纳米聚晶金刚石（精选六篇）
纳米聚晶金刚石 篇1
金刚石虽是最硬的天然材料,但金刚石单晶具有脆性,易沿111解理面破碎,已经商业化生产的聚晶金刚石(Polycrystalline Diamond,简称PCD)虽没有这样的断裂特性和各向异性,但含有金属Co、Ni、SiC陶瓷等粘结剂,却直接影响聚晶金刚石的硬度、耐磨性和热稳定性[1]。几种常见的天然聚晶金刚石如卡博纳多、巴拉斯等,可被用作地质钻头和切割工具,但这些天然材料中往往含有杂质,结构也不均匀,无法满足实际加工中的需要,所以急需一种具有均匀结构的高纯纳米聚晶金刚石。
仅含单一相的纳米聚晶金刚石(Nano-Polycrystalline Diamond,简称NPD)是由石墨(或其它碳源)在不添加任何烧结助剂的条件下经高温高压相变直接转变而得到的。这种聚晶金刚石由均一的纳米颗粒组成,晶粒之间通过金刚石-金刚石直接成键连接而形成非常致密的结构[2,3]。与单晶金刚石(Single Crystal Diamond,简称SCD)相比,NPD具有更高的硬度,室温下的努普硬度达到120~140GPa,明显高于I型SCD,是PCD硬度的两倍多[1]。SCD的硬度主要取决于晶面取向,而NPD的硬度主要取决于它的微观结构,NPD的微观结构由随机取向的颗粒(晶粒尺寸在十几到几十纳米)和沿111面堆叠的层状结构组成[3],因此NPD既没有解理特征,也没有各向异性;并且,NPD不仅在高温下具有良好的热稳定性,同时还具有较高的耐磨性[4,5,6]。
超硬材料及制品广泛应用于航天军工、地质勘探、电子机械、精密制造等重要领域,近几年来随着高品级金刚石、立方氮化硼的快速发展,超硬材料在国民经济中运用的比重也越来越大,对高品级超硬材料的研发相应加快了脚步。NPD的研究在国外起步较早,已经逐步迈入商业化的进程,日本、德国、美国等都投入了大量的人力物力开展NPD块体的研发,而国内仅有四川大学成功制备出NPD的报道[6],燕山大学和吉林大学正在开展相关的研究工作。
NPD的成功制备对科研和工业应用都具有非常重大的意义,尤其是超高速、高效率、高精度的切削,优势非常明显。本文将就NPD的制备、NPD性能以及研究进展进行综述,并对相关问题和发展方向进行阐述和展望。
1 NPD的制备
1.1 合成NPD的超高压装置
人们为了合成高纯聚晶金刚石,已经尝试了很多方法,如爆轰法、静高压加热法、金刚石压砧法、激光加热法、静高压瞬间高温法等,但都未达到理想结果。近年来随着超高压技术的不断发展,使压力值极限得到了极大地提升,大大促进了超硬材料的发展,也为NPD的制备提供了必要条件。金刚石对顶砧(小压机)技术和大腔体压机技术是目前合成NPD应用最多的两种超高压装置,而多级压腔对提高压力和样品尺寸有利,因此受到了研究者们的青睐。大腔体静高压装置分为一级压腔装置和多级压腔装置两种。而一级压腔装置所能产生的最高压力一般不超过12GPa,无法满足合成NPD所需的压力。多级压腔装置是以一级压腔装置为构架,通过内置多级增压单元来提高腔体压力,末级压砧材料使用硬质合金时最高能获得25GPa的压力,末级压砧材料使用多晶金刚石时,则可获得80GPa以上的压力[7,8,9]。
1.2 合成NPD的碳源
初始材料碳源对合成的NPD性能有直接联系,碳源的种类、结晶度、纯度等都会对NPD不同的性能产生影响。如石墨的结晶度对NPD的微观结构有直接影响[10],石墨的颗粒尺寸大小不均一是形成NPD特殊的粒状均匀结构和层状结构的主要原因等。
日本爱媛大学Irifune小组利用高纯石墨首次制备出了高纯、透明的NPD[1],随后几年,他们利用石墨和非石墨碳(炭黑,玻璃碳,碳纳米管等)等碳源在不同温压条件下直接转化成NPD,并分别对这些条件下的合成机理、高硬度NPD的微观结构、机械性能进行了详细的研究[11,12]。2005年,德国科学家采用富勒烯C60,在20GPa、2000℃条件下利用多砧装置成功合成出晶粒尺寸为5~12nm的立方相NPD块体材料[4]。Futoshi Isobe等人以高定向石墨为原料,在15GPa、2300℃的条件下直接转化成纳米金刚石层状烧结体[13]。
通过研究者们的不断努力,合成NPD的碳源材料已由单一的高纯石墨扩展到多种碳源。目前用于制备NPD碳源材料主要非晶碳源(玻璃碳、无定形碳、炭黑)与晶体碳源(多晶石墨、高定向热解石墨);石墨碳与非石墨碳(炭黑、玻璃碳、C60和碳纳米管)等几类。初始材料碳源对NPD性能的影响,也为我们未来的研究提供了方向。采用特殊的初始材料来增强NPD某些机械性能指标,开发NPD尚未被我们发现的优良性能。如石墨烯,利用石墨烯已成功合成出了金刚石,相信不久的将来利用石墨烯合成NPD也会实现。
1.3 NPD的转化机制
随着对NPD研究的不断深入,我们对碳源转化成NPD的机理也逐渐有所了解。碳源向金刚石转化主要有两种机制:一种是马氏体相变,具有晶体结构的碳源通过马氏体相变转变成金刚石,这种转化速度较快,能保留一定程度的初始材料的微观结构;另一种是扩散型相变,由完全非晶的初始碳源通过碳原子扩散使金刚石晶粒成核、生长,但这种转化速度比较慢[12]。
2 NPD的结构与性能
2.1 NPD的结构
通过扫描电镜观察可看出,NPD的微观组织由两种不同的结构组成:随机取向的颗粒(晶粒尺寸在十几到几十纳米)组成的均匀结构和沿111面堆叠的层状结构[3]。两种不同结构的转化机制也不相同,均匀结构中的金刚石颗粒通过石墨的弯曲变形过程转变而来,而层状结构则是由石墨通过两步马氏体转变而得到的。
2.2 NPD的性能
利用碳源在超高压高温条件下发生相变,不添加烧结助剂,合成的NPD仅含立方结构的金刚石和六方结构的金刚石。且随着合成温度的升高,物相越来越单一。温度超过2000℃以后,NPD仅含立方相金刚石;合成温度升至2300℃~2600℃时,NPD表现出良好的光学性能,物相单一、透明[14,15]。NPD还具有良好的使用性能、较好的切削性能以及一些良好的物理、机械性能和光学性能。
(1)NPD在高温下能够保持较高的硬度和横向断裂强度,具有良好的使用性能。在800℃时硬度仍高达100GPa,而SCD当温度超过300℃时,硬度骤减至60GPa。当温度达到1000℃时,NPD的横向断裂强度可以达到3GPa,而PCD的横向断裂强度在500℃就开始显著降低[16],如图1所示,且与PCD、cBN、PcBN横向断裂强度对比中优势明显。这些特性使NPD在高温切削时凸显优势。
(2)NPD还具有较好的切削性能,在与PCD,SCD的切削性能对比中[1,17],分别对几种材料在不同条件下进行切割。对比发现,NPD切削性能的优势明显,使用寿命更长。如下图2所示。
(3)NPD还具有一些其他的性能,如良好的物理、机械性能,高温下的热稳定性[4,5],良好的耐磨性[11,12,18]。NPD室温下的努普硬度高达120~140GPa,弹性模量可以和SCD相媲美,高纯透明使得NPD同时具有优良的光学性能。特殊的微观结构可以满足被加工成不同的形状以适应切削要求。这些优良的性能都预示着NPD应用前景广泛。
3 NPD存在的一些问题
3.1 NPD的加工问题
晶体的随机取向导致了NPD的各向同性,可以被塑造成各种形状并保持均匀性。但高硬度和高韧性同时也给NPD的加工带来了很大麻烦,如何切割和抛光?用什么来切割和抛光?NPD良好的耐磨性令传统的砂轮及其他加工工具对它不起作用,如何对NPD进行加工在实际应用中是一个亟待解决的问题。
SCD传统的加工方法一般先用激光进行切割,然后用金刚石磨具抛光。这种加工方法并不适用于NPD,NPD的多晶特性决定了它的硬晶面和硬晶向总是暴露在表面,良好的耐磨性使得普通磨具对它没有什么效果。目前唯一能够切割和精加工NPD的方法就是脉冲激光[8,19]。这种激光工作的原理就是通过激光束在高温下将金刚石转化成石墨,然后再通过其他方法将转化的石墨除去。较合理的就是粗加工采用近红外,精加工采用紫外和飞秒激光。
3.2 NPD的硬度问题
NPD是多晶体,结构影响性能,NPD特殊的粒状均匀结构和层状结构也会对各种性能产生影响,最明显的就是硬度[16,20,21]。SCD一直以来被认为是最硬的物质,但实际上NPD的硬度已经高于SCD。这种现象按目前的硬度理论是无法解释清楚的,传统的硬度理论都是针对单晶体而言的,认为物质的硬度取决于晶体的结构、键的长短、结合强度、键性、离子轨道等。显然,像NPD这种多晶体不适合这种理论,而关于晶粒尺寸、结合方式、微观结构和形貌特征等对物质的硬度影响人们却又了解很少,没有成熟的理论参考,也使得NPD这种高硬度材料的合成具有盲目性。
3.3 NPD的研究存在的其他问题
随着近几年对NPD的不断探索,已初步形成了一套关于NPD的研究理论,但仍不完善,尚有许多问题仍未解决。研究者们使用不同的碳源已成功制备出了NPD,但不同条件下NPD的转化机理尚不明确;仍有以下问题困扰着我们,如初始材料与NPD性能的关系;如何调控NPD晶粒的生长;弄清高温高压、合成时间与NPD硬度及晶粒尺寸之间的关系;NPD硬度的影响因素等。
4 NPD的应用
NPD作为一种新的超硬材料,在工业中的潜在应用非常广泛。在超高压设备,珠宝行业、原位测量技术[22]、耐磨材料[18]等方面也都具有潜在的应用价值。
NPD具有相当高的横向断裂强度,极高的耐磨性,决定了这种材料在高速、高效、高精度切削方面有较广的应用前景。高的加工精度和光洁度也决定了NPD必将成为超高速、高效率、高精度的切削工具。作为一种硬度极高的材料,近年来在超高压设备中被用作压砧材料、顶砧材料[7,8,9,22,23,24],如图3所示,产生出了比其他压砧材料、顶砧材料更高的压力。
此外,NPD在珠宝行业可能也会有所发展[19,25]。NPD具备SCD的珠宝特性,更重要的是SCD在接触到尖锐的击打时可能会破碎,而NPD却不会破碎。加上优良的光学性能,NPD有可能代替SCD成为人们喜欢的宝石饰品。
4 展望
俄科学家的纳米金刚石碾磨新方法 篇2
以圣彼得堡国立化工制药学院物理教研室主任叶夫根?爱德利曼教授为首的研究小组，在实验中首先将纳米金刚石碾磨到4个纳米，然后按照他们的独特方法，爆轰纳米金刚石水悬浮液经过多级热、酸、和超声波处理，最后生产出乳白深褐色的悬浮液，它比采用球磨机碾磨标准方法生产出的纳米金刚石更纯。
在这种新方法生产出的纳米金刚石的吸收光谱上，300-600Nm范围的吸收量明显增加。同样的结果，如果发生在球磨机碾磨出来的纳米金刚石上，可以解释为局部受热和表面石墨化。而对于新方法而言，排除了局部受热和表面石墨化的可能。
俄科学家的此项研究成果，不仅仅是对研究纳米金刚石光学方法的贡献，而且是在研制透明型爆轰纳米金刚石的道路上迈出了第一步。
该项研究获得过俄科学院主席团“凝聚态量子物理”计划、“纳米技术和纳米材料基础研究原理”计划及2009-2013年“创新俄罗斯科技人才和科教人才”联邦专项计划等多渠道的经费支持。
纳米聚晶金刚石 篇3
锚杆 (索) 支护技术在煤矿已得到广泛应用, 锚杆钻头的性能对钻进速度、成孔质量、成孔费用等都有直接影响, 尤其是在坚硬地层和复杂地质条件下, 钻头的性能显得尤为重要。
与传统硬质合金钻头相比, 聚晶金刚石复合片既有金刚石耐磨性高的特点, 也有硬质合金抗冲击韧性高的优点, 在软~中硬岩层的使用中寿命长、效率高。金刚石聚晶最重要的性能指标是耐热性、耐磨性和抗冲击性, 而硬度、强度、加工性、焊接性对其也有一定影响, 用途不同对金刚石的性能要求也有差异。国内外学者通过模拟试验建立了聚晶金刚石复合片切削齿的宏观力学特性对破岩效果的影响[1], 研究了切削齿受力的主要因素:岩性、切削齿工作角和重叠切削状态[2]。聚晶金刚石复合片锚杆钻头因直径小和独特的布齿方式, 对自身强度也有更高的要求。英、美等国家已成功将聚晶金刚石复合片用于制造锚杆钻头, 国内聚晶金刚石复合片锚杆钻头采用的多是中低端复合片, 磨耗比低, 抗冲击性低。
1 地质条件
中煤平朔集团有限公司井工三矿位于宁武煤田的边缘, 受煤层风化、木瓜界背斜、砾岩冲刷带、断层、火成岩入侵等因素的影响, 煤岩层地质条件复杂。平朔集团井工三矿主采石炭系上统太原组9#煤层, 煤层含夹矸3~5层, 夹矸厚0.25~0.6 m, 夹矸岩性多为高岭质泥岩、炭质泥岩及砂质泥岩, 较厚层夹矸岩性以砾石为主, 长石次之, 其中砾岩大小不等。直接顶为砂质泥岩, 厚度为4.45~12.31 m, 平均厚度为7.72 m, 厚层状, 泥质为主, 含砂量较少, 碎块状, 层理发育。基本顶为粗砂岩, 厚度在10.93~16.70 m之间, 平均厚度为14.21 m, 成分以石英长石为主, 夹砂质泥岩薄层, 斜交裂隙较为发育, RQD值70%。底板为细砂岩, 厚度为0~5.25 m, 平均厚度3.37 m, 成分以石英长石为主。
2 钻头设计结构参数
聚晶金刚石复合片锚杆钻头结构如图1所示。
根据锚杆直径确定钻头直径为28~30 mm。因钻头直径较小, 为无心钻头, 冠部形状定为两翼平底形, 为避开钻头中心回转死点, 在钻头中心4 mm范围内不布聚晶金刚石复合片齿。切削齿纵向前角选定为-15°, 复合片规格有两种:一种为半复合片, 一种为全复合片;钻柄规格有两种:一种为丝扣钻柄, 一种为一体式钻柄;水眼规格有两种:一种为6 mm×3.5 mm的矩形, 另一种为直径5 mm的圆形, 实验中除全片矩形眼一体式为矩形水眼外, 其余钻头水眼类型均为圆形。钻头体两翼长度 (以水眼出口截面为基准的轴向长度) 15 mm, 切削齿外出刃0.5 mm。采用钻柄和钻头基座的一体化结构, 两个翼体围绕轴心呈螺旋布置, 且复合片为聚晶金刚石复合片材料, 磨耗比为40万。
3 试验研究
3.1 试验钻头
如图2所示, 试验选用全片丝扣型、半片丝扣型、全片圆形眼一体式和全片矩形眼一体式4种类型的钻头。每种钻头2~4个。
3.2 顶板结构
试验地点选在9#煤东翼回风大巷, 该处顶板赋存稳定, 顶板结构如图3所示, 下分层为1.4 m的煤层, 中间为2 m的角砾岩, 上层为1.8 m粗砂岩。煤层岩性硬度系数为4~6, 角砾岩岩性硬度系数为7~9, 白砂岩岩性硬度系数为10~12。三层的岩性不同, 强度逐渐增大, 具有很强的顶板结构的代表性。
3.3 试验过程
在掘进工作面选取较平整的顶板, 采用密集打钻法, 钻眼间距为200 mm, 垂直顶板钻进, 既保证了不同眼位岩性基本一致, 又能避免钻眼间的相互影响;采用MQT-130/2.8型气动锚杆钻机, 钻机工作压力0.4~0.63 MPa, 额定压力0.6 MPa, 额定转矩130 N·m, 最大输出功率2.8 k W, 空载转速≥560 r/min, 推进力8 k N, 额定转速206 r/min, 整机最大高度3 657 mm, 最小高度1 426 mm。试验采用B19型钻杆, 每根钻杆长度1.2 m;每个测试钻孔打4根钻杆, 长度4.8 m, 如图3所示。并用秒表记录每根钻杆在各层位的钻进时间;要求同一个工人用同一台锚杆钻机进行操作, 以消除工人操作差异和钻机性能差异对试验结果带来的影响。
4 结果分析
4.1 钻进速度分析
对3种钻头在不同岩性中的钻进时间进行统计换算成钻进速度, 得到如图4所示的关系曲线。
由图4可知, 不同类型钻头的钻进速度随着岩性硬度系数的增加大致表现出线性降低的规律。全复合片钻头的平均钻进速度是半复合片钻头的1.25倍。这主要是因为全复合片钻进时与煤岩的接触面积大, 钻头旋转对煤岩表面产生的摩擦力大, 因此钻进速度较快。在岩性硬度系数7~10之间时, 矩形水眼型钻头的钻进速度要优于圆形水眼型钻头的钻进速度。在岩性硬度系数小于7或大于10时, 圆形水眼型钻头的钻进速度要优于矩形水眼型钻头的钻进速度。这主要是因为岩性硬度系数7~10的岩性主要为角砾岩, 碎屑颗粒较大, 矩形水眼截面小, 水流速度快, 利于将碎屑排出;在岩性硬度系数小于7或大于10的岩性主要为煤和粗砂岩, 碎屑呈粉末状, 圆形水眼截面大, 排水流量较大, 煤岩粉末排出的迅速、充分。因此在岩屑颗粒比较大的顶板岩层中宜选用矩形水眼型钻头, 在岩屑呈粉末状的顶板中, 宜选用圆孔水眼型钻头。从图4中还可以看出, 钻头随着岩层强度的增加, 钻进速度大致呈线性降低, 且在煤层中的钻进速度是白砂岩的4倍。
4.2 钻头抗磨损和抗冲击性能分析
当钻进全程至10 m和20 m处时, 停止钻机取下钻头, 对钻头磨损形态进行研究。
在钻头钻进10 m过程中, 钻头的复合片无明显磨损, 但宏观上出现了1 mm左右的崩断、缺口现象, 翼部出现了0.5 mm左右的磨损, 说明钻头的抗磨损性能良好, 但复合片的抗冲击性能有待进一步提高。另外, 在钻头钻进0~10 m过程中, 磨损区优先出现在复合片的顶部和外侧边缘, 破口断面不规则, 表现为片状剥落。在钻进10~20 m的过程中一方面复合片原先磨损区会继续生长扩大, 另一方面在损伤区周边会新增生不连续磨损区。基座没有出现肉眼可见的断痕和磨损, 得出钻柄和钻头基座的一体化结构, 一定程度上提高了钻头与钻杆的连接强度。现场试验中, 一体化钻头安装不需要连接套筒, 也缩短了安装时间。
4.3 钻头寿命分析
对4种钻头使用寿命进行统计分析, 得到如图5所示的钻头寿命与岩性硬度系数关系曲线。
由图5可知, 钻头的使用寿命随着岩性硬度系数的增大大致呈线性逐渐降低。其中, 全片钻头的平均寿命普遍为半片钻头的2.8倍以上, 说明全复合片的磨损率比半复合片的磨损率要慢;全片图形一体式钻头使用寿命略高于全片丝扣型钻头, 主要是因为丝扣型钻头在后期会出现丝扣损伤现象;当岩性硬度系数在7~9时, 全片矩形眼一体式钻头使用寿命始终略高于全片圆形一体式钻头, 当岩性硬度系数大于9时, 随着岩性硬度系数的增加, 全片矩形眼一体式钻头与全片圆形一体式钻头的寿命差逐渐增大。这是因为岩性硬度系数在7~9的煤或角砾中钻进时, 碎屑颗粒较大。矩形水眼截面小, 水流速度快, 利于将碎屑排出, 从而减少了碎屑的重复搅动对复合片的损害。当岩性硬度系数大于9且随着岩性硬度系数的进一步提高, 岩石破碎越来越充分, 颗粒逐渐变小, 甚至呈粉末状, 导致复合片工作温度越来越高, 高温作用使得复合片的分子结构稳定性受到破坏。由于矩形眼喷射水的速度大于圆形眼, 因此对复合片的降温效果要好, 且随着岩性硬度系数的增加, 复合片工作温度的不断升高, 降温效果也越来越明显, 寿命下降速率也比圆形眼钻头越来越小。
5 结论
当岩性硬度系数在7~10之间时, 矩形水眼型钻头的钻进速度要优于圆形水眼型钻头, 当岩性硬度系数小于7或大于10时, 则结果相反。在岩屑颗粒比较大的顶板岩层中宜选用矩形水眼型钻头, 在岩屑呈粉末状的顶板中, 宜选用圆孔水眼型钻头;钻头的钻进速度随着岩性硬度系数的增加大致表现出线性降低的规律, 在煤层中的钻进速度是白砂岩的4倍, 全复合片钻头的平均钻进速度是半复合片钻头的1.25倍;磨损区优先出现在复合片的顶部和外侧边缘, 破口断面不规则, 表现为片状剥落;采用钻柄和钻头基座的一体化结构, 简化了安装, 提高了钻头与钻杆的连接强度, 在煤岩层条件复杂, 有角砾岩、鹅卵石、火成岩侵入时, 钻进速度和耐磨性明显增加;钻头的使用寿命随着岩性硬度系数的增大大致呈线性逐渐降低, 全片钻头的平均寿命普遍为半片钻头的2.8倍以上, 全片一体式钻头使用寿命略高于全片丝扣型钻头。当岩性硬度系数在7~9时, 全片矩形眼一体式钻头使用寿命始终略高于全片圆眼一体式钻头, 当岩性硬度系数大于9时, 随着岩性硬度系数的增加, 全片矩形眼一体式钻头与全片圆眼一体式钻头的寿命差逐渐增大。
参考文献
[1]邹德永.新型聚晶金刚石复合片钻头切削齿的发展[J].石油钻探技术, 2003, 31 (3) :4-6
聚晶金刚石的热稳定性研究进展 篇4
聚晶金刚石(Polycrystalline diamond,PCD)不仅具有接近金刚石单晶的硬度、耐磨性,更具有优于单晶的各向异性及与硬质合金相当的抗冲击性,因此,被广泛应用于石油天燃气开采、煤碳地质勘探、机械加工等领域中[1,2,3,4]。
由于聚晶金刚石在高温、高应力环境中应用,因此,PCD的性能评定指标主要包括耐磨性、抗冲击韧性和热稳定性。 而热稳定性作为衡量PCD质量的重要指标之一,越来越受PCD研究者、制造商及使用者的重视。
聚晶金刚石热稳定性是指PCD在空气或保护气氛(如氩气、氦气)中加热一定时间后,在其耐磨性仍能保持基本不变的情况下所能承受的最高温度及最长时间[5]。从生产到实际应用,聚晶金刚石难免要受到热作用,例如,在生产聚晶金刚石复合 片 (Polycrystalline diamond compact,PCD)时, PCD要承受因焊接而产生的高温,若耐热性差,焊接高温就会对金刚 石层造成 严重损伤,影响PCD的使用性 能。研究[6,7]证明热稳定性对PCD的耐磨性及抗冲击韧性都有重要影响,数据[8]表明:聚晶金刚石加热到750 ℃以后,其耐磨性和抗冲击韧性普遍下降5%~10%。本文简要介绍了影响PCD热稳定性的主要因素,着重对国内外提高PCD热稳定性的各种方法进行了综述。
1PCD热稳定性的影响因素
传统的用来合成PCD的粘结剂主要是第Ⅷ 金属,包括铁、钴、镍及其合金,此类粘结剂亦可称为合成PCD的金属触媒。下面以钴为例,介绍此类粘结剂的优点。金属钴与碳之间好的相容性决定了钴能够很好地润湿金刚石和石墨,王凤荣等[9]发现金刚石-钴的界面上存在两种固溶体,分别为Co3C相和Co-C相,这两相的存在会促使金刚石颗粒间形成强烈的D-D键合,大量D-D键合使PCD具有更高的强度和更好的耐磨性;此外,β-Co相变为 α-Co会导致附加体收缩, 收缩使得相变点周围钴的延伸率异常增高,最终将增大钴对金刚石的机械镶嵌程度。因此,国内外普遍选用钴作为合成金刚石聚晶的粘接剂。
虽然金属触媒能够促进金刚石在高温高压条件下直接键合成D-D结合型聚晶金刚石,但此类粘结剂却存在着相应的缺点。国内外科研工作者通过大量研究发现金刚石层中残留的金属触媒会对PCD的热稳定性造成严重影响,主要包括两个方面:
(1)高温条件下,残留的金属触媒钴很容易促使PCD中的金刚石石墨化和氧化[10,11,12,13]。无金属触媒时,金刚石在空气中逆变为石墨的温度为875 ℃,真空条件下为1200 ℃[5,14], 而存在金属触媒时,金刚石在空气中700 ℃便可氧化和石墨化[6,7],在真空条件下810 ℃就会逆变成石墨,如图1所示。
(2)金属钴与金刚石的热膨胀系数存在较大差异(金刚石的热膨胀系 数为1.4 ×10-6℃-1,金属Co为12.5 × 10-6℃-1)。随着切削 温度的升 高,金属钴的 更大扩张 在PCD的切削面产生局部高热应力,从而破坏D-D键合[15,16], 造成PCD的切削面在400 ℃就出现马赛克裂纹,随着切削温度的进一步升高,会出现大量的裂纹[17],如图2所示,严重时甚至导致PCD切削面剥落。
另外,钴的硬度较低,使PCD中存在软点,从而导致金刚石聚晶中弱相的存在,影响金刚石聚晶的性能[18]。
高温条件下Co会使金刚石更易逆变为石墨,金属钴的更大扩张破坏了PCD中的D-D键合,使得PCD在高温、高应力工作环境中出现大规模的磨损、开裂、分层等现象,从而降低了聚晶金刚石工具的使用寿命。
2国内外提高PCD热稳定性的方法
根据前面的分析可知,合成PCD时,残留在PCD中的金属触媒是影响PCD热稳定性的主要因素,因此,目前国内外提高PCD热稳定性的 方法主要 包括:(1)用化学方 法去除PCD中金属触媒相,即脱钴;(2)选用热稳定性高的粘结剂替代金属触媒。
2.1去除烧结助剂金属相
空气中,含金属相的PCD在700 ℃左右就会失效,出现裂纹、剥落等现 象,而脱钴金 刚石聚晶 的耐热性 可达1200 ℃[19]。最常用的方法是对金刚石聚晶层进行部分或全部去金属触媒相处理,目前常用脱钴的方法有酸浸出法、电化学方法、锌液吸收法,下面具体介绍酸浸出法。
酸脱钴技术是提高PCD热稳定性的有效手段,尤其是使用强酸对金刚石聚晶层进行脱钴处理。国外应用此项技术较早,1980年H.P.Bovenkerk等[19]在其专利中叙述了强酸脱钴的工艺,采用HF和HNO3混合热溶液处理PCD,聚晶金刚石层中99.5% 以上的钴被溶解掉,留下交错生长的D-D骨架,处理后,PCD的热稳定性可以达到1200 ℃。在随后的几十年内国内外聚晶金刚石脱钴技术得到迅速发展,主要体现在以下几个方面:
(1)脱钴试剂种类显著增多,由最初的盐酸、硝酸、氢氟酸发展到包含磷酸、硫酸、高氯酸或多种酸混合液,并且最初的强腐蚀性酸已转为腐蚀性较低的酸。R.M.Ladi等[20]在其专利中采用FeCl3、AlCl3、ZnCl2等路易斯酸对PCD进行脱钴处理,并对脱钴效果进行了对比分析,发现此类酸脱钴深度并不比王水效果差(详细脱钴深度见表1),分析原因可能是这些腐蚀性较低的酸性溶液中,某些配根离子与生成的Co2+络合成某些络合物,从而降低了溶液中Co2+浓度,加速了PCD中金属钴的溶解。
(2)脱钴技术已由最初的对整个或大部分金刚石层脱钴转变为金刚石层选择性脱钴。J.Shamburger等[21]在其专利中就针对PCD选择性脱钴的方法进行了介绍。这种方法的特殊性体现在所用的PCD夹具上,PCD夹具如图3所示,此夹具的优点是:金刚石层选择性脱钴能够克服金刚石层因全部脱钴而造成抗冲击韧性降低的缺点,从而解决PCD刀具或钻头在使用过程中过早失效的问题。
(3)脱钴工艺及装置不断改进,脱钴环境不但由传统的常温常压转变 为高温高 压,而且出现 了利用酸 雾[22]及真空[23]条件对PCD脱钴的工艺及装置。G.Russ[24]、A Griffo等[25]在专利中也详细介绍了各自设计的脱钴装置,脱钴装置的不断改进提高了PCD脱钴的效率,降低了脱钴成本。
脱钴去除PCD中金属相的同时会在金刚石颗粒间形成孔隙,金属相的缺少使PCD的强度有一定程度的下降。据文献[26]报道:酸溶蚀后PCD的抗压强度下降10%,横向断裂强度则降低20%;同时,PCD表面大量的孔洞使大量的金刚石暴露在空 气中,孔洞中空 气的导热 性不好,从而造成PCD在使用过程中易形成局部高温,高温进而破坏PCD的结构。因此,利用酸脱钴提高热稳定性的程度有限。为解决上述问题,P.D.Gigl[27]提出在酸浸蚀后的金刚石表层镀一薄层金属(如Ti或Ni),此层金属能够隔离空气,使金刚石的氧化速度因金属层的存在而大大降低,甚至比大颗粒单晶的氧化速度更低。此外,也有人提出将没有催化作用且膨胀系数接近金刚石的硅或硅合金渗入到酸浸过的金刚石骨架间,其中美国专利[28]就此方法进行了详细阐述。专利表明:此方法可有效阻止空气进入金刚石骨架间的孔隙,使PCD的热稳定性和强度都明显增强。虽然现实技术[29]有利用非触媒金属来填充孔洞,但非触媒金属与金刚石结合强度小的缺点会影响PCD的使用性 能。为克服现 有技术的 不足,张明菊等[30]采用强氮化合物作填充物,此类非触媒化合物包括氮化钛(TiN)、氮化铬(CrN)、氮化铝钛(TiAlN)、高铝钛(AlTiN) 等,此种填充物既可以克服孔隙中空气导热性不好的缺点, 又可在金刚石表面形成稳定化合物从而增强复合片中金刚石的稳定性,最终提高金刚石聚晶致密性和热稳定性。但填充的方法需利用超高压设备进行二次加压,造成成本升高。
2.2选用热稳定性高的粘结剂替代金属触媒
去除金属粘结剂的方法虽然能够降低金属粘结剂含量, 在很大程度上提高PCD的耐热性,使PCD即使在高温条件下仍具有较高的耐磨性,但此方法对金 属去除技 术要求较 高,且去除位置、去除量的控制都有一定难度。鉴于去金属触媒技术的难度,国内外研究学者一直在努力寻求性能优良的非触媒粘结剂,目前,多种非触媒粘结剂都能使金刚石聚晶的耐热性和抗氧化性得到大幅度提高。
PCD的热稳定性不仅与晶界物相的类型有关,而且还与晶界物相的性质有很大关系。当晶界物质耐高温时,将能获得热稳定性好的PCD。De Beers于1981年进入PCD市场, 推出Syndrill和Syndax3,Syndax3以陶瓷材料β-SiC为粘接剂,β-SiC不但不能使金刚石逆变为石墨,而且具有与金刚石相接近的热膨胀系数,此外,其化学稳定性高,尤其在惰性气氛中,可允许加热到1200 ℃[31];Si-Ti-B系列粘结剂合成的聚晶金刚 石热稳定 性在惰性 气氛中可 达到1100~1300 ℃[32];以陶瓷材料SiC、TiC[33]、Ti3SiC2[34]作粘结剂 的PCD在一定程度上能够克服热应力开裂而具有较高的热稳定性。 相比传统金刚石聚晶,以上几种结构由于没有直接的D-D键合,所以其耐磨性较差,且强度也有所降低。
国外的研究学者[35,36,37]也采用碱 土金属碳 酸盐 (如CaCO3、MgCO3等)作烧结助剂,此类粘结剂合成的金刚石聚晶的耐热性和抗氧化性都得到大幅提高,在惰性条件下其热稳定性不低于1200 ℃。钻进花岗岩的试验结果表明:其耐磨性优于普通聚晶金刚石钻头,但韧性与强度却所降低。以碱土金属碳酸盐作粘结剂合成的金刚石复合片虽有极高的热稳定性、良好的力 学性能,但是由于 此种方法 的合成温 度 (>2000 ℃)及合成压力(>7.7GPa)条件较高,成本相对较高,因此,此类粘结剂并未在生产中得到广泛使用。
为克服碱土金属碳酸盐粘结剂合成温度、压力较高的缺点,Sumiya.H等[38]利用氧化或双氧化物铁化合 物 (如FeTiO3、Fe2SiO4、Fe3O4等)作粘结剂,在压力7.7GPa、烧结温度1800~2300 ℃、保压15min条件下合成金刚石复合片。 实验结果表明:以FeTiO3或Fe2SiO4作粘结剂,其合成温度为2000℃;以Y3Fe5O12或CoFe2O4作粘结剂,其合成温度为1850 ℃,相比碱土金属碳酸盐类粘结剂,其合成温度显著降低。
除上述方法外,也可通过改变金属Co存在状态来提高PCD的热稳定性。刘衍聪等[39]向PCD中添加1.5%Ti(体积分数)、1%W(体积分数),此类元素的加入既降低了PCD中Co的含量又改变Co存在状态。实验及测试结果表明:在烧结时形成新的固溶体,即TiC-Co、WC-TiC-Co固溶体,此类固溶体能够改变聚晶组织中“孤岛状”Co的存在状态,从而提高PCD的热稳定性,使PCD在惰性气氛中的热稳定性达到1200 ℃。
除粘结剂种类影响PCD热稳定性外,粘接剂的加入量也会对PCD的热稳定性产生较大影响。实践证明,当粘接剂添加量为10%~15%(体积分数)时,金刚石复合片的热稳定性最好,若添加量过高,达到20%(体积分数)时,PCD的热稳定性将明显 变差[40];若无粘接 剂,PCD热稳定性 将更好。Tetsuo.I等[41]在压力12~25 GPa、温度1800~2500 ℃、无粘结剂的条件下,以纯度为99.9995%的纯多晶石墨棒为原材料合成出透明无色纯聚晶金刚石。实验结果表明:此种纯聚晶金刚石 在惰性气 氛中的热 稳定性最 低可达1200 ℃;除高的热稳定性外,此种纯聚晶金刚石在室温条件下的努氏硬度可高达120~145GPa,此硬度等于甚至高于单晶金刚石硬度,并且其即使在800℃时硬度仍高于100GPa,相比之下,单晶金刚石硬度在约300 ℃ 时已剧降为60GPa。此外,此类聚晶金刚石的耐磨性与单晶金刚石基本等同,是一般聚晶金刚石的10~50倍[42]。
硼的加入也会改善PCD的热稳定性,由于硼与碳能够反应生成硼化物,硼化物的存在能改善聚晶金刚石的导热性能,因此,加入适量的硼也是改善PCD热稳定性的有效途径之一。
3结语
纳米聚晶金刚石 篇5
金刚石作为自然界已知最硬的材料,在工业上有着广泛的应用。1973年美国G.E公司成功地研制出聚晶金刚石复合片Compax,引起了世界各国的广泛关注[1,2]。聚晶金刚石复合片(Polycrystalline diamond compacts,简称PDC)是以金刚石微粒与硬质合金基体在高温高压下烧结而成的,这种材料避免了单晶的各向异性,克服了单晶金刚石受冲击易解理破损的缺陷,并具有硬质合金的韧性和易加工的特性。因此PDC在有色金属切削加工、木材加工等方面得到广泛的应用[3,4,5]。
如今切削刀具用金刚石复合片正朝着规格尺寸大型化,质量优化,性能均匀化,形状结构多样化的方向发展[6]。美国的DI公司和英国的元素六公司在该类产品上代表了世界先进水平,他们采用两面顶技术可以生产Ф51mm、Ф58mm和Ф74mm的大直径PDC复合片。近期,国内相关企业也开始采用六面顶压机生产大直径PDC复合片,并且取得了可喜的成绩。我公司采用独特的六面顶技术成功合成出直径为Ф51mm的超大直径聚晶金刚石复合片,并进行了一系列的性能检测,取得了较好的结果。
2 实验
2.1 样品制备
实验采用国产铰链式六面顶压机,利用旁热式组装加热,整体组装结构如图1所示。将混合好的金刚石微粉按图1组装好,在一定的压力和温度下保温一定时间后,先缓慢降至室温后再缓慢卸至常压。取出样品,依次进行喷砂、磨外圆、研磨、抛光等加工。样品最终尺寸为直径≥51mm,总厚度2.0mm,其中金刚石层厚度0.5mm(如图2所示),之后对样品进行超声波无损探伤、超声波测量厚度以及切削试验等检测。
2.2 样品表征
2.2.1 超声波无损探伤
由于金刚石、钴以及硬质合金三者的热膨胀系数相差很大,PDC在高压下烧结完成后的卸压冷却过程中不可避免地会产生热残余应力。残余应力的存在会降低PDC的强度,甚至在PDC内部出现分层和裂纹等缺陷,从而导致PDC失效[7,8,9]。对于内部的缺陷,常规方法很难检测,目前国外检测PDC内部质量主要采用超声波无损检测方法[10]。
四方达采购了目前世界上最新的超声波扫描设备C-SAM(Scanning Acoustic Microscope),该设备运用超声波微成像(Acoustic Micro Imaging)技术,可以精确地检测出20nm厚度的分层,配备特殊软件,还可以测量PDC中金刚石层的厚度分布情况。
图3是具有代表性的三张超声波检测图像,左图是正常无缺陷的情况,中间的是边缘分层的情况,箭头所指的亮环处即为分层的位置,右图是内部有裂纹的情况,箭头所指黑色条纹处即为裂纹的位置。通过实验和试产发现,我们的复合片并未批量出现图中的分层和裂纹等现象。
2.2.2 超声波测量厚度
为了避免在加工和运输过程中出现PCD掉边现象,大直径PDC边缘的金刚石层一般都不外露,这样的处理方法给测量金刚石层的厚度带来了一定的难度,一般的光学测量方法不再适用,只能采用超声波无损检测的方法。
传统的便携式超声波设备只能用A扫描模式对样品进行单点式的厚度测量,而C-SAM可以用C扫描模式加上特殊的软件对样品进行面扫描,从而得出样品整体的厚度分布情况。
图4 是利用C-SAM得出的PDC的金刚石层厚度分布图,图中右侧不同色条代表不同的厚度,左侧则是相应厚度的分布情况。可以看出,图中仅有三种颜色,对应右侧色条的读数能够看出该样品的厚度范围在0.45～0.60mm之间,其中黄色区域占绝大部分(黄色代表0.50～0.55mm的厚度区间),这说明该样品PCD层的厚度绝大部分为0.50mm,金刚石层无明显厚薄不均的现象。
2.2.3 切削试验
将粒度为25μm的四方达PDC刀坯A和国外某著名厂商的PDC刀坯B各取2粒制成T80/4.3型刀片,将刀片装夹在MWLNR2020-K08刀杆上之后,在CAK6185型数控车床上进行切削硬质合金的试验,切削液进行冷却。被切削材料原始尺寸为Ф7.933mm×6.43mm,表1是被切削材料的性能参数,图5是被切削材料试验后的尺寸。
根据被切削材料的粗糙度和尺寸精度来判断刀片是否失效。记录每个刀片最多能加工的合金数量,然后测量刀片的后刀面形貌及磨损量。试验数据见表2
从试验情况看,我公司刀片的使用寿命及后刀面的磨损情况均与国外的持平。
3 结论
利用国产铰链式六面顶压机,合成出直径为Ф51mm的国内最大的聚晶金刚石复合片。超声波微成像分析表明,样品无大批量分层、裂纹、金刚石厚度严重不均等缺陷。切削试验显示,在切削硬质合金时,无论在使用寿命上还是后刀面磨损上,我公司样品均与国外同类产品性能相当。
参考文献
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纳米聚晶金刚石 篇6
聚晶金刚石复合片(polycrystalline diamond compact,PDC)属于新型功能材料,采用金刚石微粉与硬质合金衬底在超高压、超高温条件下烧结而成。它既具有金刚石的高硬度、高耐磨性与导热性,又具有硬质合金的强度与抗冲击韧性,已成为制造切削刀具、钻井钻头及其他耐磨工具的理想材料[1]。PDC是一种超硬难加工材料,普通机械加工方式难以切割,而电火花线切割作为一种非接触式、无显著机械切削力的特种加工方法,已成为PDC切割的主要加工方式之一。在放电腐蚀过程中,高度集中的脉冲放电能量使聚晶金刚石晶粒表面的金刚石石墨化,形成了导电性良好的混合物导电层,为下一周期的放电加工提供了更优良的放电加工条件。
由于PDC中所含聚晶金刚石单晶颗粒不导电,造成WEDM加工较难,极易断丝[2]。国内外学者对此进行了较多的研究,陈姿伶[3]研究了PDC电火花线切割加工的整体性能与工艺参数之间的关系;张高峰等[4]、吴煜等[5]对PDC加工进行了切割机理研究;Suzuki等[6]在聚晶金刚石中加入硼以提高其导电性,获得了较好的加工效果。现有文献中针对PDC高效、高质量切割的研究较多,尚未见工作电极(电极丝)损耗形式和机理研究的报道。因此,研究PDC电火花加工中电极丝的放电和腐蚀机理,探讨其丝损的影响因素,对提高PDC切割效率,降低电极丝损耗,延长使用寿命具有重要研究意义。
1 实验条件与方法
实验设备为苏州宝玛数控有限公司生产的DK7763D型中走丝线切割机;工作液为BM-4水基工作液(浓缩型),按体积比为1∶20与水配制;电极丝为0.18mm钼丝;工作液加注方式为浇注式。线切割具体加工工艺参数见表1。
实验材料为黄河旋风有限公司生产的聚晶金刚石复合片,型号为HHPD025B(线切割专用),直径为48mm,总厚度为2mm,聚晶层厚度为0.5mm,金刚石微粉平均粒径为25μm。
运用DK7763D型电火花线切割机床进行PDC切割加工,获得电极丝不同阶段的电腐蚀试样若干。分别对试样进行超声波清洗10min,再用流动的自来水冲洗干净,最后风干。采用带能谱分析的INSPECT S50型扫描电子显微镜观察电极丝试样表面的显微形貌,并进行材料的成分分析,进而探讨电极丝的损耗机理,寻求丝损的主要影响因素。
2 实验结果与讨论
2.1 电极丝放电损耗机理
PDC中聚晶金刚石层的电火花加工是以金属Co作为初始放电点,通过等离子体压缩通道的高温使切割表层聚晶金刚石石墨化,形成连续火花放电的导电层,促使放电加工趋于稳定和高效。
在电火花线切割加工中引起电极丝损耗的原因众多,从放电能量上考虑,电极丝单次放电的能量公式为
由此可知,影响电极丝放电能量的参数主要有脉宽t、加工电压u和峰值电流i。故在PDC高效切割中,重点研究高电压、大峰值电流条件下,脉宽对电极丝损耗的影响[7]。
如图1所示,脉冲宽度为12μs时,电极丝放电蚀除面半径Rd为20~30μm,深度Dh约为3μm,蚀除面比较平整。分析认为,聚晶金刚石复合片不同于其他切割材料,是由金刚石单晶、WC和少量的黏结剂Co组成,金刚石单晶的熔点高,热导率大(表2),使加工中处于熔融态的材料非常少,放电产生的热量散出快,导致电极丝放电蚀除面半径比较大、深度比较浅[8]。
如图2所示,脉冲宽度为48μs时,电极丝放电蚀除面半径Rd为120μm左右,蚀除面积较大,且极不平整,有许多金属熔滴。这是由于放电时间较长,热传导损失较多,没有足够的爆炸力将熔融态的材料去除,极间来不及消电离,出现二次放电现象,致使电极丝放电蚀除面凸凹不平,进而加剧了电极丝的损耗。
通过实验发现,在其他参数不变的情况下,脉冲宽度对切割效率和电极丝损耗的影响如图3所示。由图3可知,当脉冲宽度小于4μs时,由于PDC没有足够的时间吸收足以使其局部融化的热量,使得放电变得不稳定,切割效率降低,丝损加剧;当脉宽由4μs逐渐增大时,PDC切割效率明显提高,电极丝损耗小幅度增加;当脉宽达到12μs时,PDC切割效率达到最大值5.7mm2/min,电极丝损耗为1.4μm(切割3000mm2);当脉宽大于12μs时,PDC切割效率不再提高,但电极丝损耗却逐步加剧;当脉宽达到48μs后,切割效率大幅度降低,丝损变小。分析认为,这是由于放电能量大,脉间相对较小,产生的热量不能及时传出,导致电极丝表面局部过热,使得能够吸收部分正离子轰击能量的液体保护膜高温分解,大量的工作介质碳化、结块并黏附在电极丝表面,引起电极丝表面脆化,丝径不均匀变细,导致测量数据不能反映丝损实际情况。
2.2 电极丝差动放电损耗机理
电火花放电过程中,由于电极丝的高速运动,放电通道并不是始终在开始击穿的位置附近做高频振动,而是在电场力、磁场力和流体动力等一系列力的作用下,滞后于电极丝的运动,以一定的差动规律移动,从而形成差动放电。
从电极丝(新丝)初始放电腐蚀图(图4a)中,可以看出放电蚀除面为一端较尖、一端较圆的椭圆形蚀除面。当电极丝在脉宽为40μs的单个放电周期内,以10m/s走丝速度高速运动时,电极丝的移动距离为400μm,而此时的放电蚀除面长度Ld不足200μm;当电极丝除去氧化层进入正常放电加工阶段后,放电蚀除面长度Ld略有加长,达到200μm左右(图4b),约为走丝速度与脉宽乘积的1/2[9]。这表明放电通道自形成之后便以差动的方式移动,并由初始的点状放电转化为线状放电,放电蚀除面被明显拉长且深度变浅,这是由于放电产生的热能逐渐加大并趋于稳定造成的[7,9]。
在放电蚀除面周边有溅射的熔瘤,末端的尾瘤最为明显,如图4所示。分析认为,这是瞬间放电力将熔融的合金材料抛离电极丝表面所遗留下来的熔瘤。放电产生的瞬间放电力非常复杂,主要由电磁力、爆炸冲击力、气泡压力等组成[7]。日本学者藤木良三通过试验得出,作用在单位长度电极丝上的瞬间放电力可以表示为[10?13]
式中,β为常数,β=2.05×102μs;α为常数,5×104N/(μs·J);∫t0u(t)i(t)dt为单个脉冲放电能量,J;P为常数,P=2.5×103N/μs;t为放电脉宽,μs;Δ为放电间隙,mm;L为电极丝跨度,mm。
由式(2)可知,瞬间放电力与放电能量成正比关系,随着脉宽和峰值电流的增大,瞬间放电力也会大幅度增加。瞬间放电力在放电过程中会产生很大的冲击波,将熔融状态的线电极合金材料抛离电极丝表面(抛离速度可达100~200m/s),成为电极丝电腐蚀损耗的主要因素。放电结束后,极间迅速冷却,熔融状态的金属会在惯性力的作用下溅射到电极丝表面,形成熔瘤或尾瘤,造成电极丝表面凸凹不平,极易引起二次放电,导致加工不稳定,严重影响加工质量。
差动放电对电极丝损耗的影响较大,可通过调整脉冲电压幅值、减小脉宽、增大脉冲电流峰值,减少工作液的离子量,使间隙状态由动态趋于稳态,放电能量可控并聚焦于PDC切割面,实现快速放电切割,电极丝的损耗可降低1μm左右(切割104mm2)[8]。
2.3 工作介质因素的影响
PDC电火花加工中的聚晶层放电间隙约为8μm,导致间隙流场的面积与体积比极大,产生了电极丝流场的表面效应,工作液黏附在电极丝表面上。通过电极丝壁面的拖曳作用,带动工作液在间隙中流动,促进电蚀产物的排出和工作液的更新[14]。电火花放电间隙流场示意图见图5。
图5中,v0为电极丝走丝速度,H为加工间隙,u(v0,y)为极间各点的流速[14]。
加工过程中,阳极金属溶解,阴极表面生成气体,因此工件加工表面附近的溶液中金属溶解产物含量较高,电极丝表面的溶液中气体含量较高[14?15]。
研究发现,在高温条件下,聚晶层中的金属触媒Co促使聚晶金刚石中的金刚石石墨化和氧化,并产生CO2和CO气体[16],在阴极表面形成绝缘的气泡桥或是空穴,使电极丝失去工作介质液体保护膜的保护,而造成电蚀损伤。此外,在金刚石石墨化和阴极气泡聚集两者共同的作用下,电极丝壁面对工作液的拖曳作用变小,无法及时有效地排出电解粒子和气泡等电蚀产物,容易引起电极丝二次放电,加剧电极丝损耗[14]。
为解决工作液的极间进入量不足,电蚀产物排出困难的问题,在线切割上下支架上加装了贴附式高压同轴喷液系统(图6),高压喷液对切割效率和丝损的影响如图7所示。
在脉宽为12μs、脉间为60μs、峰值电流为30A的加工条件下,当喷液压力为0.2MPa时,切割速度为19.35mm2/min,电极丝损耗为1.5~2μm(104mm2切割量),较常压喷液方式切割效率提高了51.6%,丝损降低了15.2%。喷射压力小于0.2MPa时,切割效率逐渐降低,电极丝损耗逐渐增大。喷射压力大于0.2MPa时,切割效率变化不大,电极丝损耗略有增加。分析认为,PDC电火花切割加工极间工作液进入量与工作液的流速和喷液的初始压力有关。在其他切割工艺参数不变的条件下,采用贴附式高压喷液方式,使喷嘴贴附在PDC表面(没有喷液间隙),大大减少了压力损失和工作液的溅射,消除了工作液的泡沫化,增加了极间工作液的进入量和流量,改善了极间加工条件。
2.4 电蚀粒子密度因素的影响
在研究PDC多次切割加工时,发现电蚀粒子密度对电极丝的丝损有重要影响。
线电极壁面与电蚀粒子-工作液两相流的摩擦阻力系数为[10]
式中,CV为电蚀粒子容积浓度;Δ为放电间隙;μf为电介质工作液的黏度;r为电极丝半径;s为单边进给量;j为切割次数;U为工作液平均流速;ρe为电蚀粒子密度;ρ为工作液密度。
在加工过程中,由于电蚀粒子不能及时被工作液带出,经过反复高频脉冲放电,会导致工作液中的电蚀粒子的密度逐渐升高,电蚀粒子和工作液两相流体的黏度也会增大[17],这必然会影响加工稳定性,增加电极丝损耗。
从图8可以看出,电蚀粒子密度ρe=11.34×103kg/m3时,多次切割呈现摩擦阻力系数Cf随着电蚀粒子容积浓度CV增大而先减小后增大,当CV达到门槛值0.225左右时,摩擦阻力系数Cf最小。此时,放电腐蚀粒子数量较少,既能避免二次放电,又能降低电极丝损耗[10]。
2.5 电极丝镀覆因素的影响
图9为电极丝表层能谱图,通过扫描电镜的能谱分析发现,在电极丝表层覆着一层由C、Co、W等元素组成的镀覆层,厚度为1~2μm。通过试验发现,镀覆层较平整、牢固(图4),表明由放电爆炸力产生的相互溅射不是镀覆层形成的主要方式。分析认为,在电化学反应中阳极金属发生溶解,溶液中的金属离子通过扩散和电迁移到阴极金属表面,并沉积在电极丝表面,形成均匀、致密、结合力良好的电镀层,该方式成为镀覆层形成的主要方式[18]。由电极丝能谱分析可以看出,形成的镀覆层非钼元素含量较高(质量分数达40%左右,原子数达80%左右),表明电极丝阴极沉积较明显,可有效补偿钼丝的损耗,延长其使用寿命。
3 结论
(1)金刚石单晶熔点(3550℃)高,热导率(13.8W/(cm·K))大,致使放电加工中处于熔融态的材料少,产生的热量散出快,在差动放电条件下,电极丝蚀除面长度Ld约为走丝速度与脉冲宽度乘积的1/2。
(2)电参数和冲液条件是影响电极丝损耗的主要因素。通过调整脉冲电压幅值、减小脉宽、增大脉冲电流峰值,减少工作液的离子量,改善了极间放电条件,切割效率可达19.35mm2/min,电极丝损耗可降为1.5~2μm(104mm2切割量)。
(3)采用贴附式高压同轴喷液方式,可有效增加极间的工作液进入量和流速,提高电解粒子和气泡等电蚀产物的排出,切割效率最高可提高51.6%,丝损最低可降低15.2%。
(4)合理的电蚀粒子容积浓度CV,可有效减少放电产生的电蚀粒子数量,避免二次放电,降低电极丝损耗。