涂层材料范文

涂层材料范文（精选9篇）

涂层材料 第1篇

TiCN和TiAlN的开发, 又使涂层刀具的性能上了一个台阶。TiCN可降低涂层的内应力, 提高涂层的韧性, 增加涂层的厚度, 阻止裂纹的扩散, 减少刀具崩刃。将TiCN设置为涂层刀具的主耐磨层, 可显著提高刀具的寿命。TiAlN化学稳定性好, 抗氧化磨损, 加工高合金钢、不锈钢、钛合金、镍合金时, 比TiN涂层刀具提高寿命3~4倍。在TiAlN涂层中如果有较高的Al浓度, 在切削时涂层表面会生成一层很薄的非品态Al2O3, 形成一层硬质惰性保护膜, 该涂层刀具可更有效地用于高速切削加工。掺氧的氮碳化钛TiCNO具有很高的显微硬度和化学稳定性, 可以产生相当于TiC十Al2O3 复合涂层的作用。

目前硬质薄膜材料中, 显微硬度HV能够超过50GPa的有3种:金刚石薄膜、立方氮化硼cBN、氮化碳。

许多沉积金刚石薄膜的温度要求为600℃~900℃, 因此该技术常用于硬质合金刀具表面沉积金刚石薄膜。金刚石硬质合金刀具的商品化, 是近几年涂层技术的重大成就。

cBN在硬度和导热率方面仅次于金刚石, 热稳定性极好, 在大气中加热至1000℃也不发生氧化。cBN对于铁族金属具有极为稳定的化学性能, 与金刚石不宜加工钢材不同, 它可以广泛用于钢铁制品的精加工、研磨等。cBN涂层除具有优良的耐磨损性能外, 还可以在相当高的切削速度下加工耐热钢、钛合金、淬火钢, 能切削高硬度的冷硬轧辊、掺碳淬火材料和对刀具磨损非常严重的Si—Al合金等。低压气相合成cBN薄膜的方法主要有CVD和PVD法。CVD包括化学输运PCVD, 热丝辅助加热PCVD、ECR—CVD等;PVD则有反应离子束镀、活性反应蒸镀、激光蒸镀离子束辅助沉积法等。cBN的合成技术, 在基础研究和应用技术方面都还有不少工作要做, 包括反应机制和成膜过程、等离子体诊断和质谱分析、最佳工艺条件的确定、高效率设备的开发等。

氮化碳有可能具有达到或超过金刚石的硬度。合成氮化碳的成功, 是分子工程学十分杰出的范例。作为超硬材料的氮化碳, 预期还有其它许多宝贵的物理化学性质, 研究氯化碳成为世界材料科学领域的热门课题。

涂层材料 第2篇

Mo-Si涂层C/SiC复合材料的氧化性能

采用刷涂法在C/SiC复合材料表面制备Mo-Si抗氧化涂层,研究涂层的微观结构、氧化性能和热震性能.结果表明,涂层中存在微裂纹等缺陷,物相组成为MoSi2、SiO2、SiC和Si.1 400℃氧化时,微裂纹等缺陷迅速愈合.单层Mo-Si涂层试样经5 h氧化后,失重率高速5.90%,贯穿裂纹是涂层失效的主要原因.三层Mo-Si涂层试样经140h氧化后,失重率仅为1.37%,失重速率为3.80×10-5g/(cm2・h).在1 400℃(←→)100℃的热震过程中,涂层保持完整,热震50次的失重率为0.34%.经25次和50次热震后,涂层试样的弯曲强度保持率分别为90.30%和74.56%.三层涂层具有优异的.抗氧化和抗热震性能,这与涂层的制备工艺和结构密切相关.

作 者：闫志巧 熊翔 肖鹏 陈峰 黄伯云 Yan Zhiqiao Xiong Xiang Xiao Peng Chen Feng Huang Boyun  作者单位：中南大学粉末冶金国家重点实验室,长沙,410083 刊 名：宇航材料工艺  ISTIC PKU英文刊名：AEROSPACE MATERIALS & TECHNOLOGY 年，卷(期)： 37(6) 分类号：V4 关键词：C/SiC复合材料   刷涂   抗氧化涂层   抗热震性能  

涂层材料 第3篇

随着世界经济的高速发展,能源危机在全球显得尤为突出,全球都在探索开发诸如太阳能、风能等新能源,隔热涂层织物具有基本不消耗资源即可实现降温功能的特点,对缓解全球能源危机有着重要意义,并能解决夏日户外温度过高不适宜工作的问题,具有较好应用前景。

涂层材料及涂层技术是影响隔热涂层性能的两大重要因素,如何选择涂层材料以及各种涂层材料之间的配比是制成隔热涂层的基础,而采用何种技术将制备好的隔热涂层涂覆于基体之上,并具有隔热效果好、使用寿命长、整体美观等优点,是隔热涂层实际应用的关键。因此,要得到高性能、高可靠性、节能环保的织物用隔热涂层,应重点研究涂层材料与涂层技术,并将两者有机结合起来。

1 研究概况

隔热涂层早在20世纪70年代就被提出,最早应用于航空航天、军工等领域[2],随后在化工、建筑、纺织织物等领域中得到应用[3,4],在纺织织物领域中,隔热涂层最初用于军事人员穿着的织物中,通过对红外辐射的反射、阻隔、辐射等消除或减小织物和背景之间红外反射特性的差别,实现对军事人员的红外伪装; 随后在民用领域中得到应用,主要用于抑制织物外部红外热辐射的射入,隔绝大部分热辐射能量,达到降温的效果。根据抑制红外热辐射方式,织物用隔热涂层可分为反射型隔热涂层、阻隔型隔热涂层、辐射型隔热涂层,其中,反射型隔热涂层应用较多。目前,该技术仍处于初始阶段,国内外对其研究较少。

1.1 织物用隔热涂层材料的研究概况

用于织物领域中的隔热涂层材料主要包括树脂与功能粒子。将功能粒子均匀的分散在树脂中,由树脂将其与织物连结起来,即可使得织物获得隔热功能。对树脂的研究主要集中在如何通过改性降低其折射系数,获得较好的耐候性、化学性质稳定性以及对织物较好的粘附强度。选用时,一般选择结构中少含C-O-C、C=O、O-H等吸热基团的树脂,且可将多种树脂混合使用,提高涂层的隔热性能,如中山大学的涂料专利[5]采用丙烯酸树脂、醇酸树脂、氯化橡胶树脂、环氧树脂和HCPE等为基料,得出了红外热反射效率高、降温效果好的隔热涂层。功能粒子是隔热涂层中最重要的组分,主要作用是反射太阳近红外辐射,减少热量的吸收。如在应用于纺织织物中的隔热涂层功能粒子中,TiO2不仅具有优良的抗老化能力,且对太阳光中的近红外光具有良好的反射能力,将其处理到织物上不仅可使织物获得良好的隔热性能,还可明显地提高涂层织物的耐老化性能,因此得到了广泛的研究,表1列出了辐照40min后,应用于织物中的不同功能粒子的隔热效果情况[6,7]。

由表1可知,在用于纺织织物中的隔热涂层,不同类型的功能粒子隔热效果不一致,当采用单一材料功能粒子时,TiO2的隔热效果最佳,因此用于织物中的功能粒子大多选为TiO2,但若只采用单一材料作为功能粒子时,涂层的机械性能往往达不到要求,因此出现了将多种材料混合制成复合式功能粒子,如TiO2+CaCO3,虽然隔热性能不如TiO2,但涂层的机械性能得到了提高,而TiO2+ZnO在提高涂层隔热性能的同时也增强了其机械性能,除此之外,还可通过改性剂提高功能粒子在树脂中的分散性和稳定性,获得机械性能、隔热性能均良好的隔热涂层,如王科林等采用十二烷基苯磺酸钠10%(相对TiO2的质量分数),改性剂溶液pH值5,在80℃下改性40min,使得TiO2分散性得到提高,TiO2在棉织物上分布更均匀、致密,制备的涂层织物隔热性能得到了提高[8]。此外,也可选择其他材料作为功能粒子,如吕艺的一种隔热防晒涂料及其制备方法的专利采用了1%~30%(1~400μm)空心陶瓷微粒制成的红外热反射涂层,其热反射率大于89%[9]。

1.2 织物用隔热涂层技术的研究概况

美国在上世纪80年代就有专利技术,采用气相沉积法将金属涂覆到机织物、针织物或非织造织物的至少一面上,可得到对红外热辐射具有反射作用的纺织品 [10]。随着涂层技术的发展,喷涂法、溶胶-凝胶法也得到了应用,其中喷涂法由于操作简便且有效的特点而被广泛应用,而溶胶-凝胶法制得的涂层厚度较喷涂法更薄,可以制备出纳米级的涂层,且涂层的一致性和表面状况也高于喷涂法制备的涂层,目前这种方法由于工艺不成熟和成本较高,还未实现商业化,但具有较好的应用前景。国内外对其均有研究,如美国 NASA用溶胶-凝胶法制备一种新的纳米复合红外热反射涂层,主要用于改进纤维隔热毡的隔热性能;Lee发现如果采用溶胶-凝胶制备的涂层是由陶瓷基的纳米颗粒组成的,材料会有非线性光学性能[11]。在国内,谢维斌用干法直接涂层法将浆料均匀地涂在织物上,并在一定温度和时间下进行交联焙烘[12],王科林通过LTF 97885涂层机将所制备的隔热涂料涂覆到棉织物上,并通过涂覆、烘干、二次涂覆、烘干、焙烘、水洗、烘干等方法制得涂层织物[8]。此外,还有气相沉积法以及通过辊涂、刷涂或刮涂的方法涂覆到纺织织物上等方法[13]。

2 发展展望

目前,国内对隔热涂层在纺织织物领域中的研究仍处于初始阶段,若将其应用于现代纺织织物中制成服装、帐篷等,不但可以降低人们高温下户外活动所产生的中暑以及心脏、呼吸系统为主的疾病发生率,缓解过量红外热辐射对人体的伤害;还能解决旅行者以及军事人员等低温下采用帐篷户外露宿时热量散失而无法入睡的问题,具有较好的应用前景。就纺织织物用隔热涂层的发展方向,主要在以下几个方面:

(1)功能粒子与树脂的改进。功能粒子是涂层最重要的组分,是影响涂层性能的最直接因素,而树脂是功能粒子的载体,与基布直接相连。在配制织物隔热涂层时,功能填料不一定选择一种,也可选择两种或几种功粒子按比例进行配比,得到的织物隔热保温性能可能会更好。树脂与基布的结合牢度也会影响织物的性能,如果树脂与基布的结合强度低,易在使用过程中脱落而失去隔热保温作用,应尽量选用与基布分子结构相匹配的树脂,以便能够形成牢固的化学键;另外要尽量选择与基布的热膨胀系数接近的涂层树脂,以避免使用中因冷热变化而导致涂层脱落对织物隔热性能的影响;除此之外,应根据涂层的不同用途,选择不同基团的树脂,如用于隔热的涂层应选择含有放热基团的树脂,用于保温的涂层应选择含有吸热基团的树脂。

(2)改性剂的配制。功能粒子溶于树脂中时,由于其具有表面极性很强而呈亲水等缺点,导致其在有机介质中容易团聚并产生沉降,影响了涂层的效果,为提高功能粒子在有机介质中的分散性,通常需要对其表面进行有机改性,即需要改性剂。如目前织物用隔热涂层选择十二烷基磺酸钠(SDS)、硬脂酸钠、十二烷基苯磺酸钠(SDBS),以及硅烷偶联剂KH2151和KH2570、高分子聚丙烯酸钠等[8]作为功能粒子金红石型TiO2的改性剂,以提高织物的隔热性等。

(3)涂层技术的改进。对现有的用于各种领域的涂层技术进行分析,结合涂层材料,研究出不同涂层技术所适应的涂层场合,并集各个涂层技术的优点,研制出一种操作方便、可靠性高的可同时适用于各个领域的涂层技术,使得隔热涂层技术具有通用性。

(4)基布的改进。当红外热辐射照射到涂层时,虽有大部分能量被反射,但也有部分能量会透射到织物内部,此时,选择对红外辐射具有较好阻隔作用的基布就显得尤为重要。不同的基布,由于表面的光泽平滑度、后整理方式、经纱线及纬纱线线密度、经纱及纬纱织物密度、织物紧度、织物厚度、织物透气性的不同,其对红外辐射的阻隔性能相差较大。一般地,织物表面光泽平滑度越好,织物的密度、厚度越大,其防热性能越好[14],而透气性大的织物由于其结构较疏松使得辐射热较易直接透过而导致隔热性能较差。但并不能为了追求织物对红外热辐射的阻隔性而盲目的提高织物的紧度、厚度等而使得织物的透气性大大降低,导致织物内部气体混浊、多余热量无法散失等。因此基布的选择应综合各方面因素进行考虑。

(5)设计出可靠的隔热性能测试装置。纺织织物用隔热涂层最重要的性能就是其隔热性能,由于其仍处于研究阶段,未见其隔热性能测试的标准装置,各研究机构分别采用不同的测试装置对该性能进行测试,使得测试结果没有对比性,因此,设计出一套被各研究机构认可的隔热性能测试装置成为当务之急。在该装置设计中,关键的问题是如何创造一个相对外界独立的环境,排除外界环境的干扰,以通过人工热源对该涂层的隔热性能进行测试,并保证每次测量时的环境一致,包括织物每次测试时的有效面积、平整度、张紧力均需一致。

(6)隔热性能的自适应性。在温带大陆性气候、沙漠气候以及夏秋交替之季,昼夜温差较大,织物白天应具有较好的隔热性能,夜晚应具有较好的保温性能,这就需将隔热与保温相结合,制成具有自适应性的隔热涂层,即高温时,在增大织物外表面红外辐射反射的同时,保证织物内部过多的红外辐射透射到织物外部;当外界温度降低到与织物内部温度相近时,减小织物外表面红外热辐射的反射,增大其透射,并增大织物内表面红外热辐射的反射,减小其透射;当外界温度低于织物内部温度时,增大织物内表面的红外辐射反射,并减小对流、蒸发引起的热量散失,使得织物内部近似处于恒温状态。

(7)研制集隔热保温、节能环保功能于一体的纺织织物用隔热涂层。一般地,隔热涂层涂覆在织物外表面,保温涂层涂覆在织物内表面,若为得到同时具有隔热与保温性能的织物,将保温涂层与隔热涂层分别涂覆在织物的内外表面,则可能由于织物厚度小以及织物渗透性等原因导致两种涂层产生化学反应,影响织物的隔热保温性能,因此,若研制一种同时具有隔热与保温性能的涂层,并将其涂覆在织物的一侧,即可消除采用两种涂层所引起的交互影响等问题。此外,应重点挖掘其节能、环保的功能,根据不同环境和使用要求,制作成各式各样的防晒隔热纺织织物用品,如遮阳隔热帐篷、防晒窗帘、仓储防晒隔热篷布、机械设备遮阳隔热布等,在不消耗煤炭、石油等高碳能源的情况下对覆盖物进行降温,可降低CO2的排放,实现低碳经济。

(8)生产设备的智能化。通过对现有生产设备的改进及创新,使其具有在线检测、故障诊断等功能,一旦某处涂层涂覆不均匀,或者涂覆过程中基体存在损坏等情况时,应能及时检测出并采取相关措施,减少次品率,并将生产设备进行模块化设计,缩短生产设备的加工周期,提高生产效率。

综上所述,国外对纺织织物用隔热涂层研究较早,而国内对其研究仍处于初始阶段,要有效的减少纺织织物用隔热涂层内外热量的传递和交换,应从涂层材料及涂层技术的开发与改进入手,充分发挥其节能环保功能,对缓解日益加重的能源危机具有重要的意义。

摘要：织物用隔热涂层能够在基本不消耗资源的情况下实现织物降温或保温的功能,是一种新型功能性涂层,具有较好的应用前景。综述了国内外织物用隔热涂层的研究方法与应用进展,介绍了其涂层材料以及涂层技术的研究概况,并列举了国内外织物用隔热涂层的部分研究工作,重点对织物用隔热涂层的今后的发展进行了展望。提出了织物用隔热涂层在原材料、涂层技术、测试装置、生产设备以及功能性等方面的研究方向。

先进热障涂层的综述 第4篇

摘要：在过去的几十年中，许多陶瓷材料都被作为新型的热障涂层材料，其中很大一部分都是氧化物。由于它独特的性能，这些新型化合物很难与最先进的热障涂层材料YSZ相媲美。另一方面，由于YSZ有一些缺点，尤其是在1200℃以上时它有限的高温性能使得在先进的燃气轮机中YSZ被其他材料所取代。

本篇文献是对不同新型涂层材料的综述，尤其是参杂氧化锆、烧绿石、钙钛矿和氯酸盐等材料。文献的结果还有由我们的研究调查得出的结果都将同我们的要求相比较。最终，我们将讨论双层结构这个概念。它是一种克服新型热障涂层材料冲击韧性的方法 关键词： 热障涂层、氧化锆、烧绿石、钙钛矿、氯酸盐、热导率

一、简介

TBC系统是典型的双层式结构，它包括金属粘结层和陶瓷顶层。粘结层是保护基层氧化和腐蚀的并有改善陶瓷层和基层之间结合强度的作用。陶瓷顶层相比金属机体而言拥有很低的热传导率，通过内冷发陶瓷层可以实现一个很大的温差度（几百K）。因此，它既可以降低金属基体的温度以提高部件的使用寿命又可以提高涡轮发动机的点火温度来提高它的工作效率。

自19世纪50年代第一个军用发动机搪瓷涂层的制造起热障涂层开始了工业化发展。在19世纪60年代，第一个带有NiAl粘结层的火焰喷涂陶瓷涂层应用于商业航空发动机上。接下来的几十年中，热障涂层材料和喷涂技术持续的发展。19世纪80年代热障涂层迅猛发展。在这十年中，氧化钇稳定的氧化锆（YSZ）被认为是一种特殊的陶瓷顶层材料，因为它作为一个近30年来的标准而被确立。

根据沉积工艺的不同，已经确立了两种不同的方法。一种是电子束物理气相沉积（EB-PVD），另一种是大气等离子喷涂（APS）。电子束物理气相沉积法制备的涂层拥有柱状显微结构并被广泛应用于航空发动机的高热机械载荷叶片中。同电子束物理气相沉积法相比，大气等离子喷涂以它的操作粗放度及经济可行性为傲，因此现在更多的TBC采用这种方法。典型静态部件，像燃烧器罐和叶片平台都是用APS进行喷涂。在固定的燃气轮机中，其叶片也常使用热喷涂的方法进行喷涂。

燃气涡轮机效率的进一步提升有赖于燃烧及冷却技术的进步与更高的涡轮机入口温度相结合。这意味着由于在高温下烧结和相转变，标准材料YSZ必然会接近它的极限。

由EB-PVD和APS方法加工的YSZ包含亚稳态的T`相。长时间处于高温下，它能够分解成高氧化钇相和低氧化钇相。后者在冷却过程中将会转变成为单斜晶相并伴随很大的体积增加，这将导致TBC的失效。公认的上限温度是1200℃。另外，由于有限的相稳定性以及烧结导致涂层应变公差的损失而降低了它的高温性能，因此涂层会过早的失效。

所以，在最近的几十年中，人们为了寻找比YSZ更好的陶瓷材料做了大量的工作。很多的综述性文献都包含这个主题。本文提供了这个领域中最新发展的概要。

二、烧绿石

为了在1300℃以上的条件下服役，拥有烧绿石结构的TBC材料比YSZ有更具吸引力的性能。特别是一些锆酸盐烧绿石更低的热导率使得这类材料更加令人关注。同样，它们有着很不错的热稳定性，这可能与晶体中阳离子有着固定的位置有关。广泛的研究中，烧绿石是稀土锆酸盐（Ln2Zr2O7），其中Ln（镧）可以是La、Gd、Sm、Nd、Eu和Yb中的任意一个或是他们的混合物。一些以铪（La2Hf2O7 和 Gd2Hf2O7）和铈（La2Ce2O7 and La2(Zr0.7Ce0.3)2O7)）为基的材料同样也是备受关注的TBC材料。事实上，以铈为基的氧化物通常是一种有缺陷的萤石结构，这种结构使得阳离子的交换更加容易，这也解释了为什么这些材料有很高的烧结率。在La2Zr2O7中惨杂其他元素能够提高它的烧结阻力。

在烧绿石中，La2Zr2O7(LZ)是TBC应用最具前景的材料之一。因为它相比YSZ具有更加出色的体特征，在2000℃以上时它具有不错的热稳定性能，热导率很低1.56 W/m K，烧结倾向也很低。但它也有缺点，它的热膨胀系数较低。YSZ的热膨胀系数为10–11×10−6 K−1，LZ的热膨胀系数大概是9×10−6 K−1，由于热膨胀系数不匹配将导致较高的热应力。在这方面，Gd2Zr2O7更具有优势，它的热膨胀系数是1.1×10−6 K−1。

因为基体和粘结层都具有相当高的热膨胀系数(大约15×10−6 K−1)，由于工作过程中TBC中靠近粘结层的位置的应力堆积使得裂纹能很容易的扩展。这可能就是为什么La2Zr2O7 和Gd2Zr2O7 单独作为陶瓷顶层材料时TBC的寿命很低的原因。

在双层系统中（图1）,有一层YSZ层和一层由烧绿石材料制成的顶层。这种涂层在热循环测试中的寿命显著提高。

图1 锆酸镧/YSZ双层结构热障涂层的光学显微结构

在这种双层结构中，YSZ使它具有接近粘结层的韧性，顶层的烧绿石材料使涂层拥有低烧结和高温稳定性。这些基于烧绿石/YSZ的双层系统表现出的比YSZ优秀的高温性能从而有望应用于提高燃气轮机的热性能。图2 是使用以NiCoCrAlY为粘结层，IN738为基材并采用不同TBC系统进行喷涂的燃烧器所得到的实验结果。在给定的循环条件下（5分钟加热，2分钟冷却）低空率的YSZ系统（大约12%）在1350℃以上时寿命明显降低。由于以上原因，单层的TBC系统的表现更差。在尤利西研究所，由La2Zr2O7 粉末通过喷雾干燥制成的双层系统表现的更好并且能够提高TBC系统的高温性能超过100K。如果把之前实验中的试样换成商用Gd2Zr2O7，表现出的性能上稍差。另一方面，尤利西研究所使用不同粉末的实验显示它有一个很好的循环寿命（看图2）。很明显，粉末的形态和成分对涂层的性能有重要的影响。

图2

把表面温度作为函数，不同TBC的系统的燃烧室热循环测试结果

尽管很多烧绿石材料相比于钙钛矿结构材料，使用热喷涂方法更容易处理，但仍存在一些问题。其中之一就是在喷涂过程中成分的损失。由于La2Zr2O7 中损失La2O3，导致不稳定ZrO2 的杂质相。这是不利于涂层的性能的。

尽管双层系统的高温性能很有前景，但还是有必要提升它的中文性能。Chen 提出 分级YSZ/La2Zr2O7 结构能够稍微提高熔炉的循环寿命。另一方面，R.Vassen 的一个梯度测试研究结果说明于分级结构相比，双层系统的性能比较好。

这两个相对立的结果可能是由于在梯度测试中，室温时涂层中的平均应力和储存弹性能量相比等温测试时有所降低所造成的。

由焙烧粉末（50% La2Zr2O7

50% YSZ）混合制成的YSZ和La2Zr2O7 双层系统的化学稳定性研究中，在1250℃以下的煅烧温度没有反应，这意味着La2Zr2O7

和 YSZ 由很好的化学适用性来制造双层TBC系统。

另一方面，烧绿石与铝的反应温度提高。因此，在长期使用过程中，粘结层上形成的氧化皮（铝基，所谓的热生长氧化层(TGO)）与烧绿石之间的反应是能预料到的。然而，这个问题由于双层结构而被避免了。

一些伴有腐蚀物的特定反应在一些案例中也许也是有好处的。最近，所谓的CMAS（钙-镁-铝-硅）攻击已经备受关注了。首先，在航空发动机高温作业时能够观察到这种损坏机制，由空气细碎片的吸入形成CMAS在TBC上沉积。在很高的表面温度下他们开始液化并且渗入到涂层中。在冷却过程中，它们凝固并且减小涂层的应变公差。像Gd2Zr2O7的一些烧绿石能够与硅酸盐发生反应导致晶化，CMAS的渗透也会很早的停止。因此，相比YSZ，一些烧绿石能更好的对抗CMAS。

三、TBC的缺陷群

在这种新型的TBC材料中，向氧化锆中参杂不同的稀土阳离子。这种参杂形成参杂物聚集群像ZrO2–Y2O3–Nd2O3(Gd2O3,Sm2O3)–Yb2O3(Sc2O3)系统，能够降低大概20 to 40%热导率。对于5.5 mol% Y2O3–2.25 mol% Gd2O3–2.25 mol% Yb2O3稳定的氧化锆其热导率从ZrO2–4.5 mol% Y2O3DF的2.3 到2.6 W/m/K降低至1.6–1.9 W/m/K.。对于8.5 mol% Y2O3–0.75 mol% Gd2O3–0.75 mol% Yb2O3稳定的氧化锆其热导率为1.8 and 2.1 W/m/K。此外，参杂物能够提高涂层的热稳定性。与传统的YSZ相比，缺陷群集TBC的热导率随时间的增加显著地降低(例：1315℃时，传统YSZ热导率为2.9×10−7，缺陷群集TBC热导率2.7×10−6 W/m Ks)。这证明了它能够提高涂层的热稳定性。在相近的参杂物水平下，与传统的YSZ相比，它的热循环性能有所提升或与之相近。使用氧化锆或者氧化铪缺模型的缺陷群聚方法使高达1650℃的耐高温能力成为可能。

对于更高的参杂等级，立方相很稳定。同传统的7–8 wt.%氧化钇稳定的氧化锆相比，由于韧性的降低我们能观察到它热循环性能有所降低。同烧绿石的讨论相似，双层结构能够显著改进其性能。在1135℃，进行45分钟/15分钟 加热/冷却 循环，涂层热循环寿命从300-400次提升到500-800次。四、六铝酸盐

磁铁铅矿结构的六铝镧酸盐常被用于激光技术、催化剂和磁学等领域。由于它的高熔点，高热膨胀系数，低热导率，优秀的长时间电阻烧结和高达1800℃结构稳定性等特点，这类材料在热障涂层应用中也有其优越性。它的组成式是(La,Nd)MAl11O19，其中M可以是 Mg Mn Zn Cr Sm。实验证明添加Li对其有利。其中最令人关注的是(La,Nd)MAl11O19，根据它的热物理性能和APS中出现的问题已被广泛的研究。由于从熔融态快速淬火，大气等离子喷涂涂层是部分非晶态。根据初始热处理再结晶发生在800℃到1200℃，它伴随涂层体积的大幅度降低。

大量关于六铝酸盐参杂物的热物理性能的研究说明LnMgAl11O19(Ln=La, Gd, Sm, Yb)的热膨胀行只与La有关，而热导率可以通过共参来降低。

体积收缩归功于部分非晶六铝酸盐的晶化。这与逐步相变有关，包括由La–Al–Mg氧化物体系中形成的第二相。六铝酸盐相在1500℃以上形成。在1400℃以下能够观察到像LaAlO3这样典型的钙钛矿相。类似的结论也出现在更简单LaAl11O18六铝酸盐中，由于动力学效应，在1650℃以下没有发现纯六铝酸盐相。我们认为低杨氏模量和高断裂韧性是这些涂层热循环寿命较长的原因。这主要是因为六铝酸镧片晶的随机排列，这是均衡的微孔率的成因并降低了陶瓷的热导率。这种片晶形态依赖于样品的来源和成分。高横纵比的片晶使它的断裂韧性更高。

再结晶现象被认为是等离子喷涂沉积的六铝酸盐涂层最主要的缺点。人们一直在寻找它的代替方法。不幸的是，在溶胶-凝胶或浸渍技术中煅烧时温度的要求和电子束物理气相沉积中Mg的挥发会给沉淀过程带来一些困难，然而，等离子喷涂六铝酸盐涂层能生长出切割裂纹网络，这增加了涂层的应变公差进而产生了一个热冲抗力，在TBC应用中这是很有利的（见图3）。这可能归因于一个在联锁网络陶瓷块中的应力释放机制，类似于一种在柔性砂石中发现的一种机制。当把它用作双层TBC系统的顶层时，在高达1350℃的热梯度的燃烧室测试中具有很不错的寿命。最近，提出了使用由AL和六铝酸镧额分级复合材料来提高TBC的延展性和断裂韧性。

五、钙钛矿

这类ABO3的晶体结构是晶角原子共享的正八面体结构，它是刚性的。在固溶液中它能够容纳各种离子，包括大原子质量的离子。这种材料大多在高温下很稳定，这使得它们成为在发展TBC应用材料发展中备受关注的候选者。

5.1 锆酸盐

早期TBC应用的候选材料是BaZrO3。尽管它的融化温度高达2600℃，但它的热稳定性和化学稳定性都很差，导致热循环测试中当表面温度为1200℃时涂层过早的失效。相比之下SrZrO3，无论是作为单独的陶瓷顶层还是在双层结构中覆盖在YSZ层上，当高于1250℃的表面温度下它都有更好的热循环性能表现。在730℃左右的中温，它从斜方晶转变成为伪四方晶，这是我们不想看到的相变。通过参杂Gd或Yb可以抑制这样的相转变同时也可以提高涂层在高温下的热物理性能。另一方面，CaZrO3被认为是这类材料在TBC应用中的最新材料。尽管它的熔点比YSZ要低，它的热导率很低，只有2W/M.K。

5.2 复杂形式

除了高熔点外，复杂钙钛矿另一个值得关注的特性是B位阳离子的成序效应，它能够调节材料的性能。在大气等离子喷涂中，沉积的涂层常常表现为无序立方相这些无序立方相在高于1250℃热处理时能够转变为有序的。在La(Al1/4Mg1/2Ta1/4)O3中也能观察到相似的成序效应。这种材料显示出更有前景的涂层性能，因为在等离子喷涂涂层中存在着垂直裂纹网络。使用这种材料作为双层结构的涂层的微观结构如图4所示。

尽管钙钛矿的整体特性很不错，但是它的韧性不如YSZ。在大气等离子喷涂过程中，由于氧化物蒸汽压的不同导致组成锆酸盐的非氧化锆成分以及复杂钙钛矿中的氧化镁先蒸发。这种效应会导致不利于涂层性能的非化学计量相的沉积。最近的研究表明，通过优化等离子喷涂参数来缩短粒子在等离子焰流中的时间能够使这种效应最小化。

然而等离子喷涂BaLa2Ti3O10时并没有观察到成分挥发的现象。这种钙钛矿有利于降低热导率，这是因为在分层氧化物中的含有刚性多面体的不同平面之间存在着弱粘结面。在1200℃时它的热循环性能比过去的7YSZ要好，这是因为大气等离子喷涂涂层上的分割裂纹的存在，不存在因为非化学计量杂质相的沉积而所造成的缺点。

然而，进一步的实验需要证明具有相当低熔点的这类材料是否适用于超过1200℃的高温应用。

六、结论

镁基陶瓷涂层仿生材料的研究与制备 第5篇

镁基材料具有良好的与生物相容的特性和较好的金属力学性能,并且在人体中可以自然腐蚀降解并被吸收,因此有希望成为人体硬骨组织的替代材料。但是,镁基材料的化学性质活泼,在人体内部的复杂环境中降解速率过快,降解析出的大量气体及突变的pH值将给人体造成副作用。利用仿生法在镁合金表面自然沉积出羟基磷灰石涂层,既可以与人体相容,又能达到减缓腐蚀降解的目的,具有较高的研究价值及广阔的应用前景。

2 关于镁基骨组织替代材料的研究

传统的金属材料在替代硬组织的应用方面存在很多问题,不但需要进行二次手术再次人为取出替代材料,还面临金属离子在人体内具有不同程度的毒性、致病性等严重后果。镁基复合材料是一种较为理想的生物骨替代材料,它在骨替代方面占有较大的优势。

(1)镁是人体内的常量元素。镁元素在动物体内的含量仅次于Ca、Na、K元素,细胞内镁的含量仅次于K+,骨骼内的含镁量约占人体内镁的总量的一半以上,肌肉内的含镁量占镁总量的1/3左右,软组织中的含镁量占镁总量的1/5左右[1]。缺乏镁元素的人通常会表现出无精打采、面色发黄、皮肤干燥,甚至情绪波动大等。

(2)镁基材料除了具有良好的与生物相容的特性和较好的金属力学性能外,其成本优势也非常可观。在相容性能方面,镁的密度为1.74 g/cm3,杨氏模量约45 GPa,抗拉强度约200 MPa,并且相比较于其他传统骨替代材料钛和不锈钢,镁与骨的差异更小,生物相容性能的优势更明显。镁、镁合金及其他传统骨替代材料与骨的对比情况见表1[2]。在成本方面,金属镁的价格为金属钛价格的1/3左右,镁基材料具有更强的市场竞争优势。

(3)镁的可降解吸收性。传统骨替代金属材料的性质比较稳定,但镁基材料由于性能比较活泼,其具有的可吸收降解性是其他材料无法替代的。镁基材料在人体中可以随着人体骨组织的愈合而慢慢降解后被人体吸收,不需要再次手术进行拆除,避免病人受到二次痛苦。

在镁基材料的发展历史中,早在20世纪初,镁基材料就开始被人们所研究,最早是Mark P.Staiger试图将镁引入整形外科和骨科修复中[3]。1907年,镁板与钢钉开始被用于治疗腿骨折,但由于镁板在体内降解速度过快,产物无法被迅速吸收,并且在反应过程中会产生气体导致手术没有获得成功[4]。1944年,开始将镁中加入其他元素治疗骨折,用含镉的镁基材料治疗骨折的手术成功率较高,手术后没有发现体内镁的浓度有明显增高[5]。在1945年的报道中曾提到,用含10%铝元素的镁基材料治疗枪伤后,骨替代处的镁基材料在4～6周后被降解吸收[6]。

通过这些早期的资料我们不难发现,镁基材料具有成为骨替代材料的巨大潜质。但是,镁的化学性质活泼,尤其是在人体内环境中,镁的腐蚀情况会更严重。镁基材料作为现有传统骨替代材料的新替代品所表现出的潜质和优势,正在被越来越多的人关注和开发。

3 羟基磷灰石生物陶瓷涂层的研究

羟基磷灰石属于磷酸盐类的无机非金属材料,是构成人体硬骨组织的主要无机成分,占骨无机成分中的77%。羟基磷灰石的密度为3.16 g/cm3,化学式为Ca10(P04)6 (OH)2,简称HA。由于羟基磷灰石与人骨的成分、晶格结构相似,所以羟基磷灰石的生物相容性能、生物活性均比其他各类医用材料更具有优势。HA与人骨相结合时,在界面处会生成无纤维组织的表面,这个“保护层”可与人体中介质发生选择性的化学反应,防止骨替代材料与人体介质接触产生较大降解速率,并且据目前研究,HA材料对动物体无任何毒副作用。但HA作为无机非金属材料,其力学性能较差,屈服强度和断裂韧性均较低,因此单独的羟基磷灰石材料很难直接作为骨替代材料[7]。

自20世纪70年代,羟基磷灰石开始被用于活性生物材料至今,在医学界及相关学科领域,已经有越来越多的人加入这种材料的研究队伍中。目前,羟基磷灰石材料是应用最多的一种金属表面涂覆的医用材料。镁基材料可以在人体内降解,且其力学性能与骨接近,在其表面涂覆HA生物涂层材料,不仅能得到材料所需的力学性能,而且能使其具有良好的生物相容性和生物活性。最重要的是,涂层可以降低镁在人体内的降解速率,通过控制涂层成分及厚度,有望控制镁的降解速率达到人体承受范围。

4 镁基羟基磷灰石的仿生制备

目前,复合材料涂层的制备方法有很多种,如仿生法、激光熔覆法、溶胶一凝胶法、离子束溅射法、离子喷涂法、电泳沉积法等[8]。下面主要探讨仿生法制备HA涂层。

仿生法制备HA涂层是通过把骨组织替代材料的金属基体置于类似于人体组织内环境条件的模拟体液中,让介质在基体表面通过自发沉积形成羟基磷灰石涂层[9,10]。与其他涂层制备方法相比,仿生法具有以下优点[11,12]。

(1)低温下(<100℃)操作,可应用于任何热敏感材料,如高分子材料。

(2)可以形成类似骨组织的磷灰石,具有高生物活性和良好的吸收特性。

(3)涂层不受基体材料的形状和材质限制,可在任何形状、任何材质的材料上进行沉积。

(4)在制备骨组织替代材料的过程中,可根据情况自行调整涂层的成分和结构,从而获得性能更符合的替代材料,以便在实际中获得更好的治疗效果。

(5)制备后的材料可与骨诱导生长因子联合应用。

(6)可控制晶体的结构。

(7)操作简单、成本廉价。

虽然优点有很多,但面临的主要问题是仿生法在基体表面沉积HA涂层具有一定的难度。由于HA涂层是在人体模拟液中自发地生长,所以控制涂层最终的厚度、均匀性及与金属基体的结合强度等特性成为本研究的难点,有待进一步的研究和开发。

摘要：镁基材料具有良好的与生物相容的特性和较好的金属力学性能,并且在人体中可以自然腐蚀降解并被吸收,因此有希望成为金属硬骨组织的替代材料。在生物材料领域越来越被重视的今天,镁基材料将成为骨组织替代材料新的研究方向。文章主要讨论了运用仿生方法在镁及镁合金的基体表层上通过附着、沉积等方式形成羟基磷灰石涂层,这种复合材料不但具有镁及其合金优良的金属力学性能,还具备了羟基磷灰石优异的生物相容性能,在医用骨替代材料研究领域具有较高的研究价值及广阔的应用前景。

关键词：镁基,羟基磷灰石,骨替代材料,仿生法

参考文献

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汽车玻璃防雾涂层材料的研究进展 第6篇

对于传统的乘用车来说,主要使用发动机的 热风来消 除玻璃的雾化,但是发动机热风除雾一般需要10min才能完全 消除前档风玻璃表面的雾;对于电动汽车来说,无法使用热风来除雾,采用空调除雾或其他加热手段对玻璃加热除雾,都需要耗费不少的电能;据国外相关厂商测试,开启空调 除雾时, 电动消耗的电能会增加10%~15%,会导致缩短电动车的续航里程。

所以汽车玻璃防雾涂层技术不仅可以减少热风除雾需要的时间,提高行车安全性,还能节省电动车除雾消耗 的电能, 提高电动车的续航里程,促进电动车的推广应用。

1 汽车玻璃防雾涂层的研究现状

通过对玻璃加热消除温差是最早也是应用最为广泛的防雾技术,采用在汽车后挡风玻璃中内置加热线的方法来除雾的方法已经应用非常广泛,但是也仅局限于后挡风玻璃,在前挡风玻璃和侧窗上,出于对这些部位的玻璃必须满足其他要求的考虑并没有应用内置加热线的实例。通过对玻璃加热消除温差方法的优点显而易见,它消除了汽车玻璃两侧的温差 从而消除雾气,但它的缺点也不容忽视:这种采用加热线的装置相对来说比较复杂,成本高、易损坏,而且存在加 热不均匀 的缺点。

目前许多研究机构在研究新的汽车除雾 方法时,把更多的精力放在研究改变汽车玻璃表面的润湿性来消除雾化现象 上。主要的途径有:(1)使玻璃表面疏水化,使得冷凝 形成的水珠能 够在重力 的作用下 自行滚落,称为疏水 性防雾法; (2)在玻璃表面上形成一个亲水性薄层,使得冷凝水滴很容易在玻璃表面上铺展开来,形成水膜,称为亲水性防雾法。

1.1 疏水性防雾涂层法

1.1.1 含氟或硅的高分子涂层法

疏水性防雾涂 层法一般 使用含氟 或者硅的 高分子树 脂[1,2,3,4,5],采用物理吸附膜或化学吸附膜进行应用。物理吸附膜在透明性基材表面上应用时会影响光的透过率,所以无法用 于汽车玻璃,而化学吸附膜通过化学键的结合,可以在基材上形成牢固的透明疏水膜。中科院理化研究所贺军辉课题组利用硅树脂和纳米 复合材料 制备了具 有超疏水 功能的复 合涂层[6]。采用含氟或硅的高分子树脂的疏水 防雾方法,一般都可以达到较好的防雾效果而且机械性能良好,但由于含氟、硅的树脂加工成膜比较困难,工艺复杂,价格昂贵,因此这种 方法在汽车上应用不多。近年,麻省理工学 院的研究 人员[7]报道了一种多层的新型汽车防雾涂层,可以在雾水少时通过吸 收水珠而消除雾化,在雾水多时通过超疏水的特性使水珠受 到排斥而保持玻璃透光性,但是由于涂层相对来说比较复杂, 使用并不方便。

1.1.2 粗糙表面构造疏水防雾法

根据自然界中的荷叶现象,人们发现如在玻 璃表面构 建粗糙结构可以有效地提高玻璃表面的疏水性能。目前,有许多制备粗糙表面的方法,主要有模板法、刻蚀法、气相沉积法、 溶胶-凝胶法和光化学法等。模板法是采用亲水亲油性的聚乙烯醇(PVA)材料溶入纳米孔径的模板,使疏水性基团暴露于表面,降低体系自由能,从而得到 超疏水表 面[8,9]。刻蚀法是 利用等离子体聚合和光刻蚀等方法在涂层表面产生粗糙的微细形貌。如在烃、硅氧烷和氟碳表面,用照相平板印刷可得到疏水性表面[4]。用激光刻蚀聚二甲基硅氧烷,可以使其 表面改性具有疏水性[10]。气相沉积法包括物理气相沉积(PVD)、 化学气相沉积(CVD)等,是将某种材料沉积在基体上形成膜层的方法。通过在羟基化氧化的硅基板表面,用化学气 相沉积法沉积氟化烷基硅,氟化烷的氟碳链为7时,水的接触角达112°[11];含全氟碳链段的全氟二十烷气相沉积在玻璃板上,水的最大接触角为119°[12]。在溶胶-凝胶过程中通过控制反应可调节表面微观结构。采用溶胶-凝胶法制备含纳米组成的氟碳涂层,疏水的表面形貌随硅粒子的含量、聚集程度和浓度等因素改变[13]。通过控制各种硅前体在溶胶-凝胶过程中的水解和缩合反应,调节微观 结构,得到的涂 层接触角 最大达到165°,透明性达90% 以上[14,15]。但是目前微纳粗糙 表面结构 并没有实际应用到汽车玻璃防雾之中,原因是大部分方法所需仪器设备昂贵,目前所制得的粗糙表面的面积小且耐久性差,不具有实用性。

1.2 亲水性防雾涂层法

1.2.1 表面活性剂法

最早采用亲水性防雾法可以追溯到20世纪早期,人们发现使用肥皂水喷洒过的玻璃表面具有一定的防雾效果,由此受到启发而开发出各类表面活性剂,形成了各种防 雾剂。国外最早使用的除雾法也是基于各种不同的表面活性剂的防雾剂,而我国在20世纪90年代以来开发出了多种防雾剂,如天津远洋电子研究所研制的汽车防雾除霜系列,上海万森水处理公司的汽车防雾剂,海南本草精细化工实业有限公司的防雾灵等。这些防雾剂都在使用中存在一些问题:由于表面 活性剂本身的特性,与玻璃间不能形成牢固的连接,同时各种污染物很也容易粘附在表面,因此有效期很短,需要经常 喷涂, 而且表面活性剂的蒸发会对车内人员的身体健康造成伤害, 因此使用防雾剂来消除雾化在日益重视环境保护的今天将逐渐被新的防雾技术所取代。

1.2.2 亲水高分子涂层

由于含有大量的亲水基团具有亲水吸水的 性质,使用透明 亲水性高 分子涂层 可以在汽 车玻璃的 表面形成 致密的膜 层,因此防雾时间持久而且耐刮擦,其中最常用的是丙烯酸酯类、甲基丙烯酸酯类或其均聚物和共聚物。吉林大学 杨柏课题组在利用丙烯酸酯类和丙烯酸类缩水甘油酯类共聚体系制 备亲水防雾膜层方面做了很多有益的工作[16,17,18,19];浙江工业大学的楼白杨课题组制备的透明亲水丙烯酸树脂防雾材 料,具有较好的防雾效果[20]。除了高分子共聚合物之外,聚合物与无机物之间的杂化复合也是非常热门的研究方向。复旦大学利用环氧树脂和功能性纳米粒子[21]制备防雾涂料,具有优秀的防雾及自清洁效果,且耐候性良好,使用寿命长;北京瑞博 奥生物科技有限公司利用聚丙烯酸酯和无机氧化物粒子[22]制备防雾涂层外观优良、表面强度高和耐磨性好。国外也有 很多的研究集中在使用透明的亲水性高分子树脂来实现防雾的目的。如日本的中央硝子株式会社利用聚氨酯树脂[23]、异氰酸酯和吸水多元醇[24]制备亲水性防雾膜不仅有较高的硬度和耐磨性,而且成本低见效快;日本旭硝子公司利用丙二醇缩水甘油醚和异佛尔酮二胺[25]以及聚乙烯醇缩醛树脂和甲硅烷基异氰酸酯[26]形成防雾性能优异吸水性防雾膜;Zheng等[27]将环氧树脂在低于150℃下固化得到的防雾膜层具有较好的机械性能和良好的附着力。亲水型高分子涂层以及衍生出来的高分子无机杂化涂层的优点为防雾寿命长、种类繁多和原料 易得。缺点是油溶性的高分子树脂由于大量使用 溶剂,易造成严重的污染;而水溶性高分子涂料由于表面张力不佳,流动性差,不利于涂料均匀铺展,预处理程序麻烦,可操作性不强; 高分子与无机物杂 化有助于 提高涂层 的机械性 能和耐磨 性能,但是随之而来的是需要考虑无机材料和有机材料的共溶 性问题、涂层间的亲合力以及与基底的粘合力等问题。

1.2.3 TiO2超亲水膜层

光致TiO2超亲水膜层是另一种亲水防雾膜层,通过其表面的纳米锐钛矿TiO2膜层实现,经日光照射后可分解有机污染物,水滴落在玻璃表面,形成一层薄的水膜,扩散到整 个表面,不会影响玻璃的透光率。但是TiO2超亲水膜层因需要紫外光或可见光做激发源,汽车玻璃起雾时往往难以提供足够 的光源,因此TiO2超亲水膜不是汽车玻璃防雾的理想选择。

2 结语

随着人们生活水平的提高,我国的机动车 保有率已 经上升为世界第一位,随之而来的是人们对于汽车玻璃防雾涂层 材料的市场需求日趋增大,同时除了应用在汽车玻璃表面,在其他的透明材料上防雾材料的应用范围也正在不断拓宽,防雾涂层表面的制备将逐渐发展成为一个重要的产业。目前尽管有些科研成果在实验上取得了很大的突破,但还没有应用 到汽车生产线中,有待于进一步的深入研究与优化。

摘要：汽车玻璃在使用过程中出现的结雾现象会大幅度减低视线清晰度,带来严重的安全隐患。为提高汽车的安全性能、提高汽车的燃油经济性同时减少汽车尾气排放,汽车玻璃防雾涂层材料研究具有重要的经济和社会价值。简述了目前汽车玻璃防雾涂料相关的研究方向和不同方法的优缺点以及在成品车上的应用前景。

涂层材料 第7篇

关键词：聚合物涂层,收缩,碳化,毛细管吸附,氯离子扩散

混凝土作为重要的结构材料被广泛应用于建筑工程领域,由于表层水泥基材料劣化导致的混凝土开裂、碳化及钢筋锈蚀问题频繁出现。因此,混凝土表层水泥基材料的性能提升成为混凝土工程界研究的热点之一。

混凝土表层水泥基材料指的是距混凝土表层30 mm以内的水泥砂浆及混凝土材料[1],对混凝土的强度,尤其对抗渗性能、抗碳化性能等耐久性能有重要影响。如果表层水泥基材料性能不佳,将引发收缩开裂、结构松散,从而直接影响混凝土的质量[2]。聚合物作为一种高分子材料,正逐渐被应用于大坝、输水隧洞、渠道及大桥混凝土的表面处理工程中,将其涂覆在水泥基材料表面后逐渐失水成膜,贯穿于水泥水化物网络之间,填充水泥水化物的孔隙,从而显著改善水泥砂浆和混凝土的性能。但目前就聚合物涂层的研究多集中在其对混凝土整体性能的影响方面,而以混凝土表层水泥基材料为研究对象,针对聚合物涂层对水泥基材料体积变形性能、抗介质渗透性能及抗碳化性能的影响尚缺乏系统的研究。

本文选择一种改性苯丙乳液聚合物在混凝土表层进行涂覆试验,通过改变涂层厚度并对比不同养护制度,研究聚合物涂层对表层水泥基材料收缩及强度发展的影响;同时研究聚合物涂层对表层水泥基材料的碳化性能、毛细管吸附及抗氯离子扩散性能的影响。

1 原材料及试验方法

1.1 原材料

水泥为PⅡ52.5硅酸盐水泥,化学组成见表1;砂为中砂,细度模数2.6,密度2650 kg/m3;石子为粒径5~25 mm的石灰岩碎石;减缩剂为江苏博特新材料有限公司生产的JM-SRA型减缩剂;聚合物涂层材料选用一种组成中带有减缩组分的改性苯丙乳液,密度950 kg/m3。

%

1.2 试验方法

1.2.1 收缩试验

参照JC/T 6032004《水泥胶砂干缩试验方法》,试件尺寸为25 mm25 mm280 mm(试件厚度小于30 mm,以模拟混凝土表层结构中砂浆层的收缩),基准配合比为m(水泥)∶m(砂)∶m(水)=1.0∶1.5∶0.5。试件成型后经标准养护(24±2)h后脱模,测试试件初始长度L0,表面需涂覆聚合物涂层或减缩剂的试件在脱模测量初始长度后在表面涂覆聚合物涂层或减缩剂。收缩试验的试件分别置于温度为(20±3)℃,相对湿度(50±4)%的干缩养护室及标准养护室中养护到相应龄期后,测量试件的长度Li(标养试件7 d时转入干缩养护室中继续养护)。试件收缩率εi=[(L0-Li)/L]10-6,其中L为试件有效长度。聚合物涂层减缩率ωi=[(ε0-εi)/ε0]100%,其中ε0、εi分别为基准试件和涂覆聚合物涂层试件的收缩率。

1.2.2 碳化试验

分别将100 mm100 mm100 mm的基准混凝土试件、涂覆聚合物涂层试件及薄膜覆盖养护试件,前者置于标准养护室,后两者置于干缩养护室中养护至28 d取出,在试件4个面均匀涂上石蜡进行密封后放入混凝土碳化箱中,至相应碳化龄期取出,劈裂后测试其碳化深度。碳化箱内二氧化碳浓度为(20±1)%,温度为(20±1)℃,湿度为(70±2)%。

1.2.3 毛细管吸附试验

成型Φ100 mm20 mm的水泥砂浆试件,标准养护条件下养护(24±2)h后脱模,将试件侧面用环氧树脂密封,需涂覆聚合物涂层的试件将涂层材料涂覆于试件浸水面。试验用试件分别置于标准及干缩养护室中养护至28 d取出,放入50℃烘箱中烘干至恒重,记录试件初始质量。将试件浸水面向下放于底部有支撑物的容器中,记录0、10、20、30、40、50、60、90、120 min试件的质量变化,试验在(20±1)℃条件下进行。试件毛细管吸附量I=△M/(AD),单位为mm,A为浸水面的面积,D为室温下水的密度。用线型回归分析的方法作毛细管吸附量I与t1/2时间的相关性,确定毛细管吸附速率。试验装置如图1所示。

1.2.4 氯离子扩散试验

参照RCM法,成型Φ100 mm300 mm的混凝土试件,标准养护条件下养护(24±2)h后脱模,将试件除成型面的其余各面用薄膜密封,需涂覆聚合物涂层的试件涂覆涂层材料于试件成型面,置于干缩养护室中养护至28 d取出,将试件加工成厚度(50±2)mm的表层混凝土模拟试样,真空保水24 h后进行试验。试验电压为30 V,实验室温度控制在(20±5)℃。试验结束后,将混凝土试件劈成两半,表面稍干后喷0.1 mol/L的AgNO3溶液,待含氯与无氯区显色后沿分界线量得氯离子的扩散深度,计算氯离子扩散系数。

2 结果与讨论

2.1 聚合物涂层对表层砂浆收缩性能的影响

砂浆试件在不同养护方式下的收缩测试曲线见图2(a),干缩条件下,不同涂覆厚度的聚合物涂层对砂浆干燥收缩的影响见图2(b)。

由图2(a)可见,干燥养护条件下砂浆的收缩率最大;早期7 d标养,后期转入干燥养护条件下的砂浆收缩率最小;拆模后24 h内一次性涂刷减缩剂的砂浆早期收缩率较小,后期收缩率增幅较大;拆模后24 h内涂覆厚度为70μm聚合物涂层的砂浆收缩率在整个测试龄期发展平稳,并始终处于较低水平。由图2(b)可见,随聚合物涂层厚度的增加,其减少砂浆收缩的能力增强,与空白组试样相比,70μm厚聚合物涂层90 d的减缩率为15%左右,涂层厚度增至210μm时,减缩率上升至31%。

相比于标准养护,干燥条件下的砂浆试件毛细孔中水分很快散失,所引起的毛细孔负压导致试件明显产生干燥收缩[3,4];减缩剂能够溶于毛细孔溶液中,通过降低溶液表面张力来减少收缩[5],但随着龄期的增长,减缩剂分子逐渐挥发,抑制收缩的能力也随之减弱;聚合物涂层涂覆于砂浆试件表面,其内部的减缩组分发挥减缩作用,外部的高分子薄膜阻挡水分的散失及减缩组分的挥发,使减缩组分继续停留于毛细孔溶液中发挥减缩功效,因此,试件收缩率在较低水平平稳发展。随着聚合物涂层厚度的增大,其在砂浆试件表层形成的高分子膜致密程度增加,试件表面更多的毛细孔被堵塞,砂浆失水而产生的干燥收缩减小。

2.2 聚合物涂层对表层砂浆强度的影响

表2为拆模后即在试件表面涂覆厚度为70μm的聚合物涂层,与其它表面养护制度对砂浆抗折强度及抗压强度的影响进行对比。考虑到混凝土表层砂浆试件经振捣后水灰比较大,故选取0.6水灰比进行试件的成型。

由表2可见,聚合物涂层涂覆于砂浆试件表面,早期试件抗折强度及抗压强度相对于标准养护的试件增大较为明显,7d抗折强度增大约9%,7 d抗压强度增大约22%;但随着龄期的增长,除标准养护外,其它4种表面养护制度下的试件强度发展并不理想。

砂浆试件表面涂覆聚合物涂层及采用其它表层养护方式,其抑制试件水分蒸发及减少毛细孔收缩的能力都不及标准养护,致使试件早期收缩较大,内部结构更为密实,故试件的抗折强度及抗压强度偏高;但试件的体积变形产生了很多微裂缝及缺陷,随着龄期的增长,标准养护条件下砂浆内部水化产物增多,结构更加密实,而其它表面养护制度下的试件由于内部水化不够充分,一些微裂纹不能被及时填充,导致受力时易发生破坏,后期强度不佳。

2.3 聚合物涂层对表层混凝土碳化性能的影响

采用标准养护、塑胶薄膜养护及表面涂覆聚合物涂层对模拟表层混凝土试件进行处理,测试不同碳化龄期时的碳化深度,结果见表3。

由表3可见,相对于其它2种表面养护方式,拆模后涂覆厚度为70μm聚合物涂层的试件碳化深度在3 d时处于较低水平,后期碳化深度逐渐增大。同时发现,距混凝土表层10mm以内的涂覆聚合物涂层混凝土表层试件碳化发展较为缓慢,当碳化层超过10 mm后,试件的碳化深度增幅趋于明显。聚合物涂层涂覆在试件表面后形成一层致密的高分子薄膜,但其阻挡CO2侵入的能力还不及塑胶薄膜,经塑胶薄膜包裹的混凝土试件密闭性更好,有效降低了碳化深度;标准养护的表层混凝土试件由于具备良好的湿度与温度,试件表层结构致密,碳化程度减小。

2.4 聚合物涂层对表层砂浆毛细管吸附性能的影响

在水灰比为0.6,厚度为20 mm的模拟表层砂浆试件上涂覆厚度为70μm的聚合物涂层,对比标准养护及干燥养护2种制度,研究聚合物涂层对模拟表层砂浆试件毛细管吸附性能的影响,结果见图3。

由图3可见,表面涂覆聚合物涂层的砂浆试件虽然毛细管吸附量最小,但仍存在吸附现象,干燥养护制度下的毛细管吸附量最大,标准养护制度下的毛细管吸附量居中。

表4为通过回归计算得出的砂浆毛细管吸附量与时间平方根关系,满足I=atb/2,其中,I为吸附量(mm);a为不同试件的毛细管吸附率(mm/s1/2);b为龄期及其它影响因素。

由表4可见,涂覆聚合物涂层后,砂浆试件的毛细管吸附率为0.014 mm/s1/2,仅为干燥养护下毛细管吸附率的13%,标准养护制度下毛细管吸附率的22%。聚合物涂层所形成的高分子薄膜封堵砂浆试件表面大量的开放毛细孔,有效阻止了外界水分的侵入,使试件毛细管吸附率降低,抗渗性能提升;但由于水蒸气扩散[6]在试件内毛细孔中产生凝结,引发毛细作用,部分凝结水向内迁移导致毛细管吸附依旧存在。

2.5 聚合物涂层对表层混凝土抗氯离子扩散

性能的影响

表5为涂覆70μm厚聚合物涂层对表层混凝土试件氯离子扩散系数的影响。

由表5可见,相对于基准混凝土,涂覆聚合物涂层的表层混凝土试件氯离子扩散深度由18.5 mm降低至13.25 mm,氯离子扩散系数由7.79910-12 m2/s减小至5.94410-12 m2/s。氯离子主要是通过表层混凝土的微裂纹及开放毛细孔的毛细作用渗透至混凝土内部[7],聚合物涂层封闭了混凝土表层绝大多数的开放毛细孔,填充表层微裂纹,使混凝土结构更加密实,缺陷减少,有效提升了表层混凝土的抗有害介质渗透性能。

3 结语

(1)聚合物涂层有效降低混凝土表层砂浆试件的干燥收缩率,随着涂层涂覆厚度的增加,其减缩效果趋于明显。砂浆试件表面涂覆聚合物涂层后,其7 d抗折与抗压强度相对于标准养护试件分别增大约9%和22%,但28 d强度发展不及标准养护试件。

(2)表层混凝土试件涂覆聚合物涂层后,3 d碳化深度有所降低,但随着碳化龄期的增长,当碳化层超过10 mm后,试件的碳化深度增幅趋于明显。

(3)聚合物涂层使混凝土表层砂浆试件的毛细管吸附量明显降低,试件的抗渗性能得到显著提升。聚合物涂层涂覆的混凝土表层砂浆试件毛细管吸附率仅为干燥养护制度下毛细管吸附率的13%,标准养护制度下的22%。

(4)表层混凝土试件经聚合物涂层涂覆处理后,试件的氯离子扩散系数由7.79910-12 m2/s降至5.94410-12 m2/s,抗氯盐侵蚀性能得到明显提高。

参考文献

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[2]王瑞兴,钱春香.微生物沉积碳酸钙修复水泥基材料表面缺陷[J].硅酸盐学报,2008,36(4):457-464.

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[6]MEIER S.Grundlagen und moeglichkeiten einer hydrophobierungvon batonbauteilen[J].Building Materials Reports2,002,213:6-40.

陶瓷材料及涂层在电站设备上的应用 第8篇

随着工业用新材料的开发,特殊高性能材料已成为材料科学研究的新热点。陶瓷及金属陶瓷与常规金属材料相比,具有极高的耐高温、耐氧化和耐磨性能,在西方发达国家已获广泛应用。以它作为表面防护材料,可大大延长设备的使用寿命,对保证设备的安全经济使用具有重要意义。

1 陶瓷材料及陶瓷涂层

1.1 陶瓷材料

陶瓷材料是金属和非金属元素组成的晶体化合物,是金属氧化物、硼化物、氮化物、硅化物及碳化物等的统称,属于高熔点材料,并且具有高硬度和良好的耐腐蚀性能,是目前已知各类材料中硬度最高的(陶瓷1000～5000HV)。它的显微结构是由晶体(主晶相)、非晶体(玻璃相)、气相(即气孔)组成。主晶相决定陶瓷的物理化学性质;玻璃相为低熔点化合物,其作用是充填晶粒间隙,粘结主晶相晶粒,抑制晶粒长大,降低喷涂温度,改善工艺性能,获得致密涂层等;气孔则影响陶瓷化学耐蚀性、电绝缘性、绝热性等性能。主晶相组成的高纯度陶瓷,高温热稳定性好,主要用作耐高温涂层及发射、催化等特殊功能涂层;含玻璃相高的陶瓷,熔点较低,结构致密,主要用作耐磨、耐蚀和电绝缘涂层;气孔多陶瓷,主要用作绝热保温涂层。

但是,陶瓷材料脆性大,没有塑性变形,对应力、裂纹敏感,耐疲劳性能差,不宜用作重载及高应力和冲击力等场合。电站设备上常用的陶瓷涂层材料有以下几种:氧化铝(Al2O3)、氧化铬(Cr2O3)、碳化铬(Cr3C2+Cr7C3+Cr23C6)、WC-Ni Cr BSi熔炼粉末等。

1.2 电站设备常用涂层的分类

按照涂层的功能来划分,电站设备常用的涂层有以下几种:

(1)抗高温氧化涂层:涂层用以改善基体材料的高温性能,能经受高温化学或物理溶解过程以及机械损伤的冲蚀过程。

(2)耐腐蚀性气体涂层:这种涂层必须保护暴露于高温腐蚀性气体中的基体材料,由于氧化和化学反应同时存在,要防止涂层与气体反应的生成物对基体产生破坏。

(3)热障涂层:这种涂层的热导性低,作为热障以降低基体金属的受热程度。要求涂层在工作温度中耐氧化、有良好的耐热冲性、与基体的热膨胀系数尽可能接近、导热率要低。

(4)耐冲蚀磨损涂层:最重要功能是耐磨料磨损,涂层能经受一定的速度运动的存在于气体或液体之中的尖利的硬颗粒引起的磨损,对基体进行有效的保护。这些涂层的硬度要超过所存磨粒的硬度;对工作温度要适应,在高温中要有良好的抗氧化性,涂层能经受介质的腐蚀性。

(5)耐化学介质腐蚀涂层:介质腐蚀给设备带来危害,特别在较高温度中,这一问题尤为突出。选择高级材质固然减缓这一问题,但不经济。在很多情况下,采用涂层技术能得到满意的结果。

1.3 电站设备用陶瓷涂层加工方法

电站设备用陶瓷涂层的制作方法有热喷涂(氧-乙炔喷涂、电弧喷涂等)、激光熔敷、搪玻璃涂层、刷涂、陶瓷帖片粘贴、浇铸等工艺,分别适用于不同部位、使用要求的工件。

2 陶瓷涂层在锅炉上的应用实例

2.1 在锅炉“四管”上应用

锅炉“四管”(水冷壁管、过热器管、再热器管、省煤器管)工作在高温高压及受烟气腐蚀和冲蚀的恶劣环境中,极易产生高温腐蚀及磨损,致使管壁减薄。锅炉管壁因高温腐蚀和磨损,煤粉炉每年减薄量约0.2mm左右,循环流化床锅炉有时在十几天就磨损1mm。锅炉“四管”减薄后的直接危害是导致锅炉“四管”泄露爆管事故。据统计,我国火力发电厂50MW以上机组由于腐蚀和磨损使锅炉管壁减薄,导致锅炉爆管事故而造成的停机抢修时间约占整个机组非计划停用时间的50%左右,占锅炉设备本身非计划停用时间的70%以上。锅炉的突发性爆管事故一方面直接严重危害电厂安全及稳定发电,另一方面给电厂造成极大的经济损失,是锅炉安全运行中一个急待解决的问题。

目前氧气-乙炔喷涂和超音速电弧喷涂是锅炉“四管”耐磨防护使用最多的现场喷涂技术,涂层材料主要有Fe Cr Al合金、Ni Cr合金、Ni Cr Ti合金及Ni Cr/Cr3C2金属陶瓷材料。

其中Ni Cr合金具有良好的耐热耐蚀性,而Cr3C2熔化温度为1810℃,在金属碳化物中它的抗氧化能力最强,在空气中只有在1100℃～1400℃才开始显著氧化,在高温条件下仍然保持相当高硬度。Cr3C2还具有很强的耐蚀性和耐磨性,在稀硫酸溶液中是1Crl8Ni9Ti不锈钢耐蚀性的30倍。用Ni Cr/Cr3C2金属陶瓷材料喷涂循环流化床锅炉管,管壁磨损量由1.5～2.0mm/年喷涂后涂层减少到约0.3 mm/年。通常用Ni Cr作为耐热合金粘结组与Cr3C2硬质相经超音速涂层工艺形成涂层,就构成了优良的抗高温耐磨材料。西安交通大学采用等离子喷涂工艺在钢102表面喷涂Cr3C2-Ni Cr Al金属陶瓷,在腐蚀、冲蚀较严重的部位进行表面喷涂金属陶瓷,这种工艺已取得了良好的经济效益和社会效益。

2.2 在制粉系统中的应用

燃煤电厂制粉系统的磨损以煤粉碰撞、摩擦、冲击为主。高速煤粉气流对制粉系统设备,尤其是对磨煤机出口管道、一次风管道弯头、粗细粉分离器出入口管道磨损尤为严重。耐磨陶瓷衬板是以三氧化二铝为主要原料,以稀有金属氧化物为熔剂,经1700℃度高温烧结而成的特种刚玉陶瓷,再分别用特种橡胶和高强度的有机或无机粘合剂组合而成的产品。应用耐磨陶瓷衬板,其效果较理想。山东青岛电厂、邹县电厂等,制粉系统使用后不仅耐磨、不脱落,而且对系统无任何影响。它的最大优点是施工简单且费用较低,显示出其良好的发展前景。

2.3 在灰渣系统中的应用

采用水力除灰排渣系统的电厂,灰渣泵、灰渣沟喷嘴等出入口管段,是最易磨损的部位,根据现场工作条件,粘贴胶粘型陶瓷较为适宜。根据青岛发电厂使用情况来看,这些部位效果非常理想。检修人员不再频繁堵漏、更换设备,而且现场卫生大大地有了改观。

2.4 在输煤系统中的应用

输煤系统设备的磨损大都以擦伤、冲击为主。最易磨损的部位是落煤筒、三通、弯头、挡板等,应用胶粘型陶瓷衬板即将陶瓷衬板压嵌在特种橡胶内组合而成的复合型衬板,它的耐磨强度、抗冲击性、内壁光滑程度都大大地提高。通过邹县等电厂的使用情况来看,它是较为理想的防磨治漏方法。

2.5 在锅炉燃烧器上的应用

火力发电锅炉燃烧喷嘴使用寿命很短、严重影响了锅炉的正常运行和效率的提高。而喷嘴破坏形式主要表现为严重磨损和变形,其原因是火焰烧损和高速煤粉气流中含有高硬度颗粒所致。运行中停风的喷嘴有时达到1250℃高温,坑口发电要配烧大量煤矸石,对喷嘴磨损严重,已有的喷嘴材料难以适应。为使喷嘴更抗磨、抗变形、抗氧化,我们研究在现有的喷嘴表面用激光熔敷耐高温、耐磨损的陶瓷材料,以大幅度提高钢的高温耐磨性能,尤其是抗气固两相流磨损的性能。石油大学开展的热障耐磨激光溶敷陶瓷涂层研究工作取得了一定的进展。

2.6 高温陶瓷除尘器

近年来,随着经济的迅速发展,以原煤为燃料的锅炉增加很多,燃煤锅炉排放的大气污染物对周围环境造成很大危害,然而减少或降低燃煤锅炉排放污染物的主要途径是与锅炉相配套的各类消烟除尘器,而除尘器的性能和效率是决定一台锅炉对周围环境造成危害程度的关键所在。

高温陶瓷过滤器,目前被普遍认为是最有前途的高温除尘设备。陶瓷过滤器对高温燃气中的粉尘进行过滤于用砂砾层(颗粒层除尘器)或纤维层(布袋除尘器)对气体净化都基于同一过滤理论。陶瓷过滤器的过滤元件目前普遍采用高密度材料,制成的陶瓷过滤元件主要有棒式、管事、交叉流式三种。

2.7 在电站风机上的应用

引风机和排粉机作为电厂的主要辅机之一,因磨损而严重影响其运行,已成为火力发电厂锅炉安全运行的隐患之一。多年来,虽然使用过多种表面强化方法,例如表面涂覆各种高分子涂料、粘贴陶瓷片等。虽然粘贴陶瓷片具有良好的耐磨防磨效果,但排粉机的转速高达1500r/min,陶瓷片受到离心力的作用,在运行期间容易脱落,效果也不理想。由于高速电弧喷涂钢丝的结合强度可达40MPa以上,这样高的结合强度远大于克服风机离心力所需要的结合强度,因此可为引风机和给风机叶片的防磨作出贡献。国内采用高速电弧喷涂技术,在风机叶轮上喷一层耐磨防磨涂层,已在一些电厂推广应用,并取得了较好的经济效益。

2.8 在新能源领域的应用

垃圾焚烧发电的整套装置通常由垃圾焚烧炉、余热锅炉发电或热电联产系统、灰渣处理和烟气净化系统联合组成。由于垃圾成分的多样性,要求烧垃圾发电设备具有一定的耐腐蚀性,对于垃圾发电设备的防护涂层,国外资料早有报道。如采用等离子堆焊Ni基自熔合金;爆炸喷涂Ni Cr低层Cr表层等多层系统对锅炉管道进行防护等。

3 结语

陶瓷材料及其涂层以其高硬度、耐高温等一系列优点,已经在电站设备上获得了广泛应用,并取得了显著的社会效益和经济效益。选用陶瓷涂层,应根据不同部件的不同服役环境选择。一般来讲,氧化物陶瓷涂层适合于各种耐磨及抗腐蚀环境,碳化物陶瓷适于用作耐磨粒磨损涂层。陶瓷涂层在电站设备上应用,对提高机组关键部件运行的可靠性和电厂整体的经济性具有重要意义。

参考文献

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[5]陈孟成,吴凤筠等陶瓷热障涂层和热循环试验研究《材料工程》1999年第4期.

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[7]Kulka,M.;Pertek,A.Microstructure and properties of borocar-burized15CrNi6steel after laser surface modification Source:Applied Surface Science,v236,Sep15,2004.

涂层材料 第9篇

冷喷涂作为新型的复合涂层制备技术,通过低温(<600℃)、高速(300~1200m/s)固态金属粒子(5~50μm)的塑性变形而沉积涂层[8]。由于其相对高的沉积效率、生产率及低的生产成本,近年来得到了国际上广泛关注,已经成功制备大部分金属(如Al,Cu,Ti,Ta等)、合金(如Al合金、Cu合金、不锈钢、高温合金等)、复合涂层(Cu/W,Ti/Al,WC-Co,Al/陶瓷等)以及一些功能涂层(如非晶涂层、TiO2光催化涂层等)。与传统热喷涂的高温热源相比,冷喷涂的低温使其在制备金属基复合材料(Metal Matrix Composite, MMC)时可完全避免基体相和增强体之间的化学反应等,成为制备高性能MMC涂层非常有效的方法[9]。实现相应块材的高效喷涂成形和高性能PRTMC的低成本制备。此外,还可通过调控硬质相的含量与分布获得高质量的复合涂层,预计可提高Ti或Ti合金汽车部件表面的耐磨性以及应用于破损零部件的高效修复。

至今,有关冷喷涂制备颗粒增强Ti或Ti合金基复合材料的研究报道较少,只有少量关于冷喷涂制备纯Ti或Ti合金涂层的研究。研究发现,冷喷涂制备的Ti涂层呈现不同程度的多孔特性,因此,冷喷涂可用于多孔Ti或Ti合金涂层及块材的制备[10]。此外,通过优化参数,在极端条件下也可制备致密的Ti涂层,例如采用高成本氦气[11,12],或者采用更先进的喷涂系统(如Kenetik-8000,沉积效率可达80%~90%[13])。冷喷涂已成功制备了其他MMC,如Al/陶瓷[14,15,16,17],Cu/Al2O[18]3,NiCrAl/金刚石[19]等复合涂层。硬质相的加入,不仅改善了涂层的沉积效率和涂层的致密性,同时还增加了涂层的硬度,基体相与涂层间的结合强度以及涂层的耐磨性[20,21,22],这些性能取决于硬质相在涂层中的含量和分布。LI W.Y.等[16]早期研究表明,冷喷涂Al5356/TiN复合涂层摩擦因数比纯Al5356涂层低50%,而磨损率降低一个数量级[16],通过引入球磨工艺制备Al5356/TiN复合粉末,进一步提高了复合涂层的耐磨性[17]。因此,大量的研究关注如何提高硬质相在复合涂层中的含量。本工作采用冷喷涂制备了复合涂层Ti/SiCp-67,研究了硬质相对冷喷涂复合涂层的组织和力学性能的影响,为后续制备高性能PRTMC涂层提供了依据。

1 实验材料与方法

1.1 实验粉末

实验采用形状不规则Ti粉(LERMPS,法国)为复合材料基体相,不规则SiC粉(H.C.Starck, USA)为增强相,其形貌如图1所示。采用Mastersizer 2000(Malvern Instruments Ltd., UK)测试了粉末的尺寸分布。Ti粉末粒度范围为0~106μm,平均粒径为19.6μm;SiC粉末粒度范围为48.3~92.6μm,平均粒径为67μm,为叙述方便标记为SiCp-67。原始混合粉末中增强相SiC粉末的含量为30%(体积分数,下同)。Ti粉和SiC粉通过简单机械混合的方式获得制备复合涂层的原始粉末。实验选取纯Al板作为基体,喷涂前用白刚玉砂粒进行表面清理与粗化。

1.2 实验方法与表征

实验采用德国CGT公司的Kinetic-3000冷喷涂系统。所用喷嘴为法国LERMPS实验室自行设计,扩张比约4.9,下游长度170mm的方形喷嘴。高压压缩空气用做加速气体,氩气作为送粉气体。喷枪入口空气压力约为2.6MPa,温度约为590℃。氩气压力和流速分别为3.1MPa和40L/min。喷涂距离为30mm,喷枪横向移动速率为100mm/s,共进行3道喷涂。

采用光镜(OM)对所制备的复合涂层组织结构进行分析;硬质相含量采用Scion Image软件分析多张金相照片获得;采用维式显微硬度仪(Leitz)测定涂层的显微硬度,载荷300g,保载15s。

2 结果与分析

2.1 涂层组织

图2所示为喷涂1道后的Ti/SiCp-67复合涂层断面光镜组织图。可以看出,复合涂层表现出了明显的多孔特性,气孔分布较为均匀,如图2中箭头所示。根据先前的研究结果,此类涂层多孔的原因除了与喷涂条件有关外[23,24],基体粉末本身和增强相的性质影响也较大,此外,粉末的活性对沉积物多孔也有重要的影响[25]。一般认为,基体粉末碰撞基体前的速率是影响颗粒变形进而影响颗粒沉积特性的关键因素。然而,在喷涂基体粉末的过程中,粒子流呈现明显的亮流特点[25],这类似于热喷涂过程,从而有利于粒子沉积。即使粒子的速率远低于材料喷涂中定义的临界速率,粒子也可以由于活性粘接到一起而沉积[25],从而得到多孔的涂层。比如,文献报道的Ti粉末临界速率约750m/s[23],根据本实验条件及传统冷喷涂沉积观点,所得喷涂沉积效率应该不超过10%,但是实际上由于活性的原因喷涂沉积效率却高于50%。所以活性的影响能很好地解释这一矛盾,喷涂的基体粉末得不到充分的变形,进而形成了具有多孔特性的涂层。

图3是喷涂3道后垂直方向上的涂层断面组织,根据标尺可计算出复合涂层的厚度约为1.6mm。可以看出,复合涂层Ti/SiCp-67在垂直方向上的特性类似于先前研究的Ti涂层[23],同样由两个明显的区域组成:表层的多孔区和内部的致密区,喷涂涂层表面呈现出多孔特性。在所制备的涂层中,气孔率随着涂层与涂层和基体界面距离的减小而迅速下降到较低的水平且保持基本不变,这是由于后续颗粒的连续冲击夯实作用使先前沉积的颗粒发生了进一步变形来填充粒子间的气孔间隙[23]。从而使先前沉积的内部涂层逐渐致密,而所制备的复合涂层表面气孔率则较大。通过观察和分析涂层中的组织结构发现,在机械混合过程中,基体粉末和SiC颗粒并没有发生反应生成新相,硬质相均匀地分散在基体粉末中,因此,喷涂过程中粉末的成分及组织结构完全保留到了涂层中,且增强相SiC颗粒均匀地镶嵌在基体相当中,改善了涂层的组织和性能,SiC颗粒如图3箭头所示。

本研究所采用的原始喷涂粉末中的SiC颗粒的体积分数约为30%,对图3中的颗粒分布进行统计可得,涂层中实际的SiC颗粒的体积分数约为10%。余敏等[26]采用了27μm和67μm两种不同粒度的SiC颗粒制备SiC增强Al5056基复合涂层。结果表明,复合涂层的气孔率随着SiC颗粒尺寸的减小而增加,SiC颗粒的加入增加了涂层的硬度和涂层间的结合强度。此外,SiC颗粒的加入略微提高了涂层的耐磨性能。因此,如何调控复合涂层中硬质相的含量、尺寸与分布对复合涂层的性能(包括结合强度、耐磨性、耐蚀性和硬度等)起着重要作用。

图4为冷喷涂Ti/SiCp-67复合涂层内部和界面的光镜照片。由图4(a)可知,增强相SiC颗粒和涂层中Ti基体相结合良好,且涂层与Al基板的结合状态也基本良好。由图4(b)可知,部分SiC颗粒沉积后嵌入到基板中,并出现颗粒破碎和脱落的现象,这可能是由于SiC颗粒在喷涂飞行过程和沉积过程中的相互碰撞以及颗粒自身形状的不规则性所致。这种嵌入作用形成一定的机械咬合,可能会增加基板和涂层间的结合力。但是,如果在涂层与基板间的结合界面处存在较多的脆性SiC颗粒,又容易造成基板和涂层之间界面结合弱化,反而会降低涂层与基板之间的结合强度。

2.2 涂层显微硬度

对Ti/SiCp-67复合涂层的显微硬度分析表明,冷喷涂Ti/SiCp-67复合涂层的显微硬度为(125±17.75)HV0.3,而纯Ti块材的实际显微硬度值为60HV[27],本研究中Ti/SiCp-67复合涂层的显微硬度HV0.3值高于李文亚等[28]研究的喷涂态Ti涂层的显微硬度值(72±28)HV0.1,稍低于喷涂态Ti涂层在850℃下真空热处理4h的显微硬度值(43±13)HV0.1。上述结果表明,复合涂层除了受到加工硬化作用外,增强相SiC颗粒的加入也能明显地提高涂层的显微硬度。Wong W.等[11]采用工作气体氦气,利用冷喷涂技术制备了1172μm厚的涂层,硬度值达到最大值218HV。S.H.Zahiri等[12]也采用氦气制备了冷喷Ti涂层,研究发现气孔率从14%减小到0.5%,涂层硬度从100HV提高至300HV。J.C.Oh等[29]采用高能电子束制备了1.7~2.1mm厚均匀致密的SiC/Ti-6Al-4V复合涂层,涂层硬度值达到415HV。J.Ajaja等[30]利用微压痕实验测试了喷涂态Ti涂层的力学性能,并采用Oliver&Pharr方法对实验所得的载荷-深度曲线进行分析,得到涂层在不同压痕载荷下的硬度和弹性模量,喷涂态Ti涂层的硬度在2.76~2.97GPa之间。

图5是Ti/SiCp-67复合涂层的内部在300g载荷下的显微硬度压痕面积。可见,图5(a)中的压痕面积较图5(b)的小且压痕形状规则。这表明图5(a)压痕处的涂层能够承受较大的载荷,具有较高的抵抗变形的能力,而图5(b)压痕处的涂层出现塌陷现象,还有少量裂纹,说明此处涂层的变形不足以抵抗压头的作用力,可能由于此处涂层不具有较高的致密性。

3 结论

(1)复合涂层由两个明显区域组成:表层的多孔区和内部的致密区,喷涂涂层表面呈现出多孔特性;随距离涂层表面深度的增加,涂层的气孔率迅速下降,涂层内部逐渐致密化。

(2)增强相SiC颗粒均匀地镶嵌在基体相当中,SiC颗粒和基体相结合良好,部分SiC颗粒在涂层/基板的界面处出现破碎和脱落的现象。

(3)复合涂层的显微硬度高于喷涂态Ti涂层和纯Ti块材,表明涂层除了受到加工硬化作用,增强相SiC颗粒的加入也明显地提高了涂层的显微硬度。

摘要：以Ti粉为复合材料基体相,不规则的SiC粉为增强相,采用冷喷涂技术制备了SiC颗粒增强钛基复合材料涂层,研究了硬质相对复合涂层的显微组织和显微硬度的影响。结果表明:制备的复合涂层由两个明显的区域组成:表层的多孔区和内部的致密区,随距离涂层表面深度的增加,涂层的气孔率迅速下降;原始喷涂粉末中SiC的体积分数为30%,沉积后的复合涂层中SiC体积分数约为10%;此外,增强相SiC颗粒的加入不仅可有效地降低涂层的气孔率,还显著地提高了喷涂态涂层的显微硬度值,由(72±28)HV0.1提高至(125±17.75)HV0.3。