3和AlPO4)。

(2)控制非晶态合金涂层中的局部晶化

研究发现局部晶化增加了非晶态合金涂层的硬度,但同时涂层的摩擦系数和磨损体积也增加了,这表明非晶态合金涂层的局部晶化恶化了其耐磨性能。局部晶化改变了非晶态合金涂层的磨损机制。一般来说,完全非晶的合金涂层在磨损区是塑性变形,而局部晶化的非晶态合金涂层在磨损区表现出一定的脆性变形。同时研究表明非晶态合金涂层的局部晶化降低了其塑性、拉伸强度和耐腐蚀性能,因此,必须严格控制非晶态合金涂层的局部晶 化,尽可能形 成大量非 晶[35]。

(3)防止非晶态合金涂层在制备过程中的氧化

在热喷涂的过程中非晶粉需要加热,并且整个过程有可能处在一个氧化的气氛中,因此非晶态合金涂层的氧化不可避免。研究表明非晶态合金涂层在制备的过程中可能夹杂氧化物颗粒,从而影响非晶态合金涂层的相结构、相成分和性能。因此,在制备过程 中应降低 非晶态合 金涂层的 氧化性,提高硬度[36]。

4非晶态合金涂层的发展趋势

铝合金电弧喷涂纯铝涂层的耐蚀性能 篇6

铝耐腐蚀性强,在常用的金属材料中可回收性最好,其再生后的材料品质可与原生铝相媲美[1]。此外,铝合金具有合金强度/质量比高、导电导热能力强、力学性能优异、可加工性好等优点,因而在交通运输、航空航海等领域得到了广泛的应用。

铝与氧的亲和力很大,能与空气中的氧反应,在表面很快生成一层薄而致密、具有自愈合能力的Al2O3氧化膜。随着时间的延长或大气湿度的增加,这层氧化膜厚度增大。因此,铝在大气中具有良好的耐蚀性[2]。但在有大量氯离子存在的环境下(如海洋环境中),氧化膜将氯离子吸附在表面,氯离子就会取代膜中的氧形成易溶于水的氯化物,从而使保护膜的结构遭到破坏,产生孔隙,腐蚀介质就可能渗入内部,加速铝的腐蚀。保护膜的修复和增厚也会由于氯离子的存在而受阻[3,4]。

本工作采用电弧喷涂技术在铝合金表面制备纯铝涂层,然后用E - 44型环氧树脂封孔处理;采用极化曲线测试、常温浸泡试验以及盐雾腐蚀试验等手段研究了涂层的耐腐蚀性,以便为提高海洋环境下铝合金的使用寿命提供技术依据。

1 试 验

1.1 试验材料

选用耐蚀性良好的锻造铝合金Al6061,厚度1.7 mm,质量分数[5]为0.80%～1.20% Mg;0.04%～0.35% Cr;0.25 %Zn;0.15% Mn;0.40%～0.80%Si;0.70% Fe;0.15%～0.40% Cu;0.15 % Ti;其他0.15%;Al余量。喷涂材料选用铝丝,直径ϕ2 mm,纯度99.7%以上。

1.2 试样制备

(1)表面预处理

用9060A型干喷砂机对试样进行喷砂,磨料为Al2O3,颗粒直径平均0.6 mm,喷砂角度60°～80°,喷砂距离100 mm。喷砂后,表面粗糙度为Ra=7.8 μm。

(2)喷涂工艺

喷砂后立即用自行研制的高速电弧喷涂机对试样喷涂。喷涂电压28 V,电流100 A,喷涂距离100 mm,喷射角度为90°,空气压力0.6 MPa,涂层厚度约为0.2 mm。

(3)封孔处理

用E - 44型环氧树脂进行封孔处理。环氧树脂与固化剂体积比为4 ∶1,加入适量丙酮稀释涂于试样表面,待48 h后封孔剂自然固化。

1.3 试验方法

(1)极化曲线测试

利用Model - 273恒电位仪、M342电化学测试系统,在5%NaCl(质量分数)溶液中进行电化学极化。电解池采用三电极体系,参比电极为饱和甘汞电极(SCE),辅助电极为金属铂电极。溶液用去离子水配制,扫描速度为0.1 mV/ s,测试在室温下进行。

(2)常温浸泡试验[6,7]

将30 mm×15 mm试样浸入5%NaCl溶液中,溶液用量≥20 mL/cm2。144 h后取出试样并观察其表面及截面形貌,并对涂层表面进行XRD检测。

(3)中性盐雾试验

按GB/T 10125-1997在YW/R - 150型盐雾腐蚀试验箱中,用5%NaCl(质量分数)去离子水溶液连续喷雾试验。

2 结果与讨论

2.1 涂层的显微组织

图1为涂层的截面组织形貌。涂层为层状组织结构,变形颗粒之间的界面上有一定的氧化物及少量孔隙,用灰度法测得孔隙率为4.6%。图1中局部区域层状结构并不明显,这是因为铝丝融化良好,粒子变形充分,颗粒之间咬合紧密,连成一体,使组织更加致密,这对提高涂层的结合强度和耐蚀性十分有利。

图2为涂层与基体结合处的形貌。涂层与基体互相嵌合,锚固良好。结合面上没有熔合的区域, 全部为机械咬合。涂层的形成过程不仅决定了涂层的层状结构,也使涂层中不可避免地出现少量氧化物与孔隙[7]。

A.孔隙 B.氧化物

2.2 涂层的耐蚀性

2.2.1 极化曲线分析

图3为涂层与基体在5%NaCl溶液中的电化学极化曲线。从图3可以看出,涂层与基体相比自腐蚀电位有所提高。根据成相膜理论,铝在空气中氧化生成2～3 nm厚、无孔的γ - Al2O3或多孔的β - Al2O3钝化膜[2]。铝合金基体中的多种合金元素及杂质成分影响了它的耐蚀性。而纯铝涂层中只有铝及其氧化物,表面生成的Al2O3钝化膜均匀致密,隔离作用良好,故涂层的自腐蚀电位高于基体的电位。比较两者的自腐蚀电流发现,涂层的腐蚀电流较大。原因分析:6061铝合金基体为锻造铝合金,组织致密;而涂层有一定的表面粗糙度及孔隙率,在连续的极化过程中,腐蚀电压与电流不断增大,一旦涂层表面达到其腐蚀电位,氧化膜表面有一点被击穿后,氯离子便较容易地侵入组织疏松的涂层内部,使涂层腐蚀速率加快。因此,涂层的腐蚀电流较大。但是,涂层的腐蚀电流大于基体并不代表涂层的耐蚀性小。首先,涂层的腐蚀电位相对基体的较高,在相同环境下,涂层表面的氧化膜不易被破坏;其次,在实际的腐蚀环境中,铝涂层开始腐蚀的速率较快,但随着腐蚀时间的延长,腐蚀产物堵住孔隙,腐蚀速率不断下降,最终长期趋于稳定[8],达到了良好的耐蚀效果。

2.2.2 常温浸泡性能

浸泡过程中观察试验现象并记录,结果见表1。

0～48 h之间试样缓慢腐蚀,48 h之后腐蚀速率加快,与浸泡前相比试样最终减薄;0～144 h之间未封孔涂层腐蚀较快,涂层表面最终呈褐色;封孔涂层没有很明显的腐蚀现象,浸泡前后变化不明显。图4a涂层表面的封孔剂未被破坏,完好无损,没有被腐蚀。在NaCl溶液中,无论是基体,还是铝涂层,均由于氯离子的存在而加速腐蚀。氯离子活性大,氧化膜更容易把氯离子吸附在表面,取代膜中的氧形成易溶于水的氯化物,使保护膜的结构遭到破坏而形成孔隙。另外,氯离子半径较小,更加容易侵入孔隙,使铝合金基体或涂层加速腐蚀。由于基体试样在空气中长期放置,其表面的氧化膜具有一定的保护作用,因此,在0～48 h之间腐蚀缓慢。长期浸泡在腐蚀溶液中,基体表面的氧化膜被破坏。在48 h之后的浸泡过程中,虽然也有新的氧化膜的生成过程,但氧化膜的形成速率小于其溶解速率,氧化膜不断溶解,基体最终减薄。图4b涂层近1/2的厚度被腐蚀,表面凹凸不平,点蚀较严重。由于涂层表面有少量孔隙,氯离子较容易侵入孔隙,使涂层更容易发生点蚀。另一方面,涂层表面有一定的粗糙度,凸起的部位表面能大,腐蚀速率快。在0～144 h时间内,点蚀占优势。涂层在腐蚀过程中尽管也有氧化膜的形成,但腐蚀速率远大于氧化膜的形成速率。因此,对未封孔涂层进行XRD检测时只检测到铝,而检测不到氧化膜的存在。

图5为浸泡480 h前后涂层的表面形貌。浸泡前涂层表面有或大或小的孔隙存在;浸泡480 h后,涂层表面的孔隙大大缩小,甚至被堵塞或封闭。在144～480 h之间,涂层凸起的部位腐蚀较快,趋于优势,腐蚀产物不断增加。未溶的腐蚀产物几乎把涂层表面的孔隙全部堵塞,对氯离子暂时起到隔离作用,促进了氧化膜的形成,从而使氧化膜与水反应,使涂层产生“自封闭效应”[9,10]。此时,氧化膜的形成速率超过了氧化膜的溶解速率,涂层表现出较好的耐蚀效果。

浸泡腐蚀480 h后,涂层的截面形貌见图6。与图4b相比,涂层厚度减半,表面凹凸趋于圆滑,已没有明显的孔隙。XRD检测结果见图7。

涂层表面主要是Al、Al2O3及Al(OH)3,可见,涂层表面因未溶的腐蚀产物及吸水后的氧化膜而呈褐色,溶液中的白色絮状物为不溶于水的Al(OH)3。为证实以上分析,对浸泡腐蚀480 h后的未封孔涂层试样做极化曲线测试,结果见图8。与浸泡前的涂层或基体相比,浸泡480 h后,涂层的自腐蚀电位大大提高,自腐蚀电流大大减小。因此,涂层的耐蚀性大大提高,对基体可起到良好的保护作用。对涂层表面进行封闭处理的试样浸泡480 h后,封孔剂仍未脱落,封孔剂与涂层起到了最佳协同效应[11],耐蚀效果提高。

2.2.3 中性盐雾腐蚀

图9为盐雾腐蚀48 h前后试样的表面形貌。

基体长期放置于空气中,表面氧化膜呈黑色。盐雾腐蚀后,这层黑色的氧化膜部分被腐蚀掉,而且表面出现点蚀的痕迹。喷涂未封孔试样表面呈褐色,并有几处白锈,XRD检测结果同图7。由于潮湿的盐雾气氛,吸水后的氧化膜及未溶的腐蚀产物堆积使涂层表面呈褐色,白锈为Al(OH)3,封孔涂层腐蚀前后几乎没有变化。试验前后对试样称重,对比腐蚀前后的质量变化。由于盐雾试验后在试样上形成的腐蚀产物与涂层结合较紧密,不易清洗脱落。因此,试样均表现为腐蚀后质量增加。称重结果显示,喷涂未封孔试样的增重量大于基体的增重量。这说明在盐雾腐蚀48 h内,涂层的腐蚀速率比基体的腐蚀速率快。继续连续喷雾720 h后,每120 h取出称重,在500～720 h之间,基体试样的增重量最大;喷涂未封孔试样增重次之,且增重量逐渐减小;喷涂封孔试样的增重量最小。这就证明,连续喷雾500～720 h后涂层的腐蚀速率逐渐减小并趋于稳定,这与浸泡试验中的结果及分析一致。即随着腐蚀时间的延长,腐蚀产物将孔隙堵塞,对氯离子暂时起到隔离作用,促进了氧化膜的形成,从而使氧化膜与水反应,使涂层产生自封闭效应。当氧化膜的形成速率大于溶解速率时,涂层表现出良好的耐蚀性,对基体起到保护作用;而将涂层封孔后,涂层与封孔剂达到最佳协同效应,耐蚀效果大大提高。

3 腐蚀模型的建立

综合极化曲线测试、常温浸泡试验以及中性盐雾腐蚀试验分析,建立了纯铝涂层及6061铝合金的腐蚀模型(见图10)。腐蚀前,纯铝涂层表面形成的Al2O3氧化膜纯度高、均匀致密、隔离效果良好。由于涂层有一定的表面粗糙度,其表面生成的氧化膜也有一定起伏,涂层表面的少量孔隙使氧化膜存在轻微不连续(见图10a)。铝合金基体中含有多种合金元素及杂质成分,活性较大的Mg,Fe等或其氧化物更易腐蚀,与Al或Al2O3组成腐蚀原电池,影响铝合金基体的耐蚀性。与铝涂层表面的氧化膜相比,铝合金基体表面较平滑,几乎没有孔隙,而且由于铝合金被长期放置于空气中,其表面的氧化膜相对较厚(见图10b)。

由于涂层表面有一定的粗糙度,凸起的部位表面能大,容易腐蚀;涂层表面有一定的孔隙率,溶液中活度大、半径小的氯离子容易侵入,使涂层发生点蚀。因此,在涂层腐蚀的一段时间内,其腐蚀速率大于氧化膜的形成速率,表现为涂层较快地腐蚀,表面的氧化膜很薄,且不连续,不能起到保护作用(见图10c)。而对于6061铝合金基体,虽然有点蚀与均匀腐蚀的发生,氧化膜不断溶解,但长期放置于空气中生成的氧化膜有一定的厚度,故在一定的腐蚀时间内,氧化膜尚未完全被腐蚀,基体的腐蚀速率较为缓慢(见图10d)。涂层的前期腐蚀与基体的前期腐蚀时间并不相同,基体在空气中生成的氧化膜只能维持较短的腐蚀时间,如浸泡腐蚀48 h;涂层的前期腐蚀时间为0～144 h。

当腐蚀进行一定时间后,涂层凸起的部位腐蚀速率加快,腐蚀产物以及不溶的Al(OH)3将孔隙堵塞,对氯离子暂时起到隔离作用,点蚀得以控制,为氧化膜的形成提供了有利条件。一般情况下,铝浸入水中即可得到Al2O3薄膜,由于该膜致密、增厚有限,为得到更厚的氧化膜,需要将初始氧化膜浸入酸或碱性溶液中,控制膜局部溶解[12]。这一方法就是为了使氧化膜有局部不连续,从而使水较容易渗入氧化膜内部。而与铝合金相比,涂层的组织相对疏松,恰好使水容易渗入,使涂层表面较容易形成隔离作用良好的氧化膜(见图10e)。随着时间的延长,氧化膜的形成与溶解速率基本保持相同,铝涂层缓慢腐蚀。对于铝合金,当其表面原来的氧化膜被破坏后,新鲜的铝合金暴露于腐蚀介质中。铝的纯度与其耐蚀性密切相关,基体中有些合金元素会大大影响其耐蚀性,这些合金元素或杂质作为阴极材料与铝构成腐蚀电池。杂质越多,活性阴极面积越大,腐蚀速率越快[13]。6061铝合金基体属于锻造铝合金,组织极为致密,水很难渗入内部,再加上氯离子的破坏作用,铝合金表面氧化膜的形成速率远小于其溶解速率。因此,只存在零星的几处氧化膜,基体持续缓慢腐蚀(见图10f)。

通过以上腐蚀模型可以发现,纯铝涂层虽然在前期阶段腐蚀较快,但腐蚀一段时间涂层表面的孔隙因腐蚀产物的堵塞,使氧化膜的形成速率大于其溶解速率,形成隔离效果较好的涂层,对基体有较好的保护作用。

4 结 论

(1)通过系列腐蚀试验,建立了纯铝涂层与铝合金的腐蚀模型。通过电化学极化曲线测试发现,涂层的腐蚀电位相对6061铝合金基体的电位有所提高。

(2)在浸泡试验与中性盐雾腐蚀试验中,涂层在最初的腐蚀阶段腐蚀速率较大,但腐蚀一段时间(如浸泡144～480 h)或连续喷雾500～720 h后,涂层表面的孔隙因被腐蚀产物堵塞,对氯离子起到暂时的隔离作用,促进了氧化膜的形成,从而使氧化膜与水反应,使涂层产生自封闭效应,腐蚀电位提高,腐蚀电流减小,对铝合金基体起到了良好的保护作用。

(3)将涂层用环氧树脂封孔后,涂层与树脂产生最佳协同效应,防腐蚀效果显著提高。

摘要：海洋环境下存在大量的氯离子,铝合金容易发生点蚀。利用电弧喷涂技术在铝合金表面喷涂纯铝,采用浸泡、盐雾和电化学试验等方法测试了涂层在5%NaCl溶液中的腐蚀行为。结果表明,常温浸泡144～480h或连续喷雾500～720h后,涂层表面的孔隙因被腐蚀产物堵塞,对氯离子可起到暂时的隔离作用,从而促进了氧化膜的形成,使腐蚀电位提高、腐蚀电流减小、腐蚀速率减缓,涂层对铝合金基体起到良好的保护作用;将涂层用环氧树脂封孔后,防腐蚀效果显著提高。

镁合金表面金属涂层的研究进展 篇7

镁合金比强度和比刚度高、导热性与导电性优, 具有无磁性与电磁屏蔽特性及良好的阻尼和切割性能, 应用前景广阔[1,2]。但是, 镁合金易腐蚀, 对镁合金进行表面涂层处理以形成屏障, 可以缓解和抑制其腐蚀[3], 同时还能提高其硬度及耐磨性等。对此, 国内外已有许多相关研究, 并取得了较好的效果。以下对镁合金表面各种金属涂层的制备进行综述, 并指出存在的问题及未来的重点研究方向。

1 各类镁合金表面金属涂层

1.1 Ti涂层

Ti化学性质活泼, 加热时能与O2, N2, H2, S和卤素等非金属发生反应。常温下, Ti材表面可以生成一层致密的氧化物保护膜, 具有较好的耐蚀性。目前, 镁合金表面Ti涂层制备方法主要是离子注入技术。利用金属蒸汽真空弧离子源 (MEVVA) 室温下对镁钙锌合金作Ti离子注入后, 极化阻抗有所提高, 在模拟体液 (SBF) 中浸泡72 h后的腐蚀坑比未注入的浅, 也较分散[4]。这说明离子注入不改变合金的腐蚀机制, 只是减少了合金与腐蚀介质的接触, 使其耐腐蚀性能提高;Ti离子的注入引起镁钙锌合金晶格畸变, 产生固溶强化, 使其平均弹性模量和平均硬度都有所提高。利用MEVVA在AZ31镁合金表面形成约900 nm的Ti注入层, 显著提高了其在3.5%Na Cl溶液中的耐蚀性[5]。

Ti具有“亲生物”的特性, 与生物医用镁合金相结合, 具有高生物相容性和一定的耐生理腐蚀性, 可用作植入材料。AZ91镁合金表面先冷喷涂预置厚约100μm的纯Ti涂层, 再进行微弧氧化对Ti涂层进行仿生改性, 提高了涂层的生物学活性和致密性, 在SBF中自腐蚀电位显著提高, 表现出良好的耐腐蚀性能[6]。

1.2 Zn涂层

镁合金电镀锌, 不但可以保持其密度小、切削加工性优良等优点, 还能大幅提高其耐蚀性, 尤其是钝化后, 耐蚀性可大幅提高, 能在大气条件下长期使用[7]。与其他镀种相比, 镀锌成本低廉, 镀液相对稳定, 防护与装饰效果较好。对AZ31镁合金作二次浸锌前处理, 并以环保型镀锌工艺获得了均匀细致、具有良好保护作用的镀锌层, 显著提高了其耐蚀性和装饰性[8]。先在焦磷酸盐液中电镀锌15 min, 以获得的锌镀层作底层, 再用锌酸盐工艺镀锌15 min, 获得了光泽度好、耐蚀性较高的锌镀层[9]。

镁合金表面电镀锌层均匀致密, 耐腐蚀性能好, 可作为防护性镀层单独使用, 且整个工艺比较环保。锌镀层硬度比镁基体虽略有提高, 但仍达不到大多数结构材料的要求[7]。因此, 可以将锌镀层作为过渡层, 在其上再涂覆硬度高、耐磨的涂层以满足材料所需的其他性能。

1.3 Al涂层

铝及铝合金具有优良的耐蚀性能, 涂覆在镁合金表面后, 铝表面能形成一层坚硬的氧化膜, 在大气中具有自修复性能, 可以较好地保护镁合金基体;镁与铝形成的化合物具有较高的耐蚀和耐磨性;铝是环境友好型材料, 对环境无污染, 可回收再利用[10,11]。

采用固态扩散法在AZ91D镁合金表面制备Al涂层:将镁合金埋于Al与Zr O2的混合粉末中, 在惰性气氛下, 450℃加热处理1 h, 炉冷至100℃以下, 制备出厚为750μm的Al-Mg金属间化合物[12]。尽管热处理温度超过了Mg/Mg17Al12的共熔温度 (437℃) , 金属间化合物膜层的表面存在裂纹, 但在镁合金基体与反应层之间的界面处没有微裂纹和孔隙, 这为镁合金表面的防护涂层技术提供了新的思路。真空固态扩散渗铝:用铝粉将AZ91D镁合金包埋于铁罐中并盖紧, 再将铁罐置于真空加热炉中, 在真空度不低于10-2Pa的环境下进行渗铝处理, 得到了均匀致密的涂层, 材料表面的显微硬度大幅提高, 基体的强度从600~800 MPa升高到1 400~1 800 MPa, 且具有较好的耐蚀性[13]。

以热喷涂技术在AZ91D镁合金表面制备铝涂层, 熔合扩散层中沿晶界分布的Mg17Al12 (β相) 多呈块状和条状, 可以阻碍腐蚀的发展, 对镁基体有较强的保护作用;由于热喷涂铝时纯铝融化的液滴在喷涂过程中部分被氧化, 所以熔铝层中除铝外, 还有部分分布均匀的Al2O3颗粒, 提高了AZ91D镁合金的表面硬度[14]。涂层铝和基体镁的熔点较接近, 且镁易燃烧, 铝镁的熔敷和扩散较难, 因而与基体的结合不好。以具有较低熔点的锌作过渡层, 采用热喷涂工艺在AZ91D镁合金表面制备了锌铝涂层, 通过扩散处理可提高其与基体的结合强度[15]。

通过冷喷涂的方法在AZ91E镁合金上沉积Al涂层, 并作400℃退火处理, 获得了β相和Al3Mg2 (γ相) 金属间化合物涂层, 显著提高了镁合金的硬度和耐蚀性[16]。以冷喷涂的方法在铸态AZ91D镁合金上制备了组织致密、厚度均匀、与基体结合良好纯Al涂层, 随后用机械减薄法将Al层减薄到135μm, 在真空加热炉中热处理, 随着保温时间的延长, Al层全部转化为较高硬度和较好耐蚀性的β相和γ相金属间化合物, 使镁合金的耐磨和耐蚀性能均大幅提高[17]。

利用等离子喷涂技术也可以在镁合金表面制备铝涂层。喷涂厚约150μm的Al层, 作激光重熔处理后, Al层中存在的未熔颗粒明显减少, 表面变得较为平整, 致密度得到较大提高, 且与基体之间由机械结合转变为冶金结合, 结合强度也由重熔前的20.96MPa提高到重熔后的22.13 MPa;但Al涂层组织内部出现了较多的孔隙和空洞, 涂层耐盐雾的时间由重熔前的900 h降低到264 h, 耐蚀性能显著下降[18]。可见, 对镁合金表面等离子喷涂Al层及其后处理工艺还有待于进一步研究。

1.4 Zn-Al复合涂层

高锌铝合金抗拉强度高、硬度高、阻尼性好、耐磨性好、耐蚀性好、摩擦系数小、摩擦温升低、材料成本低廉[19]。在镁合金表面涂覆Zn-Al复合涂层可以显著改善其耐蚀、耐磨等性能。

采用包覆粉末渗镀技术 (PPDC) , 以Zn、Al组成的混合粉末作扩散源, 于低于420℃下在AZ91E镁合金表面制备了均匀、致密的Al-Mg-Zn金属间化合物扩散层[20]。表面冶金扩散层由金属间相τ-Mg32 (Al, Zn) 49, φ-Al5Mg11Zn4, β-Mg17 (Al, Zn) 12和Mg (Al, Zn) 固溶体组成, 涂层的硬度较基体提高了4倍以上, 镁合金耐5%Na Cl溶液的腐蚀性能有较大提高。

利用冷喷涂技术, 将锌铝合金 (ZA20) 粉末喷涂到AK63镁合金表面, 制备了厚约500μm的Zn-Al层, 其与基体结合良好, 界面处无裂纹、孔洞和分层等缺陷;涂层硬度较镁合金基体提高了约2倍;经冷喷涂处理后镁合金无论是在干摩擦条件下还是在有润滑油条件下都比镁合金基体具有更好的耐磨性;自腐蚀电位 (-0.26 V) 远高于镁合金基体 (-1.62 V) , 腐蚀电流降低了2~3个数量级, 耐蚀性显著提高[21]。在真空条件下对AZ91D镁合金表面蒸镀锌铝, 并在400℃, 32 MPa下保温2 h, 在AZ91D表面获得了均匀的Al-Zn复合涂层, 涂层与基体间形成了相互扩散的过渡层, 涂层均匀致密, 经过热压处理后, 显微硬度较基体提高了1.7~2.4倍;在3.5%Na Cl中性溶液中浸泡72 h后, 经过热压处理后涂层未明显破裂, 只出现了少量黑色斑点状的腐蚀, 而未经热压处理试样的涂层大片剥落, 已不能保护基体[22]。可见热压后的涂层使镁合金表面的耐蚀性能得到了明显的改善。

1.5 Ni-P合金涂层

镁合金表面Ni-P合金涂层主要通过化学镀获得。镁合金经过化学镀Ni-P后, 可大幅提高其耐蚀性和耐磨性[23,24]。目前, 镁合金常用的化学镀镍方法主要有浸锌法和直接化学镀镍法。浸锌法由Dow公司开发, 虽然可以成功在镁合金表面镀镍, 但工艺过程非常复杂, 需要经过氰化物镀铜打底, 对人体具有很大的危害[25,26]。直接化学镀方法在一定程度上解决了这一问题, 工艺流程为碱洗→酸洗→活化→化学镀镍[27]。

针对采用铬酸加氢氟酸作前处理后化学镀镍存在的缺点, 以磷酸为主要成分取代铬酸加氢氟酸对镁合金活化处理, 然后化学镀镍:无铬无氟转化膜主要由磷酸镁组成, 化学镀层表面较均匀、致密、无明显缺陷;经热处理后, 镀层和基体的结合强度超过23 MPa, 镀层的自腐蚀电位约为-0.36 V (vs SCE) , 有明显的钝化区间, 对基体镁合金起到较好的防护作用[28]。

化学镀Ni-P合金时化学镀液中添加剂的选择对涂层的形成具有重要作用, 如缓冲剂、配位剂、稳定剂、加速剂、表面活性剂、光亮剂等。对AZ31D镁合金化学镀Ni-P, 以柠檬酸和乳酸组成的双配位剂配位效果良好, 镀层光亮、均匀致密, 与基体结合良好, 显微硬度比AZ31D镁合金基体有明显的提高, 但其耐蚀性能还需进一步研究[29]。

化学镀镍已进入发展成熟期, 由于镁合金的特殊性, 在其表面直接化学镀镍, 虽然可以获得耐蚀性良好的Ni-P镀层, 但因其与Ni-P镀层间的电位差较大, 一旦镀层遭到破坏, 镁合金就会发生强烈的电偶腐蚀。因此, 通过预镀一层与镁基体结合良好的金属涂层如锌涂层[30]等作为过渡层, 可有效改善镁合金的耐电偶腐蚀性能, 从而获得具有优良综合性能的涂层。

2 展望

镁合金表面可制备的金属涂层较多, 钛涂层因具有较好的耐腐蚀性能和特有的“亲生物”特性, 有望将其作为表面活性改性层并广泛应用于医用金属材料领域;锌涂层可以显著提高镁合金表面的耐蚀性能, 但不能满足耐磨性要求, 可作为中间过渡层, 在其上涂覆耐磨涂层, 以达到耐磨的要求;铝及锌铝复合涂层性能优异, 对涂层进行后续处理可以显著改善其性能, 但对于某些制备工艺如等离子喷涂铝涂层及其后续处理时出现的耐蚀性下降的问题还需要进一步研究;发展较成熟的镍涂层一旦被破坏会发生强烈的电偶腐蚀。

镁合金表面现有涂层功能较单一, 不能同时满足材料多方面的需求。因此, 开发具有高耐蚀性、耐磨性及高硬度的多功能涂层制备技术将成为未来研究的重点。

涂层硬质合金 篇8

随着现代工业的发展,对机械产品零件表面的性能要求越来越高,要求其能在高速、高温、高压、重载以及腐蚀介质等工况下可靠而持续地工作。零部件材料的破坏往往是自表面开始的,如磨损、腐蚀、氧化等,而表面的局部损坏又往往造成整个零件失效,最终导致设备停产。因此,改善材料的表面性能会有效地延长其使用寿命。热喷涂是将喷涂材料加热熔化或半熔化成夹带固体的液滴,高速喷射到基材表面,形成喷涂涂层的工艺方法[1]。本文将对喷涂WC合金涂层的显微组织进行分析。

1 试验条件及方法

1.1 试验用材料

试验所选用的喷涂粉末为Ni60-30%WC粉末,这种粉末属于镍基自熔性合金粉末,其组织扫描图片见图1。

Ni60-30%WC合金粉末的主要成分(质量分数)为:15%~18%的Cr、3%~4.5%的B、3.5%~5.5%的Si、30%的WC以及Ni。由图1可见,WC为80μm~120μm不规则的颗粒状,Ni为50μm~80μm的球状颗粒。在加热熔化态时,熔化的合金具有一定的液态流动性和良好的润湿性。粉未有良好的球形和粒度,火焰喷涂时可以被均匀加热,无氧化过重或加热不足等现象。而且所用粉末的体膨胀系数与基体的体膨胀系数比较接近,适宜进行火焰喷涂。此粉末的含氧量较低,有效地降低了喷涂涂层的气孔率和夹杂率[2]。

1.2 火焰喷涂过程

1.2.1 预热工件

采用两步法喷涂时对工件整体进行预热,预热温度一般为250℃~300℃,具体根据工件大小、部位和材质来决定。对于大件、大面积或线膨胀系数大、抗氧化性能好的材质,预热温度应高一些。本试验预热温度选在220℃~280℃。预热达到一定温度后对待喷涂表面喷撒一层预保护粉,然后逐步提高工件温度到500℃左右[3]。

1.2.2 喷撒粉末

在已喷撒了预保护粉的喷涂部位上均匀地多次喷撒粉末,达到预定厚度为止。最好每次最大厚度不超过0.1 mm。多次薄层覆盖既有利于控制涂层的厚度以及均匀性,也有利于减少涂层的内应力。

1.2.3 重熔

喷涂完毕,工件温度一般达到200℃~400℃,这时立即从喷涂部位一端开始,对已喷撒到工件表面上的粉末进行加热重熔。这样不仅可以使加热到熔融温度要求的热量减少,而且可以减少由于喷涂层冷却造成的裂纹或剥离,使原来疏松的粉末层融化成致密的、与基体冶金结合的喷涂层。

1.2.4 喷涂后工件的处理

待工件冷却后,将喷涂好的工件用无齿锯切割成若干小件,待后续试验使用。

1.3 试验检测设备

采用4XB金相显微镜和JSM-5500LV扫描电镜进行显微组织分析。

2 试验结果与分析

2.1 喷涂涂层显微组织试验结果分析

图2为火焰喷涂Ni60-30%WC合金涂层截面显微组织照片。由图2可见喷涂试样金相显微组织有明显的层次结构,上层为喷涂Ni60-30%WC合金粉末的涂层显微组织,下层为基体20钢显微组织。由图2可以观察到,涂层中的黑色图形部分是在进行火焰喷涂过程中残留在涂层中的气孔。涂层基体的金相显微结构是典型的低碳钢组织,在基体晶界分布着少量黑色组织为珠光体,其大部分的白色金相显微组织为铁素体。由图2还可以看出,火焰喷涂涂层与基体熔合线清晰,熔合区窄,属于钎焊润湿结合。

图3为火焰喷涂Ni60-30%WC涂层的表面显微组织照片。火焰喷涂涂层表面的基体为镍的固溶体,在镍基固溶体上能够清晰地看见一些弥散分布的白亮的棱角分明的块状组织,和原始粉末中的WC颗粒形状一致,可断定为WC颗粒。在镍基固溶体上还分布着一些孔洞、合金元素及少量杂质[4]。

2.2 扫描电镜观察试验及能谱试验结果分析

图4为火焰喷涂Ni60-30%WC合金涂层的电子扫描显微组织图片。由图4可见,扫描电镜放大200倍时,涂层的厚度为100μm,可清晰地看到试样的涂层组织结构。由图4还能够清楚地看到试样的层次结构,从左至右依次为Ni60-30%WC合金涂层、喷涂涂层与基体的结合区、低碳钢基体。在涂层中弥散分布的棱角分明但不规则的白亮块状组织为碳化物微粒。在火焰喷涂Ni60-30%WC涂层过程中,WC合金粉末经历了熔化和快速冷却的过程,并且和基体形成了冶金结合,涂层中残留气体由于其上浮速度小于液态合金结晶速度而来不及溢出涂层表面残留在涂层中,形成了气孔及微小孔洞,这就是火焰喷涂会形成少量气孔的原因。在喷涂涂层与基体的结合处有一薄层渗碳层,分布均匀整齐。基体为低碳钢,其组织为铁素体加少量的珠光体。

图5为喷涂涂层中未熔WC微粒在放大2 000倍时的扫描显微组织图片,可以清楚地看见WC微粒片层状的内部结构,因为碳化钨微粒的熔点和沸点都很高不易熔化,可以在涂层中看见完整的碳化钨微粒。由图5可知添加到Ni60-30%WC合金喷涂粉末中的WC微粒是烧结而成的,具有良好的耐磨和耐高温性能。

图6为喷涂涂层与基体的结合处在放大100倍时的扫描图片,可清晰地看到在涂层结合处富积了较多的渗碳体,经高倍放大后得到片层结构的珠光体组织。

图7为喷涂涂层表面在放大到2 000倍时的扫描图片。由图7看到在涂层表面较均匀地分布着白亮有棱角的不规则碳化钨粒子,由于试样的截面图是随机选取的,图7中的WC粒子数量较少。由涂层表面的扫描图便可看到分布均匀的WC粒子,使得喷涂涂层具有良好的耐磨性。

图8为扫描电镜能谱分析图片。由此可见试样包含有较多的Fe、Ni、W、C元素。其中在涂层中,含有较多的Ni,Fe含量较少;在WC粒子所在处,W和C的含量较高,Fe、Ni几乎没有;在基体部位,Fe含量比较多,W、C含量很少,几乎不含有Ni。

3 结论

Ni60-30%WC粉末经过火焰重熔处理喷涂到低碳钢基体上,所形成的涂层表面光滑,组织结构致密,各种元素分布均匀,与基体之间形成了良好的冶金结合。喷涂试样金相显微结构层次明显,上层为喷涂Ni60-30%WC合金粉末的涂层显微组织,下层为基体20钢显微组织。火焰喷涂涂层与基体熔合线清晰,熔合区窄,属于钎焊润湿结合。火焰喷涂涂层表面为镍的固溶体,在镍基固溶体上弥散分布着一些白亮的棱角分明的WC颗粒。

摘要：将工件预热到一定温度后对待喷涂表面喷撒镍基自熔性合金粉末,比较了涂层和基体显微组织的不同,分析了涂层显微组织的形成机理,通过能谱确定了其显微结构以及所含的各种元素。结果表明,涂层各种元素分布均匀,与基体之间形成了良好的冶金结合。

关键词：火焰喷涂,合金涂层,显微组织

参考文献

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