金属陶瓷范文

金属陶瓷范文（精选11篇）

金属陶瓷 第1篇

1 Ti (C, N) /45号钢钎焊接头残余应力数值模拟

1.1 C u缓冲层钎焊接头残余应力计算结果分析

图1反映了不同厚度Cu箔做缓冲层对轴向残余应力分布的影响。由图可知, 缓冲层厚度变化时, 其应力分布状况完全相同, 表现在Ti (C, N) 金属陶瓷一侧为拉应力, 而45号钢和Cu箔一侧为压应力, 且最大轴向残余拉应力位于Ti (C, N) 金属陶瓷外侧, 靠近Cu箔应力缓冲层与Ti (C, N) 金属陶瓷的钎缝界面。此外, 随着缓冲层厚度的增大, 45号钢侧最大压应力先减小后增大, 且其最大值逐渐向焊缝区域靠拢, 当缓冲层厚度达到0.2mm时, 接头最大压应力由45号钢转移到Ag-Cu钎料层及Cu箔处;而Ti (C, N) 侧靠近焊缝区域的拉应力值也呈现相同的变化趋势, 在厚度为0.2mm处应力峰值最小。

1.2 Ti缓冲层钎焊接头残余应力计算结果

图2反映了不同厚度Ti箔做缓冲层对Ti (C, N) /45号钢钎焊接头轴向残余应力的大小和分布的影响。由图可知, 缓冲层厚度为0.1mm、0.2mm时, Ti (C, N) 基金属陶瓷一侧为拉应力, 而45号钢和Ni箔一侧为压应力, 最大轴向残余拉应力仍位于Ti (C, N) 金属陶瓷外侧, 靠近T i箔应力缓冲层与T i (C, N) 金属陶瓷钎缝界面;当缓冲层厚度增至0.3mm时, 轴向残余拉应力的峰值分布状况不变, 但缓冲层Ti箔所受应力由压应力转变为拉应力;缓冲层厚度继续增加至0.4mm时, 整个钎焊接头的残余应力分布状况基本保持稳定, 只有应力值发生相应变化。

1.3 M o缓冲层钎焊接头残余应力计算结果

图3为不同厚度Mo箔用做缓冲层材料时, Ti (C, N) /45号钢钎焊接头轴向残余应力的大小及分布情况。与Cu箔、Ti箔缓冲层相比, 以Mo箔为缓冲层时轴向残余应力分布特征发生了明显的变化, 即残余拉应力分布于Ti (C, N) 金属陶瓷和Mo箔中, 残余压应力分布于45号钢中, 且残余应力峰值不是位于Ti (C, N) 金属陶瓷外侧, 而是转移到了Mo箔上, 靠近45号钢/Mo箔钎缝界面处。此外, 随着缓冲层厚度增加时, 接头的应力分布也发生一系列的变化。缓冲层厚度为0.1mm, Ti (C, N) 侧连接界面的轴向残余应力表现为拉应力, 最大值分布于Ti (C, N) 侧靠近焊缝的外表面;当厚度增加到0.2mm, 拉应力转变为压应力, 最大残余应力完全分布在Mo箔中;缓冲层厚度继续增加, 轴向残余应力的最值逐步向反应界面的边缘靠近。

2 结语

综合以上有限元模拟结果不难发现, 使用屈服极限低的Cu箔、Ti箔对缓解残余应力非常有效, 而使用Mo箔作为应力缓冲层可以调整残余应力场的分布状态。同时, 对于同一种缓冲层, 厚度不一样, 减少应力的效果不一样, 每种缓冲层都存在一厚度值使接头残余应力最小。但对缓冲层厚度的选择却是一个亟待解决的问题:缓冲层太薄, 对缓解残余应力效果不明显;缓冲层太厚, 不仅效果不明显, 还会造成材料浪费。

摘要：采用有限元数值模拟方法模拟了不同缓冲层和缓冲层厚度对接头残余应力的影响, 结果表明, 对于同一种缓冲层, 厚度不一样, 减少应力的效果不一样, 都存在一个最佳厚度;使用Cu箔、Ni箔、Ti箔对缓解残余应力非常有效, 而使用Mo箔作为应力缓冲层可以调整残余应力场的分布状态。

关键词：有限元数值模拟,缓冲层,残余应力

参考文献

[1]唐群, 楚建新, 张晓勇.陶瓷-金属连接中的残余应力[J].电子工艺技术, 2001, 22 (4) :166～170.

[2]黄小丽, 林实, 肖纪美.缓冲层化学成分对钎焊接头强度的影响[J].焊接学报, 1998, 19 (12) :15～21.

[3]何鹏, 冯吉才, 钱乙余.异种材料扩散连接接头残余应力的分布特征及中间层的作用[J].焊接学报, 2002, 23 (2) :76～80.

金属检测 金属成分检测 第2篇

一：金属（003）

金属是一种具有光泽、富有延展性、容易导电、导热等性质的物质。金属的上述特质都跟金属晶体内含有自由电子有关。在自然界中，绝大多数金属以化合态存在，少数金属例如金、铂、银、铋以游离态存在。金属矿物多数是氧化物及硫化物。其他存在形式有氯化物、硫酸盐、碳酸盐及硅酸盐。金属之间的连结是金属键，因此随意更换位置都可再重新建立连结，这也是金属延展性良好的原因。金属元素在化合物中通常只显正价。相对分子质量较大的被称为重金属。

二：金属的主要检测项目

材质分析

在机械行业中最长见到的一种检测就是材料的化学成分分析，随着现代冶金技术的进步，更进一步证明了一些具体元素的重要性。元素种类和配比的不同直接决定了材料是否能通过后续的处理而达到要求的性能。常见的分析设备有：电感藕合等离子体发光光谱分析（ICP）、直读光谱仪、手工化学分析等。

金属材料镀层分析

主要检测项目：金属镀涂层材质鉴定、镀层厚度、镀层成分分析、样品表面污点分析、镀锌量测试、镀层表面粗糙度检测、镀层附着力检测等

金相检验

组织决定性能。在显微镜下看到的内部组织结构称为显微组织或金相组织。钢材常见的金相组织有：铁素体、奥氏体、渗碳体、珠光体等。材料的金相检验具体包括各种相的组成及分布、相关的铸造和焊接缺陷等。常用的东标检测分析设备是体视显微镜和金相显微镜。力学性能

材料的力学性能是指在外加载荷的作用下或载荷与环境因素联合作用下表现的变形、损伤、与断裂的行为规律及其物理本质和评定方法。机械行业中常见的理化性能检测有拉伸性能、冲击性能、弯曲性能、布/洛/维硬度测试、耐磨试验、疲劳试验。

漫话金属与非金属 第3篇

从原子结构上看，金属最外层电子一般小于4，但也有大于4的，如锑、铋等。小于4的也未必都是金属，如氢、氦。金属单质只有还原性，而非金属单质既有氧化性又有还原性。故金属只能呈正价，而非金属元素既可呈正价又可呈负价。若某元素只能为正价，则为金属，若能呈负价，则为非金属。金属的两性，体现在元素为单核时呈阳离子，多核时为酸根。金属的活动性和金属性存在着一定的差异，金属性是指金属在气态情况下失去电子的能力，而活动性是指在水溶液中失去电子的能力。如Pb比Sn的金属性强，但Sn比Pb的金属活动性强。

元素的金属性和非金属性的强弱比较都可以从元素在周期表的位置，单质问的置换反应，金属阳离子的氧化性或非金属阴离子的还原性来比较。金属还可以从单质与水或酸反应产生Hz的难易进行判断，而非金属从单质与H。化合的难易及氢化物的稳定性进行判定。非金属可从最高价氧化物对应水化物酸性强弱进行判断，而金属从最高价氧化物对应水化物的碱性强弱来判断。

金属单质只有金属晶体，而非金属单质可为分子晶体或原子晶体。金属都有金属光泽和导电性，而非金属个别单质也有金属光泽，如Si与1；非金属个别单质也有导电性，如石墨。金属都有一定的延展性，而非金属可表现出一定的硬度，但一般较脆。如金刚石、硅。由此可知，硬和脆的内涵是不同的。常温下为气体的物质，全部由非金属元素组成，故常温下某物质若为气体，则很易判定组成元素的存在范围。

金属单质中存在金属键，而非金属单质中存在共价键，也可不存在化学键，如稀有气体。金属与非金属间大部分存在离子键，但也有共价键，如AlClz；非金属与非金属间大部分存在共价键，也有离子键，如铵盐类。金属不仅与金属，也可与非金属合在一起形成合金，合金的熔点往往低于组成的每一种物质的熔点。合金的种类有很多，性能差异也很大。非金属元素种类虽然远少于金属，但非金属不仅与金属也可与非金属形成化合物，故有关非金属形成的化合物种类远多于金属，尤其现代对新型无机非金属和复合材料研究的不断深入，使非金属的利用尤显生机。

金属陶瓷使汽车排放量降低30% 第4篇

公司的核心技术是金属陶瓷, 主要包括6大类:介电陶瓷、半导体陶瓷、磁性陶瓷、压电陶瓷、热电陶瓷、绝缘陶瓷等, 该技术有助于节能环保。

金属陶瓷中有一种叫介电陶瓷, 主要成分是碳酸钡在制造过程中能够吸收一部分的二氧化碳, 有助于防治全球变暖。此外, 公司还持续进行产品的小型化, 把产品做得更小, 能够减少生产过程中废弃物的排放量, 本身在生产过程中造成的环境负荷也会减小, 其结果是与2000年相比, 如今公司废弃物的排放量已经降低了30%。

金属和金属材料试题参考 第5篇

1．上海世博会中国馆——“东方之冠”的主体结构是用国产Q460钢制成的 。下列有关Q460钢的性质中，属于化学性质的是 （ ）

A．强度高 B．能导电 C．耐 腐蚀 D．抗震性好

2．铝在一百多年里产量得到大幅度的提高，并被广泛地使用，原因之一就是铝的抗腐蚀性能好。铝具有良好抗腐蚀性 能的原因是（ ）

A．铝的化学性质不活泼 B．铝不与酸反应

C．铝常温下不与氧气反应 D．铝表面生成一层致密的氧化铝保护膜

3．下列有关金属的说法中正确的是（ ）

A．常温下金属都是固体

B．金属都是以化合物形式存在于自然界中

C．生铁和钢都是铁的合金，其中生铁的含碳量大于钢

D．铝在常温下就能与氧气反应，所以铝制品很容易锈蚀

4．将等质量的甲、乙两金属分别与足量的稀硫酸反应，产生氢气的质量与反应时间的关系如右图。关于甲、乙两金属判断合理的是（ ）

A．锌、铁 B．镁、铁

C．铁、锌 D．锌、镁

5．等质量的同一种稀硫酸分别与等质量且足量的镁、铁、锌发生反应，下图中能正确表示产生氢气的质量与反应时间之间关系的是（ ）

6．在a、b两支大试管中加入体积相同的同种生铁块。在a中加入蒸馏水，使生铁块一半被水淹没，然后塞上 橡皮塞，b中为干燥空气，如右图。U型玻璃管内为红墨水（开始时两端液面等高）。放置一段时间后，下列有关叙述错误的是 ( )

A．生铁块中的主要成分是铁，也含有少量的碳

B．红墨水柱两边的.液面变为左高右低

C．铁生锈是铁、水和氧气共同作用的结果。

D．两试管中铁均被锈蚀

7．为验证Fe、Cu、Ag三种金属的活动性是依次减弱的，某化学兴趣小组设计了如下图所示的四个实验。其中不必进行的是（ ）

8．炼 铁高炉中发生了下列反应：

①高温下一氧化碳将铁矿石还原为铁 ②高温煅烧石灰石

③灼热的焦炭和二氧化碳反应 ④焦炭充分燃烧

其中属于化合反应的是（ ）

A．①和④ B．②和③ C．③和④ D．只有④

9．对下列现象或做法的解释不正确的是（ ）

A．洒到地面上的酒会使房间充满酒味——分子在不断运动

B．在钢铁制品表面涂油漆——与氧气和水隔绝，防止锈蚀

C．燃着的木条伸入集气瓶中立即熄灭——二氧化碳不支持燃烧

D．膨化食品变得不再松脆——可能吸收了空气中的水分

10．下列有关铁的说法错误的是（ ）

A．地壳中铁元素含量排在第四位 B．在铁制品表面镀锌可防锈

C．用铁矿石与焦炭在高炉内炼钢 D．生铁的含碳量比钢的含碳量高

11．将5g一氧化碳和二氧化碳的混合气体先缓缓通过足量的灼热氧化铜后，再缓缓通入足量的澄清石灰水中，得到白色沉淀15g（假设每步反应都进行完全），则原混合气体中一氧化碳的质量分数为（ ）

A．12％ B．44％ C．56％ D．88％

12．某同学为研究金属腐蚀的条件，用细尼龙线将三根大小相同的铁钉分别固定在下图所示的三个液面高度相同的相同装置中，放置一星期后观察现象。下列描述错误的是（ ）

A．装置Ⅰ的铁钉一侧的液面一定会上升 B．装置Ⅰ、Ⅱ中的铁钉都被腐蚀

C．比较铁钉一侧的液面，装置Ⅱ比装置I的高 D．装置Ⅲ中的铁钉几乎没被腐蚀

13．下列除去杂质的方法错误的是（ ）

选项 物质（括号内为杂质） 除去杂质的方法

A CO2(CO) 通过足量灼热的碳

B CO(O2) 通过足量灼热的铜网

C CaCl2溶液(HCl) 加过量CaCO3粉末、过 滤

D Cu粉(Fe) 加过量稀H2SO4、过滤、洗涤、干燥

14．（4分）请写出化学方程式：

（1）硫在氧气中燃烧 。

（2）铁片放入稀盐酸中 。

（3）铝丝浸入硫酸铜溶液中 。

（4）用木炭还原氧化铜 。

15．（5分）写出下列化学方程式，并按要求标出其所属的基本反应类型：

（1）将铜丝浸入硝酸银溶液中： ；（ ）反应

（2）铝具有良好的抗腐蚀性能，其原因： ；（ ）反应

（3）家用天然气燃烧： ；

掺杂对TiC基金属陶瓷性能的影响 第6篇

电工触头材料用量不多,但要求其品种多、规格全、形状复杂、尺寸严格、性能优良,其质量、性能和技术水平直接决定着相应电工、电气、电子产品的质量、性能和技术水平,研究、开发和生产新型电工触头材料,对促进相关工业的发展起着重要的推动作用。目前,电工触头材料及其元器件正朝着高性能化、多功能化、多样化、节能和环保型的方向发展[1,2]。

电工触头材料的使用性能主要取决于触头材料中组元的性质、触头材料的基本物理性能、材料的显微组织结构等因素。其中基体材料的电阻率对触头材料使用性能影响很大,是应用、设计、研究中重要考虑的参数。使用单一金属制备触头材料,要同时满足多种性能要求十分困难,为此,通常采用一定的冶金方法,把性能不同而又不相互溶解或溶解度很小的两种或多种金属或合金组合在一起,制成复合材料。

TiC具有硬度高、耐磨性好、抗氧化能力强、耐热度高、化学稳定性好、电阻率低和蒸汽压低等性能优点[3,4,5,6,7,8,9,10,11],可考虑用作电工触头材料,且其成本较低,具有价格优势。但其抗塑变形能力、抗脆性破损能力及导热性能均较差,抗磨料磨损性能低,这会限制它在电工触头材料领域的应用。基于此,本实验旨在研究通过掺杂改善TiC综合性能,以制备密度大、强度高、导电性能优良的TiC基金属陶瓷,为其在电工触头领域的应用奠定基础。

1 实验

1.1 实验原料

实验原料有TiC粉、Ni粉、Cu粉、Cr3C2粉、Ti(C,N))粉、Co粉,其成分与粒度见表1。使用聚乙二醇作混料用粘结剂。

1.2 实验方案

由于实验中影响试样性能的因素较多,由实验找出各因素的单独作用以及各因素之间的相互作用,不宜采用单因素试验,否则会导致试验次数繁多而且不容易达到预期目的。为克服上述缺点,本实验设计采用回归正交法。回归正交设计可通过较少的试验获得较好的试验结果,并且由拟合回归方程可评价各因素及因素间的交互作用对试验目标影响的重要程度,还可以得到优化试验结果以及对试验结果进行外延,预测因素范围之外的可能性[13,14]。

实验设置的因素编码及其水平取值见表2。表2中undefined(m为因素数,m0为零水平试验次数,mc为二水平试验次数)。本试验中m=5,mc=25=32,取m0=2,则γ=1.662。X1=(x1-9.0)/4.2,X2=(x2-2.5)/1.5,X3=(x3-7.0)/3.0,X4=(x4-7.5)/1.5,X5=(x5-6.0)/2.4。

1.3 实验步骤

实验包括原料的准备与混合、试样压制成型、试样烧结、烧结样参数测定等过程。

(1)试样压制成型。采用YA32-40四柱式液压机对试样进行压制,工作压力为2000kg,试样成型后的尺寸为42mm14mm5mm。

(2)试样烧结。试样置于ZT-50-20YS型真空热压炉内在真空气氛中进行高温烧结。为确保掺杂组分同TiC之间溶解形成稳定液相烧结体系,试验烧结温度安排在掺杂金属熔化温度点。整个烧结过程升温曲线见图1。图1中各升温阶段温度控制如下:第一阶段为温度从室温到340℃,升温速度较缓慢,主要是为了使粘结的聚乙二醇挥发,同时增大样品的孔隙率;第二阶段为温度从340℃升到掺杂金属的液相温度(1250℃～1400℃),主要为了产生液相;第三阶段为温度在1250℃～1400℃保温2h,以使试样充分烧结;第四阶段为温度降至200℃,停真空炉,试样随炉冷却。

(3)烧结样参数测定。测定烧结样的长、宽、高、电阻值,进一步由式(1)、(2)、(3)获取烧结样的电阻率(y1)、线收缩率(y2)、抗弯强度(y3)等参数,以考查掺杂对TiC烧结体的力学性能和电学性能的影响。

undefined

式中:S、L、Ra分别为烧结后试样的横截面积、长度、实测电阻。

undefined100% (2)

式中:L1为烧结前试样的长度;L2为烧结后试样的长度。

undefined

式中:F、b、h分别为烧结后试样的破坏载荷、宽度、厚度。

2 实验结果与分析

2.1 掺杂烧结产品及性能参数

实验采用的正交矩阵见表3。实验获得的烧结产品见图2。对烧结试样进行S、L、Ra、F、b、h、L1和L2等基本参数测定,再经由式(1)-(3)计算,得到烧结产品的y1、y2、y3参数值,结果一并列入表3。由表3可见,掺杂后的烧结体电阻率均较低,表明掺杂TiC与TiC本体一样具有良好的导电性。

采用式(4)分别对y1、y2、y3与规范变量间的关系进行回归。

yi=A0+A1X1+ A2X2+ A3X3+ A4X4+A5X5+A12X1X2+A13X1X3+A14X1X4+A15X1X5+ A23X2X3+A24X2X4+A25X2X5+A34X3X4+A35X3X5+ A45X4X5+A11X12+A22X22+ A33X32+ A44X42+A55X52 (4)

式中:A0、A1、A2、A3、A4、A5、A12、A13、A14、A15、A23、A24、A25、A34、A35、A45、A11、A22、A33、A44、A55为待回归系数。

在F0.15(1,23)=2.218,F0.05(20,23)=2.05,F0.01(1,23)=7.881条件下,对回归方程及回归系数进行方差分析,结果发现,y2、y3回归方程均达到非常显著水平,y1回归方程不显著,这表明掺杂能明显影响TiC烧结体强度和线收缩率,但对TiC的电阻率影响较小。

由达到显著水平的偏回归系数建立y2、y3回归方程:

y2=0.03314+0.004638X1+0.007349X2-0.00956X3+0.00149X5+0.000848X1X5+0.002106X2X3+0.000967X2X5-0.00186X12-0.00181X32 (5)

y3=107.7634+5.5721X1+8.7112X2-13.6345X3+7.8683X4+13.7216X5+6.2433X2X5-5.8249X3X4-7.1244X32-6.9401X52 (6)

对式(5)、(6)进行失拟性检验,得到FLf (5)=59.91

y2=2.79410-2+2.48810-3x1+9.57610-6x2-1.541110-3x3-8.07810-4x5+8.41310-5x1x5+4.68010-4x2x3+2.68610-4x2x5-1.05410-4x12-2.01110-4x32 (7)

y3=-92.7145+1.3268x1-4.6026x2+19.516x3+14.303x4+14.929x5+1.7343x2x5-1.294x3x4-1.0132x32-1.129x52 (8)

2.2 掺杂成分对TiC烧结体线收缩率的影响

由式(7)得到各因素对烧结体线收缩率的影响,见图3。图3中,偏离距离D=(Va-Vr)/Vr(Va为实际值,Vr为参考值)。由图3可知,掺杂Cr3C2、Ni对烧结体线收缩率基本不产生影响;提高掺杂Ti(C,N)、Co含量,烧结体的线收缩率不断下降,而提高Cu含量,烧结体的线收缩率不断提高,表明Cu的添加改善了粘结相对硬质相的润湿性,这是因为Ni、Cr、Co对TiC的润湿角都大于0[4],Ni、Co、Cr对TiC润湿性不好,Cu在烧结过程中溶解,使润湿角大大减小,可改变Ni、Co、Cr对TiC润湿性不好的状态,从而降低TiC烧结体的孔隙率。

2.3 掺杂成分对TiC烧结体抗弯强度的影响

由式(8)得到各因素对烧结体抗压强度的影响值,见图4。由图4可知,Cr3C2对烧结体抗弯强度基本不产生影响;随Cu或Ni掺杂含量的增加,烧结体的抗弯强度不断增大,且掺杂Ni对烧结体的抗弯强度的影响程度大于Cu。随着Ti(C,N)或Co含量增加,烧结体的抗弯强度呈现先升后降(临界成分点x3=6.8%,x5=6.8%)的趋势;在低含量范围内,使烧结体抗弯强度影响程度最大者为Ni。这是因为随Ni含量增加,高温烧结过程液相Ni数量增多,液相对固相的润湿性提高;另一方面,Ni合金的强度高,增加Ni含量有利于抗弯强度的提高。此外,Co、Ti(C、N)合金的强度也高,但在高温烧结过程中,Ti(C、N)不能熔化,形成不了粘结相,而粘结相Co对TiC烧结体的润湿也很差,因此,随着Ti(C、N)、Co含量的增加,TiC烧结体抗弯强度先增加后降低。

3 结论

(1)采用回归正交技术设计真空掺杂烧结试验,统计分析发现掺杂对烧结体的电阻率影响不显著,掺杂对烧结体的抗弯强度、线收缩率有显著的影响,建立的回归方程为:

y2=2.79410-2+2.48810-3x1+9.57610-6x2-1.541110-3x3-8.07810-4x5+8.41310-5x1x5+4.68010-4x2x3+2.68610-4x2x5-1.05410-4x12-2.01110-4x32

y3=-92.7145+1.3268x1-4.6026x2+19.516x3+14.303x4+14.929x5+1.7343x2x5-1.294x3x4-1.0132x32-1.129x52

90%置信度下,回归方程与实际情况拟合得很好。

(2)掺杂下TiC烧结体均具有较低的导电率。

(3)在TiC中掺杂Cu、Cr3C2、Ti(C、N)、Ni、Co成分时,Cu不仅能提高TiC烧结体的抗弯强度,也能提高TiC烧结体的线收缩率;对TiC烧结体的抗弯强度影响最大的Ni;未发现Cr3C2对TiC烧结体的抗弯强度及线收缩率产生影响;Ti(C、N)、Co均使TiC烧结体的抗弯强度产生先增后减的变化趋势;Ni对TiC烧结体的线收缩率影响极小;随Ti(C、N)或Co含量增加,TiC烧结体的线收缩率不断下降,Ti(C、N)使TiC烧结体的线收缩率下降最大。

摘要：采用回归正交法设计掺杂TiC试样真空炉烧结试验,通过测定烧结样的电阻率、抗弯强度、线收缩率,研究了掺杂成分对TiC基金属陶瓷导电性、致密性、力学性能的影响。分析发现,掺杂对烧结体的电阻率影响不显著;烧结体的线收缩率随Cu含量增加而提高,随Ti(C,N)、Co含量增加而下降,Ti(C,N)的影响大于Co;烧结体的抗弯强度随Cu、Ni含量增加而提高,增加Ti(C,N)、Co含量,烧结体的抗弯强度呈现先增后减的变化,其中Cu的影响最大;Cr3C2对烧结体的线收缩率、抗弯强度基本不产生影响。综合对TiC烧结体的导电性、抗弯强度、线收缩率影响来看,较有益的成分是Cu,其次是Ni。

含Cu碳化钛基金属陶瓷的探索研究 第7篇

一、实验方法

本实验样品是通过粉末冶金方法真空烧结制备的。所用粉末均为市售粉末, 其成分及粒度如表1、表2。将粉末以表1中的质量比例进行配料, 混料均匀后, 加入适量的成型剂, 在YA32-40四柱式液压机上压制成形, 压制压力为30MPa, 然后在真空烧结炉中脱胶、烧结, 烧结温度为1300℃, 保温2h。

采用三点弯曲法测试了金属陶瓷试样的抗弯强度, 试样尺寸为 (42mm13mm10mm) , 跨距为 (32mm) , 用558X落地式万能力学试验机进行试验, 用QJ44型携带式直流双臂电桥仪器测试了材料的电阻。

二、实验结果与讨论

(一) Cu、Co比例对抗弯强度的影响。

由于Cu+Co占总质量的15%, 故只需分析Cu含量对抗弯强度 (σ) 的影响 (下同) 。对抗弯强度值取自然对数 (lnσ) 后, 用计算机软件做出它和Cu%的曲线关系图, 同时拟合出lnσ (Cu%) 的数学函数关系式, 如图1和 (1) 式所示:

图1中上部份的折线部份为实际试验各点的联线, 曲线部份为拟合曲线, 下部份为拟合曲线和实际曲线的残差 (下同) 。从图1还可见, 拟合曲线和实际折线的残差值很小, 拟合度较高, 其拟合函数关系为:

即在Cu、Co含量占总质量的15%的条件下, 抗弯强度的自然对数和Cu的质量百分数呈三次幂函数关系。从图1还可见, 该拟合曲线有一极大值和极小值, 对 (1) 式求导数, 并令其等于零, 可知当Cu、Co含量分别为1.37%、13.63%时, 抗弯强度有极大值347.23MPa, 当Cu、Co含量分别为8.63%、6.37%时, 抗弯强度有极小值235.10MPa。说明当Cu/Co值低于0.1时, Cu有提高抗弯强度的作用, 但当Cu/Co值高于0.1后, 抗弯强度随Cu的增加而持续降低, 至Cu/Co为1.35时, 抗弯强度降到最低。然后又随着Cu/Co值的提高而提高, 但达不到极大值。这反过来说明, Co含量增高, 利于提高含Cu的TiC基金属陶瓷的抗弯强度。

(二) Cu、Co比例对电阻率的影响。

对电阻率 (η) 取自然对数 (lnη) 后, 用计算机软件作出其和Cu%的曲线关系图, 同时拟合出lnη (Cu%) 的数学函数关系式, 如图2和 (2) 式所示:

从图2可见, 拟合曲线和实际折线的残差值很小, 拟合度较高, 其拟合函数关系为:

从图2还可见, Cu、Co比例和电阻率自然对数的关系与抗弯强度的关系相似, 在Cu、Co含量占总质量的15%的条件下, 电阻率的自然对数和Cu的质量百分数也呈三次幂函数关系。该拟合曲线也有一极大值和极小值, 对 (2) 式求导数, 并令其等于零, 可知当Cu、Co含量分别为1.17%、13.83%时, 电阻率有极大值2.5110-5Ω?m, 当Cu、Co含量分别为7.84%、7.16%时, 电阻率有极小值1.9310-5Ω?m。说明当Cu/Co值低于0.08时, Cu略为提高了电阻率, 但当Cu/Co值高于此值后, Cu的良好导电性显露出来, 电阻率持续降低, 至Cu/Co为1.09时, 电阻率降到最低。然后又随着Cu/Co值的提高而提高, 且可超过极大值, 这说明Cu含量超过一定值后, Cu的导电作用受到TiC、Co、Ni的制约, 导电性反而降低。

(三) Cu、Co比例对线性收缩率的影响。

对线收缩率 (ε) ) 取自然对数 (lnε) 后, 用计算机软件做出它和Cu、Co比例的曲线关系图, 同时拟合出lnε (Cu%) 的数学函数关系式, 如图3和 (3) 式所示:

从图3可见, 拟合曲线和实际折线的残差值很小, 拟合度较高, 其拟合函数关系为:

从图3还可见, 在Cu、Co含量占总质量的15%的条件下, 线收缩率的自然对数和Cu含量也呈三次幂函数关系, 该拟合曲线也有一极大值和极小值, 对 (3) 式求导数, 并令其等于零, 可知当Cu、Co含量分别为3.63%、11.37%时, 线收缩率有极大值10.70%, 当Cu、Co含量分别为11.09%、3.91%时, 线收缩率有极小值6.49%。这说明当Cu/Co值低于0.31时, Cu有增强Ni、Co对TiC颗粒之间连接能力的作用, 但Cu/Co高于此值后, Cu对TiC的润湿性差的作用显露出来, Cu含量增加, 、Co含量就降低, TiC颗粒之间的烧结连接性降低, 导致线收缩率降低。虽然Cu/Co值高于2.84后, 线收缩率又略有提高, 但效果不显著。

(四) 讨论。

(1) Co具有较好的韧性, 与TiC的润湿性好, 适量Co的加入可明显改善材料的抗弯强度。图1证明了Co含量增加, 抗弯强度增加。因Cu对TiC颗粒的润湿性不好, 导致Cu的加入, 会降低抗弯强度, 虽然Cu高于一定值后, 抗弯强度有一定的提高, 但是作用有限。 (2) 由于Cu的良好导电性, 加入Cu有利于降低电阻率, 但由于Cu和Co、Ni、TiC之间的复杂关系, 电阻率并非随Cu含量的增加而下降, 而是先略有升高再降低, 当Cu/Co大于1.09后, 电阻率反而升高, 这说明Co和Ni对含Cu碳化钛基金属陶瓷的导电性有重要影响。 (3) Cu含量低时, 能改善Ni、Co对TiC颗粒之间的润湿性, 当Cu/Co值低于0.31时, 能提高线收缩率, 且在Cu/Co值低于0.10时, 还能提高抗弯强度, 但由于Cu对TiC的润湿性差, 要提高TiC基金属陶瓷的力学性能, 主要依靠Ni和Co。 (4) Cu、Co加入量的比例对抗弯强度、电阻率和线性收缩率等的自然对数的拟合关系均是三次幂函数表达式, 但lnσ (Cu%) 和lnη (Cu%) 的幂函数曲线关系较为接近。这说明抗弯强度和电阻率之间有较密切的关联度。

三、结论

(一) Cu/Co对含Cu碳化钛基金属陶瓷的抗弯强度有明显的影响, 在本试验的条件下, 经拟合求解分析可知, 在Cu/Co为0.10时时, 抗弯强度有极大值347.23MPa。

(二) 适量加入Cu, 可提高TiC基金属陶瓷的导电性能。但导电性并非单一取决于Cu, 而是受TiC、Co、Cu和Ni等的综合作用。经拟合求解分析得:本研究条件下, 在Cu、Co、Ni含量分别为7.84%、7.16%和5%时, 电阻率取得最小值1.9310-5Ω?m。

(三) 在Ni加入量为5%、TiC为80%的不变条件下, Cu/Co比例和TiC基金属陶瓷的抗弯强度、电阻率的烧结线收缩率自然对数均呈三次幂函数关系, 从三条似合幂函数曲线分析, 抗弯强度与电阻率的关系较为密切。

摘要：研究了Cu和Co对TiC基金属陶瓷的抗弯强度、电阻率和烧结线收缩率的影响, 在TiC、Ni分别为80%、5%的固定条件下, 变化Cu/Co值进行试验研究, 并对试验数据进行似合分析, 结果表明:抗弯强度、电阻率和烧结线收缩率的自然对数和Cu的质量百分数呈三次幂函数关系, 均有极大值和极小值, 而且抗弯强度和电阻率之间的关系较为密切。

关键词：TiC基金属陶瓷,抗弯强度,电阻率,收缩率

参考文献

[1]陈怡元, 邹正光, 龙飞.碳化钛基金属陶瓷的合成及其应用研究现状[J].钛工业进展, 2007, 24 (3) ;

金属表面陶瓷化方法 第8篇

层表面获得原位生长的氧化铝陶瓷, 陶瓷膜层通过铝-界面层与金属基体结合在一起, 实现金属基体表面耐蚀、绝缘等的使用要求, 最后经过水洗、烘干, 便获得金属-界面扩散层-铝-陶瓷的复合体系, 完成了对金属的表面改性处理。

通过以上处理便可以在金属表面获得金属-界面扩散层-铝-陶瓷组成的结构体系, 完成对一些金属基体的表面陶瓷化处理。其优点是通过熔钎焊的方式在金属基体表面附加铝堆焊层, 避免了母材的熔化, 消除了微弧氧化方法处理某些金属的限制, 使铝的微弧氧化工艺比较成熟、氧化铝陶与铝的结合力强等。由于微弧氧化是在铝的表面原位生成陶瓷, 可以使得膜层与基体结合牢固, 陶瓷膜致密均匀。

联系人:张洪涛

地址:山东省威海市文化西路2号哈尔滨工业大学

金属陶瓷 第9篇

关键词：Ti(C,N)基金属陶瓷,烧结温度,保温时间,显微组织,力学性能

Ti (C,N) 基金属陶瓷是在TiC-Ni-Mo金属陶瓷基础上发展起来的[1],介于WC基硬质合金和超硬材料之间的一类新型工具材料。由于Ti (C,N) 基金属陶瓷刀具具有较高的硬度、耐磨性、红硬性、优良的化学稳定性、与金属间极低的摩擦系数,以及良好的的韧性和强度[2,3,4],已在日本等国家得到了成功的应用,并且已显示了其作为传统的WC-Co合金替代材料的巨大潜力,但目前反映出来的问题仍然是强韧性不足,不断提高其强韧性仍是当前研究的主要方向。

在以前的Ti (C,N) 基金属陶瓷的研究工作中,主要通过优化材料的成分、制备工艺和改进烧结方法等来提高金属陶瓷的性能[5,6,7,8,9],但关于烧结工艺对Ti (C,N) 基金属陶瓷组织和性能的影响,至今报道较少。烧结是Ti(C,N)基金属陶瓷制备中最关键的工艺过程,但在实际材料制备过程中,需要对主要烧结工艺参数进行探索,才有可能制备出高性能的材料。鉴于此,本工作研究了不同的烧结温度和保温时间对纳米复合Ti(C,N)基金属陶瓷的组织和性能的影响,为制定最佳烧结工艺提供一定的依据,从而对进一步提高材料的性能提供理论指导。

1 实验方法

1.1 试样制备

实验所用材料为市售的TiC,TiN,纳米TiC,纳米TiN,Ni,Mo,WC,Cr3C2,石墨粉末,其原始粉末的粒度及氧含量见表1 所示。表1中粒度采用SA-CP3粉末粒度测定仪测定,氧含量采用TC-136氮氧分析仪测试。配制成分为36%TiC-11%TiN-28%Ni-16%Mo-6.9%WC-1.5%C-0.6%Cr3C2(质量分数)的混合料(其中TiC和TiN的微米粉和纳米粉质量比为9∶1)。

混料采用湿混:每1000g混合料中加入350mL无水乙醇,球料比为7∶1(质量比),采用QM-1SP行星式球磨机球磨,球磨机转速为250r/min,混料时间为24h。料浆的干燥在温度为75℃的红外干燥箱中进行。试样在CMT-5105型电子万能试验机上压制而成:压制压力为270MPa,保压时间为60s。将压坯分别在1400℃60min,1420℃60min,1440℃60min,1440℃90min的条件下进行烧结,液相烧结阶段真空度P控制在100~10-2Pa之间。烧结工艺如图1所示。

1.2 性能测试

烧结好的试样在CMT-5105型电子万能试验机上进行三点弯曲实验,测定其抗弯强度,试样尺寸为5.0mm6.5mm32mm,跨距为14.8mm,加载速率为30N/s。

试样经磨制、抛光后,用洛氏硬度计测量材料的硬度。每种烧结工艺试样取5个,测定其横向断裂强度和硬度,取算术平均值。

采用美国FEI公司的QUANTA2000型扫描电镜在背散射电子(BSE)模式下观察试样的显微组织;在二次电子(BEI)模式下观察试样的断口形貌。

2 结果及讨论

2.1 烧结工艺参数对显微组织的影响

不同烧结工艺条件下Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织如图2所示。

由图2a可知,对于主要硬质相由纳米级和微米级的粉末复合配制而成的试样,试样在温度为1400℃下保温60min时,其组织分布很不均匀,细小的纳米颗粒有明显的团聚现象,有些大的硬质颗粒表面出现了包覆相,但包覆层不完整;另外还形成了一些白芯-黑壳的结构。其形成机制可概括如下:对于很细的TiC,TiN颗粒,在液相出现前,由于WC,Mo2C,TiC,TiN等相互间发生扩散,形成细小的、固溶的(W,Mo,Ti)(C,N),随后当液相出现后,在其表面析出一层重元素Mo,W含量较前者低的(W,Mo,Ti)(C,N)固溶体,因而成为芯部且为白色,包覆层为浅黑色的结构。许多这种结构的形成说明,液相烧结阶段的溶解析出过程已进行到了一定的程度,但大颗粒表面包覆相不完整说明烧结进行得不充分。

由图2b可知,在烧结温度升高到1420℃时,颗粒团聚现象消失,但还有少量的硬质颗粒,表面包覆层不完整,包覆层有的地方很薄,这说明烧结温度偏低,液相烧结过程进行的仍不充分。再比较图2c可知,当烧结温度达到1440℃,保温时间为60min时,试样中大颗粒明显球化,包覆层都很完整,大颗粒也没有明显的长大,同时仍存在大量的细小晶粒。这说明液相烧结已进行得较充分。

由图2d可知,当烧结温度为1440℃,保温时间延长为90min时,试样中晶粒明显长大,环形相过分增厚。由于保温时间是烧结体成型的主要阶段,这一阶段可以使材料的各组分进行充分的物理化学变化,随保温时间增加,晶粒分布更加均匀,“芯-壳”结构更加完整,烧结体更加致密。如果保温时间过长,将导致液相挥发加剧,尤其TiN在高温下分解更加严重,产生N2,残留在烧结体内形成气孔,严重影响材料的性能。而N的存在阻止Mo向Ti(C,N)的扩散及Ti向Ni的扩散,抑制环形相的发展,使Ti(C,N)晶粒得到细化。因此,环形相厚度增加,环形相很脆,从而对烧结体的性能影响很大。另外,在更高的烧结温度(1480℃)也进行了烧结,但试样都烧塌了。

对经过不同保温时间的烧结体的粘接相(接近表面区域)作能谱分析,结果如图3和表2所示。由能谱分析可知,保温时间不同对金属陶瓷的粘接相的成分有着明显的影响。金属粘接相Ni的变化很大,这是由于Ni的熔点低(1455℃),随着保温时间的进一步延长,Ni在高温挥发更加严重,导致其在最终烧结体中含量降低。因此,保温时间对最终烧结体的组织结构和化学成分具有显著的影响。

2.2 烧结工艺参数对力学性能的影响

Ti(C,N)基金属陶瓷试样经过不同的烧结条件烧结后,其主要性能见表3所示。

由表3可知,随着烧结温度的升高,金属陶瓷的硬

度和抗弯强度逐渐增加,在1440℃烧结,保温60min时,其抗弯强度可达1914.2MPa,硬度HRA达90.1,金属陶瓷具有较好的力学性能。这是因为随着烧结温度的升高,包覆层结构逐渐完整,阻碍了硬质相颗粒的聚集长大,使硬质相颗粒细化和分布得较均匀,且较完整的包覆层可增加硬质相与粘结相的界面结合强度,使裂纹不易沿相界面扩展。在烧结温度为1440℃,保

温时间从60min延长到90min时,金属陶瓷的抗弯强度却减小。根据位错塞积理论的Hall-Petch 关系式及表3可知,Ti(C,N)基金属材料的屈服应力与晶粒尺寸的关系满足于:

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式中:σ为0.2%屈服应力;σ0为移动单个位错所需克服的点阵摩擦力;K为常数;d是平均晶粒尺寸。

从式(1)可见, 金属陶瓷的屈服强度与晶粒尺寸的平方根呈反比。因此随着保温时间的增加,金属陶瓷的晶粒长大,所以材料的抗弯强度降低。另外,过厚的环形相也是导致其抗弯强度下降的原因。从表3可知保温时间对硬度的影响不大。

对经过不同烧结工艺的试样进一步进行了断口分析,图4为其断口形貌。从图4可以看出,Ti(C,N)基金属陶瓷的断口形貌主要为:硬质相颗粒和硬质相颗粒脱落凹坑+撕裂棱+撕裂棱上的韧窝+少量解理断裂的硬质相,其中韧窝是粘结相包围硬质相颗粒,在断裂过程中形成了以这些硬质相颗粒为中心的小凹坑;

撕裂棱为粘结相被撕裂而产生的;硬质相颗粒和硬质相颗粒脱落凹坑为硬质相晶粒沿晶“脱节”而产生(所谓脱节,就是因为硬质相与粘结相之间结合得不是很好,在结合处存在微孔,在弯曲断裂过程中,这些微孔沿硬质相的边界聚集长大,最终使硬质相与粘结相脱开)。对图4a,b的断口分析表明,试样中都有孔洞存在,图4a中孔洞尺寸比图4b大且多,说明烧结温度过低,未能使烧结体中的孔洞全部闭合,随着温度的升高,烧结体逐渐致密。由图4c可以看出,经1440℃60min烧结的试样断口,有较发达的撕裂棱,韧窝也相对较多,沿晶断裂的成分相对较少,并且形貌整体层次感强,粘接相有明显的塑性变形,消耗了大量的能量,提高了陶瓷的强度。从图4d看出,断口也有撕裂棱和韧窝,但比图4c要少,晶粒棱角钝化,部分韧窝较大,说明保温时间过长,硬质相颗粒过分长大,金属陶瓷强度下降。

3 结论

(1)随着烧结温度的升高,金属陶瓷的组织逐渐变得均匀,硬质颗粒逐渐球化,且其表面的环形相逐渐变得完整;温度过高,保温时间过长,晶粒都会明显长大,环形相变厚。

(2)随着烧结温度的升高,金属陶瓷的抗弯强度和硬度均逐渐增加。保温时间延长,金属陶瓷的抗弯强度降低,硬度略有下降。对于纳米复合Ti(C,N)基金属陶瓷采用1440℃60min真空烧结,烧结体的性能最佳,其抗弯强度达1914.2MPa,硬度HRA达90.1。

参考文献

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[4]BOLOGNINI S,FEUSIER G,MARI D,et al.High temperaturemechanical behaviour of Ti(C,N)-Mo-Co cermets[J].Interna-tional Journal of Refractory Metals and Hard Materials,1998,16:257-268.

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[8]ZHENG Y,WANG S X,YOU M,et al.Fabrication of nano-composite Ti(C,N)-based cermet by spark plasma sintering[J].Materials Chemistry and Physics,2005,92:64-70.

谈陶瓷雕塑在陶瓷装饰艺术中的地位 第10篇

从女娲的捏土做人, 到中国现当代陶瓷雕塑的百花齐放，陶瓷雕塑在世界陶瓷艺术中占有极为重要的地位。中国雕塑艺术肇始于新石器时代，历先秦三代，经秦汉、南北朝的发展，至隋唐达到鼎盛期。中国古代雕塑，种类繁多，雕塑手法丰富，雕塑形式风格具有鲜明的民族风格特色。雕塑创作系以可塑或可雕的物质材料制作出各种具有生命感的形体，因而其对材质要求尤为重要。材质的不同会直接影响雕塑作品的形式与风格。史前雕塑，在内容上多为依据实用器物，装饰生活或巫术宗教内容。新石器时代晚期，我们的祖先已经开始制作独立于物质生产之外的装饰品。新石器时代广泛制作陶器过程中出现了大批的陶塑艺术品。红山文化彩塑女神头像，造型准确生动，人物形象性格尤为生动。商周时代的青铜器，是雕塑艺术的一个方面，其制作是在陶范中完成，是陶装饰艺术的发展延伸。秦汉时期多陶塑与陵墓石刻，秦始皇兵马俑堪称中国陶瓷雕塑艺术的杰作。汉代陶塑在抓住真实对象主要形态基础上，运用洗练手法加以夸张变形，惟妙惟肖。雕刻艺术在唐代时风格多样、形象准确、技巧纯熟，可谓登峰造极。全国各地佛像、菩萨、神王已经形成典型的中国特色。著名的唐三彩，色彩艳丽，尽妍极态，充分反映了唐代社会繁荣的盛况。汉代佛教的传入，南北朝时期被人们真正接受，石窟雕塑佛像较普遍；寺观泥塑在五代两宋盛行，宋代瓷雕与元代瓷雕风格较为接近，宋瓷器物上多见刻划花装饰；元代雕塑尤其佛像受尼泊尔艺术家阿尼哥影响较大。明清时期佛教雕塑陷于程式化、定型化，装饰华丽可惜缺少内在活力。

二、陶瓷雕塑与陶瓷装饰的比较

瓷雕又称“陶瓷雕塑”，其历史悠久，约始自秦、汉，盛于明、清时期的德化窑、石湾窑、景德镇窑、洛阳窑、枫溪窑等。一般系指具有独立性的立体陶瓷雕塑制品，需经模印、镶嵌、及手工镂、捏、堆塑、雕刻等成型过程并经高温烧成。按制作方法可分圆雕、浮雕、镂雕、捏雕等数种。按制品可分素雕和彩雕两种，包括陈列美术品、日用生活器皿及玩具等。制作时必须考虑到干燥和烧成收缩，防止翘扁变形及裂纹斑疵等。陶瓷雕塑不同于石刻、木刻、铜刻、玉琢与牙雕，也不同于泥塑和石膏塑形。瓷雕作品必须经过高温烧制。瓷雕制作工艺，其成型必需模印、镶嵌、镂雕、捏塑、堆雕等。所以瓷雕种类可分为：圆雕、捏雕、浮雕、堆雕、镂雕、镶嵌雕等。

陶瓷装饰系指在陶瓷上进行艺术加工的各种方式、技法，能提高产品的艺术性和档次。装饰可在施釉前对坯体进行，也能在釉上、釉下和对釉

本身进行。常用的具体方法有单色釉、杂色釉（窑变釉、花釉）、结晶釉、裂纹釉、釉上彩、釉下彩、釉中彩、金银彩、斗彩、贴花、喷花、印花、刷花、刻花、划花、剔花、塑雕等。以上各种装饰方法，可以单项运用，也可综合运用。其中可看出印花、刷花、刻花、划花、剔花、塑雕等均为陶瓷雕塑装饰技法，因而陶瓷雕塑与陶瓷装饰是密不可分的，陶瓷雕塑可采用综合装饰技法，后者也可将雕塑技法运用到陶瓷综合装饰形式中。从两者关系上看，陶瓷雕塑是陶瓷艺术中的基本，更是重要组成部分，陶瓷绘画艺术是陶瓷雕塑艺术发展一定阶段的陶瓷艺术产物，陶瓷装饰虽是陶瓷艺术技法中的一种重要手段，它可能是采用陶瓷雕塑艺术手段，也可能是采用绘画艺术手段，但陶瓷装饰最根本的还是立足于陶瓷特定造型器物之上，这就意味着，陶瓷绘画装饰允许淡化雕塑艺术中的造型功能，而突出其绘画表现效果。

三、陶瓷雕塑地位不可撼动

陶瓷雕塑是陶瓷装饰技法之一，其难于逾越的技艺，高超含蓄的技法表现特色，使得陶瓷雕塑成为其它艺术种类迥异的特色艺术技巧。其直白又含蓄，其出自泥土，熔身窑火，似土之淳朴，似玉之洁净，其三维造型与自然造物和谐，展示着无声而清晰的雕塑语言。陶瓷雕塑是对陶瓷坯体及釉面进行雕刻、塑造的装饰方法，在平面无法足够满足装饰表达情况下，艺术家想方设法都在寻找雕塑技法加以弥补。所以在众多的现代陶艺造型作品中，人们常常看到转折起伏的器型边缘，看到镂刻开光，看到浮雕刻划花，看到立体三维空间出现。在人类新石器时代第一件彩绘陶瓷艺术出现之时，其载体就是陶器。陶瓷雕塑是任何陶瓷器物的载体塑造，其今后亦将至始至终伴随着陶瓷。

在西方，一件好的陶艺作品，那意味着这件作品系从泥巴拉坯到成型、到彩绘、到烧成整套流程。而在我国许多陶瓷艺术作品，是工人师傅完成器型制作部分，然后由艺术家绘画或雕刻，这件作品严格上说应该是众人合作的作品，但社会却从不这样认为。另一个奇特的现象是，在绘制任何作品前，首先想到的是借助于何种器型，是艺术家、收藏想到的，但确定后，却忘记了器型的制作本身就是陶瓷雕塑的基本功。更有甚者，现在的浅浮雕装饰陶艺，却从不被提及雕塑字样，而冠于模糊字样的“现代陶艺”。事实是：陶瓷雕塑贯穿于陶瓷艺术始终。

结 论

陶瓷艺术是一门极具特色的装饰艺术，其融泥与火的艺术于一身，其涵盖雕塑与绘画两大门类，同时可塑可绘，题材选择多样，表现形式内容多样，体现了陶瓷强大的生命力。作为陶瓷艺术家，我们应当从不同角度对陶瓷艺术技法多加思考，将陶瓷与中国现当代文化结合，发掘陶瓷对人类生活的魅力，认真思考、学习利用好陶瓷雕塑这一传统而时尚的艺术技法，发扬中国传统陶瓷艺术技巧魅力，创造出丰富多彩的新颖别致的陶瓷艺术品来。

金属陶瓷 第11篇

工业中,劣质煤的燃烧使超(超)临界机组锅炉管遭受高温腐蚀、冲蚀磨损、积灰和结渣等[1],常导致爆管和事故停运,造成巨大的经济损失。高温硫腐蚀通常包括硫酸盐腐蚀和硫化腐蚀,在燃煤含硫量高(2%～4%)的锅炉部件中更为严重。随着燃煤中硫含量的提高,传统材料与工艺制备的涂层[2,3,4]在高硫煤的超(超)临界机组运行环境中发生了大面积脱落,已经不能满足燃用高硫煤锅炉的防腐蚀要求。目前对高温硫腐蚀的研究主要集中于高温硫腐蚀的机制方面[5,6,7],有关540～700℃下高硫(2%～4%)腐蚀的防护技术的研究鲜有报道。电站发电机组的过热蒸汽温度常为600℃,其锅炉受热面的壁温最高为680℃左右。本工作利用超音速火焰喷涂(HVOF)分别制备了1375VM和TPRI-A NiCr金属陶瓷涂层,考核了各涂层在700℃的高温抗硫腐蚀性能,并与超音速电弧喷涂(SWAS)制备的传统45CT涂层进行比较。

1 试验

1.1 涂层制备

基材选用马氏体不锈钢2Cr13,尺寸为20 mm10mm。分别以1375VM粉末(25%Ni20Cr-75%Cr3C2,粒度15～45μm)和自制的TPRI-A型NiCr-Cr3C2金属陶瓷粉末(粒度10～38μm)进行超音速火焰喷涂;以45CT(Ni43Cr1Ti)丝材作为超音速电弧喷涂材料。

采用MF-G-K型喷涂设备超音速火焰喷涂,喷枪型号为HVOF-K2,工艺参数:氧气压强0.9 MPa,氧气流量216 L/min,丙烷压强0.9 MPa,丙烷流量62L/min,送粉N2流量4 L/min,喷涂距离180 mm。采用TurboArc 300型超音速电弧喷涂系统喷涂时的工艺参数:电压32.4 V,电流170 A,空气压强0.90 MPa,丙烷压强0.85 MPa,喷涂距离180 mm。

用专用的抗高温腐蚀纳米无机封孔剂对HVOF的TPRI-A涂层进行封孔处理。

1.2 涂层性能测试与表征

1.2.1 高温硫酸盐腐蚀性能

采用蜂窝状的Pt催化剂促进SO2与SO3间的平衡反应,温度650℃。将试样加热到一定温度后,用毛笔蘸取(0.9Na,0.1K)2SO4混合溶液(由NaSO4和K2SO4按摩尔比9:1组成)均匀涂到试样表面,水分快速挥发后留下一层均匀的盐膜。控制涂覆量在2.7～3.2mg/cm2。

将涂有(0.9Na,0.1K)2SO4盐膜的试样置于700℃,O2-1.5%(SO2+SO3)气氛(煤中含硫量>4%)中,分别腐蚀0.5,1.0,1.5,2.0,2.5,3.0,5.0,8.0,24.0 h;每个时间点取出试样称重,观察、记录涂层表面的腐蚀情况,根据涂层增重绘制出腐蚀动力学曲线。试样单位面积质量的变化按下式计算:

△W=(mi+1-mi)/S

式中△W单位面积质量变化,mg/cm2

mi+1第i次腐蚀后试样质量,mg

mi第i次腐蚀前试样质重,mg

S涂层表面积,cm2

1.2.2 高温硫化腐蚀性能

将试样放置在700℃,H2-1%H2S混合气氛中,分别腐蚀5.0,13.0,21.0,29.0,35.0,41.0 h;每个时间点取出试样称重,观察、记录涂层表面的腐蚀情况,根据涂层增重测绘出腐蚀动力学曲线。

1.2.3 结构表征

采用JSM-6390A型扫描电镜(SEM)观察涂层组织结构,并用其配备的能谱仪(EDS)分析成分。根据JB/T 7509-1994表征喷涂态涂层的孔隙率。采用X射线衍射仪(XRD)分析腐蚀产物的相结构。

2 结果与讨论

2.1 涂层形貌

图1为HVOF制备的1375VM和TPRI-A,以及SWAS制备的45CT涂层的SEM形貌。

由于1375VM中陶瓷相含量较高(75%),喷涂层中存在大量灰色陶瓷相颗粒,白色部分为充分熔化的NiCr合金(见图la)。HVOF过程中陶瓷相不易熔化和扁平化,因此HVOF涂层层状结构不明显;而SWAS的45CT涂层具有热喷涂层的典型层状结构。45CT丝材为合金材料,在SWAS过程中充分熔化,并经雾化后喷向基体形成涂层。SWAS的45CT涂层中存在大量平行于粒子界面的未结合区域以及灰色的扁平状金属Cr的氧化物,还包含部分等轴孔(见图1c)。这些灰色扁平状金属氧化物的存在,表明涂层制备过程中熔融态粒子在高温时表面发生了氧化,并在扁平、凝固过程中保留下来。大量的这种含有氧化物的熔融粒子叠加就形成了层状结构明显的涂层。测得HVOF的1375VM和TPRI-A涂层的孔隙率分别为0.49%和0.55%,SWAS制备的45CT涂层的孔隙率为1.80%。该45CT涂层中存在大量Cr的氧化物,使涂层中相邻粒子间结合弱,因此液态粒子凝固后形成的涂层孔隙率高。

2.2 涂层腐蚀速率

2.2.1 硫酸盐腐蚀

图2是4种涂层高温硫酸盐腐蚀增重随时间的变化。由图2可知:4种涂层在前3.0 h的腐蚀增重均较快,这与涂层表面氧化物被硫酸盐化形成低熔点共晶熔盐有关;随时间延长,涂层的腐蚀增重速率减小,腐蚀进入稳态发展阶段,1375VM涂层比其他3种涂层的腐蚀增重速率更小,45CT涂层的增重速率最大;封孔处理的TPRI-A涂层比未封孔的腐蚀速率略微降低,由于HVOF的TPRI-A涂层覆盖有(0.9Na,0.1K)2SO4盐膜且涂层本身孔隙率较低,因此封孔处理的效果并不明显;经长期高温腐蚀后,封孔处理的TPRI-A涂层的腐蚀速率接近于1375 VM涂层的。

2.2.2 硫化腐蚀

图3是4种涂层高温硫化腐蚀增重随时间的变化。

由图3可知:1375VM、未封孔TPRI-A和45CT涂层腐蚀初期增重较大,特别是45CT涂层,随后这3种涂层腐蚀增重速率减小,腐蚀41.0 h后总增重相当;封孔处理的TPRI-A涂层腐蚀初期出现了轻微的失重,这可能与涂层表面封孔剂的烧结及部分剥落有关;封孔处理能抑制TPRI-A涂层的快速硫化腐蚀现象,随腐蚀时间的延长,涂层的腐蚀增重速率增加,但明显小于其他3种。与硫酸盐腐蚀相比,封孔处理提高抗腐蚀性能的效果更显著。这是因为硫化腐蚀过程中腐蚀介质为H2S气体,封孔剂有效堵塞了涂层中的孔隙,H2S气体难以扩散至涂层内部。

2.3 涂层腐蚀产物的组织结构

2.3.1 硫酸盐腐蚀

硫酸盐腐蚀后,试样表面沉积盐明显熔化,并有可能是硫酸镍的浅绿色产物,1375VM、未封孔TPRI-A和45CT涂层表面尤为明显。这表明涂层表面发生了高温硫酸盐腐蚀,已形成了低熔点共晶熔盐。

4种涂层高温硫酸盐腐蚀24.0 h的产物的XRD谱见图4,断面SEM形貌见图5。

由图4可知:涂层表面主要是硫酸盐,同时有Cr2O3,封孔TPRI-A涂层表面有铬和镍的硫化物。Cr2O3和Cr3S4膜具有很好的抗高温硫酸盐腐蚀性能。HVOF制备的1375VM涂层表面腐蚀产物疏松、多孔,暗色相主要是硫酸盐,沿涂层表面形成了很薄的灰色富铬氧化物(见图5a)。结合图4b,5b可知:封孔的TPRI-A涂层腐蚀产物层的形貌与1375VM涂层的类似,仍主要是硫酸盐,但其在表层疏松多孔的硫酸盐与涂层之间形成的富铬氧化膜更厚,能谱分析其可能是Cr2O3和Cr3S4的混合物;该富铬氧化膜层致密,可对其底部涂层形成有效保护;涂层中仍有许多微小孔洞及裂纹。未封孔的TPRI-A涂层的腐蚀产物形貌与封孔涂层的相似(见图5c)。45CT涂层腐蚀产物最外层是较厚的硫酸盐层,表面看不到连续的富铬氧化层,此外SWAS过程中形成的氧化物(灰色)降低了涂层的抗腐蚀性能(见图5d)。

各涂层表面涂覆(0.9Na,0.1K)2 SO4盐膜后于O2/SO2/SO3气氛中发生了高温硫酸盐腐蚀行为。由于(0.9Na,0.1K)2SO4混合盐的熔点为852℃,明显高于腐蚀温度(700℃),因而合金和涂层发生高温硫酸盐腐蚀是由于初始涂覆的固态盐膜反应变成熔融态。涂层中的陶瓷相能阻碍高温硫酸盐腐蚀,是由于陶瓷相或其氧化产物Cr2O3具有阻碍物质扩散的作用。细化陶瓷相颗粒使之在涂层中分布更均匀,将有助于提高其阻挡作用。尽管涂层表面仍形成了NiSO4-(Na,K)2SO4共晶熔盐(主要是Ni外扩散形成NiO),但是在腐蚀前沿均匀分布的细小陶瓷相及其氧化产物Cr2O3有效阻挡了物质的扩散,从而降低了涂层在腐蚀稳态发展阶段的腐蚀速度。

2.3.2 硫化腐蚀

4种涂层高温硫化腐蚀41.0 h的表面产物的XRD谱见图6,断面SEM形貌及能谱见图7。由图6可知:4种涂层表面主要腐蚀产物为硫化镍,部分涂层表面腐蚀产物中包含硫化铬。由于腐蚀产物最外层是较厚的硫化镍,因而硫化铬的峰并不明显。由图7可知:4种涂层腐蚀产物具有相似的结构,最外层是亮色的Ni3S2,次外层是灰色的富铬硫化物层,最里层则是富铬硫化物和碳化物的混合层。事实上,中间层与最里层的界面大致是原始涂层的表面,这说明涂层的腐蚀是通过金属的外扩散与硫的内扩散进行的。另一方面,封孔的TPRI-A涂层腐蚀层厚度明显小于其他涂层,与动力学测量结果是一致的,封孔处理显著提高涂层抗硫化腐蚀性能。未封孔的TPRI-A涂层与1375 VM涂层的腐蚀形貌相差不大。另外,NiCr金属陶瓷涂层中的腐蚀层与未腐蚀层的界面处存在大量细小的碳化物颗粒,有利于提高涂层的抗腐蚀性能。

3结论

(1)超音速火焰喷涂的NiCr金属陶瓷系列涂层(1375VM和TPRI-A)比超音速电弧喷涂45CT涂层具有更优异的抗高温硫酸盐腐蚀及硫化腐蚀的能力。

(2)封孔处理可显著提高超音速火焰喷涂TPRI-A型NiCr金属陶瓷涂层的抗高温硫酸盐腐蚀性能以及抗硫化腐蚀性能。

摘要：超(超)临界机组锅炉管在硫含量较高的烟气环境中常遭受严重的高温硫酸盐及硫化腐蚀,成为锅炉安全的隐患。在2Cr13不锈钢表面利用超音速火焰喷涂(HVOF)制备了NiCr金属陶瓷涂层(1375VM和TPRI-A),并用超音速电孤喷涂(SWAS)制备传统45CT涂层以作比较,研究了各涂层在700℃,H2-1%H2S环境中的硫化腐蚀性能以及涂覆(0.9Na,0.1K)2SO4盐膜后在700℃,O2-1.5%(SO2+SO3)环境中的高温硫酸盐腐蚀性能。结果表明:HVOF制备的NiCr金属陶瓷涂层比SWAS制备的45CT涂层具有更优异的抗高温硫酸盐腐蚀及硫化腐蚀性能:封孔处理可显著提高HVOF制备的TPRI-A涂层的抗高温硫酸盐腐蚀以及硫化腐蚀性能。

关键词：硫腐蚀,HVOF,SWAS,NiCr金属陶瓷涂层,45CT涂层,2Cr13钢,超(超)临界机组

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