碳化硅陶瓷性能及特點范文第1篇
介孔二氧化硅是一種新型的多孔無機陶瓷材料, 由于它具有高純度、低密度、高比表面積、表面硅醇基和活性硅烷鍵能形成強弱不等的氫鍵等特殊性能[1,2], 并且造價較低, 制備工藝簡便, 關于二氧化硅陶瓷顆粒及其空心材料的制備方法也是層出不窮, 廣泛應用于醫藥緩釋領域。載體藥物技術的關鍵在于載體材料的選擇, 要獲得理想的釋放行為, 作為載體的材料應具有適當的物理化學性能, 能對環境產生一定的響應, 并具有生物相容性等[3,4]。由于介孔二氧化硅陶瓷有均一可調的孔道、穩定的骨架結構、較高的比表面積、無毒等特點, 因而具備藥物載體的基本條件, 且介孔二氧化硅陶瓷表面的硅羥基可提高其控釋性能[5,6]。
氫氯噻嗪是一類強效利尿藥, 在水中溶解度較低, 但是在體內吸收速率較快, 常與心血管藥物聯用治療高血壓、充血性心力衰竭等心血管疾病。由于氫氯噻嗪長期服用會產生一定的不良反應如胃腸不適, 水和電解質代謝紊亂, 高尿酸并發痛風等。緩釋制劑可減少給藥次數, 降低不良反應, 所以研究緩釋制劑具有十分重要的意義。本論文設計以球形介孔二氧化硅陶瓷為載體, 負載氫氯噻嗪藥物, 在模擬人工胃液中檢測氫氯噻嗪的釋放情況。
1 材料與方法
1.1 主要試劑和儀器
十六烷基三甲基溴化銨、正硅酸乙酯、氨水和無水乙醇均為分析純。
北京普析通用儀器有限公司TU-1901型雙光束紫外可見分光光度計、杭州儀表電機廠78-1型磁力加熱攪拌器、天津市泰斯特儀器有限公司SX-2.5-10型馬弗爐、日本日立公司Hitachi S-4800型SEM電鏡、美國Micromeritic公司ASAP2020型氮吸附儀、日本理學Rigaku 40 k V型X射線衍射儀。
1.2 樣品的制備
將6.0 g的十六烷基三甲基溴化銨溶解在120 m L蒸餾水中, 再將20 g氨水和160 m L無水乙醇加入到表面活性劑溶液中, 攪拌15 min。隨后加入10.8 g的正硅酸乙酯, 將凝膠物質在室溫下攪拌2 h后, 對樣品溶液進行過濾、水洗, 所得的白色樣品在50℃干燥2 h, 然后放在馬弗爐中在空氣氣氛下以每分鐘兩攝氏度的速度勻速加熱到550℃, 恒溫焙燒4 h, 得到球形介孔二氧化硅陶瓷。
1.3 氫氯噻嗪在介孔二氧化硅陶瓷上的組裝
將0.3 g介孔二氧化硅陶瓷加入到20 m L氫氯噻嗪的Na OH溶液中 (質量濃度為30 mg/m L) 磁力攪拌, 每隔30 min靜置后取10 m L過濾, 測定濾液的吸光度, 至吸光度不變化為止, 將組裝液過濾, 洗掉粘附在表面的氫氯噻嗪, 室溫干燥, 即得氫氯噻嗪與球形介孔二氧化硅的組裝體, 測定濾液中藥物的殘留量, 用差減法計算出組裝體中藥物的含量。
1.4 氫氯噻嗪在介孔二氧化硅陶瓷上的釋放
氫氯噻嗪的體外釋放研究在模擬人工胃液中進行。取2.7 mol/L的稀鹽酸16.4 m L, 然后加胃蛋白酶10 g, 隨后加水800 m L, 搖勻, 加水稀釋調節p H為1.2, 即得模擬人工胃液。準確稱取0.05 g氫氯噻嗪/介孔硅陶瓷組裝體溶于100 m L模擬人工胃液中, 在37℃恒溫攪拌, 定時吸取釋放液20 m L, 同時補充等量模擬人工胃液, 測定釋放液中氫氯噻嗪的吸光度, 計算氫氯噻嗪的釋放量。
2 結果與分析
2.1 樣品的XRD表征
圖1為550℃焙燒二氧化硅陶瓷樣品的X射線衍射圖。樣品的衍射峰標準的無定形二氧化硅衍射峰相符, 表明溶膠凝膠法成功合成了二氧化硅陶瓷納米粉。
2.2 樣品的SEM表征
圖2為二氧化硅陶瓷的SEM照片, 圖示出二氧化硅陶瓷形貌為球形, 球的大小均勻, 直徑約為300 nm, 證明合成介孔二氧化硅陶瓷為球形, 球大小均一, 分散性較好, 這有利于藥物的緩釋。
2.3 組裝前后介孔二氧化硅陶瓷的氮氣吸附曲線
介孔二氧化硅陶瓷及介孔二氧化硅陶瓷-氫氯噻嗪組裝體的氮吸附曲線見圖3, 可知介孔二氧化硅陶瓷的氮吸附-脫附等溫線為典型的IV型等溫線, 證明介孔二氧化硅陶瓷為有序介孔材料, 同時可以看出, 吸附曲線滯后環比較陡峭且窄小, 說明合成產物孔道比較規整。組裝體的氮吸附曲線如圖3 (B) 表明, 組裝后的介孔二氧化硅陶瓷孔道面積明顯減小導致其對氮氣的吸附量有明顯的下降, 并且介孔二氧化硅陶瓷規則的孔道結構受到破壞, 進一步證明了氫氯噻嗪成功組裝在介孔二氧化硅陶瓷的孔道結構內。
2.4 氫氯噻嗪在介孔二氧化硅陶瓷上的負載量的測定
精密稱取氫氯噻嗪, 以0.4%Na OH溶液為溶劑, 用磁力攪拌器室溫下攪拌使氫氯噻嗪溶解, 配制0.025mg/m L氫氯噻嗪的標準溶液。以0.4%Na OH溶液為空白對照品, 用紫外分光光度計測定, 紫外掃描波長190~400 nm, 氫氯噻嗪在271 nm處有最大吸收。故選擇271 nm作為檢測波長測定溶液中氫氯噻嗪的吸光度。分別精密稱取氫氯噻嗪0.5 mg、1.0 mg、1.5 mg、2.0 mg、2.5 mg溶于0.4%Na OH溶液中, 配制梯度溶液, 留取濾液, 采用紫外分光光度計測定濾液中藥物的吸光度, 標準曲線方程為:A=0.0503C+0.0123, 相關系數R=0.9985, 線性關系良好。用差減法算出氫氯噻嗪/介孔二氧化硅陶瓷組裝體中藥物氫氯噻嗪在介孔二氧化硅陶瓷上的負載量為332.8 mg/g。
2.5 組裝體中氫氯噻嗪的體外釋藥研究
2.5.1 氫氯噻嗪在模擬胃液中標準曲線的繪制
圖4是氫氯噻嗪在模擬人工胃液中的標準曲線, 標準曲線方程為A=0.0213C+0.0393, 相關系數R=0.9959, 線性關系良好。
2.5.2 氫氯噻嗪/介孔二氧化硅陶瓷組裝體在人工胃液的釋放
通過測定氫氯噻嗪/介孔二氧化硅陶瓷組裝體模擬人工胃液中氫氯噻嗪的吸光度, 計算出氫氯噻嗪的釋放量, 從而確定氫氯噻嗪釋放率。如圖5所示, 從上圖可見氫氯噻嗪釋放率隨時間逐漸增加, 10 h釋放率達到77.87%, 之后釋放率不再增加, 說明10 h時介孔二氧化硅陶瓷上氫氯噻嗪釋放率達到最大值。在10 h釋藥完全, 這說明了載藥后的球形介孔二氧化硅陶瓷能夠緩慢釋放出藥物, 可用于藥物緩釋體系。
3 結論
本文采用十六烷基三甲基溴化銨表面活性劑為模板劑, 以正硅酸乙酯 (TEOS) 為硅源, 水/乙醇均相條件下, 利用在氨水堿性環境催化條件下合成球形介孔二氧化硅陶瓷, 并對氫氯噻嗪負載進行釋藥研究。氫氯噻嗪在水中溶解度較低, 但在體內吸收速率較快, 氫氯噻嗪長期服用會產生一定的不良反應如胃腸不適, 水和電解質代謝紊亂, 高尿酸并發痛風等。本實驗研究采用浸漬法成功地將氫氯噻嗪裝載于球形介孔二氧化硅陶瓷孔道內, 利用球形介孔二氧化硅陶瓷作為藥物載體, 將氫氯噻嗪進行負載與釋放, 結果表明氫氯噻嗪在球形介孔硅陶瓷上的載藥量為332.8 mg/g。通過研究氫氯噻嗪/介孔二氧化硅陶瓷組裝體在模擬人工胃液的釋放率, 可知組裝體中氫氯噻嗪釋藥緩慢, 10 h釋藥率達到77.8%, 10 h以后釋藥率幾乎不變。因此, 介孔二氧化硅陶瓷是一種較好的藥物緩釋材料, 有望為氫氯噻嗪緩釋制劑的開發提供了實驗依據。介孔二氧化硅陶瓷作為氫氯噻嗪藥物載體材料具有重要的應用價值。
摘要：試驗采用十六烷基三甲基溴化銨表面活性劑為模板劑, 以正硅酸乙酯 (TEOS) 為硅源, 通過溶膠凝膠法合成具有介孔結構的二氧化硅陶瓷, 并通過浸漬法完成氫氯噻嗪與介孔二氧化硅陶瓷的組裝。利用X射線衍射、掃描電鏡、氮吸附脫附對組裝前后的介孔二氧化硅陶瓷進行表征。同時研究組裝于介孔二氧化硅陶瓷上的氫氯噻嗪在模擬胃液中的釋放情況。實驗結果表明:氫氯噻嗪已組裝于介孔二氧化硅孔道內, 組裝的氫氯噻嗪在模擬胃液中10 h釋放達77.8%, 說明介孔二氧化硅陶瓷對氫氯噻嗪有較明顯的緩釋作用。
關鍵詞：介孔二氧化硅陶瓷,氫氯噻嗪,載藥,緩釋,溶膠凝膠
參考文獻
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碳化硅陶瓷性能及特點范文第2篇
泡沫陶瓷材料于20世紀70年代由美國科學家發明,是一種氣孔率達70%～90%,具有聯通氣孔和三維空間網架結構的新型非金屬多孔材料[1,2,3]。與普通陶瓷相比,泡沫陶瓷具有比表面積大、隔熱性能好、耐腐蝕性強、絕緣性能優良等特點[4,5,6],在化工、冶金、生物等領域用于汽車尾氣的凈化及消聲、石化精煉及熔融金屬液過濾、催化劑載體等方面。碳化硅(SiC)泡沫陶瓷除具有普通泡沫陶瓷的特點外,還具有優異的抗熱震性、熱膨脹系數低及機械強度高等優點,是目前應用最廣泛的泡沫陶瓷材料之一[7,8,9]。
制備SiC泡沫陶瓷常用的工藝方法主要有造孔劑法、有機泡沫浸漬法、溶膠-凝膠法等[10]。目前SiC泡沫陶瓷的相關研究已經取得了很大成果,但仍存在著許多問題,如氣孔率和抗壓強度之間的不均衡、陶瓷體的穩定性差、高溫使用強度低、燒結溫度高等,制約了該材料的應用范圍[11]。目前,已有的實驗研究表明[4,12,13,14],可以通過添加合適的燒結助劑,如添加變價金屬氧化物,在燒結過程中形成低共熔點液相,通過優化工藝參數可降低SiC泡沫陶瓷的燒結溫度,改善其性能。楊瑩等[15]以Al2O3-Y2O3為燒結助劑,在1 700℃制備的Si C泡沫陶瓷的抗壓強度最高達2.48 MPa,探討了燒結助劑含量對SiC泡沫陶瓷的抗壓強度的影響規律。劉巖等[16]以SiC、Al2O3和膨潤土為原料制備了SiC泡沫陶瓷,所得陶瓷孔徑介于3 mm左右,抗彎強度達2.87 MPa,耐火溫度高達1 700℃,該研究發現提高掛漿量是獲得高強度SiC泡沫陶瓷的關鍵因素。
采用工藝簡單、成本較低的有機泡沫浸漬法制備SiC泡沫陶瓷,SiO2和Al2O3為燒結助劑,研究了燒結助劑含量和燒結溫度對SiC泡沫陶瓷的顯微組織與力學性能的影響規律。
1 試驗原料及方法
1.1 原料
試驗所用原材料為α-SiC粉(平均粒徑約為1 um),Al2O3粉體和SiO2粉體為燒結助劑(分析純,99%),硅溶膠(含20%SiO2),羧甲基纖維素(白色絮狀固體),15%NaOH溶液,5%聚乙烯醇。燒結助劑(Al2O3+SiO2)含量質量分數分別為10%、20%、30%、40%,在1 450℃下無壓燒結;然后在燒結助劑含量質量分數為30%的前提下,分別以1 350℃、1 400℃、1 450℃和1 500℃無壓燒結。
1.2 試驗方法和測試
有機泡沫浸漬法制備SiC泡沫陶瓷工藝流程如圖1所示:
選擇孔密度均勻、彈性良好、親水性較強的聚氨酯有機泡沫為前驅體,在60℃NaOH(15%)溶液中水解,然后用5%的聚乙烯醇溶液改性,撈出自然晾干。將原料、燒結助劑和溶劑混合,球磨濕混24 h后,獲得高固相含量的SiC陶瓷漿料。將改性好的有機泡沫充分擠壓,去除空氣后完全浸入漿料中,反復吸收,直至飽吸,將浸滿漿料的泡沫放在兩玻璃板之間,平行擠壓,排除多余漿料,使其不發生堵孔,將得到的素坯在常溫下自然晾干,在無壓燒結爐中進行燒結。
試樣的抗壓強度在WDW-200型電子萬能試驗機測試,壓頭速率為0.5 mm/min;采用X射線衍射儀(XRD)分析試樣的物相,工作電流為200 mA,工作電壓40kV,掃描速度為5°/min,掃描范圍為10°～90°;采用煮沸法測定試樣的氣孔率;在掃描電鏡下(SEM,荷蘭Philips公司生產的FEI Sirion200)觀察試樣的微觀形貌,加速電壓為10 kV,試樣需噴金。
2 結果與分析
2.1 力學性能分析
圖2為SiC泡沫陶瓷(助劑含量質量分數為30%)的抗壓強度、氣孔率與燒結溫度之間的關系圖。如圖所示,隨著燒結溫度的升高,材料的氣孔率逐漸下降,抗壓強度呈先增大后下降的趨勢,在溫度為1 450℃時抗壓強度達最大值,為3.64 MPa。
SiC泡沫陶瓷中引入Al2O3+SiO2助劑后,有利于降低燒結溫度,促進莫來相的生成。因此,隨著溫度的升高,SiC的燒結程度提高,SiC晶粒結合更緊密,同時也生成更多的莫來石相,有利于抗壓強度的提高。當燒結溫度達到1 500℃時,由于Si C氧化生成SiO2的比例增大,大量的脆性SiO2的生成使SiC泡沫陶瓷的抗壓強度下降。因此,當助劑含量質量分數為30%時,SiC泡沫陶瓷最佳的燒結溫度為1 450℃。
在燒結溫度為1 450℃條件下,SiC泡沫陶瓷的抗壓強度、氣孔率與燒結助劑含量之間的關系圖如圖3所示。如圖所示,隨燒結助劑含量的增加,抗壓強度呈先上升后下降趨勢,助劑量為30%時達最大值,而氣孔率則呈下降趨勢。
SiC泡沫陶瓷中添加助劑Al2O3+SiO2后,可通過液相燒結提高材料的致密度。隨著助劑含量的增加,以及氧化生成的SiO2也逐漸增多,在高溫作用下,生成的玻璃相可自由流動,填充到有機泡沫揮發后的氣孔中,導致氣孔率逐漸下降。本實驗中當Al2O3和SiO2總含量質量分數為30%,在1 450℃條件下反應得到的Si C泡沫陶瓷抗壓強度最高為3.64 MPa。當助劑含量質量分數增加至40%時,可能形成了過量的SiO2,脆性的玻璃相導致抗壓強度明顯下降。
2.2 物相分析
圖4是助劑總量為30%在1 450℃、1 500℃燒結后試樣的XRD圖譜。由圖中可以看出,泡沫陶瓷中主晶相為SiO2及碳硅石,還有少量的莫來石相生成,隨著溫度的升高,莫來石相略有減少。
材料中的SiO2主要是SiC經氧化生成,碳硅石是SiC的一種同分異構體,它具有較好的抗熱震性和高溫穩定性[13]。因此,碳硅石的生成有利于SiC泡沫陶瓷性能的提高。而較多的脆性SiO2相存在于材料中,會降低泡沫陶瓷的抗壓強度,所以應盡量避免生成大量的SiO2相。莫來石相的生成是由所加入的Al2O3與SiO2反應生成,SiO2一部分來自燒結助劑,一部分來自于SiC的氧化生成。S.Akpinar etal[3]研究發現由SiC表面氧化生成的Si O2可以促進Al2O3生成二次莫來石相,材料燒結可實現固液燒結同時進行,有利于降低SiC的燒結溫度,并促使SiC轉化為碳硅石。
2.3 顯微組織
圖5為助劑含量質量分數分別為30%、20%的試樣燒結后的表面形貌圖。從圖中可以看出,SiC泡沫陶瓷以封閉多邊形為結構單元,各單元相互連接形成三維聯通結構,孔尺寸介于2～3 mm,結構均勻,孔筋完整,水可自由通過。圖a堵孔少,且孔筋連接較為完整,表明適當的增加燒結助劑含量,有利于SiC晶粒生長發育及組織的均勻化。
圖6為SiC泡沫陶瓷的孔筋形貌圖。如圖所示,孔筋結構完整,其上有許多大小不一的孔洞?？锥吹男纬芍饕怯捎跍囟壬?00℃左右時,聚氨酯泡沫分解揮發形成的?？锥词共牧系目紫堵噬?同時使抗壓強度下降。在適當的燒結溫度下燒結,有利于SiC晶粒生長發育,可使孔隙率下降。
圖7是燒結助劑含量質量分數為30%、20%的SiC泡沫陶瓷SEM圖片。由圖可以看出,隨著助劑含量的增加,材料的孔隙減少,燒結程度增加。當燒結助劑含量質量分數為20%時,材料中所生成的液相少,材料致密度低。隨著助劑含量增加,助熔效果升高,生成的液相有利于材料的傳質過程,致密度上升。在燒結溫度相同的情況下,助劑含量的增加可以使Si C泡沫陶瓷的顯微結構更加致密。
3 結論
(1)采用Al2O3-SiO2為燒結助劑制備SiC泡沫陶瓷,助劑含量質量分數為30%時,最佳燒結溫度為1 450℃。SiC泡沫陶瓷材料的抗壓強度可達到最大值,為3.64MPa。
(2)SiC泡沫陶瓷材料在燒結過程中,Al2O3與SiO2反應生成莫來石相,有利于材料實現液相燒結,抗壓強度和致密度增加。
摘要：以α-SiC為原料,Al2O3及SiO2為燒結助劑,采用有機泡沫浸漬法制備SiC泡沫陶瓷,研究了燒結助劑含量及燒結溫度對SiC泡沫陶瓷顯微組織與性能的影響規律,試驗結果表明,在1 450℃、燒結助劑含量的質量分數為30%的條件下制備的SiC泡沫陶瓷顯微結構均勻,具有較好的力學性能,抗壓強度最高達3.64 MPa。在燒結過程中,所引入的燒結助劑有利于實現液相燒結與降低燒結溫度。
碳化硅陶瓷性能及特點范文第3篇
陶瓷材料因具有密度小、硬度高、耐磨損和耐腐蝕等優異性能而成為制造高精度軸承滾動體和滾道的理想材料[1,2,3]。為提高球軸承的性能和精度,陶瓷球體材料特性至關重要[4,5]。
陶瓷球材料性能方面的研究已有大量報道[6,7,8]。M.Ichikawa等[9]進行了滾動軸承陶瓷球的壓碎試驗來研究壓碎載荷值對其尺寸依賴性的統計特征,其發現球體的壓碎載荷值服從威布爾分布,并且依賴于球徑和形狀參數。Stenfan Strobl等[10]應用“表面裂紋彎曲法”進行了陶瓷球測試,斷裂韌性實驗結果顯示測量誤差小于±5%。Serkan Nohut[11]指出測試陶瓷球的雙軸向強度的B3B法(ball-on-three-balls)依賴于測試樣品的尺寸和加載條件,同時發現B3B法中樣品失效歸因于根據法向應力原理的表面缺陷。J.L.Zhou等[12]通過分析抗拉應力壽命模型進行了滾動接觸疲勞試驗,結果顯示陶瓷球在最大拉應力下失效而不是在最大的剪切應力下。S.M.Hsu等[13]進一步研究了利用材料性能、運行參數及一些磨損模型來預測陶瓷的磨損。
本研究選取3個不同廠家的陶瓷球,建立以材料體積密度、顯氣孔率、硬度、斷裂韌性及壓碎載荷為評價指標的評價體系,對各材料性能參數對軸承的影響及其測量方法進行介紹,分析實驗結果,并在此基礎上對各項材料性能參數的相關性進行分析計算。
1 試樣選擇及評定標準
該試驗所用氮化硅陶瓷球選自國內較著名的3個陶瓷球生產廠家(記為A、B、C),其由微米級粒徑的氮化硅粉末經燒制而成。每個廠家選擇9顆直徑約10.38 mm的球體進行測試,球體壓碎載荷試驗選取了6種直徑系列。
ASTM F2094-03a[14]標準對軸承用氮化硅陶瓷材料的組成成分進行了限定,將材料性能劃分為I、II、III3個等級,隨著材料等級的增大其材料性能依次下降。為全面地評價陶瓷球材料性能,本研究建立了以材料體積密度,顯氣孔率,硬度,斷裂韌性、壓碎載荷為評價指標的評價體系,有關評定標準如表1所示[15,16]。
2 材料性能參數測試方法
2.1 密度和顯氣孔率
密度可以評價陶瓷球的致密性、純凈度等,顯氣孔率為多孔材料中氣孔體積和該物體體積之間的比率。陶瓷球密度約為軸承鋼密度的40%,當軸承高速旋轉的情況下,陶瓷球的離心力小,軸承的旋滾比更小,獲得更好的高速性能。顯氣孔率對密度有很大的影響,進而影響軸承的疲勞壽命及承載能力。本研究利用排水法測量密度和顯氣孔率。測量儀器為如圖1(a)所示的SI-234精密天平,其精度為0.1 mg,測量原理如圖1(b)所示。
Ⅰ類材料—最高等級的材料;Ⅱ類材料—一般類材料;Ⅲ類材料—制造軸承的低等級材料,僅適用于低端應用
本研究首先利用天平測出陶瓷球的干重,其次將陶瓷球完全浸沒在密度為Dl的液體中,測出陶瓷球所受的浮力。
陶瓷球的密度D為:
式中:M0—陶瓷球的干重,M1—陶瓷球所受的浮力,Dl—液體的密度。
陶瓷球置于液體中完全飽和吸收后測量其濕重,顯氣孔率P為:
式中:M2—陶瓷球的濕重。
2.2 硬度和斷裂韌性
硬度是材料抵抗外加載荷施加于材料表面的能力,對于高速和高精密軸承,高硬度的滾動體可以提高軸承抗震動沖擊能力。
根據下式測量表面壓痕的對角線長度即可計算出維氏硬度值:
式中:P—加載力;a=(2a1+2a2)/4。
維氏硬度測量儀器如圖2所示。
維氏硬度測量儀器的加載壓力是10 kg,持續時間為30 s。
維氏硬度的壓痕圖像如圖3所示。
斷裂韌性是抵抗微裂紋不穩定擴散和脆性斷裂的能力,陶瓷材料的斷裂是陶瓷球軸承最致命的失效形式,分析其斷裂韌性,是提高陶瓷球軸承可靠性的基礎。其測量方法與硬度測量方法相同。如圖3(b)所示,本研究通過測量對角線方向上壓痕和微裂紋的顯微長度。斷裂韌性KIC為:
式中:E—彈性模量;P—加載力;c=(2c1+2c2)/4。
2.3 壓碎載荷
承載能力是設計和選用軸承的主要依據,其大小主要取決于滾動體的壓碎載荷(字母CL表示)。壓碎載荷值越大表明軸承的承載能力越強。三球法測量壓碎載荷時,其位于中間位置的球體受力后兩端的接觸狀態都是點接觸,使得其內部產生的裂紋可以快速展開直至球體碎裂,進而可以反映試驗球發生碎裂時的瞬時載荷值。在試驗前設計并加工出了的測量球體壓碎載荷的夾具如圖4所示。
該夾具主要由壓頭、防護罩(2片)和底座3部分組成,在壓頭和底座與待測球體接觸的中心部位還定制了一定錐角的錐孔,以便于實現球體的定位。壓碎載荷利用的REGER-RGM-3200/3300型萬能試驗機如圖5所示,加載速度為0.5 mm/min。
3 實驗及結果分析
A,B,C三廠陶瓷球密度的測量結果如圖6所示。
其密度均值和標準差均在表1規定的密度范圍內,B廠的密度平均值最高,偏差也相對較小,說明該廠陶瓷球材料的致密性相對較高。
A,B,C三廠陶瓷球顯氣孔率的測量結果如圖7所示。
其顯氣孔率均值均符合表1中II類陶瓷材料的標準,B廠的顯氣孔率均值及相對偏差均最低。從密度和顯氣孔率的角度上結合分析可知:在表1的規定范圍內,高密度,低顯氣孔率,反映了陶瓷球更好的燒結程度。
不同廠家陶瓷球硬度測量結果如圖8所示。
B廠陶瓷球的表面硬度值最高,A廠次之,C廠最低,且C廠的偏差也最大。三廠家陶瓷球的維氏硬度都大于1 380,均達到了表1中規定的Ⅱ級材料標準。
不同廠家陶瓷球斷裂韌性的測量結果如圖9所示。
B廠陶瓷球的斷裂韌性的平均值是最高的,而且其多次測量結果的相對標準偏差也是最低的。其余兩廠陶瓷球的斷裂韌性雖稍低于B廠,但也完全達到了表1中I級氮化硅材料斷裂韌性大于6.0 MPam1/2的規定。
各廠陶瓷球壓碎載荷測量均值的比較如圖10所示。
3個廠壓碎載荷值在大體上均是隨著球體直徑的增大而增大。A廠和B廠的陶瓷球壓碎載荷雖存在一定的波動性,但從平均值上來看其基本上都達到了表1中約為鋼球壓碎載荷30%的標準。對于C廠的陶瓷球,其壓碎載荷值普遍偏低,多數均為未達到以上材料標準。當球體直徑大于8.12 mm時,其壓碎載荷平均值呈下降趨勢,這是由于球體內部組織反應燒結不夠徹底進而造成球體強度不足。
選取A廠陶瓷球與鋼球壓碎載荷的對比如圖11所示。
從測量結果中可知,鋼陶鋼球體組合的壓碎載荷明顯高于陶對陶的壓碎載荷。由于鋼球塑性材料,當受到外加載荷時產生塑性變形;而陶瓷球為脆性材料,受載后的塑性變形非常微小。鋼陶鋼最能反映混合陶瓷球軸承中陶瓷球的極限受載情況,其壓碎載荷在前兩種情況之間,實驗過程中常出現鋼球碎裂而陶瓷球完好無損的情況,這說明在同等接觸應力狀態下陶瓷球的承載能力并不比鋼球差。
4 材料特性參數的相關性分析
相關性分析常用于反映兩個或更多變量之間的關系,相關系數的計算公式[17]為:
式中:X,Y—兩種不同的參數;N—實驗值;r—相關系數,其取值范圍在-1到+1之間,即|r|≤1。
|r|越接近1,則表明x與y線性相關程度越高。若-1≤r<0時,表明x與y負相關;若0<r≤1時,表明x與y正相關;r=0,則x與y無相關性。
上述分析中將陶瓷球的各項性能參數進行測試,這些參數主要體現陶瓷球材料的物理特性和力學特性,陶瓷球這兩特性之間的相關性系數如表2所示。
由表2可知,斷裂韌性和硬度之間的相關系數接近-1,說明硬度與斷裂韌性之間相關度最高且為負相關,而密度與斷裂韌性之間相關度最低,顯氣孔率次之。高硬度的材料一般韌性較差而具有高韌性的材料其硬度一般也不高,因此在保證陶瓷高硬度的條件下對其實現增韌是另一發展趨勢。
顯氣孔率與壓碎載荷之間的相關度最高,其次為硬度,再次為密度。顯氣孔率影響的是陶瓷球的結構強度,進而影響球體的承載能力。硬度與壓碎載荷的相關度也較大,陶瓷球必須擁有足夠的硬度才可抵御外界載荷。
5 結束語
本研究選取A、B、C 3個廠家的陶瓷球進行了各項材料性能參數的測試,得出B廠在各項材料性能參數中體現優勢,除壓碎載荷參數中A廠略優于B廠外,A、B廠陶瓷球基本符合II級材料標準,滿足較高精度軸承用球的技術要求。
陶瓷球壓碎載荷測試中,球體直徑越大,壓碎載荷值越大;在鋼陶鋼壓碎試驗中,說明了陶瓷球具有與鋼球相當的承載能力。
碳化硅陶瓷性能及特點范文第4篇
1 景德鎮陶瓷產業低碳化發展現狀
1.1 景德鎮陶瓷產業的發展歷程及現狀
1949后, 景德鎮陶瓷產業經歷了繁榮期 (1949———20世紀70年代末) 、衰退期 (20世紀70年代末———90年代末) 和恢復期 (21世紀初至今) 。
步入21世紀, 景德鎮為了促進其陶瓷產業的發展, 相繼出臺了一系列的政策措施, 不斷調整優化陶瓷產業結構, 推進國企改革, 鼓勵民營陶瓷經濟的發展, 陶瓷產業出現了恢復性增長。2014年景德鎮陶瓷產業總產值291.6億元, 比2013年增長17%。從陶瓷產業結構來看, 景德鎮藝術瓷仍保持在世界前列;衛生陶瓷產能不足, 發展緩慢, 難以承接大額訂單;建筑陶瓷市場的發展舉步維艱, 市場份額很小;缺乏全國性的工業陶瓷知名品牌。
1.2 景德鎮陶瓷產業取得的低碳成果
以陶瓷產業為支柱的景德鎮, 依托著良好的陶瓷底蘊, 借力鄱陽湖生態經濟區建設, 積極探索發展低碳經濟的新路子, 取得了一系列成果。
1.2.1 節能減排初見成效
在招商引資方面, 政府堅決摒棄高碳陶瓷企業, 對技術含量高、附加值高、低能耗的項目采取扶持性的優惠政策。許多低碳企業先后扎根于景德鎮, 一系列如漢索夫陶瓷、臺灣正翰遠紅外陶瓷等的低碳陶瓷項目落戶瓷都。
近年來低碳宣傳力度的加大, 社會節能減排意識普遍增強。一些陶瓷企業積極向國內外同行業的節能標桿學習, 調整自身的產品結構, 加大技術改造力度, 提高節能減排水平, 全面實施節能工程。
同時, 節能減排效果的呈現還得益于一系列有效的節能減排技術成果的利用, 如節能窯爐技術、陶瓷薄板技術和陶瓷拋光廢渣循環技術等。
經過幾年的努力, 陶瓷行業節能工作初見成效。2014年景德鎮市工業增加值能源消耗總量275.04萬噸標準煤, 增長3.9%, 平均能耗0.73噸標準煤/萬元, 低于全省平均水平。全年萬元GDP能耗下降3.63%, 萬元規模以上工業增加值能耗下降13.40%。
1.2.2 生態技術使陶瓷產品舊貌換新顏
景德鎮陶瓷行業在發展的過程中, 不斷融入科技元素, 形成了以高技術為支撐的陶瓷產業集群, 景德鎮“陶瓷硅谷”初見成效。2013年景德鎮高科技陶瓷產值達到22.9億元, 占景德鎮陶瓷工業總產值的11.9%, 年增長率超過50%。景德鎮現在從事高新技術陶瓷生產的企業有60多家, 一大批高新技術陶瓷科研成果正在陶瓷園區內孵化。據資料統計, 景德鎮市陶瓷科技成果共有400 多項, 各種陶瓷專利近200 件。預計到2015年底, 景德鎮高科技陶瓷產值將達到150 億元。優化陶瓷產業結構, 轉變經濟增長方式和構建以生態技術為核心競爭力的新產業格局是景德鎮順應對當今低碳經濟潮流的明智之舉。納米瓷的研發與應用和“減薄”陶瓷等舉措都在加速著景德鎮陶瓷產業的低碳化腳步。
1.2.3 借力文化創意產業
陶瓷文化創意產業將傳統陶瓷文化和現代高科技產業相結合, 并不斷注入創意元素, 誘發經濟效益。江西省和景德鎮市政府借助“互聯網+”理念, 以雕塑瓷廠陶瓷創意集市為龍頭, 以陶溪川陶瓷文化創意園和名坊園等項目為主要載體, 大力打造陶瓷創意文化產業。2015年9月開園的“陶溪川·CHINA坊”, 既是有效保護和利用陶瓷工業遺存的“范本”, 又是中國首座以陶瓷文化為主體的一站式文化休閑娛樂旅游體驗創意園區。
景德鎮深厚的陶瓷文化底蘊為其陶瓷文化創意產業的發展奠定了堅實的基礎。景德鎮市現擁有2家國家級文化產業示范基地, 1家省級文化產業示范基地, 大小陶瓷文化創意產業實體近3000家, 帶動就業人數達2萬余人。其中, 具有一定規模的陶瓷文化創意產業實體約有30 余家, 其他小型創意工作室2800 家。2013年景德鎮陶瓷文化創意產業總產值約168.5 億元, 預計2015年將突破500億元。
2 景德鎮陶瓷產業低碳化發展存在的瓶頸
景德鎮陶瓷產業雖然在低碳發展道路上取得了良好的開端, 但在向現代市場文明過渡的過程中仍面臨困惑。
2.1 高碳特征仍然明顯
盡管景德鎮近年在節能減排方面取得了一定的成績, 但是由于節能減排力度不夠和成效有限, 陶瓷產業的高碳特征依舊明顯。應該看到, 隨著低碳經濟理念的深入, 社會對陶瓷生產企業的環境要求不斷地提高, 需要技術創新予以解決。在節能減排技術的推廣中, 煙氣中粉塵和二氧化硫排放標準缺乏相應環保技術和裝備的支持。同時, 目前, 由于行業和政府在節能減排標準 (政策) 方面的制定出現多重性、缺乏合理性和成本壓力巨大等問題, 導致其可實施性不強。另外, 陶瓷生產企業如果想加大節能減排的技術改造, 必然會增加其生產成本, 這也是其不得不深思的一個問題。綜合這些不利因素, 交織在一起就延緩和阻礙了景德鎮陶瓷產業的節能減排進程。
2.2 資金技術和創新能力匱乏
面對當今低碳潮流, 景德鎮陶瓷企業必須轉變經濟發展方式, 由當今的粗放式發展方式向陶瓷低碳化發展方式轉變。這種轉變需要大量的資金和技術支持, 而大量的資金和技術支持往往是小規模企業所不具備的。2013年景德鎮陶瓷企業總計超過3000家, 而規模以上企業僅有67家, 從業人員1.34萬, 完成工業增加值32.12億元, 實現主營業務收入143.3億元, 創利稅9.51億元。剩余企業多為小作坊, 缺乏充足的轉型發展資金, 技術、設備落后, 管理能力低下。企業普遍規模較小, 缺乏資金和技術是景德鎮陶瓷產業低碳發展的一大薄弱環節。
2.3 知識產權保護體系不健全
景德鎮市先后制定實施了《景德鎮陶瓷知識產權保護辦法》、《景德鎮陶瓷產品標準》和《景德鎮陶瓷促進與保護條例》等多項保護陶瓷產業知識產權的法律法規, 在一定程度上加強了陶瓷知識產權行政執法保護和司法保護。但是, 當前仍然有一些阻礙因素存在, 例如較嚴重的抄襲、模仿、使用者私自轉移出讓知識產權等情況。
2.4 尚未形成有效的創意集群
近年來, 景德鎮重點打造了雕塑瓷廠、樂天陶社、陶瓷藝術創意谷等創意基地, 并成立景德鎮陶瓷文化創意產業基地, 取得了較好的效果。創意基地起步晚、發展慢, 極大地制約了景德鎮陶瓷產業的發展。創意產業人力資源的短缺成為當前制約景德鎮創意集群發展的最大制約因素。
3 推進景德鎮陶瓷產業低碳化發展的政策建議
面對低碳經濟提出的挑戰, 景德鎮陶瓷產業必須改變傳統的粗放式發展模式, 探索一條集約式低碳發展之路。必須積極采取各種措施, 繼續推進景德鎮陶瓷產業低碳化發展之路, 實現美麗中國, 最終實現中國夢。具體而言, 主要有政府和企業兩個層面來著手推進:陶瓷企業應繼續在陶瓷原料制備、陶瓷制品成型、干燥和燒成過程研發節能減排新技術, 開發 “綠色陶瓷”。同時政府應充分利用政策指揮棒, 為陶瓷企業開發低碳技術培育良好的外部環境。
3.1 政策引導
政府要不斷出臺支持低碳經濟的新技術向企業推廣發展的相關規章和相關政策, 頒布激勵陶瓷企業開展低碳減排和能源可再生利用活動的有關法律法規, 對相關的稅收政策、財政政策和信貸政策進行低碳化調整。如通過對低碳企業進行減稅和免稅、政府對企業的采購、政府加強對企業的財政補貼和企業在進行貸款時采用綠色信貸等政策, 引導陶瓷企業研發先進的低碳環保技術, 創新和實行低碳環保生產模式, 從而推動低碳經濟的陶瓷產業結構、經濟發展方式和產業消費模式的低碳轉型。
3.2 人才培育
景德鎮陶瓷產業低碳化的轉型升級離不開高層次人才。首先, 政府要創新人才激勵機制, 提高高層次人才工作積極性, 為高層次人才的引進、培養等創造條件。其次, 當前我國的高等教育的重點應放在低碳能源技術、低碳能源和可再生能源的開發, 從而為陶瓷企業培養大批專業的低碳技術人才, 提高低碳產品的研究開發進度, 減少低碳產品的研究開發時間。同時要充分利用各類高等和職業教育資源, 建設陶瓷人才培訓基地, 開展有針對性的在職培訓。最后, 政府應出臺更多有利政策, 建設陶瓷專業人才和低碳技術人才的儲備庫, 為景德鎮陶瓷產業的低碳發展建立雄厚的人才儲備。
3.3 提高行業準入標準
把行業的準入門檻進行抬高這樣能夠在根本上推進整個行業的穩健發展, 這樣可以將行業的落后產能進行淘汰, 加快陶瓷行業向低碳經濟發展方向的進程。景德鎮陶瓷行業應該加強對行業監督管理體系的建設, 要加快的創建和制定陶瓷行業的準入標準, 為景德鎮陶瓷行業的企業進入設定門檻, 保證行業內企業是資金充足、具有先進的技術、低碳發展、人員配備齊全、運行穩健高效的企業;同時加強對家庭作坊式企業轉型的引導, 為景德鎮陶瓷產業的再次發展創造一個好的平臺, 創造一個積極健康的行業環境, 加強預防行業當中發生惡性競爭現象的產生, 加快陶瓷企業向低碳發展企業轉型的速度, 提高行業健康、高效、高速的發展。
3.4 完善知識產權保護
近年來, “景德鎮瓷器”外觀設計權遭受侵害的現象屢屢發生。這意味著需要建立完善的知識產權保護體系, 對原創陶瓷科技和設計成果進行保護, 堅決打擊各種侵權行為, 規范市場秩序, 避免陶瓷作品被復制、被剽竊的危險, 從而為陶瓷文化創意產業的發展創造一個良好的外部環境。我國當前的知識產權保護體系主要包括了著作權、設計權、專利權、商標權等, 保護的范圍涵蓋了陶瓷文化創意產業中的消費性創意、工藝創意與商業創意, 但尚沒有針對創意文化產業的立法規范。為此, 亟需出臺更多更有效的相關法律法規及建立一套行之有效的制度, 比如政府可以考慮建立景德鎮陶瓷知識產權保護聯合行政執法制度來提高人們的知識產權意識, 進一步營造景德鎮陶瓷行業健康和諧的發展環境。
3.5 推進陶瓷文化創意產業園建設
景德鎮建設陶瓷文化創意產業園, 首先要充分利用現有的工業遺存, 從“雙遺”保護的角度, 改造原有陶瓷企業的舊廠房, 在保護工業建筑和歷史街區傳統風貌的同時傳承陶瓷傳統文化。其次要充分發揮高等院校和科研院所在理論創新、資源匯聚和人才培養中的作用, 構建陶瓷文化創意產業的產學研合作模式。再次, 各園區要根據自身特色準確定位、錯位發展, 避免重復投入與惡性競爭。
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碳化硅陶瓷性能及特點范文第5篇
影響熱鍛模使用壽命的因素包括機械斷裂、熱疲勞損傷、塑形變形以及磨損等。其中,磨損是最主要的因素。對模具進行表面強化處理,增強其耐磨性,有助于提高其使用壽命[1]。目前,從表面處理方面增強熱鍛模耐磨性的方法較多,如激光表面處理[2]、等離子堆焊[3]、離子滲氮[4]、鹽浴處理[5]、化學氣相沉積、物理氣相沉積[6]等。其中,等離子堆焊技術( PTA) 具有沉積效率高、易獲得非平衡相組織、能制備大厚度覆層、操作簡單,且鍍層具有優良的微觀結構、與基體結合良好等優點,受到了鍛壓界廣泛的關注[3,7]。
碳化物陶瓷增強金屬基復合焊層因陶瓷增強、金屬增韌,是理想的熱鍛模增強材料[8]。然而,采用等離子堆焊制備陶瓷增強復合焊層和激光表面處理時,由于焰心或光斑中心溫度遠高于所加陶瓷的熔點,會導致大部分增強陶瓷發生氧化,甚至分解,產生大量氣體,使焊層嚴重缺陷。“激光熔注技術( LMI) ”能避免高能激光束對陶瓷直接加熱,最大限度地保持陶瓷顆粒原有形態,得到一種陶瓷顆粒嵌入式的復合焊層[9~12],該技術同樣被用于等離子堆焊領域,稱為等離子熔注技術( PMI) ,如采用PMI向低碳鋼基體熔注WCp陶瓷,在其表面得到了WCp增強層[13]; 采用等離子槍外后送粉方式,在45鋼表面制備了WC增強鎳基焊層[14]。
本工作進一步改進等離子焊槍送粉方式,采用焊槍內同步送金屬粉,焊槍外向熔池尾部注射碳化硅陶瓷粉的方法制備鎳包碳化硅增強鎳基堆焊層; 采用化學鍍技術對碳化硅粉體進行包覆鎳處理,減緩熔注過程中高溫等離子焰對碳化硅的直接作用,提高了其浸潤性,最大限度地發揮碳化硅對焊層的增強作用; 對焊層微觀組織、顯微硬度及高溫磨損性進行了表征,以期為鍛模表面等離子堆焊強化技術提供參考。
1 試 驗
1. 1 基材前處理
基材選用國產4Cr5Mo Si V1( H13) 模具鋼,其成分( 質量分數 ) : 0. 320% C,0. 930% Si,0. 320% Mn,0. 030% S,0. 006% P,4. 700% Cr,0. 120% Ni,0. 090%Cu,0. 350% V,1. 210% Mo,余量Fe。將基材加工成230mm×90 mm×16 mm,并對表面及邊角進行打磨以減少焊接過程中的應力集中點及提高堆焊層的平整性。之后作圖1的熱處理,使表面硬度達42 ~ 45 HRC,滿足實際生產使用性能要求。
1. 2 堆焊設備及方法
堆焊層材料選用粒度為 - 150 ~ + 320目的Ni60A合金粉末,成分( 質量分數) : 0. 5% ~ 1. 0% C,3. 0% ~4. 5% B,3. 5% ~ 5. 5% Si,15. 0% ~ 20. 0% Cr,< 5. 0%Fe,Ni為余量。增強相碳化硅陶瓷粉粒度為250 ~ 350μm,焊前對其化學鍍包覆鎳[15],包覆后的形貌見圖2,包覆層厚約6. 5μm。
設備為LU-F400 -D400 -CNC堆焊機,圖3為改進型焊槍結構。圖4為改進型等離子焊槍外熔注示意。
表1為等離子堆焊工藝參數。其中M為送粉量,Q1,Q2,Q3分別為送粉氣、保護氣、離子氣流量( 3種氣體均為99. 99% Ar) ,ф為鎢極直徑,H為噴嘴與工件之間垂直高度,λ為焊槍擺幅,v為焊槍行走速度,γ為焊槍擺頻( 即每分鐘的擺動次數) ,U為非轉移弧電壓,I為非轉移弧電流( 直流) 。
1. 3 測試表征
采用Axio Scope A1型光學顯微鏡對焊層進行金相分析。采用Rigaku D/Max - RB型X射線衍射 儀( XRD) 分析焊層物相。采用200HVS -5型維氏硬度計測試焊層表面和截面的顯微硬度,載荷5 N,保壓時間10 s,離表面同一距離內測試5個點,取平均值; 壓痕間的間距保持0. 15 mm。
在HT-1000型球塊滑動式高溫摩擦試驗機上測試焊層在常溫與600℃下的耐磨損性能,測試方式為球塊滑動摩擦方式,載荷為20 N,電機轉速900 r/min,時間20 min。將焊層試樣加工成測試塊,尺寸為ф18mm×16 mm,焊層厚度 為2 mm。對磨球 為ф6 mmAl2O3,其中心距試樣心部軸線2 mm。以不含碳化硅的Ni60A焊層為對比試樣。磨損質量損失采用萬分之一精度的Sartorius BSA 124S電子分析天平測量,體積損失按公式( 1) 進行計算[16]。由于設備可能存在的磨痕半徑偏差,對磨損后的磨痕寬度及實際磨痕半徑采用光學顯微鏡與專業圖像分析軟件進行多次測量取平均值,最終磨損率均轉化為單位磨損距離內的磨損量,以盡量減小儀器誤差。
式中V———磨損體積,mm3
D———對磨球直徑,mm
L———磨損距離,mm
b———磨痕寬度,mm
采用ULTRAPLUS -43 -43型掃描電鏡( SEM) 及其附帶的能譜儀分析磨損后的磨痕微觀形貌及成分。
2 結果與討論
2. 1焊層物相
圖5為鎳包碳化硅增強鎳基堆焊層表面的XRD譜。由圖5可知: 堆焊層含有大量的硅化物( Cr5Si3,Ni3Si2) ,還有部分碳化物 ( Cr7C3) 和硼化物 ( Fe2B,Cr2B) ,未發現碳化硅與基相鎳的物相。這表明等離子堆焊過程中,即使采用了槍外熔注和化學包覆,增強陶瓷在金屬熔池中仍難以維持原形態,碳化硅與焊層中基相金屬鎳發生反應,生成了大量硅化物、碳化物與硼化物,其最主要的原因是碳化硅與鎳屬于熱力學不穩定體系[17],兩者在液態熔池溫度下極易發生反應。
2. 2焊層微觀組織
圖6為鎳包碳化硅增強鎳基堆焊層不同部位的金相組織。
由圖6可知: 焊層頂部生成了大量碳化物,其整體上分布比較均勻,但局部粒徑大小有差異,部分碳化物顆粒明顯生長過快,且表現出一定的擇優取向,如6a中A處Cr7C3碳化物顆粒較大,B處顆粒細小,焊層中部Cr7C6碳化物粒徑有所下降,分布仍保持均勻,還出現了少許白亮色富鎳基體組織; 焊層底部物相組織中出現了白亮色富鎳基體組織,其晶界分布有大量的細小共晶碳化物、硼化物與硅化物,同時焊層與基體的界面平直,呈現典型的堆焊冶金結合界面。在焊層頂部,鮮見基相純鎳組織,表明在焊層頂部鎳全部與硅反應生成硅化物Ni3Si2,其原因: 一方面焊層頂部大量碳化硅發生熔解產生富硅區,另一方面熔池中生成的低熔輕質硼硅化物也易于上浮,造成了焊層頂部硅化物富集,這與XRD譜吻合。由此可見: 采用槍外熔注與化學包覆能有效避免陶瓷被等離子焰直接分解,提高了增強相粉末在熔池中的利用率; 被注入熔池的碳化硅與液態鎳合金在熔池中原位反應,生成大量碳化物顆粒及共晶硅化物、硼化物。
焊層頂部生成了大量大顆粒碳化物,這是由于碳化硅與鎳是熱力學不穩定體系,在堆焊熔池溫度下,碳硅鍵很快斷裂,與鎳生成硅化物,并析出碳,鎳的熔點是1 453℃,碳化硅則是2 700℃直接升華,因而在熔池中,包覆在碳化硅表面的鎳合金首先熔化,然后與碳化硅發生反應,在碳化硅表面生成硅化鎳,反應析出的碳則與熔池中鉻元素化合,在碳化硅表面原位生成了碳化鉻; 隨后熔池中的合金液繼續與碳化硅反應,為最初形成的碳化鉻晶核提供生長所必須的碳元素,而其中部分處于有利生長條件的碳化鉻會出現擇優生長,導致部分碳化鉻粒徑較大; 在等離子堆焊過程中,雖然等離子焰對熔池有一定的攪拌作用,使得焊層中組織能均勻分布,但碳化硅密度( 3. 2 g/cm3) 遠小于鎳基合金的密度( 參考純鎳的8. 85 g/cm3) ,故碳化硅在被注射進熔池后會受到熔池浮力與黏滯阻力的阻礙作用,使得碳化硅進入焊層的數量在深度方向上會呈現遞減趨勢,即焊層越深處,碳化硅進入越困難,進入的數量越少。
在熔池中部,由于一方面注射進入的碳化硅數量下降,另一方面冷速也相對頂部與底部較慢,使得碳化硅熔解后析出的碳與硅能充分在熔池中擴散,同時原位生成的碳化物也部分熔解,這就是中部組織分布均勻、碳化物顆粒相對頂部組織變小的原因。
對于底部組織,由于能注射進入底部的碳化硅數量繼續減少,加之熔池冷速過快,大部分熔解的碳化物來不及在晶界析出,也不利于碳化物、硅化物與硼化物長大,導致底部碳化物、硅化物晶粒細小。焊層的分層結構對提高其性能有積極作用,因為一方面焊層中上部含有大量原位碳化物,能有效提高焊層表面性能; 另一方面因碳化物大部分分布于焊層中上部,進而對焊層底部與基體的結合力影響小,焊層與基體結合牢固。
2. 3焊層微觀硬度
圖7為鎳包碳化硅增強鎳基堆焊層的顯微硬度。
從圖7可以看出: 焊層頂部顯微硬度最高達800HV5 N,表面平均顯微硬度達700 HV5 N。這表明槍外熔注制備碳化硅增強鎳基堆焊層可以獲得較高的表面硬度; 微觀組織硬度沿焊層深度方向呈現規律性遞減,一方面是由于焊層中原位生成和熔解析出的碳化物粒徑沿深度方向遞減; 另一方面可能是基體中的鐵元素擴散進焊層,稀釋組織造成了靠近基體側硬度下降。
2. 4 焊層磨損性能
圖8為不含碳化硅的Ni60A及鎳包碳化硅增強鎳基堆焊層及基材在常溫及600℃下的磨損率。圖8a表明鎳包覆碳化硅增強鎳基焊層的耐常溫磨損能力最好,由于在高溫下可能存在氧化,導致質量增加,因此以質量變化作為唯一標準來衡量高溫磨損性能是不準確的。圖8b顯示鎳包碳化硅增強鎳基焊層也表現出了較好的抗高溫磨損性能。
圖9為2種堆焊層及基材在常溫與600℃下的摩擦系數。由圖9可知: 無論是常溫還是高溫條件下,2種堆焊層均具有最低的摩擦系數和良好的耐磨性; 高溫條件下,H13,Ni60A的摩擦系數隨摩擦時間的增加突然下降后又趨于穩定,這可能是由于高溫下堆焊層發生了氧化,而Ni60A + Ni/Si C則未發生太大改變,表明它擁有較好的高溫性能。
圖10為2種堆焊層及基材磨損后磨痕的SEM形貌。由圖10可知: 常溫下,H13磨損機制主要為磨粒磨損和黏著磨損,在磨損過程中磨痕區域發生了輕微氧化,這可能是摩擦熱與氧氣共同作用造成( 圖10a)的; Ni60A的磨痕相對于H13較寬大,主要為黏著磨損,同時在磨痕 中發現了 對磨球Al2O3的成分 ( 圖10b) ,一方面這表明磨損過程中對磨球也發生了損傷,產生的磨屑嵌入了Ni60A磨痕中,這很好地解釋了圖8a中Ni60A的常溫磨損質量遠小于H13的原因; 另一方面,對磨球發生磨損,將使得與Ni60A配對的摩擦表面變粗糙,造成了Ni60A磨痕相對H13寬大的結果; 在Ni60A的新鮮犁溝內( 見10b中的1區) 能譜分析未發現氧元素,表明常溫下Ni60A具備一定的抗氧化能力;Ni60A + Ni / Si C在常溫下的磨痕展現出輕微的磨粒磨損形貌,無論是新鮮的犁溝還是其他區域均未發現對磨球元素,均顯示了極好的耐磨粒磨損與抗黏著磨損性能,這主要是因為碳化硅的加入,使堆焊層中上部原位生成了大量的Cr7C3,這些Cr7C3顆粒對焊層進行了強化,提高了其抗擦傷能力,同時也改變了堆焊層的表面性質,降低了焊層表面能,使其抗黏著磨損能力提高; 高溫下,H13表現出了典型的磨粒磨損形貌,磨痕表面除了新鮮的犁溝內( 圖10d中的2區) 未發現氧元素,其他區域( 圖10d中的1區) 均形成了一層氧化膜,表面黏附的磨屑也主要為氧化物( 圖10d中的3區) ,表面氧化膜的形成能適度發揮減摩作用,這恰能很好地解釋圖9b中H13與Ni60A摩擦系數突然減小再趨于穩定的現象; Ni60A在高溫下,磨痕表面幾乎全部發生了氧化,形成了氧化膜,展現出了相對H13略輕微的磨粒磨損形貌; Ni60A + Ni/Si C高溫下則展現出了極輕微的磨粒磨 損形貌,值得注意 的是,通過高溫 下Ni60A + Ni / Si C與Ni60A的體積磨損量結果可知它們的磨痕寬度相近( 圖8b) ; 從圖10f中可以看出,對磨球發生了磨損,產生了氧化鋁磨屑,一方面磨屑未嵌入磨痕中,表明Ni60A + Ni/Si C具有較好的高溫硬度; 另一方面,也表明對磨球Al2O3發生了損傷,進而摩擦表面變粗糙,磨痕變寬,這恰好說明了圖9b高溫摩擦系數緩慢增加的現象,也解釋了圖8b中雖然Ni60A + Ni/Si C與Ni60A磨痕寬度相差不大,但實際上Ni60A +Ni / Si C的高溫磨損性能是要優于Ni60A的原因。
圖11為Ni60A + Ni/Si C堆焊層高溫磨損后的掃描電鏡背散射( BSE) 形貌: 1區塊狀組織為Cr7C3,2區淺灰黑色組織主要為硅化物,3區則為富鎳基體,4區則是富氧區域,這可能是在高溫磨損過程中試樣表面富鎳基體區域發生了局部氧化。焊層中較大的原位生成的Cr7C3可能是焊層耐磨性能顯著提高的原因。
3 結 論
( 1) 采用等離子槍外熔注鎳包碳化硅的方法制備陶瓷增強金屬基復合焊層,能有效避免等離子焰對碳化硅增強相的高溫分解,提高了陶瓷粉末在堆焊層中的利用率。
( 2) 制備的鎳包碳化硅增強鎳基堆焊層中,碳化硅與金屬鎳發 生反應,生成了大 量硅化物 ( Cr5Si3,Ni3Si2) 、部分碳化物( Cr7C3) 與硼化物( Fe2B,Cr2B ) 。焊層具有均勻的碳化物增強組織,且顆粒粒徑沿焊層表面至堆焊界面依次減小。焊層表面原位生成的碳化物顆粒粒徑大,數量多; 中部組織分布均勻,碳化物顆粒相對頂部組織變小; 底部碳化物則以細小共晶形態存在,分布于堆焊層基相鎳的晶界之中。
碳化硅陶瓷性能及特點范文第6篇
1 新型碳化硅陶瓷列管式石墨換熱器的結構
新型碳化硅陶瓷列管式換熱器, 內側通腐蝕物料, 外側通冷卻液、加熱物料。腐蝕物料和外側載體通過新型碳化硅陶瓷管壁換熱。整體設備是由上下蓋板及封頭、管板、碳化硅陶瓷管構成。
碳化硅陶瓷管與兩頭的管板安裝后, 再安裝于外殼內。兩端碳化硅陶瓷管都可活動, 用密封填料密封。用氟膠密封圈與外殼密封。由于新型碳化硅管子和碳鋼外殼兩者材料的膨脹系數不一樣, 設備在運行過程中, 隨著溫度的變化, 新型碳化硅管子與外殼的伸縮量不同。本設備是采用先進結構, 兩頭的新型碳化硅管子可以自由的伸縮, 保證了新型碳化硅管子在使用中不受溫差應力而破壞。外殼中設有折流以提高傳熱效果。
該產品有以下優點: (1) 高熱導率; (2) 突出的耐腐蝕性; (3) 優異的熱、力學性能; (4) 可使用于高溫、高壓、強腐蝕、高磨損的極端環境中; (5) 維修方便。
2 新型碳化硅陶瓷列管式換熱器的用材
上下封頭、管板部分采用浸漬石墨, 外殼采用碳鋼, 根據介質的特性, 可以選用酚醛樹脂、呋喃樹脂、四氟乳液;換熱管為碳化硅陶瓷管。適用溫度范圍-45℃-1300℃, 膨脹系數小。
用于制造新型碳化硅陶瓷列管式換熱器的碳化硅材料具有以下優點: (1) 化學性能穩定, 具有高強度和高硬度, 在極端高溫和高壓情況下仍具有超強的耐磨性和抗滲透性, 容許介質以高速通過, 可在1300℃高溫下正常使用 (2) 優良的機械性能, (3) 健康安全環保, 在強腐蝕工況環境下不污染介質, 能滿足醫藥和食品行業的苛刻標準 (4) 高熱導率, 熱導率遠高于其他耐腐蝕材料, 同樣換熱效率下使用更少的換熱面積, 允許更小的換熱器尺寸, 大大降低占用空間, 降低使用成本 (5) 親水性好 (6) 突出的耐腐蝕性, 具有極高的耐腐蝕、抗氧化和耐沖蝕性能, 可耐高濃度硫酸、硝酸、磷酸、混合酸、強堿、氧化劑, 是唯一可耐氫氟酸腐蝕的陶瓷材料, 具有極佳的使用壽命。
3 石墨容器制造工藝
3.1不透性石墨元件制造過程
為了提高石墨元件的機械性能, 石墨制壓力容器元件常常進行三次浸漬和三次固化的工藝過程。 (圖1)
4 新型碳化硅陶瓷列管式石墨換熱器的改進
常規的石墨列管換熱器多是把每根石墨換熱管的兩頭與浮頭用膠泥粘接起來, 這就使在使用中由于膨脹系數的問題, 熱脹冷縮, 石墨換熱管很容易破壞。這種結果在使用中就得到了限制。而且在后期的維修中也增大了難度, 問題是想把每根環的管子換下來還是一個很大的問題, 不換就要堵管這就減少了整體設備的使用面積, 嚴重影響了整套系統的使用。如圖所示, 這種結構就解決了上述問題, 每根陶瓷換熱管安裝于浮頭里面通過石墨套管與填料密封再用石墨套管擠壓, 保證密封零泄露。換管子只需要把兩頭的石墨套管和螺紋石墨管全部卸下就可以直接換管, 保證了維修后的面積。
5 結語
在化工、醫藥、石油化工、冶金、輕工、食品、紡織及國防、電子、三廢治理等國民經濟眾多領域, 由于介質的強腐蝕性, 要求諸多制作設備的材料, 既要有耐腐蝕性, 又要有優良的傳熱性能。而新型碳化硅陶瓷管就成為了理想的材料。常規的列管換熱器使用壓力比較低, 而使用新型碳化硅陶瓷管使用壓力可以大幅度的提高, 保證了特殊情況下的使用工況, 極大的拓展了換熱器的類型。
列管式換熱器是耐腐蝕容器中使用量較多、比較典型的化工單元設備, 滿足了化工生產工況的使用需要, 在節能減排方面發展潛力巨大。作為新興的化工設備, 需要更多的人來關注和研究, 共同促進耐腐蝕容器技術研究的發展。
參考文獻
[1]許志遠石墨制化工設備北京:化學工業出版社, 2002.
[2]龔健中等.石墨制化工設備設計.上海:上?？茖W技術出版杜, 1989.