预合金粉（精选八篇）
预合金粉 篇1
随着市场竞争越来越激烈,冷压烧结金刚石锯片由于成本低产量大的特点,应用也越来越普遍。传统的冷压烧结锯片采用单质粉末混合经无压烧结而成,这就使得冷压锯片长期以来一直存在着安全性能不高,烧结后合金化低,断面比较粗糙,胎体硬度低,对金刚石的把持力比较差等诸多不利因素[1]。
为了弥补这些缺陷,我们通过引入预合金粉末来加以改善胎体性能。预合金粉料是根据各种性能需要把各种需要的金属经过合金化工艺处理得到的,可以弥补单质金属粉末简单的机械组合所存在的一些缺陷。我们用预合金粉整体替代原配方中的相同组分,通过试验证明了预合金粉末对胎体性能的改变[2]。
2 试验
通过在原配方中加入特定的合金粉末,先做成40×10×5(mm)的刀头节块(不加金刚石),测试其抗弯强度、洛氏硬度、磨耗;同时做Φ105mm冷压干片,烧结完成后,测试其洛氏硬度、抗弯强度以及锯片的切割性能[3]。
2.1 试验准备
设备:三维混料机 TLHL-22003 0.25kw
自动冷压成型压机 VCP-30 12kw
冷压成型压机 CMH-300E1
烧结炉 GHL-600-1 60kw
自制开刃机 CH00L
抗弯检测仪 YAW-300B
自制磨耗测试砂轮机 CH023L
手提式切割机(12000r/min)
原材料:铜粉(200目,纯度大于99.5%)、镍粉(200目,纯度大于99%)、锡粉(200目,纯度大于99%)、铁粉(200目,纯度大于99%)、钴粉(400目,纯度大于99%)、锌粉(200目,纯度大于99%);预合金粉,代号为B(采用水雾化合金生产工艺,粒度为250目);福建635花岗岩(64cm×1.8cm)。
原组分:金属胎体组分为Cu40%、Fe40%、Ni8%、Co5%余量的锌粉、锡粉,代号为A;预合金粉(成分以及比例与原配方相同),代号为B;金刚石为黄河旋风的牌号是HWD60,粒度为40/45,金刚石浓度为15%。
2.2 生产工艺
采用先预压成型后冷压烧结的工艺;在氢气气氛中烧结,烧结温度840℃±20℃,保温4个小时后,冷却出炉。
按照所需粉料称金属粉料和金刚石,混料,混匀后,进行压制成型,成型后进行冷压无压烧结,制成规格为40×10×5(mm)的节块刀头各12只,以及Φ105冷压干片(刀头尺寸:1.8mm×7mm)各6片,对每种刀头和锯片进行洛氏硬度和抗弯强度的测试,并查看其断面;并对其进行性能测试[4]。
2.3 节块刀头的试验及数据分析
断面镜像如图1、图2所示:
随着预合金粉末加入量的增加,胎体硬度变化如图3所示,强度变化如图4所示。
2.4 Φ105mm烧结片的性能测试
将标号为1、2、3、4、5、6的烧结锯片Φ105mm干片(刀头尺寸:高为7mm,厚度1.8mm)开刃后,进行性能测试,并做切割实验。切割材料为64×1.8cm的福建635花岗岩石材,切割机器用手提式切割机(转速为12000r/min)加水切割试验[5],切割报告见表3:
3 结论
从实验结果我们可以看出,预合金粉末的加入对金属胎体性能的改变,具体如下:
1. 随着预合金粉末含量的增加,胎体的硬度不断增加,烧结后断面更加致密,进一步提高了对金刚石的把持力[6],提高了锯片的锋利度以及使用效果。
2. 随着预合金粉末含量的提高,刀头的耐磨性也随之提高,从而增加了锯片的使用寿命。
3. 随着预合金粉末含量的增加,胎体的抗弯性能不断增强,锯片的安全性能进一步提高[6]。
参考文献
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[5]谈耀琳.金刚石锯片锯切石材过程中的磨损分析[J].超硬材料工程.
预合金粉 篇2
利用LY12CZ板材试件进行未腐蚀试件及预腐蚀后试件的二级加载及随机谱加载的.疲劳和腐蚀疲劳试验,分析疲劳损伤累积的演化规律,发现LY12CZ板材试件纯机械疲劳与腐蚀疲劳累积损伤规律基本一致,且均为非线性;预腐蚀后试件与未腐蚀光滑试件高-低、低-高加载累积规律差异较大,并呈现出相反的结果;Miner理论能较好的适用于随机谱下的纯机械疲劳及腐蚀疲劳寿命估算.
作 者：匡林 杨晓华 张玎 卞贵学 KUANG Lin YANG Xiao-hua ZHANG Ding BIAN Gui-xue 作者单位：匡林,KUANG Lin(海军航空工程学院青岛分院,青岛,266041;海南陵水91685部队,陵水,572425)
杨晓华,张玎,卞贵学,YANG Xiao-hua,ZHANG Ding,BIAN Gui-xue(海军航空工程学院青岛分院,青岛,266041)
预合金粉对金刚石节块性能影响研究 篇3
金刚石锯切工具是目前我国金刚石工具中占比例最大的产品之一, 而金刚石工具中的金属粉末又是整个节块中占比例最大的一部分。金刚石锯切工具通常是通过冷压烧结工艺或热压焊接工艺来完成生产的。在使用单质混合粉生产金刚石工具的过程中, 常出现烧结温度高、流料量大、晶粒长大或欠烧等现象。随着市场对金刚石工具质量要求的提高和生产成本降低的需要, 金属粉末越来越多地从最初的单质粉末发展到预合金粉末。预合金粉末的使用具有许多单质金属粉末不具备的优点, 本文以市场现有的几种铁铜合金粉末为例, 通过进行对比实验, 试图说明在使用预合金粉末替代单质混合粉末的过程中节块性能的变化特点, 并认为不能只是单纯更换粉末, 而应该从工艺上和配方上都进行适当调整, 才能满足产品原材料更新换代的要求, 实现产品质量的提高。
2实验
2.1原材料
Cu粉 , 电解法, -300;Fe粉, 电解法, -300;Sn粉, 雾化法, -300;Co粉, 还原法, -300;Cr粉, 还原法, -300;663青铜粉, 雾化, -300;X3-320, 雾化 (氧含量≤0.5%) , -300;X3-330, 雾化 (氧含量≤0.5%) , -300;X3-340, 雾化 (氧含量≤0.5%) , 300;液体石蜡。
2.2实验仪器设备
洛氏硬度 计, HR150;材料万能 试验机, GHT4504;真空热压机, RYJ-2000K。
2.3实验
实验过程在相同的配方与工艺下对完全为单质混合粉料与主要为预合金粉料的配方进行并行实验。实验配方为 (FeCu) 80Sn4Ni4Q6638.5, 其它余量。
工艺过程:原材料粉末―配混料―装石墨模―真空热压―表面清理—硬度检测—强度检测。
热压工艺曲线如图1。
3实验结果与讨论
3.1合金粉使用前后的对比
320合金粉和330合金粉是含铜分别为20%和30%的基础预合金粉末。通过与使用单质混合粉的节块同步实验进行比较 (图2~图5) , 发现在相同的配比与工艺条件下, 无论是哪一种预合金粉末, 在使用后, 节块强度和硬度均远高于使用单质的粉末。可以确相信, 这种结果与原材料预合金粉末的预合金化导致的合金硬度与强度高有直接的关系。另外在热压过程中, 预合金粉末的使用几乎不需要在铁铜两种主金属之间进行明显的扩散, 直接表面形成类似单元系的烧结颈即可完成, 所以在热压过程中, 可以认为预合金粉能大大缩短烧结时间, 合金化程度明显提高。根据实验数据可以看出, 对于某一预期力学指标的实现, 在相同的力学性能要求下可以通过较低热压温度来获得单质混合料高温时才能实现的性能, 也可以在相同的条件下通过缩短热压时间来完成。在实验中还发现使用纯单质粉末热压时经常出现的流料现象使用预合金粉末后明显减少。
3.2预合金粉中铜含量变化对节块性能的影响
图6、图7是X3-320、X3-330、X3-340三种不同预合金粉横向试验对比结果 (热压温度760℃) , 性能比较均在预合金粉 末比例在80% 的情况下进行。全单质粉试验时各元素含量与用预合金粉时的组分保持完全相同。预合金中含铁量越高, 节块的硬度越高, 但节块强度并不与铁含量的增加而同步提高, 反而在适量时如X3-330预合金粉强度较高;单质混合粉中铁含量越高, 强度和硬度都有所提高但变化幅度不大。这说明铁铜两种成分, 在合适的热压条件下, 成分比例的变化对硬度影响不大, 重要的是强度的变化;另外, 从强度实验结果看, 使用预合金粉后节块的性能和纯单质粉混合料时单成分原料量的影响都有所变化。所以, 对每一种型号的预合金粉使用结果不能用原来的单质粉的作用进行推断。
图7不同类型的预合金品种使用前后硬度的比较 (T 烧=760℃) Fig.7Influenceofdifferenttypesofpre-alloypowdersontherigidityofsegments (T 烧=760℃) A--X3-320合金粉组合料;B--X3-330合金粉组合料;C--X3-340合金粉组合料
4结论
经过一系列实验数据分析可以得出如下结论:
(1) 预合金粉在热压过程中由于合金化程度高, 晶粒细小, 节块的抗折强度与硬度要远高于使用单质粉, 用预合金粉替代单质粉可以大大降低热压温度或热压时间。
(2) 铁铜组合形成的料与铁铜预合金粉在铜含量20%~40% 之间, 热压烧结后对节块的硬度影响很小, 而对抗折强度的影响较大, 预合金粉中30%铜含量时强度最高。
参考文献
[1]方啸虎, 刘瑞平, 温简杰, 郑日升.预合金粉末技术与Fe基预合金粉的研究进展[C].2009中国超硬材料行业技术发展论坛论文集, 2009.
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[3][日]长崎诚三, 平林真.二元合金状态图集[M].北京:冶金工业出版社, 2004.
[4]徐浩翔, 麻洪秋, 罗锡裕, 等.雾化预合金胎体粉末的制备及其在金刚石工具中的应用[J].金刚石与磨料磨具工程, 2004 (1) .
预合金粉 篇4
上世纪90年代, 比利时、法国以及德国等国家的相关公司先后研发了超细铁-钴-铜等系列预合金粉末, 实用表明, 采用这些胎体粉末, 即使在减少稀缺金属钴含量的情况下, 胎体对金刚石仍然具有良好的把持力。由此, 这些超细铁-钴-铜等系列预合金粉末便获得了产业化的应用。针对国内金刚石工具的实际情况, 我国相关单位, 如上海材料所、中国地质大学、中国矿业大学、中南大学、安泰科技、有研粉末以及湖南冶金材料院等单位, 也陆续开展了预合金粉末的研发及应用的研究, 并获得了相应的成果[1,2,3]。这些成果为我国金刚石工具大规模应用预合金粉末奠定了基础。
近十年来, 为了适应我国金刚石工具胎体用铁铜基预合金粉末快速发展的需求, 相关单位加快了采用具有投资少、成本低、污染小且易于规模化生产等特点的水雾化工艺法, 进行以铁铜为主的预合金粉末的生产, 以扩大其生产规模。据不完全统计, 2014年国内铁铜基预合金粉末的年产量已超过五千吨, 主要生产厂家有河南黄河旋风、雅豪新材料科技以及湖南冶金材料院等, 另有一些厂家也在新建相应的生产线, 并开发了相关品种。这一发展态势表明, 我国已经形成了自有特色的金刚石工具胎体粉末系列, 并为促进我国成为世界金刚石工具的“制造大国”作出了重要贡献。
湖南冶金材料院自上世纪90年代起, 便加大了对金刚石工具用的铁铜系列预合金粉末的系统研发与产业化生产的投入[3,4], 目前已建立了多条生产线, 批量生产金刚石预合金胎体粉末系列。多年来, 我们在不断拓展市场应用时发现, 同一种产品, 不同的用户, 总是会对其质量的表征项目 (如化学成分、氧含量、粒度、松装密度等) 及其指标提出不同的要求。为此, 我们不得不分别采用不同的生产工艺及后处理方法等措施以满足其需求。产需双方因质量表征项目及其指标参差不齐所造成的困扰, 已越来越受到业内研究人员的关注。对此, 我们十分赞同业内有识之士所提出的建议, 即, 应尽早推动制定相关粉末行业技术标准, 统一并完善现有质量表征项目及其指标, 以便为工具的设计与制造提供有力的支撑, 进而为促进我国金刚石工具性能的提高和稳定打造更加扎实的基础。
为了促进此项工作的开展, 希望我们以下的观点, 能起到抛砖引玉的作用。欠妥之处, 还望得到同仁的赐正。
2 制定行业质量标准的几点看法
2.1 条件基础
经过多年的共同努力, 目前我国水雾化铁铜基预合金粉已取得快速发展, 尤其是FeCu30、FeCu40等基础粉末, 年产量约4~5千吨, 已成为金刚石工具最主要的原料粉末之一, 我国金刚石工具以铁铜基为主体的胎体体系已经形成, 其制造与应用技术也已趋于成熟。此外, 关于粉末各项质量指标 (如粉末的化学成分、氧含量、粒度及其组成、松装密度、颗粒形貌以及压制性能等) 对金刚石工具制作过程及使用性能的影响等问题, 也已进行了大量试验研究[5,6,7,8,9,10], 不少质量项目, 己经被产需双方作为质量验收的依据。这些研究与应用的成果, 为制定行业质量标准提供了基础条件。另外, 一些技术力量强、装备条件好的企业, 先后积累的相应企业质量标准, 也可为制定相应的产品质量行业标准提供很好的借鉴。
其次, 人们通常会将某一行业的质量标准视为行业产品质量的统一基础水平。同时, 基于标准的推荐性, 它不会阻碍各自企业为了满足高端用户的需求, 另行制定并实施比行业质量水平更高的标准。因而我们相信, 通过贯彻相应行业质量标准, 不仅能有效促进我国金刚石工具性能的全面提高与稳定, 同时亦会为进一步攻克至今尚难全面满足的用户质量需求 (如较大幅度改善其压制性能等) 以及今后不断提升行业质量标准水平留下发展的余地。
再者, 产品质量的提高是无止境的, 为了方便使用, 对产品的质量项目及其指标要求也是多种多样的。只是有些要求受制于现有制造工艺以及装备的局限, 并非一蹴而成。我们不能期待在这些问题取得突破之后, 再行制定产品质量的行业标准。因此目前某些质量指标尚存在不如意的情况, 应该不成为妨碍我们尽快着手组织制定行业标准的问题。
综上所述, 笔者认为, 制定水雾化铁铜基预合金基础粉末质量行业标准的条件已经成熟, 制标工作有必要提上议程。
2.2 制定与实施行业质量标准的效益分析
首先, 制定与实施行业质量标准有利于制粉企业稳定生产工艺, 并为稳定粉末质量创造良好条件。水雾化铁铜基预合金粉末的质量控制, 涉及多个环节, 包括精选原材料、合理配投料、严控熔炼与雾化工艺以及后处理工艺等。每个环节参数控制的误差度及其累计率的差异都会或多或少地影响最终产品的质量。有了规范统一的质量标准, 制造者便可通过工艺试验, 找出各个工序确保最终产品质量的最佳参数, 并以此制定工艺操作规程, 既方便操作者重复执行, 也有利于现场管理者对工艺纪律的监督, 从而为稳定最终产品质量提供了有力保障。
生产工艺稳定性是确保产品质量稳定的基础, 而产品质量的规范统一化又为工艺的稳定性提供了必要前提条件。生产工艺与质量的规范化, 两者之间相互促进方可产生良性循环。这正是规模化、批量化的生产所必须的条件。也就是说产品质量的标准化, 确保了工艺的稳定性, 从而为生产厂家批量化、规模化生产提供有力保障。而规模化大生产则为生产企业提高与稳定产品质量, 提高经济效益提供了最有效的途径。
其次, 对于使用水雾化预合金粉末金刚石工具厂家来说, 有了行业质量标准, 将不用再被动地接受产品, 而是可以依据规定的质量标准, 选择适合自己应用的牌号, 并可直接通过检验相关质量项目来判定产品是否合格, 为规范的原料粉末采购提供了保障。同时, 稳定的粉末质量也为制备高性能、高稳定性的金刚石工具产品提供了必要的基础条件, 从而有助于提高市场竞争力并取得相应的经济效益。
最后, 统一规范的质量检验标淮, 还为供需双方洽定合同条款提供了方便, 避免了因质量偏差的误判而导致的质量纠纷。规范化的质量检验工作, 亦可优化质量检验作业, 提高工作效率, 节约人力物力, 从而降低产品成本。
3 对水雾化铁铜基预合金粉末行业质量标准具体内容的建议
至今我国已制定了不少的金属粉末行业质量标准, 如电解铜粉, 其国家质量标准曾于2007年再次进行了修改[11], 由于此粉末已大量应于金刚石工具, 故其具体内容对于制定本文拟议中的标准应具有较好的借鉴作用。
以下是我们对制定水雾化铁铜基预合金粉末行业质量标准具体内容的建议, 仅供参考。
3.1 主要技术条件及要求
金属粉末的技术条件通常包括:化学成分、粒度及其组成、松装比重、流动性、压制性、理论密度、颗粒形貌等。
化学成分包括组成元素、氧及主要杂质等含量的重量百分比及其允差范围;
组成元素及其含量系材料最基本特性, 对于金刚石工具的各项性能 (含机械、物理, 特别是实际使用性能) 起着重要的作用。要指出的是, 生产不同批次粉末时其成分的准确含量, 因加工工序多, 影响因素复杂, 通常与目标的额定值存在一定的偏差, 并且此偏差对工具性能稳定性的影响程度并不亚于其成分重量比的额定值, 因此, 标准中通常还要标明其允许波动的范围。
氧含量对金刚石工具性能的影响已经有了较为全面的研究[8,9], 粉末颗粒表面氧化物的存在, 阻碍了颗粒间的界面结合, 也影响了金属粉末颗粒与金刚石的接触, 从而大大降低了胎体的结合强度以及对金刚石的把持力。研究表明, 当水雾化铁铜预合金粉末的氧含量超过5000×10-6时, 将对工具的使用性能产生较大的负面影响, 当氧含量≤4000×10-6时, 工具的使用性能和寿命得到较大改善。通过应用研究, 我们建议将水雾化预合金基础粉行业标准的氧含量定为 (3000±500) ×10-6。
杂质含量对产品性能也有较大的影响, 它取决于制粉时选用的原材料质量品级。故也应该有明确的规定, 并通常以≤wt﹪表示。
松装比重是粉末质量的重要项目之一, 对粉末的压制成型性有着很大的影响, 应当标明其绝对值及允差。压制成型性差是影响水雾化预合金粉末进一步扩大用量比例的瓶颈。为了改善混合粉料的成型性, 一般需要加入其它方法生产的单质或合金粉末进行调节。现阶段对铁铜预合金粉末的松比值标准建议为≤3.5g/cm3。
粒度及其组成是粉末技术条件的重要内容。对于金刚石胎体基础粉末, 粒度及其组成是预判其成形性、压缩性及烧结活性等的重要因素, 因此, 应该对此指标及其检测方法作出详细规定。现阶段通常要求铁铜基预合金粉末的粒度小于48微米 (300目) , 其中大于48微米的粉末应≤5%。对此项指标, 有的单位用筛分析、激光粒度等多种测试方法得到的数据来分别表示, 受到用户的欢迎。
颗粒形貌一般指粉末颗粒的形状和表面状态, 对其压制性及烧结性影响较大。水雾化预合金胎体粉末颗粒中通常既有棒状、树枝状等不规则形粉末, 又有少量不利于压制的球形、类球形等规则形粉末。尽量减少球形和类球形粉末是水雾化预合金胎体粉末的发展方向。建议规定其颗粒形貌为不规则状, 对于超细粉末, 还应描述其聚集状态等。建议采用适当的标准图片, 以便更形象地得以表述。
理论密度是提供工具设计计算投料量的依据。通常是按照预合金粉末的牌号标准成分的额定值 (也即中间值) 的比例计算而得的。如能通过检测其实际生产样品的量值, 便可找出与上述额定值的偏差。此偏差值的大小, 则可表明该批合金粉末元素的实际化学成分组成的准确度。 (注:此数据有利于计算粉末投料量的准确度, 或可作为标准的附件, 供参考执行。)
此外, 关于粉末烧结活性度的数据, 诸如, 不同烧结温度下获得的机械、物理性能之变化曲线等。笔者以为, 这些特性并非粉末自身固有, 不仅受到热压温度、压力及参数变化过程的影响, 还与胎体合金所达到的致密度与组织结构等状态密切相关。因此, 对于这些非粉末自身的特性, 建议通过销售技术服务的相关参考资讯, 进行有针对性的传递或许更为合理。
3.2 测试方法
行业标准中测试方法的确定十分重要, 它决定着检测方法的适用性和检测值的准确性, 而测试方法专业性较强, 建议制定标准时应有相关检测方面的专业人员参加, 以达到标准规定中检测方面内容的正确性及权威性。
对于水雾化铁铜基预合金粉末测试方法, 笔者参考其他粉末产品标准, 建议包括:粉末冶金用粉末的取样方法 (GB5314) 、粉末化学成分分析方法 (GB223) 、粉末氧含量测定 (GB4164) 、粉末松装密度的测定 (GB1479) 、粉末粒度及粒度组成的测定 (GB1480) 、颗粒形貌 (显微镜) 等。
3.3 检验规则
产品的质量检验应由生产厂家的质量检验部门进行, 并出具质量报告单。用户收到产品应对其进行复检, 如有异议应在双方约定日期前提出, 如检验结果不符合规定, 应对不合格品项目取双倍数量的试样, 按测试方法的规定进行复检, 如仍有不符合本标准规定的, 则该批产品判定为不合格。
4 结语
目前水雾化预合金粉末品种多、质量参差不齐, 已经对胎体粉末乃至金刚石工具的发展造成制约, 加速制定水雾化铁铜基预合金基础粉末的质量行业标准, 不仅必要而且已具备了条件。制定质量标准范围, 既是粉末生产厂家为控制产品自身质量的通常手段, 也是金刚石工具厂家作为预判该粉末可否采用的重要依据。
同理, 对于已大批量用于金刚石工具上的其他金属粉末, 笔者希望也能早日制定出相应的行业质量标准, 并且相信通过制定并贯彻这些行业质量标准, 必能为提高我国金刚石工具的性能及性能的稳定性起到积极有效的作用。
我们期待此文在起到抛砖引玉作用的同时, 更企盼业内相关协学会组织及有识之士, 能共同为促进加速开展此项标准化工作出谋划策, 作出努力。
参考文献
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预合金粉 篇5
2.6 激光焊接锯片的脱脂、抽真空和氮气保护下的烧结
我国引进的激光焊接锯片的生产工艺中, 多采用制粒和全自动冷压机压制刀头, 烧结时多采用DSP475, 510/515烧结机进行烧结, 此时采用脱蜡, 抽真空, 充入保护气氛 (N2) 进行烧结, 既提高了石墨模具的寿命, 又充分保证了刀头的烧结质量, 其典型的烧结工艺曲线见图10。
2.7 氢气/氨分解气氛保护下隧道式连续热压烧结炉
早期的隧道式连续烧结炉在炉内不能加压, 而在出炉后, 在炉口附近安装一冷压机, 将出炉产品加压, 故质量不够稳定, 产品密度、硬度不理想。现北京极度金刚石科技有限公司推出的隧道式连续热压烧结炉, 炉管四面加温, 炉道温度场均匀, 温差可控制在±1℃左右。设置有七段温区, 即三段预烧区、四段烧结区, 在热压区实施热压烧结, 有效地提高了烧结密度、硬度与金刚石的把持力, 因而有效改善了金刚石工具的使用性能。整个烧结工艺由PLC工控器精确控制。故能有效控制产品质量的长期稳定性与重复性生产。由于精确的热压烧结与可控冷却工艺的调整及采用新型热压模具, 故可有效调节金刚石工具烧结后的刀头硬度、基体硬度及基体平整度, 使金刚石工具整体动平衡、静平衡系数得到有效控制, 保证了产品的稳定性与重复性生产。
该设备从装卸模具到操作设备仅需1人, 生产效率高, 以Φ150电炉为例, 日产Φ115mm热压锯片3000片, 冷压烧结锯片6000片, 能大幅度提高能源的利用率与生产效率, 节能降耗, 有效降低产品的制造成本与性价比。厦门宇信金刚石工具公司生产使用的Φ350型连续热压烧结炉, 其技术性能见表5。
3 不断完善预合金粉末的性能, 以满足金刚石工具应用的需求
3.1 雾化法中气雾化生产的预合金氧含量更低
资料[12]表明:水雾化生产的预合金粉末, 细粉所占比例较大, 而气雾化生产的合金粉末粒度范围分布更窄。粒度均匀性更好。气雾化粉末呈规则球形, 而水雾化粉末呈不规则状。水雾化粉末中O、C、Mn含量远大于气雾化粉末, 其中O2含量为气雾化粉末的20倍 (见表6) 。
3.2 改进水雾化喷嘴结构, 完善工艺参数, 将进一步降低氧含量
资料[13,14]表明, 为了达到更细的雾化效果, 对喷嘴部分进行改进, 采用主副两套喷嘴, 均为两向塞式板状流V型喷射, 扁面角度15°, 两者互成90°布置, 喷射顶角不同, 主喷嘴焦点在上, 顶角为40°, 单喷嘴流量为30L/min, 副喷嘴焦点在下, 顶角为30°, 单喷嘴流量为20L/min, 通过副喷嘴不仅可以实现对液滴的二次粉碎, 并起到冷却作用, 提高冷却速度, 进而提高细粉收得率, 且使产出的粉末形状趋于不规则化, 降低粉末的松装密度, 提高压制性能。
提高水雾化的压力, 增设氮气保护装置, 在适当的漏眼直径、过热度条件下, 试制出低氧含量的超细预合金粉, 300目以细粉末获得率达90%以上, D50>10μm, 氧含量在2300×10-6以下。见表7、表8。
3.3 优化预合金粉的还原工艺参数, 进一步降低氧含量
资料[15]对8组不同水雾化FeCu30预合金粉的试验研究表明:随着还原温度的升高, FeCu30水雾化预合金粉的氢损和松装密度降低, 烧结密度和抗弯强度提高, 硬度逐渐均匀, 产品的压缩性与成型性得到显著改善, 650℃～700℃还原时粉末性能趋于稳定。不同还原温度下粉末的氢损与松装密度见表9。
对于不同组分的预合金粉, 必须优化其还原工艺的参数, 以便实现粉末的良好的压制性与成型性, 合理的氧含量, 产品的良好的使用性能, 如硬度、密度、抗弯强度、抗冲击性, 其最终产品必须满足BS En 13236:2001安全标准。还原工艺参数包括:还原温度, 还原时间 (推舟速度) , 每舟的装料量与装料高度, 还原气氛的质量等。
3.4 制取良好的粉末形貌, 提高粉末的压制成型性
粉末的成形性主要受颗粒形状与结构的影响[16]。粉末颗粒松软, 形状不规则, 压紧后颗粒间的联结增强, 成形性就好。如还原铁粉的压坯强度就比雾化铁粉高, 在评价粉末压制性时, 必须综合比较粉末的压缩性与成形性。一般说来, 成形性好的粉末往往压缩性差, 而压缩性好的粉末则成形性差。
而粉末的形状与结构与粉末预合金粉的制出方法有关, 图11a、b为伏龙江公司TF系列预合金粉形貌, 图11c为Dr.Fritsch (飞羽公司) Master Tec-1预合金粉形貌图, 11d为某公司水雾化预合金粉形貌。a、b、c三种预合金粉压制成形性好。水雾化预合金粉多为球形与不规则形状, 压制成形性差, 在常规冷压成形过程中, 不易脱模, 成品率低, 工人不愿使用, 影响工人的经济收入。
3.5 粉末细化与超细化, 提高粉末的烧结性能
笔者对三种不同生产方法获得的FeNiCo预合金粉 (Dr.Fritsch德国飞羽公司湿法冶金法获得的Master Tec-1、Master Tec-2, 伏龙江公司多金属电解沉积法获得的TF-110、TF-120及另一公司水雾法获得的CSF-01粉) 进行了X-RAY衍射物相分析 (见图12) 。结果说明三者都形成FeNiCo预合金粉, 但它们的性能则不同 (见表10) 。
由图12和表10可见, 不同生产方法获得的FeNiCo预合金粉性能也不同。Master Tec-1、Master Tec-2采用湿法冶金生产, 性能优异, 但价格昂贵, 仅在欧洲市场获得应用, 在国内未曾开拓市场。CSF-01水雾化生产的FeNiCo, 含Ni、Co各为20%左右, 成本下降有一定困难, 但形貌以球形为主, 冷压成型性差。TF-110、TF-120采用循环再生利用方法生产, 价格上有竞争优势, 性价比好。粒度较细, 烧结活性大, 烧结温度可降低50℃～80℃, 硬度高, 成形性好。
3.6 以En13263安全标准为基础, 建立自己的企业标准与行业标准
CEN发布的En13236是针对超硬材料工具安全性能的一套安全标准, 并得到欧美和亚洲日本与韩国等金刚石工具行业认同, 并获得推广, 且逐渐成为超硬材料工具的国际标准[17]。En13236涉及对金刚石圆锯片的要求:速度安全系统的要求。金刚石锯片高速旋转时产生的离心力可能导致锯片产生永久变形而引起外径增大, 也可能导致刀头变形破裂或脱落。En13236对此提出的安全系数必须满足表11的要求。
对于切割沥青、混凝土、天然石材和人造石的金刚石圆锯片, 对于不同规格锯片其基体厚度应满足表12的要求。对于激光焊接锯片基体热处理应达到HRC36±3, 对于烧结基体热处理后应达到HRC43±3。
刀头与基体的结合强度, 对于刀头结块型焊接与烧结锯片, 刀头与基体的结合强度或刀头强度应满足以下最小抗弯强度σb的要求:
对用于手持式切机的金刚石锯片:由σb≥600N/mm2 (公式1)
对用于固定式或移动式切机的金刚石锯片:σb≥450N/mm2
检验按图13方式进行, 按1%比例进行破坏性检验。
刀头与基体结合处扭矩为:Mb=F×LF/103N·m (公式2)
刀头与基体结合处为弯曲应力为:
σb=σMb/ (Lv×E2) N/mm2 (公式3)
刀头与基体结合处断裂时最大施加力为Fmax, 最大扭矩为Mbmax
则抗弯强度为:δb=6×Mbmax/ (Lv×E2) N/mm2 (公式4)
对于连续式 (湿切) 锯片, 刀头与基体的结合强度或刀头强度应满足以下最小扭矩Mb。
Mb≥F*D/2 (公式5)
式中F=125N, D——锯片外径
检验方法见图14, 按1%比例进行破坏性试验。
我们必须从刀头配方设计, 采用的粉末/预合金粉, 烧结工艺等综合措施满足En13236安全标准要求, 并以此为依据建立自己的企业标准与行业标准, 才能保证我们产品的质量, 满足国内外市场需求。
3.7 进一步完善金属粉末/预合金粉生产工艺流程, 做到环保无污染
要做到金属粉末/预合金粉的生产工艺流程在合理的湿度, 温度下进行, 实现每个环节的密闭连续, 防止生产过程中的氧化、污染, 实现环保生产最为理想与重要。国内外铁鳞还原法生产的还原铁粉工艺流程就满足了上述要求。Dr.Fritsch (飞羽公司) 粉末事业部生产车间, 可值得我们借鉴与参考。生产车间清洁, 无污染无粉末外露与大气接触, 各工序间密闭连接, 保证了产品质量。
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预合金粉 篇6
目前, 国内外对于铝合金新型材料的研究力度正不断加大。本文中的新型铝合金具有优良的室温强度、硬度、断裂韧性及抗疲劳性能, 是目前断裂韧性和抗疲劳性能最为优异的航空高强Al-Cu-Mg合金之一。
疲劳小裂纹的萌生和初始扩展是工程结构疲劳破坏过程中的重要组成部分, 占整个疲劳寿命的比例高达80%[1,2]。由于小裂纹的扩展特性与长裂纹有着明显的差异, 将长裂纹的特性应用于小裂纹扩展阶段将会导致非保守的寿命估计, 这是十分危险的[3]。在现今的使用率下, 大部分飞机有90%以上的时间都被停放在地面[4], 飞机结构会在此期间被腐蚀, 此后在使用期间载荷作用下构成预腐蚀疲劳, 直接影响着飞机结构的完整性和使用安全性[5,6,7,8]。因此预先考虑飞机由于在地面停放而导致的预腐蚀对于机身结构疲劳性能的影响程度也是很重要的[9]。近20年来, 疲劳小裂纹的研究受到国内外越来越多的关注, 并且取得了许多进展。但对于含预腐蚀损伤的疲劳小裂纹的研究尚属起步阶段[10,11,12,13]。因此通过实验手段研究腐蚀预损伤对新型铝合金材料与结构疲劳断裂行为的影响是十分必要的。
本文针对不同程度预腐蚀试样分别进行了疲劳小裂纹实验, 对实验数据进行了统计分析计算, 对比了不同腐蚀预损伤条件下小裂纹的行为差异。采用复型法对疲劳小裂纹的生长过程进行了实验观测与分析。
2 实验过程
2.1 材料及基本力学性能
实验材料选用厚度为δ=2mm的新型铝合金, 其化学成分见表1, 部分力学性能见表2。
%
2.2 试样
小裂纹实验采用的是长300mm、宽50mm、厚2mm的新型铝合金单边缺口拉伸试样 (SENT) , 如图1所示。
2.3 腐蚀预损伤实验
腐蚀的位置在单边缺口拉伸试样 (SENT) 半圆形缺口的根部中心位置, 具体实施方法为:先将缺口表面抛光, 再将试样放入去油清洗剂中浸泡10~20min去油污后用清水冲洗。使用氯丁橡胶封严试样, 在需要腐蚀位置保留0.5~1mm直径的暴露金属区域。然后将试样放置于3.5%的Na Cl溶液中预腐蚀24h和240h。腐蚀完成后, 用流动水冲洗缺口表面10~15min, 并用丙酮擦洗缺口表面清除残留在上面的腐蚀液, 之后放在空气中晾干。腐蚀结果如图2所示。
从图中可以看出, 被腐蚀区域内的金属结构变得稀疏, 材料完整性遭到了不同程度的破坏。
2.4 疲劳小裂纹实验
本实验采用的是复型法。先在试样缺口表面附膜, 后取下。将带有裂纹痕迹的膜片放在光学显微镜下观测, 记录数据。小裂纹实验在MTS 810上进行, 应力比R=0.5, 最大应力σmax=200MPa, 试验频率f=10Hz。
3 实验结果与分析
3.1 数据处理方法
基于全函数法和有限元法相结合所建立的半圆形缺口根部的表面裂纹和角裂纹的应力强度因子方程可用下式拟合:
式中, ΔS=Smax-Smin, Fj为边界修正因子, a为裂纹长度, c为裂纹深度, t=B/2 (表面裂纹) 或t=B (角裂纹) , r为半圆形缺口半径, W为试样宽度。Q为形状因子, 由式 (2) 、 (3) 确定:
为了计算表面裂纹和角裂纹的应力强度因子范围, 需要知道裂纹长度a和裂纹深度c。裂纹长度a是在实验过程中用复型法得到的数据, 而裂纹深度c是在疲劳断口中测量所能得到的数据。通过在不同寿命阶段下拉断试样得到几对的a、c值。对于铝合金, 裂纹长细比a/c及裂纹深度c按下式计算[14]:
小裂纹扩展速率da/d N采用割线法计算, 如下式:
式中:ai为在循环次数Ni时的裂纹长度。Ni+1-Ni为两个复型之间的循环间隔。
3.2 不同程度预腐蚀对小裂纹萌生和扩展行为的影响
图3为用复型法在光学显微镜观察到的预腐蚀240h试样缺口根部腐蚀坑小裂纹的萌生及扩展过程。
(a) N=10000, (b) N=21000, (c) N=32500, (d) N=42000, (e) N=58000, (f) N=62500
图4为用复型法得到的预腐蚀24h试样的小裂纹萌生及扩展过程。
(a) N=20000, (b) N=53500, (c) N=69500, (d) N=83500, (e) N=88400, (f) N=91000
图3 (a) 、4 (a) 分别为预腐蚀240h和预腐蚀24h试样的裂纹萌生情况, 图中预腐蚀240h试样萌生的裂纹长度a=25μm时所对应的疲劳寿命为N=10000, 而预腐蚀24h试样萌生的裂纹长度a=25μm时对应的疲劳寿命为N=20000。由于预腐蚀240h的腐蚀损伤导致的应力集中较大, 预腐蚀240h试样比预腐蚀24h试样更早萌生裂纹。通过观察还可以发现, 预腐蚀240h试样的裂纹数量没有预腐蚀24h试样产生的裂纹数量多。通过对本实验中10组有效数据统计发现, 预腐蚀24h试样平均有4条裂纹产生, 而预腐蚀240h试样平均有2条裂纹产生。预腐蚀240h裂纹萌生数量较少, 裂纹萌生后随着循环数的增加, 腐蚀坑处的裂纹在扩展, 其它裂纹几乎处于停滞状态, 这反映了应力主要集中于腐蚀坑处。而预腐蚀24h试样裂纹萌生数量比较多, 在疲劳寿命的前段时间内, 几条裂纹基本是相对独立地均匀扩展, 裂纹之间存在着相互抑制作用, 这也会导致裂纹扩展相对比较缓慢。
从图5可以直观看出, 在不同腐蚀时间下的试样裂纹长度a随着循环次数N的增加, 其增长趋势是一样的;腐蚀时间越长, 裂纹扩展速率越快, 并且越早出现裂纹。
3.3 不同程度预腐蚀对小裂纹效应的影响
图6、图7为预腐蚀240h和24h新型铝合金材料疲劳小裂纹扩展速率与△K以及a的关系。图中圆圈和黑色方块代表小裂纹的实验数据, 黑色实线分别代表预腐蚀240h和24h情况下的通过已有实验拟合出的长裂纹基线。
通过观察可以看出, 预腐蚀240h和24h均有不同程度的小裂纹效应出现, 与长裂纹基线比较可以发现小裂纹的异常行为。从图6、7的对比能够观察到:预腐蚀24h试样在低于长裂纹阈值时小裂纹仍然萌生扩展并且同一应力强度因子范围下扩展速度更快, 其速率出现了一定程度的“先下后上”的马鞍形特点, 数据具有一定的分散性, 基本涵盖所有小裂纹异常行为的特点。该新型铝合金在预腐蚀24h情况下小裂纹效应明显。相比之下预腐蚀240h试样的小裂纹异常行为则不十分显著, 行为异常的数据点极少。其小裂纹萌生时的应力强度因子范围与长裂纹的阈值非常接近, 在同一应力强度因子下仅有一个数据点速率明显比长裂纹速率高并且导致小裂纹“先下后上”的趋势, 其余数据点均布于基线两侧, 趋势基本与长裂纹基线重合。该材料在预腐蚀240h条件下小裂纹效应不明显。
通过对图8、9的对比可以看出, 在裂纹扩展的前期阶段, 随着a的增大, 裂纹扩展速率出现曲折波动的现象。这种现象正反映了小裂纹受微观组织影响的特性[15,16,17], 这种现象可以用裂纹尖端与晶界的交互作用来解释。当裂纹穿过晶界进入相邻晶粒时, 裂纹顶端两侧的晶体系取向不同, 因而引起裂纹偏析, 使裂尖的扩展驱动力发生变化, 出现小裂纹扩展减速。另一方面, 当裂纹扩展至晶界处时, 由于相邻两晶粒位向不同, 裂纹相当于在相邻晶粒之间重新起始, 这需要一定的损伤积累, 也表现为扩展速率的下降。当小裂纹生长到一定长度时速率趋于平稳并呈单调递增趋势[18]。本文将裂纹扩展速率单调递增前的裂纹长度用aT表示, 通过对曲线的观察可以看出预腐蚀24h试样的aT=0.85mm左右, 预腐蚀240h试样的aT=0.45mm左右。通过对实验结果的对比与总结可以得出以下结论:小裂纹扩展速率受微观组织影响程度与裂纹长度aT有关, 而aT与预腐蚀时间有着密切的关系, 相较预腐蚀24h试样, 预腐蚀240h试样的aT更短, 小裂纹受微观组织影响也更小。
小裂纹因其微观性, 受微观组织影响严重, 因此显现异于长裂纹的特性, 由于240h的腐蚀时间足够长, 导致腐蚀坑几乎消除了铝合金的小裂纹萌生阶段, 所以预腐蚀240h试样表现出的异常行为没有有预腐蚀24h的明显。
4 断口形貌与分析
用FEI-QUANTA600型环境扫描电镜对试样断口进行观察发现, 图10 (a) 预腐蚀240h试样的主裂纹为表面裂纹, 其裂纹源在半圆缺口根部的腐蚀坑处;图11 (a) 预腐蚀24h试样的主裂纹为角裂纹, 它的裂纹源在半圆缺口根部边缘。
实验结果统计表明, 预腐蚀240h试样绝大部分小裂纹萌生于试样半圆形缺口根部的腐蚀坑处, 也有少数裂纹起始于缺口底部夹杂处。图10 (b) 为裂纹源, 在源区存在一明显的孔洞 (箭头所指处) , 为预制的腐蚀坑, 此为裂纹萌生的位置。裂纹从腐蚀坑处萌生, 并呈辐射状向外扩展。而预腐蚀24h试样的疲劳裂纹没有绝大多数从腐蚀坑萌生的特点, 如图11 (b) 裂纹从根部边缘处呈放射状外扩。由此可见预腐蚀240h所产生的腐蚀坑比预腐蚀24h的腐蚀坑对新型铝合金的破坏性影响明显。
从图10 (c) 可以看到腐蚀坑呈现沿晶腐蚀的形貌, 这些初期的沿晶腐蚀裂纹在载荷的作用下极易形成小裂纹萌生源, 进而在腐蚀坑底部以沿晶扩展的形式产生疲劳裂纹。预腐蚀24h的试样的裂纹源在边缘, 如图11 (c) 从断口形貌可以看出其萌生区断面比较平坦、光滑, 没有明显的缺陷, 还可以看到滑移的痕迹, 以及向外放射状的条纹。这说明其裂纹萌生是由于疲劳源处经历反复滑移过程后产生的, 其裂纹产生的原因是由滑移所致。
研究表明, 小裂纹的形成是一个由于局部塑性应变累积导致损伤的过程, 裂纹一般萌生于零件表面或亚表面应力集中处或者表面存在缺陷的地方, 不论疲劳源区有无缺陷, 在裂纹萌生的过程中都会经历反复滑移的过程, 没有缺陷时过程相对比较长, 存在缺陷的情况下起到了应力集中的作用, 促进了裂纹的形成, 缩短了裂纹萌生的过程。即若试样内部均无缺陷时, 那么预腐蚀时间越长裂纹萌生越快, 出现裂纹越早。这也就从微观的角度证明了前面的结论。
5 结论
(1) 预腐蚀240h的情况下比24h更早出现裂纹;其小裂纹扩展速率更快;产生的裂纹数量更少。
(2) 该新型铝合金预腐蚀24h情况下小裂纹效应明显, 预腐蚀240h情况下小裂纹效应不明显。
(3) 小裂纹扩展速率受微观组织影响程度与裂纹长度aT有关, 而aT与预腐蚀时间有着密切的关系, 相较预腐蚀24h试样预腐蚀的240h试样的aT更短, 小裂纹受微观组织影响也更小。
(4) 预腐蚀240h试样的裂纹绝大多数萌生于半圆形缺口根部的腐蚀坑处, 预腐蚀24h试样没有明显地表现出此类特点。
摘要：研究了不同腐蚀预损伤对新型高强铝合金小裂纹行为的影响。小裂纹试验采用单边缺口拉伸试样 (SENT) , 在试样半圆形缺口根部预制直径大小为100-300μm的单腐蚀坑, 后在空气环境进行疲劳小裂纹实验, 实验在R=0.5恒幅载荷下, 采用复型法观测小裂纹的萌生及扩展情况。结果表明, 与预腐蚀24h试样相比, 预腐蚀240h试样产生的裂纹数量较少, 裂纹萌生与扩展较快。预腐蚀240h试样裂纹绝大多数萌生于腐蚀坑处而预腐蚀24h试样并未出现类似特性。预腐蚀240h试样未显现明显的小裂纹效应, 预腐蚀24h试样有较明显的小裂纹效应出现。文中还通过引入参数aT对腐蚀时间与小裂纹受微观组织影响程度的关系进行了描述。相较预腐蚀24h试样预腐蚀的240h试样的aT更短, 小裂纹受微观组织影响也更小。
预合金粉 篇7
在电接触材料中, 银基电接触材料的研究与应用最为广泛, 其中Ag Sn O2材料是最具潜力、电性能优异的新型环保电接触材料之一[1,2]。Ag Sn O2材料制备工艺有混粉法、粉体预氧化法、内氧化法等, 其中粉体预氧化法是最常用的方法之一, 采用该法制备的Ag Sn O2材料具有熔焊力小、接触电阻低且稳定、耐磨损性能好等优点[3~5], 因此, 许多高校及科研院所对预氧化法制备的Ag Sn O2材料进行了广泛研究, 考察了添加物类型 (Sb、Y等) 、Sn与In含量、氧化工艺参数等对粉体预氧化的影响[6~10]。然而, 目前尚未见有关合金粉体粒度对预氧化组织影响的系统报道。为此, 本研究分析了不同粒度的Ag Sn合金粉体 (分别为15、116、264μm) 对预氧化组织的影响, 同时对比了15μm和264μm粉体经预氧化挤压后的性能和显微组织, 以期明确粉体粒度对预氧化组织、挤压后组织与性能的影响规律, 为新型电接触材料的开发和设计提供参考。
2试验
试验材料粒度及成分见表1, 三种粒度Ag Sn粉体均由雾化工艺制备。
试验流程:雾化合金粉粉体预氧化组织观察等静压成型挤压组织观察、性能测试。
粉体预氧化包括中低温和高温氧化。中低温氧化参数:400~600℃, 保温4~8 h;高温氧化参数:700~900℃, 保温4~12 h。预氧化后将粉体压制成10 mm×60 mm×2 mm块状, 然后进行组织观察;等静压成型尺寸为ϕ60 mm×220 mm;挤压温度800~950℃, 保温0.5~2 h, 挤压比190。
采用扫描电镜观察雾化粉体预氧化后的显微组织及挤压后的显微组织;采用数显显微硬度计、微机控制电子万能试验机分别测试挤压后材料的硬度和抗拉强度;采用智能直流低电阻仪测试样品的电阻, 并通过下式换算成电阻率。
式中, ρ为电阻率;R为电阻;S为横截面积;l为长度。
3结果与分析
图1为不同粒度Ag Sn合金雾化粉预氧化后的显微组织。由图1可以看出, 当粉体粒度为15μm时, 氧化物分布在雾化粉颗粒周围, 且氧化层厚度很薄;粉体粒度增加到116μm时, 在颗粒周围形成了厚度约20μm的氧化物层;当粉体粒度增加到264μm时, 氧化物主要分布在粉体颗粒周围, 形成厚度约为15μm的氧化物层, 并出现了明显的氧化物颗粒团聚现象。这表明, 当粉体粒度为15μm时, 粉体氧化主要发生在颗粒边缘, 随着粒度的增加, 氧化物在颗粒周围形成氧化层, 继续增加粒度, 氧化物层厚度不会增加, 甚至会出现氧化物颗粒团聚。
图2是15μm和264μm雾化粉预氧化后氧化物颗粒的形貌。其中图2 (a) 为15μm粉体氧化后的组织, 其氧化物尺寸约0.2μm;图2 (b) 是图1 (c) 中A区域的放大图, 可见, 264μm雾化粉预氧化后, 其边缘氧化物富集区氧化物的颗粒尺寸约为1μm, 呈长条状, 且明显大于颗粒内部的颗粒尺寸 (约0.3μm) 。对比图2 (a) 、 (b) 可知, 15μm粉体氧化物的颗粒明显小于264μm粉体氧化物的颗粒。
值得注意的是, 根据文献[11], 粉体氧化阶段分为快速反应阶段 (该阶段氧化层中的阳离子浓度接近合金中的阳离子浓度) 、稳定阶段 (该阶段氧化物的形态和成分由氧化物和合金系统的扩散和热力学系统所决定, 基体不再增重) 、第3阶段 (由于原先形成的膜层出现松动或开裂、脱落等, 在氧化层中出现合金的成分, 反应又开始出现快速反应阶段模式) 。同时, 江珍雅等[7]对Ag Sn合金粉末的中低温内氧化反应动力学进行的研究表明, 其氧化物小颗粒主要在界面处聚集, 并有明显的择优扩散现象, 在扩散优势面留下扩散的痕迹。
本研究中, 在中低温氧化阶段, 氧化主要发生在颗粒界面处。在高温氧化阶段, 对于小粒度的Ag Sn粉体而言, 颗粒界面之间的间隙很小, 且表面致密的氧化物阻碍了氧的扩散, 使得氧化处于稳定阶段, 因此氧化主要发生在颗粒界面处;而对于较大粒度的Ag Sn粉体而言, 颗粒界面之间的间隙较大, 且内氧化后出现了较大体积膨胀, 原先形成的氧化物膜层出现松动或开裂, 氧化层中出现了合金的成分, 反应又进入快速反应阶段, 形成了一层明显的氧化物层, 同时部分氧化物沿晶界出现了择优取向和团聚。
为了考察不同粒度对材料性能和组织的影响, 同时, 鉴于116μm与264μm粉体氧化后的组织类似, 本研究选取粒度为15μm和264μm的雾化粉, 预氧化后经过等静压成型, 然后烧结、挤压, 挤压比为190, 挤压后的性能见表2。由表2可知, 粒度为15μm的雾化粉挤压后的抗拉强度和电阻率与264μm雾化粉挤压后的抗拉强度和电阻率接近, 但前者的硬度和延伸率略高于后者。
为了分析上述原因, 对上述两组样品挤压后的显微组织进行了比较, 见图3。由图3 (a) 、 (c) 可见, 15μm粉体挤压后氧化物颗粒分布较均匀, 而264μm粉体挤压后氧化物颗粒呈现出网状分布的特点, 并出现了氧化物富集区和贫氧化物区;由图3 (b) 、 (d) 可见, 15μm粉体挤压后氧化物沿挤压方向呈线型分布, 较为均匀, 并伴有少量贫氧化物区出现, 而264μm粉体挤压后氧化物沿挤压方向分布, 团聚较为严重, 同时存在大面积的贫氧化物区域。
比较15μm和264μm粉体挤压后的显微组织发现, 15μm粉体挤压后氧化物颗粒较为均匀, 而264μm粉体挤压后存在明显的氧化物富集区域和贫氧化物区域, 因此挤压后前者的硬度和延伸率略高于后者。
4结论
(1) Ag Sn合金粉体粒度为15μm时, 粉体氧化主要发生在颗粒边缘, 氧化物层较薄;粉体粒度增加到116μm时, 氧化物在颗粒周围形成了氧化层 (厚度约20μm) ;粉体粒度达到264μm时, 氧化物层没有增加, 甚至出现了氧化物团聚现象。
(2) 15μm粉体挤压后的硬度和延伸率略高于264μm粉体挤压后相应的性能, 原因是前者粉体挤压后氧化物分布均匀, 而后者粉体挤压后存在明显的氧化物富集区和贫氧化物区域, 从而降低了性能。
(3) 粉体粒度较小 (15μm) 时, 表面致密的氧化物阻碍了氧的扩散, 氧化主要发生在颗粒界面处;粉体粒度较大 (116μm和264μm) 时, 粉体界面的间隙较大, 且内氧化后出现了较大体积膨胀, 原先形成的氧化物膜层出现松动或开裂, 氧化层中出现合金的成分, 反应又进入快速反应阶段, 形成了一层明显的氧化物层, 同时部分氧化物沿晶界出现了择优取向及团聚。
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预合金粉 篇8
7xxx系铝合金属于Al-Zn-Mg-Cu系,具有高强度、良好的焊接性能及优良的抗腐蚀性,因此在航空航天工业、车辆、建筑、桥梁、工兵装备和大型压力容器等方面都得到了广泛应用。然而,实际使用过程中,合金往往会出现不同形式的局部腐蚀现象[1,2,3],并且不同腐蚀环境下腐蚀机理和腐蚀行为也存在着较大差异[4]。由于大气环境中SO2和Cl-等腐蚀性介质的存在[5,6],使得铝合金在服役过程中难免接触到酸性环境,限制了7xxx系铝合金在实际生活中的应用与发展。对Al-ZnMg-Cu合金在中性3.5%Na Cl溶液及酸性和碱性环境中的应力腐蚀开裂(SCC)行为进行了大量的研究,目前针对这一领域的研究仍然很有必要[7,8,9,10]。Rout等[11]认为对于7xxx铝合金而言,其在酸性或碱性环境中的腐蚀要比在近乎中性环境下的更严重。但是目前有关p H值及预浸泡协同作用对合金腐蚀行为影响的研究并不多。本工作研究了7xxx铝合金在不同p H值条件下的电化学行为以及预浸泡后拉伸性能的变化,可以推断出在不同p H值腐蚀溶液中的腐蚀规律与腐蚀强度,为局部腐蚀过程的进一步研究提供了依据;通过测试峰时效(PA)、双峰时效(DPA)[12,13]以及回归再时效(RRA)[14,15]状态的7003铝合金在不同p H值的3.5%Na Cl溶液中的极化曲线与试样表面腐蚀形貌观察,分析了p H值对腐蚀类型的影响以及时效状态对铝合金腐蚀性能的影响;结合慢应变速率拉伸试验(SS-RT)及断口形貌分析,确定了不同p H值的腐蚀介质以及不同时效状态对合金预浸泡脆化敏感性的影响。
1 试验
1.1 材料及热处理
试材为7003铝合金型材,其化学成分(质量分数,%)为6.20 Zn,0.60 Mg,0.20 Cu,0.10 Zr,0.20 Ti,0.30 Mn,0.20 Cr,0.35 Fe,0.30 Si,其余为Al。
7003铝合金的热处理由固溶及时效两个步骤组成,3种时效工艺见表1。
1.2 试验及测试表征
1.2.1 浸泡腐蚀
试验溶液为3.5%Na Cl溶液,由分析纯Na Cl和去离子水(导电率为0.054μS/cm)配制,用HCl和Na OH将3.5%Na Cl溶液的p H值分别调至4,7,11,温度为室温。试样是1.0 cm×1.0 cm×0.4 cm的铝合金小方块,经打磨抛光至表面光滑无划痕,将抛光后的样品洗净之后放入不同p H值的腐蚀溶液中浸泡3 d,取出后用丙酮清洗,再用蒸馏水清洗并吹干,用JSM-6510扫描电镜(SEM)观察腐蚀形貌。
1.2.2 电化学测试
电化学测试采用标准的三电极体系,其中工作电极为7003铝合金电化学试样(1.0 cm×1.0 cm×0.4 cm的小方块),辅助电极为铂电极,参比电极为饱和甘汞电极(SCE)。动电位极化的扫描电位区间为-1.4 V(vs SCE,下同)开始到-0.3 V结束,其中扫描速率为1 m V/s。测试介质同上节中浸泡腐蚀液。
1.2.3 SSRT试验
SSRT试验试样取纵向,试验前先将试样用1 200号砂纸打磨至光亮,然后用丙酮清洗,再用蒸馏水清洗干净并吹干,用环氧树脂密封非工作表面。拉伸试验分4组,每组3种不同状态的试样,共12个样,第1组为参照组,在未经预浸泡的状态下进行慢应变速率拉伸试验,其余3组分别在p H值为4,7,11的3.5%Na Cl溶液中预浸泡15 d,结束后取出用丙酮清洗,再用蒸馏水清洗并吹干。安装好试样后加200 N的预紧力以消除间隙,记录拉伸断裂过程中的位移和载荷,拉伸的应变速率为0.01 mm/s。采用JSM-6510扫描电镜(SEM)观察峰时效、双峰时效、回归再时效状态7073铝合金经预浸泡前后的拉伸断口形貌。
2 结果与讨论
2.1 时效工艺、p H值对合金腐蚀性能的影响
图1分别是7003铝合金在p H值为4,7,11的3.5%Na Cl溶液中的极化曲线。由图1可看出,3种p H值腐蚀介质中PA、DPA、RRA 3种时效状态试样的自腐蚀电位都相近;且p H值为4,7时,两者的自腐蚀电位较接近,都接近-0.8 V,当极化电位超过自腐蚀电位向阳极区极化后,电流密度随极化电位正移而迅速增加,这说明此时铝合金表面的氧化膜由于阳极极化而失稳破坏,从而导致基体铝的溶解。3.5%Na Cl溶液中,铝合金点蚀的产生主要是Cl-作用,其半径小和穿透力强的特点,使得它很容易渗透到基体中引起点蚀坑。p H值为4时,Cl-和H+的共同作用会促进基体与表面氧化物的溶解,使合金的腐蚀速率得到较大提升。以上两种腐蚀环境中,氢的还原为主要的阴极反应,此时电极反应为[11]:
p H=11时,3种状态的自腐蚀电位基本在-1.46~-1.50V之间,较之p H值为4和7的自腐蚀电位更负,但是其击穿电位与其他两种腐蚀溶液几乎一致,其自腐蚀电位的下降归因于氧化层在OH-的作用下均匀减薄。极化曲线在电位为-1.40~-0.80 V阶段出现了显著的钝化现象,这是由沉积金属表面的腐蚀物对于金属溶解的阻碍作用引起[12],当极化电位到达-0.80 V之后,合金表面钝化膜击穿,腐蚀电流迅速增加。7003铝合金在碱性介质中的电化学反应如下:
利用Corr View软件对极化曲线进行经典Tafel拟合,并根据斯特恩公式Rp=ba×bc/[2.3(ba+bc)×Jcorr]计算出极化电阻Rp,结果见表2。可见Rp(RRA)>Rp(DPA)>Rp(PA),根据极化电阻判断耐蚀性顺序为RRA>DPA>PA。而从腐蚀动力学角度分析Jcorr(PA)﹥Jcorr(DPA)﹥Jcorr(RRA),也验证了耐蚀性顺序为RRA>DPA>PA。
从对以上3种不同p H值的3.5%Na Cl溶液中极化曲线的分析可知,p H值为4和7的时候,Epit均出现在与Ecorr十分靠近的阳极极化区,点蚀均在Ecorr处萌生,两者阳极极化部分均没有出现钝化现象,随着极化电位的增加电流密度不断增加,腐蚀越来越剧烈。而且,p H值为4的腐蚀环境中,大量H+的存在使得更多H2产生,导致氢致开裂现象,合金表面的侵蚀反应相比于中性的更剧烈;在p H值为11的碱性环境中,自腐蚀电位较低,腐蚀更易发生。并且由于OH-的存在,金属表面氧化层受到侵蚀而均匀减薄(碱性环境的化学腐蚀),全面腐蚀优先于点蚀产生。这和Zaid,Younis的研究结果[13,14]一致。且从拟合结果可知,酸性和碱性环境下的腐蚀电流比中性环境下的大1个数量级。综上,p H值为4时和p H值为11时的腐蚀程度要比p H值为7的更加剧烈。而时效制度对铝合金在溶液中的腐蚀作用的影响则表现为在上述3种腐蚀环境中,耐蚀顺序均为RRA>DPA>PA。
2.2 不同p H值溶液预浸泡后的腐蚀形貌
图2是PA时效处理的试样在p H值为4,7,11的3.5%Na Cl溶液中预浸泡3 d后的表面腐蚀形貌。可以看出:图2a和图2b均出现点蚀坑,而且图2a中点蚀坑大量均匀出现在铝合金基体上,有的点蚀坑逐渐相连,腐蚀坑周围的金属表面粗糙,这是H+对合金表面全面侵蚀的痕迹。图2b中可以看出杂质相周围发生选择性溶解(由于杂质相与基体之间存在电位差,形成腐蚀原电池),点蚀萌生。图2c是在p H值为11的碱性环境中的腐蚀形貌,金属表面全面腐蚀且表面分布着大量的腐蚀产物。综上,p H值为4时,铝合金在腐蚀介质中点蚀与全面腐蚀共同作用于试样表面,其中点蚀占主导。p H值为7时,点蚀控制了整个腐蚀过程;而在p H值为11时,全面腐蚀成为主导。3种不同腐蚀环境中合金的微观腐蚀形貌与3种腐蚀介质中的腐蚀机理相对应。
2.3 SSRT试验结果
图3是不同时效状态的7003铝合金试样在4种环境中预浸泡后的应力应变曲线。由图3可以看出,相同p H值条件下,不同时效状态7003铝合金的伸长率:RRA时最高,DPA时次之,PA时最低;时效状态相同时,未经预浸泡(空气中)合金伸长率最大,在不同p H值的腐蚀溶液预浸泡之后伸长率均大幅度下降,其中p H值为4的降幅最大,p H值为11的次之,p H值为7的最小。综上,铝合金在不同环境中的暴露会产生不同程度的脆化现象,且时效状态的改变也会影响铝合金的脆化程度。
2.4 时效及p H值对预浸泡脆化敏感性的影响
铝合金断裂前后塑性变形量的大小(伸长率损失)是判断材料是否发生脆化的指标之一,定义材料脆化敏感性如下:
其中εpee表示试样不同p H值条件预浸泡后下的伸长率,ε0表示试样在空气中的伸长率。Ipee数值越大表示预浸泡脆化敏感性越大,反之则越小。表3是3种时效状态下的7003铝合金分别在p H值为4,7,11的3.5%Na Cl溶液中预浸泡后的脆化敏感性。可以看出相同p H值环境下Ipee值均表现为PA时的最大、DPA时居中、RRA时最小。根据Ipee的定义可知:PA时的脆化敏感性最高、DPA次之、RRA最低。这种时效对材料脆化敏感性的影响主要是由于PA状态下晶界上的析出相呈连续分布[10],DPA因时效时间的延长,晶界连续分布的析出相出现溶断,变成细小而分布密度大的晶界分布特征,降低了晶界的脆化敏感性,回归处理使得晶界连续析出相溶解形成分离的析出相核心,并在之后的时效处理中进一步长大,形成粗大的晶界沉淀相与无析出带[15,16],进一步降低了晶界的脆化敏感性。
另外,由于p H值的不同会造成Ipee值的显著变化,表现为p H值为7时Ipee最小,p H值为11时次之,p H值为4时最大。这种由p H值引起脆化敏感性差别的原因是7003铝合金在不同的p H值腐蚀溶液中的腐蚀类型不同。p H值为4的腐蚀介质中预浸泡后,合金脆化敏感性最大,主要是由于大量H+的存在,腐蚀过程中产生较其他两种环境更多的氢气,在位错周围形成气团,降低位错应变能和晶面内聚强度,促进位错增殖并形成氢致开裂,使得酸性腐蚀溶液中预浸泡合金产生的裂纹形核速率及扩展速率均高于中性和碱性溶液[13,14],且此腐蚀环境中点蚀与全面腐蚀共同作用于合金表面,使得酸性腐蚀环境下的腐蚀更加深于中性与碱性环境,加剧了合金的脆化敏感性;p H值为11时预浸泡脆化敏感性居中,此p H值条件下,OH-会引起表面的全面腐蚀,并不断降低材料的有效截面积,到腐蚀后期,腐蚀产物的附着能减缓了合金的腐蚀作用,这就是在p H值为11的腐蚀环境中预浸泡后脆化敏感性比p H值为4时低的原因;p H值为7时预浸泡脆化敏感性最小,原因在于中性腐蚀环境中形成点蚀坑的速率较慢、数量也较少,并且从之前电化学腐蚀分析中可以知道合金在p H值为7的腐蚀溶液中腐蚀电流远比p H值为4和11的要小,这就导致了材料在p H值为7的腐蚀液中预浸泡后的脆化敏感性要明显低于p H值为4和p H值为11的两种溶液。
2.5 断口形貌
图4~6是PA、DPA、RRA 3种时效状态的7003铝合金在未经预浸泡以及不同p H值3.5%Na Cl溶液中预浸泡后的拉伸断口形貌。
可以看出预浸泡环境不同,合金断口形貌也不同。未经预浸泡的合金,3种时效状态下的断口均为纯韧窝形貌,只是随着时效的变化,韧窝的特征稍有变化。预浸泡之后的断口韧窝数量明显减少,均是PA的韧窝最少,DPA次之,RRA最多;且PA的韧窝尺寸最大、深度最浅,DPA次之,RRA韧窝尺寸最小、深度最深。p H值为7的腐蚀溶液预浸泡后,3种状态的断口形貌中均可以看见一些准解理面和韧窝,与未经腐蚀液预浸泡的拉伸断口相比较而言,韧窝的深度明显下降,这在宏观上表现为材料脆性的上升;经p H值为4的腐蚀溶液预浸泡后,3种状态下的合金断口均为沿晶、解理混合开裂;p H值为11时以解理开裂为主,伴随着少量的沿晶开裂。当p H值为4和11时,韧窝特征没有p H值为7的明显。通过以上观察发现,p H值和时效对7003铝合金断口形貌均有一定影响,总的趋势是p H值为4时合金脆化程度最明显,p H值为11时居中,p H值为7时最不明显;另外随着时效的变化,脆化程度也有所改变。这一结果与前面的SSRT试验结果一致。
3 结论
(1)7003铝合金在不同p H值腐蚀介质中表现出不同的腐蚀过程:在p H值为4的酸性Na Cl溶液中点蚀和均匀腐蚀共同作用且点蚀占主导作用;p H值为7的中性腐蚀溶液中由点蚀控制;p H值为11的碱性腐蚀溶液中是均匀腐蚀占主导作用。
(2)7003铝合金在p H值为4和7的Na Cl溶液中自腐蚀电位较接近,都接近-0.8 V,在p H值为11的碱性Na Cl溶液中自腐蚀电位较负,在-1.5 V左右;并且在p H值为4和7时没有产生钝化现象,而在p H值为11时出现明显的钝化现象;p H值为4和11的溶液中腐蚀电流较之p H值为7的要高出1个数量级。
(3)不同时效状态的7003铝合金在同种腐蚀介质中的耐蚀性均为RRA>DPA>PA。
