不锈钢合金（精选七篇）
不锈钢合金 篇1
近年来,异种金属焊接在先进制造业中扮演着越来越重要的角色,因其将多种性能集于一身被 应用到很 多工业领 域,尤其是化工、航空和核工业[1]。钛和钛合金由于其高强韧性、高的熔点,极好的腐蚀性能和低的密度被广泛应用于石油化工、低温和航空工业[2],但其使用常受到成本的限制并且焊接性能和加工性能较差。而不锈钢是一种可靠的高强、低成本的结构材料,耐腐蚀性能好且低温性能、加工性能和焊接性能优异。若将钛与不锈钢进行焊接,钛合金-不锈钢结构可使不锈钢的良好焊接性、耐磨性、低成本与钛合金低密度和良好的耐腐蚀性能相结合,充分发挥两种材料在性能和经济上的互补优势。因此,开展钛合金与不锈钢的连接不仅可以降低成本,还可以得到具有优异综合性能的构件,具有重要的应用价值。采用传统的熔焊技术如焊条电弧焊、埋弧自动焊及CO2气体保护焊等对钛合金和不锈钢进行直接焊接时,Ti元素与不锈钢中的Fe、Cr、C元素极易形成大量TiFe、TiFe2、σ及TiC等脆性相,导致焊件在焊接应力作用下断裂。目前,用于钛合金与不锈钢异种焊接的方法主要包括扩散焊、激光焊、电子束焊、爆炸焊、钎焊和摩擦焊等。爆炸焊、钎焊和摩擦焊常受到使用条件、焊件结构的限制,不利于钛合金-不锈钢结构的广泛应用。激光焊和电子束焊均具有加热和冷却迅速、焊缝深宽比大的优点,对异种金属焊接时脆性化合物的形成有很好的抑制作用;扩散焊因其较小的温度梯度,可以得到不均匀性最小的结构,是一种近净形接合过程。扩散焊、激光焊和电子束焊可用范围广,在异种金属焊接中已有较多研究。不锈钢与钛合金的异种焊接不仅可以得到优异的综合性能,也可以丰富焊接理论,具有重要的应用价值和科学意义。本文将对不锈钢和钛合金之间的异种金属焊接进展进行综述,主要总结扩散焊、激光焊和电子束焊的不同焊接工艺和接头组织成分对焊接质量的影响。
1不锈钢与钛合金的传统焊接
不锈钢与钛合金间的异种焊接研究是从传统焊接方法开始的,但因焊缝形成大量脆性相而难以获得焊合接头,相关文献报道较少,现有钛与钢的连接方法可分为2类:采用中间过渡材料进行钛与钢的连接;采用爆炸焊所得的钛钢复合板进行钛与钛、钢与钢的焊接。
徐锦锋等[3]为获得简单固溶体微结构的焊缝,以焊缝金属高熵化为思路设计出Ti-Fe-Cu-Ni-Al多主元高熵合金作为焊材,该高熵合金采用真空电弧熔炼、极冷快速凝固的方法制得。将Ti10Fe20Al20Ni25Cu25箔片作为TA2与Q235电阻点焊的过渡层,母材近焊缝区域的形貌并无明显的粗化迹象,焊区组织致密,主要为bcc和fcc结构的简单固溶体组织,接头剪切强度可达144 MPa,实现了TA2/Q235之间异种金属的连接。
李标峰[4]对纯钛与纯铁采用钨极氩弧焊进行了焊接,焊区形成大量TiFe、TiFe2相,待冷却后,焊缝在焊接应力作用下自行开裂。随后他采用间接式接头型式进行钛钢件的连接,即先用爆炸方法将钛板复合在钢板上,组成钛复合钢板, 然后将钛面、钢面各自进行氩弧焊和电弧焊,钛面用 Φ2mm的TA5焊丝,钢面用“上焊41”焊条,所得焊件强度可达钛复合钢板强度的96%,该焊接方式多用于制盐等设备。
从上述结果可见,采用传统熔焊工艺对不锈钢与钛合金进行焊接时,难以得到优质焊接结果,而且工艺复杂。现使用较多的钛钢复合板需由爆炸焊得到并且只适用于一定形状的工件,不利于钛钢结构的广泛应用。
2不锈钢与钛合金的扩散焊焊接
扩散焊是指在高温和一定压力下,两表面通过接触面发生蠕变和扩散作用,使结合面孔隙闭合而实现连接的一种焊接方式[5]。扩散焊主要 涉及温度、时间和压 强3个工艺参 数,国内外学者对工艺参数和接头组织性能进行了大量实验研究。
2.1扩散焊焊接工艺参数对接头性能的影响
S.Kundu等[5]研究了4 MPa、45min下温度对钛合金与双相不锈钢焊接性能的影响,焊接温度为850 ℃时,界面接触处形核的金属间化合物生长缓慢,未接触处的孔隙无法被化合物填充,接头强度为475 MPa;焊接温度高于950 ℃ 时,接头因脆性金属间化合物过多,接头强度降为350 MPa。 在900℃下,接头强度达最高值520MPa,为不锈钢的78.8%。 扩散焊时间对接头性能的影响与焊接温度相似。钛与17-4沉淀强化不锈钢在900 ℃下,焊接时间从60min延长至180 min时,界面化合物厚度从10.1μm增加至33.1μm,接头强度先升后降,在120min达最大值325MPa,高于基体钛的抗拉强度[6]。温度对扩散系数的影响决定了扩散的强度,时间主要用来调控扩散的程度。通过两者之间的合理搭配,使化合物层厚度控制在合适的范围,是得到具有较高强度接头的必要条件。
焊接压力在形成紧密接触和使表面原子激活形成化学键阶段起着重要作用,但对焊接界面原子扩散影响较小。焊接压力可使界面有良好的接触并不引起材料较大变形即可。 张秋峰等[7]对TC4/1Cr18Ni9Ti进行了恒温恒压扩散焊接, 指出压强为5~10MPa时,对接触点塑性变形和界面孔隙的消除有较好的作用。
2.2扩散焊焊接接头组织成分对接头性能的影响
不锈钢和钛合金扩散焊接头由界面化合物层和基体组成,如图1所示。
T.Vigraman[8]在Ti-6Al-4V和AISI304L不锈钢扩散焊中发现在界面附近有α、β相的富集区,并且界面两侧晶粒有较明显的长大。其原因是基体元素向界面扩散后,晶界处碳化物或沉淀相减少,在高温时对晶界的钉轧作用减小。界面σ相、TiC、VC和一些金属化合物的聚集导致接头脆化。 M.Ferrante等[9]对Ti-6Al-4V和AISI316L不锈钢扩散焊接头微观结构的研究结果也表明接头形成σ相、α-Ti、Fe2Ti、 β-Ti、FeTi等金属间化合物,并得出这些硬脆性相的厚度与接头性能的关联,如图2所示。从图2中可以看出,对应每一温度都存在最佳厚度,超过该值后接头剪切强度下降。在最佳厚度之前接头强度由界面孔隙率决定,界面孔隙具有应力集中的作用,使接头强度较低;化合物层厚度达最佳值后, 脆性反应产物的量决定了接头强度。
2.3扩散焊焊接中间层对接头性能的影响
Ni、Ag、Cu、V、Nb等夹层或其复合夹层 常被用来 抑制Fe、Ti元素扩散,减少接头Fe-Ti和Fe-Cr-Ti脆性金属间化合物含量,改善接头 性能。S.Kundu等[10]用Ni-16.7Cr8.6Fe作钛合金和17-4PH不锈钢中间层进行焊接,焊接时间为45min时,若温度不高于875 ℃,Ni可以完全阻止Fe向钛的扩散及Ti、V、Al向不锈钢的扩散,形成Ni-Ti相。S. Sam[11]以Ni-15.6Fe-4.9Mo合金作中间层对Ti-6Al-4V和双相不锈 钢进行扩 散焊,接头同样 无铁钛化 合物,界面为Ni3Ti、NiTi、NiTi2金属间化合物,在Ni3Ti中还有Fe22Mo20Ni45Ti13颗粒出现,接头强度在900 ℃、45 min、4 MPa下达560MPa,为基体强 度的84.8%,断裂类型 为脆性断 裂。 1Cr18Ni9Ti与TC4采用Ni+Nb作为中间层,可得396MPa的接头,Ni+Nb中间层可阻止Fe-Ti相的形成,但Ni和Nb之间会有Ni3Nb和Ni6Nb7生成,使接头弱化[12]。
Yongqiang Deng等[13]通过对Ti和304不锈钢以Ag作为中间层进行扩散焊接,接头组成如图3所示。因为Ag与Fe/Cr/Ni不会形成金属间化合物并且TiAg相具有较大韧性,从而得到断面有大量韧窝出现的塑性接头,最高强度达410MPa。
Cu不与Fe反应生成金属间化合物,以及其与钛形成的金属间化合物比Fe-Ti相具有更好的塑性[14],从而被用来作为钛与不锈钢的 扩散焊中 间层。S.Kundu等[15]的研究表 明,在钛和Cu侧无Fe-Ti相生成,但在Cu与不锈钢侧有FeTi相形成,接头强度高于基体钛的强度,而接头仍为脆性。
综上所述,不锈钢与钛合金的直接扩散焊主要通过温度和时间的合理搭配来得到较高的焊接质量,最佳温度一般在 (900±50)℃,时间30~60min,即保证界面孔隙闭合并且Fe-Ti化合物厚度较小。压强在5 MPa左右即可,过高会增加接头残余应力。σ相、Fe2Ti、FeTi是不锈钢与钛合金扩散焊接时易形成的化合物,通过加入中间层可避免Fe、Ti元素的直接接触。Ni、Cu通过形成脆性较小的Ni-Ti、Cu-Ti相减少或抑制Fe-Ti相,可以在一定程度上提高接头强度,但接头仍表现出脆性断裂。Ag作为中间层可以得到韧性接头,但成本较高,是否可采用一些元素作为复合中间层来降低成本并且得到优良的焊接接头,仍有待进一步研究。
3不锈钢与钛合金的电子束焊接
电子束焊的原理是利用加速和聚焦的电子束轰击置于真空或非真空中的焊件所产生的热能进行焊接[16]。其具有能量密度高、冷却速率快和可控性好的特点,能够控制熔池尺寸及两种金属的熔合比,是一种具有独特优势的异种材料焊接方法。
3.1电子束焊接工艺参数对接头性能的影响
I.Tomashchuk[17]对2 mm厚的Ti6Al4V和AISI316L不锈钢进行了电子束焊接,采用铜为中间层,研究了偏移量和焊接速度对接头性能的影响。图4为不同偏移量的焊接示意图,偏移量从-0.25mm增加到0.7mm时,焊缝钛合金中元素的含量强烈减少,接头脆性相亦随之减少,接头强度增加,在偏移量为0.25mm时达最大值;偏移量大于0.25 mm后,因钛合金侧受热减少与中间层Cu之间焊合减弱,接头强度逐渐下降。其他参数 一定时,对焊接速 度的研究 表明,焊接速度从1m/min增加到3m/min时,熔区Ti含量逐渐减少,TiFe、TiFe2相的形成受到抑制,接头强度提高。焊接速度大于1.8m/min后,同样因钛合金侧受热不足导致接头强度逐渐降低,3m/min时钛合金侧出现未熔合缺陷。偏移量和焊接速度综合考虑后最佳工艺为:偏移量2.5mm,焊接速度1.8m/min。其他参数为电子束功率6kW,加速电压25kV,束流25mA,焦点在接头表面,所得强度为(350±6) MPa。
中间过渡层的厚度对焊接质量也有很大影响。鲁磊[18]采用不同厚度的钒作为过渡层,对TC4钛合金和304不锈钢进行了电子束焊,钒层厚1.8mm时,接头强度低;钒层厚度为2.4mm、4.4mm时,接头平均强度在323MPa以上,断口在钒热影响区,当加入的钒层宽度继续增加时,接头的强度无大的提高。
Binggang Zhang[19]分别采用11mA和13mA的束流对以铜为中间层的TA15和304不锈钢进行了焊接,两者金属间化合物层厚度相似,但11mA时,热输入较小,未熔化的铜体积较大,有利于对 热应力进 行缓解,所得接头 强度较13 mA时要高40MPa。
3.2电子束焊接接头组织成分对接头性能的影响
图5为无填充层时,电子束焊接TA15/304不锈钢的接头形貌,焊缝内生成连续分布的化合物相,主要包括TiFe2、 TiFe、Cr2Ti等,裂纹形成的根本原因便在于这些脆性化合物贯穿裂纹形成于TiFe2相富集的区域,接头大量的脆性FeTi相使接头在很低的外力作用下发生断裂[20,21]。
I.Tomashchuk[22]对Ti6Al4V/AISI316L不锈钢采用铜为中间层进行了电子束焊接,不锈钢侧主要为柱状奥氏体和少量铜的固溶体,铜和钢元素含量较多区域主要是铜的固溶体基体中分布着富铁的沉淀相,这些组织的形成大量减少了脆性的Fe-Ti相,使具有一定强度的接头得以形 成。Wang Ting[23]也指出FeTi2沉淀相在铜的固溶体中分散分布可显著提高接头塑性且Cu填充层的主要功能是对Fe-Ti化合物的稀释。在Ti6Al4V和Cu的界面形成CuTi2+FeTi+α-Ti和FeTi+τ3+τ4化合物层。其中,CuTi2+FeTi+α-Ti层具有较高的脆性,该区域宽度决定接头的抗拉强度。图6为钛合金-熔区界面厚度与接头抗拉强度的关系。文献[16]中指出,如果金属间化合物层太薄,界面会因为反应不充分使钛合金与界面分离;若界面太厚,焊缝力学性能会因脆性金属间化合物聚集造成的各向异性而急剧下降。焊接接头因钛合金侧脆性相的产生呈现出脆性断裂。
3.3电子束焊接中间层对接头性能的影响
Wang Ting等[24,25]分别进行了TA15和304不锈钢中加入0.5mm厚的Ni、V、Cu、Ag作为中间层的电子束焊接。 焊缝大量的TiFe化合物使以V为中间层的接头产生贯穿的裂纹而断裂。Ni-Ti和Ti-Cu相较Fe-Ti相具有较小的硬脆性和一定的止裂性能,可分别形成强度为124 MPa和234 MPa的脆性接头。以Ag作为中间层时,可防止脆性相的产生,接头处形成大约1μm厚的Ti2Ag及银的固溶体的界面层,使接头形成310MPa的强度且为塑性断裂。
在对Ti6Al2Zr2Mo2V和304不锈钢焊 接时,Wang Ting[26,27]分别采用了V/Cu复合层和粉 末冶金的V/Cu-V合金层作为中间层。以片层结构的V/Cu复合层作为中间层时,在焊缝底部有钢层未熔,形成未熔合缺陷,接头强度仅288 MPa。使用楔形结构的V/Cu填充层时,可保持接头固溶体过渡组织结构并消除未熔合缺陷,使接头强度提高了97 MPa。V/Cu/Ti间物理性能的差异导致热输入较小时接头存在未熔化的钒,是接头力学性能较弱的区域。采用粉末冶金的V/Cu-V合金层作为中间层时,焊区结构为钛 的固溶体/铜固溶体/钒固溶体/σ-FeV/铁的固溶体,消除了大量金属间化合物,所得接头 强度达395 MPa,为不锈钢 强度的72%。
王廷[28]采用1.5mm厚QCr0.8铬青铜作为阻隔层进行了TA15钛合金与304不锈钢的电子束焊接,钛/铜焊缝中Cu2V填充层可极大地减少钛合金母材的熔化,使界面Ti-Cu化合物与铜基固溶体交错分布,降低内应力。钒元素的加入可细化晶粒,并形成(Ti,V)固溶体减少溶液中Ti元素含量。 铜与不锈钢界面为铁基固溶体和铜基固溶体。接头平均抗拉强度为293MPa,呈塑性断裂。
由以上分析可见,不锈钢与钛合金直接采用电子束焊接因大量Fe-Ti相在焊区形成而无法得到完好接头。采用Cu及Cu-V复合中间层能有效抑制脆性相的产生,并通过形成固溶体提高焊接接头的强度和韧性。在此基础上,调整功率密度、束流及焊接速度来控制热输入量,改变偏移量以得到合适的热量分布,可以进一步提高焊接质量。
4不锈钢与钛合金的激光焊接
激光焊接是利用高强度的激光束辐射到金属表面,通过激光和金属的相互作用,使金属熔化,从而形成焊接[29]。不锈钢与钛合金采用激光焊,在焊接工艺、焊缝微观结构和中间层过渡方面都有一些研究。
4.1激光焊接工艺参数对接头性能的影响
B.Shanmugarajan等[30]对Ti与304不锈钢采用不同脉冲波形进行了激光焊接,在采用连续波形焊接时,接头产生大量裂缝,在从固定装置取下时发生断裂。采用脉冲波形焊接时,因冷却率进一步增加,接头从固定装置取下可以保持一段时间。
Shuhai Chen[30]对Ti-6Al-4V和201不锈钢的激光对接焊偏束工艺进行了研究,激光功率2000 W,焊接速度2 m/ min,图7为激光束 偏移量与 抗拉强度 的关系。偏移量为 -0.6mm时,可以形成较弱的接头,焊缝较宽。偏移量为0和-0.3 mm时,焊缝表面有明显裂纹并在焊后自发断裂。上述结果表明,当激光束 向钛合金 偏移时,焊接性能 较差。 当偏束向不锈钢时,在0.3~0.6mm均有持久的接头形成并且焊缝表面更光滑,且因不锈钢(12.1 W/(m·K),20 ℃)的热导率[31]比钛合金(5.44 W/(m·K),20 ℃)更高,所得焊区深宽比大,接头质量明显提高。
4.2激光焊接接头组织成分对接头性能的影响
Gen Satoh[32]研究了激光束向钛偏移时,钛与不锈钢焊接接头的组织形貌。焊池上宽下窄,上部主要组织是β-Ti基体中分布着树枝状的TiFe相,在焊区较低处形成单相过饱和的β-Ti(Fe)。断裂表面分析结果表明,焊池树枝状结构取向与拉伸载荷方向垂直是导致接头失效的主要原因。在不锈钢与焊池界面,Laves相中树枝状的TiFe与载荷方向平行,强度较高。整个接头大量的脆性相的形成,使焊接强度低,质量波动大。
图8为Shuhai Chen[31]对Ti-6Al-4V和201不锈钢焊接时,光束偏向不锈钢的焊接接头形貌。焊缝熔宽上下一致, 反应层可分为两个区域,层Ⅰ有网状的FeAl和灰色α-Ti基体,层Ⅱ组成为黑色区FeTi+灰色区Fe2Ti+白色区Ti5Fe17Cr5。因不锈钢的热导率高于钛合金,光束偏向不锈钢时受热更均匀,形成分布均匀的金属间化合物层,减小应力集中, 从而减少裂纹产生,提高了焊缝力学性能。化合物层的合理分布是焊缝强度高于光束偏向钛焊接的主要原因。
4.3激光焊接中间层对接头性能的影响
用于钛合金和不锈钢激光焊的中间层有V、Ta、Cu、Mg等。V作为中间层焊接后,焊缝表面有横向和纵向裂纹,在较小载荷下即发生断裂;Ta作为中间层可以形成无表面裂纹的焊缝,但强度仅44 MPa,氧的含量 对接头性 能影响较 大[30]。
M.Gao[34]采用直径1mm的AZ31B Mg作为填充层对厚2mm的Ti-6Al-4V和AISI 304L不锈钢进行了激光焊。 基体金属并没有发生熔化,界面主要通过基体元素和Mg扩散形成,可完全阻止铁钛相产生。在不锈钢侧无金属间化合物形成,熔池中间为 α-Mg,在钛合金和焊池界面有脆性相Mg17Al12,其含量主要受激光功率影响。断面在钛合金或不锈钢处时,为较平滑的脆性断裂;在残留Mg处时,为韧脆结合的粗糙断面。在激光功率2.5kW,焊接速度2m/min,镁丝填充速率4.5m/min,两板间距0.4mm的工艺参数下,接头平均抗拉强度达最大值221MPa。
S.F.Gnyusov[35]和I.Tomashchuk[27]都用Cu作为中间层对钛合金和不锈钢进行了激光焊接,在铜钛界面,有CuTi相和少量Ti-Fe相形成。熔化的钢主要以团聚的固溶体分布在铜基体中,可减小应力集中。铜的加入可以减少TiFe和Ti-Cr脆性相的产生,从而改善接头的性能,得到强度达337MPa的焊件,其对应工艺参数为:激光功率1.5kW, 脉宽14ms,焊接速度0.32m/min,光束向不锈钢侧偏移。
从上述国内外对不锈钢与钛合金的激光焊接研究中可以看出,激光焊较电子束焊具有更高的加热和冷却速率,采用偏束可得到具有一定强度的直接焊合接头,但强度低且质量波动大。采用Cu作为中间层可得与电子束焊接相似的焊接结果,可以考虑借鉴电子束焊所采用的中间层来改善不锈钢与钛合金激光焊接的质量。
5不锈钢与钛合金的其它焊接方法
除扩散焊、电子束焊和激光焊外,不锈钢和钛合金采用钎焊和摩擦焊的焊接,也取得了一些研究成果。
钎焊的主要优点在于低的残余应力和Fe-Ti脆性相的控制,主要考虑钎料与基体的润湿性和时间、温度等工艺参数。 钎料与基体的结合程度与两者间的扩散和反应程度有关[36]。 X.Yue等[37]对TC4和1Cr18Ni9Ti采用Ag-26.7Cu-4.6Ti作为钎料进行了真空钎焊,接头连续的富Ag区可使接头具有较好塑性,但过高的温度会使富Ag的液相从接头流出,富Ag区被大量脆性Ti-Cu相替代,使焊接质量降低;钎焊时间过长会使Ti-Cu金属间化合物过度长大,接头因其与不锈钢之间热膨胀系数的较大差异产生显著的热应力,从而在界面处形成裂纹。A.Laik[38]指出钎料中Ag和Cu会向钛基体扩散,形成片状的α-Ti和(Cu,Ag)Ti2相,在受到拉伸时,裂纹从脆性的(Cu,Ag)Ti2相处萌生并扩展。A.Elrefaey[39]研究了钛与钢采用铜基钎料进行钎焊后接头的耐腐蚀性能,结果表明,较高温度时,接头中钛元素含量较高可形成钝化膜并且消除接头孔隙和有害的Ti45Cu55-xFex相。
摩擦焊是一种固相连接方法,在异种金属焊接中有广泛应用,对不锈钢与钛合金的连接也有较多的研究。Peng Li等[40]对Ti6Al4V/SUS321进行了摩擦焊对接,随摩擦时间延长接头FeTi、Fe2Ti、Ni3(Al,Ti)、Fe3Ti3O等化合物层厚度增加,在时间为4s时化合物层为3μm,接头强度达最大值560 MPa。摩擦焊焊件通过焊后热处理可减轻应变硬化和残余应力对接头的影响[41]。C.H.Muralimohan[42]以镍作为中间层对钛和304L不锈钢进行了摩擦焊,界面主要为Ti-Ni相, 接头强度可达钛的66%,接头呈脆性。在摩擦搅拌焊中,合适的转速和推进速度是使基体塑性变形充分,相互接触以形成接头的必要条件[43]。M.Fazl-Najafabadi[44]对钛和304不锈钢的摩擦搅拌焊指出,界面化合物层较薄且因塑性流变一些化合物呈碎片状分布,不锈钢被挤压入塑性的钛中形成互锁的结构,均有利于接头强度的提高。Kaio Niitsu Campo[45]研究了Ti-6Al-4V和304不锈钢摩擦搅拌焊接头的微观组织,在钛合金侧,搅拌区主要是片层状的α/β相,随转速增加晶粒会粗化,热影响区为β相中分布着等轴状α相,可显著降低该区域硬度;在不锈钢侧,靠近界面处为动态再结晶细化的奥氏体,硬度高于基体,离界面距离增加,再结晶驱动力减小,晶粒逐渐粗化。
6结语
综上所述,影响不锈钢与钛合金焊接性能的主要原因是接头易形成硬脆的金属间化合物。通过改进工艺参数和添加合适的中间层限制硬脆相的厚度或使硬脆相分布于较软基体中,是得到具有较高强度的焊接接头的主要方法。
另外,现有研究多集中于对焊接工艺和接头组织成分的研究,而对于异种焊接接头的界面形成机制缺乏深入细致的研究。例如,扩散焊界面中间相的形成与演化过程,以及它们与接头性能的关系;激光焊、电子束焊焊接界面熔化和凝固过程组织、成分的变化机理。通过对界面形成规律、深入研究,建立相应的理论模型,对实际应用具有重要意义,将是今后异种焊接研究的重要方向。
摘要：不锈钢和钛合金异种焊接在化工、航空和核工业等领域均有广泛的应用,但不锈钢和钛合金因理化性能的差异,焊接界面常形成大量脆性金属间化合物,无法得到优质的焊接结果。以扩散焊、激光焊和电子束焊为主总结了不同焊接方法的工艺参数和接头组织成分对不锈钢和钛合金焊接质量的影响,展望了不锈钢与钛合金异种金属焊接的发展趋势。
铝合金与不锈钢的连接技术 篇2
铝合金与不锈钢的连接技术
阐述了钎焊、摩擦焊技术在铝合金与不锈钢连接中的应用情况.此外,介绍了液相扩散连接、爆炸焊、超声波焊、表面活化连接等新型连接技术.
作 者：卢杰红 曲文卿 张雷 Lu Jie-hong Qu Wen-qing Zhang Lei 作者单位：北京航空航天大学机械工程及自动化学院 刊 名：航空制造技术 ISTIC英文刊名：AERONAUTICAL MANUFACTURING TECHNOLOGY 年，卷(期)： “”(13) 分类号：V2 关键词：铝合金与不锈钢 连接技术 钎焊摩擦焊不锈钢合金 篇3
由于TiNi合金与不锈钢在物理和化学性能方面存在较大差异[4],直接对焊易在焊缝区形成大量的金属间化合物,严重恶化接头的力学性能[5,6,7]。通过焊接材料添加合适的合金元素是改善焊缝组织及接头力学性能的有效途径。本研究采用纯镍中间夹层作为焊接材料实现TiNi合金/不锈钢激光焊接。选择镍焊接材料的依据主要有以下几点:(1)根据Fe-Ni,Cr-Ni,Ti-Ni二元相图[8,9,10],Ni与不锈钢中的Fe,Cr及TiNi合金中的Ti在液相无限互溶,在固相有限互溶,且Ti在Ni 中具有较大的溶解度,有利于改善激光熔焊的结合性能和接头的力学性能; (2)Ni是一个奥氏体形成元素,有利于增加焊缝金属的γ-Fe量,改善接头的力学性能; (3)镍的线膨胀系数处于TiNi合金和不锈钢线膨胀系数之间,有利于缓解异种材料焊接接头的残余应力; (4)镍具有较高的塑性及变形能力,有助于改善接头的脆性;(5)镍的耐腐蚀性较好,对异质接头的耐腐蚀性影响较小。
本研究对比分析了加镍中间夹层和不加镍中间夹层的TiNi合金/不锈钢异种材料激光焊接头微观组织与力学性能特点。
1实验材料与方法
实验采用TiNi形状记忆合金丝和奥氏体不锈钢丝作为母材,两种丝的截面尺寸均为ϕ0.48mm×0.64mm,长度为30mm。TiNi合金丝的化学成分为50.20Ti-49.80Ni(原子分数/%)。奥氏体不锈钢丝的化学成分为Fe-0.05C-0.8Si-1.9Mn-17.5Cr-9Ni(质量分数/%,下同)。实验采用厚度为50μm的纯镍箔作为焊接材料,将其置于TiNi合金丝与不锈钢丝的界面处(中间夹层)。TiNi合金/不锈钢焊接采用JHM-1GY-300B型YAG激光焊接机。焊前将TiNi合金丝和不锈钢丝待焊端部分别用800#,1200#,2000#砂纸磨平,用丙酮去除丝材试样表面的油脂,用HF+HNO3的混合溶液去除试样表面的氧化膜,而后清水冲洗吹干。将处理后的TiNi合金丝、不锈钢丝装在自制的夹具上。由于本研究为细丝激光熔焊,焊接试验选用激光单脉冲法,焊接过程中采用氩气保护。脉冲频率为1HZ,光斑直径为ϕ0.3mm,单脉冲能量为7.2J,脉冲宽度为10ms。图1为加镍夹层和未加镍夹层激光焊示意图。
采用激光共聚焦扫描显微镜(CLSM),扫描电镜(SEM)研究接头的微观组织和断口形貌;用能谱仪(EDS)研究接头成分分布特点;采用微区X射线衍射仪(micro-XRD)分析接头的相组成。焊接接头的显微硬度测试在MH-3型显微硬度计上进行,加载力为200g,作用时间为5s。在室温下采用MTS810型拉伸试验机对接头试样进行拉伸试验,拉伸速率为0.2mm/min,重复3次。
2实验结果与讨论
2.1接头微观组织
图2为未加镍中间夹层和加镍中间夹层的TiNi合金/不锈钢激光焊接头的低倍组织照片及EDS线扫描分析结果。从图2(a),(c)中可看出,接头熔合良好,无未焊透及未熔合缺陷。在激光焊缝区可看到由液态金属流动引起的旋涡状特征。由EDS线扫描分析结果可知(图2(b),(d)),焊缝区成分分布是不均匀的,这意味着焊缝区的组织分布也是不均匀的。这主要是由于激光焊极快的加热和冷却速度影响异种材料焊接熔池的成分均匀化过程,因而导致焊接区化学成分分布的不均匀性。根据焊缝金属的颜色差异可分为白色区、灰色区和黑色区。其中白色区含有较多的Fe,Cr元素,黑色区含有较多的Ti,Ni元素。对比图2(b),(d)发现,与未加镍夹层的焊缝区相比,加镍夹层的焊缝区的含Ti量明显降低,含Ni量提高。能谱分析表明,加镍夹层的焊缝区含Ti量由未加镍夹层的22.37%下降至9.95%,而Ni含量由32.13%增加至47.25%。镍中间层对焊缝化学成分的上述影响不仅归因于焊缝中加入了更多的Ni元素,而且也与TiNi合金、不锈钢母材的熔合比降低有关。
图3(a),(b)分别为对应于图2(a),(c)焊缝中部的高倍像。由图可见,焊缝金属主要为树枝晶结构。未加镍夹层的焊缝区存在微裂纹缺陷(见图3(a)),而加镍夹层的焊缝区得到明显的改善,未发现裂纹缺陷(见图3(b))。这主要是由于TiNi合金与不锈钢的线膨胀系数相差较大,直接对焊容易产生较大的焊接应力,从而易于产生裂纹。此外,由Ti-Fe二元相图可知[11],Fe与Ti的溶解度很低,Fe在α-Ti中的最大溶解度为0.047%(700℃),而Ti在γ-Fe中的最大溶解度为0.93%(1150℃),因此Fe与Ti极易形成金属间化合物(TiFe2,TiFe),使焊缝严重脆化,在焊接应力的作用下易产生裂纹。而纯镍的线膨胀系数处于二者之间且Ti在Ni中溶解度较大,有利于缓解接头焊接应力,一定程度上抑制了裂纹的产生。
图4(a),(b)为未加镍夹层的焊缝两侧熔合区的微观组织,图4(c),(d)为加镍夹层的两侧熔合区微观组织。从图中可以看出,TiNi合金侧存在一定宽度的黑色结晶层(见图4(a),(c))。加镍夹层使结晶层宽度明显减少。分别在未加镍夹层和加镍夹层的TiNi合金侧结晶层处取两点进行能谱分析,如表1所示。结果显示黑色结晶层含有大量的Ti,Ni元素和少量的Fe,Cr元素。根据Fe-Ni-Ti三元相图可知[12],黑色结晶层的相组成主要为TiFe2+B2+TiNi3。因此,TiNi合金侧熔合区的黑色结晶层可能为金属间化合物层。这意味着TiNi合金侧熔合区将成为接头的薄弱地带。由图4(b),(d)可见,不锈钢侧熔合区具有联生结晶的特点,熔合区主要为胞状晶和胞状树枝晶。加镍夹层,熔合区的胞状晶区宽度有增加的趋势。这主要是由于加入镍夹层使熔合区的Ti含量降低一定程度上抑制了成分过冷的增大,因而导致胞状晶区的宽度增加。
图5为未加镍夹层和加镍夹层激光焊焊缝的XRD衍射分析结果。由图可见,二者均含有γ-Fe, B2, TiFe2, TiCr2, TiNi3和Ti2Ni相。加镍夹层的焊缝金属γ-Fe相衍射峰明显增强,TiFe2,TiCr2等金属间化合物衍射峰有减弱的趋势,并出现镍基固溶体衍射峰(见图5(b))。这意味着焊缝金属γ-Fe相增加,TiFe2,TiCr2等金属间化合物减少。镍夹层对焊缝金属相组成的影响主要归因于焊缝金属化学成分的变化。Ni是一个奥氏体形成元素。加入镍夹层,焊缝金属的Ni含量增加,因而促进了焊缝金属中γ-Fe相的形成。焊缝中的Ti,Fe,Cr元素主要来源于熔化的TiNi合金、不锈钢母材。加入镍夹层,TiNi合金、不锈钢母材熔合比降低,使进入焊接熔池的Ti,Fe,Cr元素减少,这是焊缝中TiFe2,TiCr2等金属间化合物减少的主要原因。由于γ-Fe相具有较高的塑性,焊缝金属中γ-Fe相增多、金属间化合物减少将有利于改善激光焊接头的力学性能。
2.2接头力学性能
图6为未加镍夹层和加镍夹层的接头硬度分布曲线。从图中可以看出,与未加镍夹层的焊缝区硬度相比,加镍夹层的焊缝区硬度明显降低,这主要归因于焊缝区γ-Fe相增加和TiFe2,TiCr2等金属间化合物减少;焊缝区最高硬度值出现在TiNi侧熔合区,主要与该区形成大量的金属间化合物有关。
图7为未加镍夹层和加镍夹层的激光焊接头的应力-应变曲线。由图可见,与未加镍夹层的接头相比,加镍夹层的激光焊接头断裂应力和应变得到明显的提高,接头断裂应力和应变分别达372MPa和4.4%,高于应力诱发马氏体相变产生的屈服应力。而未加镍夹层的激光焊接头在拉伸过程中未达到屈服应力便发生断裂,断裂应力仅为187MPa,应变仅为0.5%。加镍夹层后应力应变的变化主要归因于焊缝区γ-Fe相增加和金属间化合物的降低。接头断裂主要发生在TiNi合金侧熔合区处(见图8),这进一步证明TiNi合金熔合区为接头的薄弱地带,主要由于该区生成大量的金属间化合物,在拉伸过程中裂纹易于在该处萌生并扩展。研究表明,镍夹层对接头的断口形貌也具有明显的影响(见图9)。未加镍夹层的接头断裂表面呈现脆性断裂特征,断口表面可看到气孔和裂纹缺陷(见图9(a))。加镍夹层的接头断口局部出现韧窝等塑性变形特征,具有韧-脆混合断裂特征(见图9(b))。
3结论
(1)采用纯镍中间夹层可实现TiNi合金/不锈钢丝激光焊接,并对接头微观组织具有明显的改善作用。加镍夹层的焊缝区组织为树枝晶结构,无裂纹缺陷。焊缝金属主要由γ-Fe, B2, TiFe2, TiCr2, TiNi3和Ti2Ni相组成。与未加镍夹层的焊缝金属相比,加镍中间层的焊缝区γ-Fe相增加,TiFe2,TiCr2等金属间化合物减少;熔合区金属间化合物层宽度减少。
(2)与未加镍夹层的接头相比,加镍夹层的焊缝区硬度明显降低;接头断裂强度和应变明显增加,分别达372MPa和4.4%。接头断裂于TiNi合金侧熔合区,断口呈现韧窝等塑性变形特征。
参考文献
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不锈钢合金 篇4
1 实验
1.1 试样前处理
试样采用不锈钢薄片为基体,外形为5 cm×10 cm×1 mm的规则外形,试样前处理的工艺步骤如下所示:
(1) 手工除去不锈钢基体上的杂质和污物;
(2) 在室温中冷水中冲洗,加洗衣粉冲刷几分钟;
(3) 热水中冲洗几分钟;
(4) 混酸除膜,混酸主要成分为盐酸、硝酸,磷酸和水按一定比例的混合物[2];
(5) 冷水冲洗;
(6) 侵蚀液活化;
(7) 70～80 ℃热水冲洗2分钟;
(8) 放入已经加热的化学镀镍液中进行施镀。
其中侵蚀活化液的配方:HCL(d=1.17)=10% wt,NH4F=5% wt,H2O=85% wt。条件是在60 ℃下活化两分钟。盐酸对不锈钢表面的金属氧化物具有较强的溶解能力,而对基体腐蚀比较缓慢,既能除去表面的氧化膜又能是不锈钢表面具有原来的光洁度。
1.2 不锈钢化学镀镍液的配方
在镀液中使用乳酸做络合剂时具有较好的镀速,所以加入一定量的乳酸能提高镀速,但镀液稳定性有所降低。络合剂柠檬酸加入时,由于络合镍离子能力比较强,所形成的晶格能比较大,不容易使镍离子还原,因此镀液具有较好的稳定性,但镀速提高的并不多。两者的混合使用能使镀液具有良好的稳定性的同时提高镀速。
2 结果与讨论
化学镀镍试验在二孔恒温水浴锅中进行,镀层施镀时间为90分钟,施镀温度控制在90 ℃镀液干净透明,无分解无沉淀。同时在施镀过程中定期调整镀液的PH值和主盐的成分。使PH值和镀液成分在试验设计范围内。
2.1 镀层的形貌
化学镀镍层的外观一般为光亮或半光亮并略带黄色,一般镀件表面处理的越光洁,镀出的镀层表面光泽度就越好,施镀一个小时镀层厚度约为15 μm左右。镀层外观质量不仅包括镀层的表面缺陷,即镀层表面特别是镀件的主要表面上的针孔、麻点、起皮、起泡、剥落、斑点及漏镀等,还包括镀层表面的粗糙度和镀层的光泽度。影响镀层外观的因素主要有:镀前颗粒的表面光洁度、镀液的pH值、沉积速率和镀层含磷量等。通常,镀前颗粒的表面光洁度越高,所获得镀层的表面光泽性越好,反之越差。沉积速率在20 μm/h以下时,沉积速率对镀层的光泽性影响较大:随沉积速率的增大,所获得的镀层的光泽性也越来越好,当沉积速率大于20 μm/h时,随沉积速率的增加,镀层的光泽性没有明显的变化。此外,镀层的光泽性还随镀层含磷的减少而变好。试验施镀试样外观光滑、有金属光泽、亮度比较好,只是由于镍磷镀层而略带黄色。
2.2 镀层成分和结构分析
镀层用DX-1000的X射线衍射仪对不锈钢和Ni-P镀层进行成分和结构分析。从图1图谱中可以看出在Ni-P合金镀中Ni和P的衍射峰明显的增强。镀层中镍磷的含量增加,Ni-P合金镀层的结构为非晶态结构[3]。如表1所示,经分析所得Ni-P合金中的P的量在10%左右,是属于高磷含量的镀层。
2.3 镀层耐腐蚀性能
Ni-P镀层的厚度为15 μm,浸入浓硝酸中,耐硝酸试验60 s通过,在100 s里面没有产生黑点,没有腐蚀现象。高磷含量的Ni-P镀层具有更好的耐蚀性,这是由于高磷(10%～12% wt)镀层属无定形非晶态结构,组织均匀单一,不存在晶态合金中的晶界、成分偏析等缺陷,防止了晶间微电池腐蚀。另外,高磷镀层易于形成钝化膜,具有自钝化能力,磷含量越高,越易形成磷化物膜,耐蚀性越好。由此可见,镀层表面含磷量是影响化学镀镍层耐蚀性的重要因素。随着Ni-P镀层的磷含量的越高,镀层的耐腐蚀性能越好。同时为了提高表面的耐腐蚀性能,需要采取的措施有:首先是降低表面的粗糙度;其次要优化镀液配方和工艺,以获得结晶细致,平滑的镀层,另外在化学镀镍全过程必须严格控制工艺参数,保持温度和PH值的恒定,从而保证镀层含磷量沿着厚度方向分布均匀一致。这样得到的Ni-P镀层致密,均匀度好,耐腐蚀性能好。
2.4 镀层结合力
化学镀镍层与基体材料的结合力是衡量化学镀质量的重要指标之一。它表示镀层与基体的结合强度,即单位面积的镀层从基体表面上剥落所需要的力,是镀层的重要机械性能之一。基体种类、基体表面粗糙度、前处理工艺、活化处理等都在很大程度上影响镀层与基体材料的结合力。
文中采用划线、划格试验检测镀层的结合力,具体方法如下:用一刀口为30°锐角的硬质钢划刀,在镀层表面上划两条相距2 mm的平行线,观察划线之间的镀层是否翘起或剥离。结果实验样品均无翘起和剥落。
还将不锈钢Ni-P镀层样品加热到300 ℃,经淬火处理以后,Ni-P镀层没有起皮,脱落现象。进一步表明不锈钢基体和Ni-P镀层的结合力好。
2.5 讨论
在不锈钢表面有致密的氧化膜,所以不锈钢为难镀基体,表面除膜是化学镀镍磷合金的关键。主盐和还原剂是化学镀液中的主要成分,他们的浓度对镀液的镀速和稳定性有一定的影响。络合剂是化学镀液中的重要影响因素,不同种类的络合剂与使用浓度直接决定着镀液能否成功施镀,络合剂的选择要根据它的稳定常数来进行选择,当单一的络合剂不能满足工艺要求时,可以采用复合络合剂以达到预期的效果。试验结果表明,双络合剂体系兼具稳定性好和镀速高两种优势。因此合理搭配两种络合剂比单一络合剂的效果好。乳酸-柠檬酸双络合剂体系的最佳用量范围为:乳酸:12～18 ml/L,柠檬酸:4～6 g/L。温度提供着化学镀反应的活化能,一定的温度可以提高参与反应离子的扩散能力,增加反应活性,当温度过低时,镀速较慢,施镀效率低下;温度过高时,镀液处于热力学不稳定状态,很容易造成分解,造成镀液失效,镀层也容易出气孔,应力等缺陷,镀层质量变差。试验结果表明,化学镀镍液的最佳温度应该控制在90±5 ℃。PH值对化学施镀的过程有重大的影响,镀液的PH值高,容易析出溶解度小的NIHPO3沉淀,从而使镀液容易产生分解;PH值过低,镀速缓慢,施镀变的困难。实验表明,镀液的PH值在5.5～6.5之间,镀液的施镀效果好,镀速和性能都能够得到保证。
3 结束语
结果表明,经本实验工艺处理后,不锈钢基体上能获得结合力良好的化学镀Ni-P合金镀层,在保证产品原有光泽度的前提下,镀层耐腐蚀性能较原不锈钢基体有了较大幅度的提高,获得了预期的实验效果。
摘要：讨论了不锈钢上化学镀Ni-P合金镀层的工艺,重点是不锈钢基体的前处理工艺、镀液温度和PH值。对镀层成分和结构的分析、结合力测试表明,用文中提出的前处理工艺对不锈钢基体处理后,再进行化学镀能获得性能可靠的Ni-P合金镀层。
关键词：不锈钢,化学镀Ni-P,镀层结构
参考文献
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不锈钢合金 篇5
1 实验方法
1.1 实验过程[2]
选用8 只本地成年雄性犬 (福州总医院动物实验中心提供并管理和饲养) , 健康, 年龄14～16 个月, 实验初时的体重13.8～15.9 kg, 适应性饲养1 周后进行实验。选用钛合金微植体 (宁波慈北医疗器械有限公司提供) 和不锈钢微植体 (台湾亚太医疗器材公司提供) 各16 枚, 2 种微植体直径 (为1.6 mm) 及骨内段长度 (为11.0 mm) 均相同。采用氯胺酮 (0.4 ml/kg) 肌注麻醉完成后, 实验犬随机选取一侧上颌和对侧下颌, 于第二前磨牙或第一磨牙牙根之间随机垂直植入钛合金微植体或不锈钢微植体各1 枚, 2 枚微植体间采用镍钛螺旋弹簧即刻加载1.96 N的力 (图 1) 。加力4 周和12 周时各随机处死4 只实验犬, 取带种植体的骨组织块制作硬组织切片。
1.2 硬组织切片制作与观察
截取带有微植体的上下颌骨块, 常规处理后树脂包埋, 用Leitz 1600 锯割切片机切成200～300 μm切片, 以石蜡油为研磨剂手工磨成约50 μm厚的磨片后随机分成2 份, 分别进行甲苯胺蓝和亚甲基兰-碱性品红染色, 常规封片, 倒置相差显微镜下观察拍照, 观察2 组骨愈合情况。并用Image- Pro Plus 6.0专业图像处理软件分别对每个图像的种植体-骨结合界面进行静态的骨组织形态测量, 测量种植体的所有螺纹。光标确认微植体骨界面后, 计算机根据所选位点的色相、饱和度和色调自动识别相同的位点, 划出种植体螺纹界面, 经手工校正后测出其长度。并用同样的办法划出微植体和骨直接接触部分的长度。根据下列公式计算骨结合率:BCR=种植体与骨接触的长度/种植体在骨内的总长度×100%。
1.3 统计学处理
所有统计数据 (剪切力值) 输入SPSS 13.0软件, 采用析因分析的方法进行统计分析, 有显著差异的阈值定为P=0.05。
2 结果
2.1 大体观察
实验结束时, 各组实验犬均保持健康, 各组微植体均没有松动、脱落, 植入部位愈合良好, 周围牙龈组织无明显炎症反应。镍钛弹簧仍然保持较好弹力。
2.2 硬组织切片光镜大体观察
甲苯胺蓝染色后钙化成熟骨呈深蓝色, 类骨质呈亮蓝色, 纤维组织为灰色;亚甲基兰-碱性品红染色后骨组织呈红色, 纤维组织为蓝灰色, 成骨细胞和破骨细胞呈深蓝色。
4 周组微植体周围骨小梁比较稀疏, 排列比较紊乱, 可见游离骨小梁 (图 2A、B, 分别是钛合金及不锈钢4 周组亚甲基兰-碱性品红染色) ;种植体与骨组织呈断续结合, 种植体周围能发现有明显的纤维组织包绕, 有较大腔隙, 可见成骨细胞沿种植体周围分布, 同时可见种植体周围多核的破骨细胞 (图 2C、D, 分别是钛合金及不锈钢4 周组亚甲基兰-碱性品红染色) ;可见较多类骨质和编织骨 (图 2E、F标识处, 分别是钛合金及不锈钢4 周组甲苯胺蓝染色) 。
12 周组微植体周围骨小梁比较密集, 排列比较规则 (图 3A、B, 分别是钛合金及不锈钢12 周组亚甲基兰-碱性品红染色) ;种植体与骨组织结合紧密连续, 种植体周围的纤维组织减少, 腔隙比较小, 可见高度机化的板层骨, 部分区域偶见类骨质, 种植体周围几乎看不到多核的破骨细胞, 成骨细胞明显减少, 可见较多骨细胞 (图 3C、D, 分别是钛合金及不锈钢12 周组亚甲基兰-碱性品红染色) 。12 周钛合金组同不锈钢组相比, 骨结合更紧密, 松质骨区骨小梁更密集。
2.3 骨结合率的比较
表 1显示, 各组骨结合率均值的大小关系为:钛合金12 周组>不锈钢12 周组>钛合金4 周组>不锈钢4 周组。表 2显示, 植入后时间对骨结合率有显著影响 (P<0.05) ;微植体类型对骨结合率有显著影响 (P<0.05) ;植入时间和微植体类型两因素的交互作用对骨结合率无显著影响 (P>0.05) 。
3 讨论
3.1 微植体支抗即刻负载的愈合形式
不同于修复种植体, 微植体支抗都是暂时的支抗装置, 正畸治疗后都要取出, 在口腔内存留的时间多为数月至1 年左右, 对骨结合的要求相对较低[3]。研究表明微植体植入初期即使还没有与牙槽骨间形成骨结合, 只要在种植体周围有纤维韧带的形成, 就有能力提供稳定的正畸支抗, 这说明临床上成功的微植体支抗并不要求完全的骨结合。但大量的动物实验和临床研究证明, 一定的骨结合对于微植体支抗的成功及行使功能是必需的。本实验中2 种微植体4 周时与骨组织结合疏松、断续, 种植体周围能发现有明显的纤维组织包绕, 可见较多类骨质和编织骨; 12 周时与骨组织结合紧密连续, 种植体周围的纤维组织减少, 可见高度机化的板层骨。这说明即刻负载下2 种材质微植体的愈合形式都是纤维骨性结合, 而且本实验12 周时已形成的板层骨也表明即 刻 负 载1.96 N正畸力不会破坏种植体周围组织向成熟骨组织的转化。这与Deguchi[4]和Freire[5]研究结果一致。
3.2 微植体类型及加载时间与稳定性的关系
微植体支抗的优势在于体积的明显缩小, 因此位置更为灵活, 创伤小, 舒适性好。然而另一方面正是由于微植体过于细小, 松脱也时有发生, 因为过小的微植体可能造成临床应用时的应力集中。因此对微植体生物稳定性规律的研究, 将有助于临床种植体的选择与应用。种植体的骨结合率是从组织学上研究种植体稳定性的主要检测指标。本实验析因分析显示微植体材质对骨结合率有显著影响, 其差别具有统计学意义 (P<0.05) , 比较均数可知钛合金微植体骨结合率高于不锈钢微植体;植入后生长时间对骨结合率有显著影响, 其差别具有统计学意义 (P<0.01) , 比较均数可知12 周组剪切力高于4 周组, 说明在加载状态下, 2 种微植体均发生骨整合, 而且随着时间延长, 骨结合率越大;植入时间和微植体类型的两因素的交互作用对骨结合率无显著影响, 其差别不具有统计学意义 (P>0.05) , 这说明, 不同材质微植体和负载时间的长短未对骨结合率形成交互影响。曾晨光等[6]实验研究所有的国产微植体均未松动, 且随着时间延长, 其稳定性亦随着增加, 和本研究结论一致。
3.3 关于实验设计
本实验2 枚微植体间即刻加载1.96 N的力, 是模拟临床上链状橡皮圈弹力牵引的初始力值。由于链状橡皮圈的弹力衰减较快, 故临床上用其牵引时初始力值一般达1.96 N甚至更大, 以确保衰减后的力值能较长时间的维持在0.98～1.47 N的轻力[7]。实验设计时间为4 周和12 周, 而不是正畸种植支抗常用的半年到1 年, 主要是考虑到犬的生长周期比人类要短, 1 岁犬相当于18 岁人类。以往研究微植体骨结合界面组织形态学, 多采用将带微植体的骨组织整体脱钙后取出种植体, 然后再行石蜡包埋、切片, 此法会将界面区可能存在的纤维组织随种植体一同取出, 造成骨性结合的假象。而硬组织切片是用多聚树脂浸润牢固固定, 在磨片过程中, 保持了原组织和结构的解剖形态, 不会因脱钙、脱水、干燥等步骤使组织收缩和变形, 不破坏骨组织结构和成分, 观测组织结构及其成分时不失真, 对研究骨组织内成分、结构及骨形成过程有非常重要作用。染色时甲苯胺蓝染色和亚甲基兰-碱性品红染色2 种方法结合使用, 能够比较好的反映种植体植入后与周围骨组织的结合情况, 通过甲苯胺蓝染色观察骨的发育阶段和改建方式, 亚甲基兰-碱性品红染色可以有效区分软硬组织[8]。本实验设计的不足:① 2 种不同材质微植体螺纹形态结构及锥度未完全一致, 尚有待进一步完善。② 矫治力为固定力值1.96 N, 有关不同力量对微植体骨结合率和周围组织改建是否有影响有待于进一步实验的研究。
4 结论
即刻负载下, 钛合金和不锈钢微植体支抗的愈合形式都是纤维骨性结合。本实验中, 作为正畸支抗钛合金微植体较不锈钢微植体更为稳定, 但两者均可正常行使功能而保持稳定, 而且随着时间延长, 其稳定性亦随着增加。
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不锈钢合金 篇6
钛合金TC4是一种中等强度的α-β型两相钛合金, 含有6%α稳定元素Al和4%β稳定元素V。TC4具有优异的耐腐蚀、耐高温和高比强度, 在航空航天中获得最广泛的应用。TC4的比重较小, ρ=4.44×103kg/m3 (一般不锈钢材密度ρ=7.85×103kg/m3) 、强度高, TC4的高温强度突出, 在400℃时抗拉强度可达620MPa。
1 Cr18Ni9Ti是奥氏体铬镍不锈钢, 具有优良的力学性能、良好的耐蚀能力、较突出的冷变形能力、无磁性等优点, 在航空航天、机械制造及人们的日常生活中得到了广泛的应用。
TC4与1Cr18Ni9Ti两类材料一直是航空航天零件主要结构材料, 也是我公司连接器的常用材料。随着我公司连接器的不断升级, 产品不断向中高端发展, 零部件的材料也越来越广泛地选用TC4与1Cr18Ni9Ti两类材料。
但是, 由于钛合金TC4与不锈钢1Cr18Ni9Ti加工难度大、切削加工效率低、刀具磨损快, 使两种材料成为典型难加工材料。这两种材料在物理、化学和机械性能上差异比较大, 对两种材料加工性能进行研究, 选择合适的加工刀具材料, 优化加工几何参数, 提高加工效率是迫切需要解决的问题。
2 TC4与1Cr18Ni9iTi的切削加工性分析比较
钛合金TC4与1Cr18Ni9iTi的切削加工性能从以下五个方面进行比较:
(1) 硬度和强度不同。TC4的硬度和强度较高, 硬度359HV, 在常温下抗拉强度为σb≥895MPa, 在400°C高温下抗拉强度可达620MPa;不锈钢1Cr18Ni9iTi的硬度为187HV, 抗拉强度为520MPa。材料硬度和强度越大, 切削力和切削功率越大, 切削温度越高, 刀具磨损加剧, 因此, 从硬度和抗拉强度上看, 钛合金TC4加工切削性能较差。
(2) 塑性变形不同。衡量塑性变形的重要指标为材料延伸率。钛合金TC4延伸率小 (延伸率δ5为10%) , 不锈钢1Cr18Ni9iTi的延伸率大 (延伸率δ5为45%) , 不锈钢在切削过程中塑性变形大, 使切削力增加。同时, 由于不锈钢在加工过程中易产生严重的加工硬化, 致使其热强度高, 进一步增大了切削抗力。所以从延伸率上看, 不锈钢的加工切削性能较差。
(3) 导热系数不同。TC4的导热系数很小, 为l=7.955W/m·K, 1Cr18Ni9Ti的导热系数l=16.2W/m·K。工件材料导热系数大, 由工件和切屑传出的热量多, 切削温度低, 刀具磨损慢, 耐用度高;工件材料导热系数低, 致使大量切削热都集中在刀-屑和切削区接触的界面上, 散热条件差, 切削温度高, 刀具磨损快, 耐用度低。所以切削加工性低。从导热系数上看, TC4的加工切削性能较差。
(4) 弹性模量不同。TC4的弹性模量为E=110GPa, 1Cr18Ni9Ti为E=206GPa, 弹性模量低, 弹性变形大, 切削时在切削区容易产生大的切削变形和弹性恢复, 使刀具后刀面和工件已加工表面之间的接触面积增大, 从而增加径向切削力, 不但造成刀具后刀面上磨损严重, 而且造成工件弯曲变形, 引起振动, 影响工件加工精度和表面质量。从弹性模量上看, TC4的加工切削性较差。
(5) TC4化学活性大, 1Cr18Ni9Ti加工硬化性大, 亲和性大。TC4在430℃以上时易与空气中的氮、氧等发生化学反应, 生成厚度为10~15μm的TiN、TiO2等硬脆层, 硬脆层的厚度随温度的升高不断增厚, 对刀具有强烈的磨损作用。奥氏体不锈钢加工硬化后强度σb达1470~1960MPa, 加工硬化层深度可达切削深度的1/3或更深, 硬化层硬度比原来提高1.4~2.2倍, 容易引发刀具的极限损伤和崩刃;不锈钢亲和性大, 易在刀尖处产生积屑瘤, 在后刀面上产生附着物, 从而造成被加工表面精度和表面质量下降。
根据以上对两种材料切削加工性的比较分析, 不难发现TC4主要为材料硬度高、强度大、导热系数小、弹性模量大、化学活性大, 特别是高温强度高, 导致切削力大;材料导热性能差、摩擦现象严重, 易造成刀尖和切削刃上切削热非常集中, 致使切削温度很高;高温下刀具材料和TC4材料双方化学元素的相互扩散造成扩散磨损, 高温还使刀具材料与周围介质发生化学反应造成化学磨损。而1Cr18Ni9iTi材料主要为材料的延伸率大、加工硬化性大, 亲和性大, 故在切削过程中的塑性变形较大, 使车削力增加;工件材料塑性变形大, 与刀具之间的摩擦也大, 切削过程中产生的切削热多, 致使切削温度较高;不锈钢亲和性大, 粘附性强, 因而刀具在切削过程中易形成积屑瘤, 使表面的粗糙度降低;不锈钢中由碳化物形成的硬质点, 使刀具的磨损加剧。
3 解决TC4及1Cr18Ni9iTi加工问题的途径与对策
与我们熟悉的铜合金材料加工方法相比, TC4及1Cr18Ni9iTi两类材料加工确实困难, 对刀具材料、刀具几何参数、切削用量的要求要高得多。所以, 正确选择刀具材料、合理确定刀具几何参数, 并在此基础上充分冷却润滑, 是解决两类材料加工效率低的关键。
3.1 选择刀具材料
(1) 选择原则。加工两类工件材料时, 刀具材料的选择应首先以降低切削温度、减小刀具磨损为首要考虑的因素。要求刀具材料有高的硬度和强度, 良好的耐磨性以及韧性, 较高的耐热性等。除此之外, 选择刀具材料时还应特别注意避免因刀具材料和工件材料之间某些元素的亲和作用致使刀具磨损加剧。
(2) 按照老硬质合金标准选择刀具材料。钨钴类硬质合金刀具材料有YG、YT、YW三类。TC4及1Cr18Ni9iTi材料都不能使用YT类硬质合金加工, 因为该类硬质合金在高温下容易和TC4及1Cr18Ni9iTi材料的Ti元素亲和作用致使刀具磨损加剧。要选择使用与Ti元素亲和作用小、导热性能好、强度高的细晶粒YG类硬质合金如YG6、YG8、YG6X、YG6A等刀具材料。由于金属陶瓷刀具材料颗粒细小, 红硬性好, 也是加工TC4材料的理想刀具材料, 我公司目前主要选用UF20的材料, 取得了良好的效果。
(3) 按照国际上对加工材料的分类选择刀具材料。目前, 国际上对切削加工金属材料的分类趋于成熟, 一般分为K、P、M、N、H、S六类, 钛合金TC4一般选择S类刀具材料;1Cr18Ni9Ti一般选择M类刀具材料。
(4) 刀具涂层的选择。刀具涂层一方面可以提高刀具的红硬性, 另一方面细腻光滑或纹理规则的涂层表面会降低摩擦系数, 光滑的表面可使切屑迅速滑离前刀面而减少热量的产生, 防止刀具材料与工件材料由于亲和力而粘结。降低摩擦系数对粘附性强的1Cr18Ni9Ti尤其重要, 可以有效阻止积屑瘤的产生, TiN涂层摩擦系数低, 与铁基材料的亲和力小, 适合于切屑易粘结材料的加工, 因此, 加工1Cr18Ni9Ti一般选择该涂层;加工TC4要选择刀具涂层材料, 主要从增加刀具耐磨性考虑。TiALN涂层切削温度高、涂层硬度高、导热性差, 可以使切削热更多地由切屑带走, 适合于钛合金、镍合金的加工, 故切削TC4时一般选择TiALN涂层刀具。
(5) 钻头材料的选择。对于孔直径≥准2mm, 按以上的原则选取钻头材料即可。但孔直径≤准2mm深小孔, 使用合金钻头加工时由于钻头抗弯强度较差, 经常出现钻头折断现象, 使用普通的白钢钻头则由于磨损快, 经常需要更换钻头。为解决此问题, 宜选择硬度和韧性都比较好的钻头。
HSS-Co是高性能的高速钢, 由表1可知, 该类高速钢在600℃时的硬度要远远好于HSS材料在600℃时的硬度, 抗弯强度优异, 甚至要好于普通的高速钢。该刀具材料的性能正是加工钛合金材料深小孔所需要的, 加工硬度高材料且深小孔, 宜选用HSS-Co钻头。NACHI的高钴钻头能够满足此要求。
3.2 刀具的几何参数选择
(1) 前角γ选择。切削TC4时切削热和切削力多集中于切削刃附近, 为增大刀具前刀面与切削接触长度以改善散热条件, 切削刃应采用较小的前角, 一般取γ=5°~10°, 硬质合金刀具在加工TC4还经常采用负倒棱来增强切削刃, 降低对刀具磨损。1Cr18Ni9Ti材料强度、硬度并不高, 但塑性较大, 应选择较大的前角, 这样不仅可以减少被切削金属的塑性变形, 而且可以降低切削力和切削温度, 同时使硬化层深度减少。前角γ=15°~30°。
(2) 后角α。TC4弹性恢复大, 为降低加工表面与后刀面之间的摩擦, 一般应选用较大的后角。但是从刀具耐用度角度看, 后角太大会降低刀具耐用度。对TC4切削加工的实验结果表明, 后角在15°左右时刀具耐用度最好, 刀具切削刃也比较锋利, 所以加工TC4时, 刀具的后角一般都以15°为基准进行选择优化。而加工1Cr18Ni9Ti的刀具后角除了考虑后刀面与加工表面的摩擦, 还要考虑切削散热能力, 一般根据切削厚度以10°为基准进行选择优化。
(3) 主偏角Kr和副偏角Kr′。只要工艺切削系统允许, 在加工TC4及1Cr18Ni9iTi材料切削时应尽可能选择较小主偏角, 以降低对切削刃的负荷、增大散热面积。所以加工TC4时, 刀具Kr一般选择在30°~45°之间, 而加工1Cr18Ni9Ti时, 刀具一般常在Kr=45°~75°之间选择;副偏角Kr′过大或过小都会使刀具耐用度降低, 引起振动, 降低已加工表面质量。在工艺切削系统允许的情况下, 应选择较小值的Kr′。加工TC4及1Cr18Ni9iTi材料时, 切削刀具的副偏角Kr′应在5°~15°之间, 粗加工时取较大副偏角, 精加工时取较小副偏角。
(4) 刃倾角λs。刃倾角λs主要控制切屑流出方向, 与切削刃的锋利性相关, 对刀尖强度和散热等都有很大的影响。加工TC4时切削力、切削热集中, 为保证刀具耐用度, 一般选用较小的刃倾角λs。粗加工时根据情况一般在λs=0°~5°之间选择, 精加工时一般取λs=0°。加工1Cr18Ni9Ti时, 为了增加刀尖强度, 刃倾角一般取λs=-8°~-3°, 断续切削时取较大值λs=-15°~-5°。
(5) 刀尖及断屑槽。切削加工时, 通常在刀尖处强度差, 散热条件不好, 该处切削力和切削热又较集中, 致使切削温度在刀尖处很高, 容易造成刀具磨损甚至崩刀, 切削加工TC4及1Cr18Ni9iTi材料时, 切削刀具刀尖处的问题都比较突出, 应对刀尖进行强化。为此, 刀具磨制时刀尖处不允许磨出尖角或直线型过渡刃, 在工件过渡允许带有圆弧的地方, 需要磨出圆弧型过渡刃, 一般取刀尖圆弧半径rε=0.5~1.5mm。对1Cr18Ni9Ti, 断屑也是加工中的突出问题之一, 为了便于切屑排出和卷曲, 一般采用全圆弧型或直线圆弧形断 (卷) 屑槽。
3.3 润滑冷却液的选择
为降低切削温度、减少切削力和刀具磨损、提高工件加工精度和表面质量, 必须选择合适的切削液对切削区进行充分的冷却和润滑。加工TC4, 一般选择植物油基切削液, 植物油基切削液呈两极分子结构, 其润滑效果比矿物油基切削液要好, 可明显提高切削速度, 延长刀具耐用度。我公司选用巴索VASCO1000植物油基切削液能够很好满足TC4的加工要求;在加工TC4及1Cr18Ni9iTi时, 为提高零件的表面粗糙度, 选择润滑效果较好的极压切削油, 选用马斯达的OD100切削油就可满足切削的要求。在TC4及1Cr18Ni9iTi材料加工过程中应使切削液喷嘴对准切削区, 或最好采用高压冷却、喷雾冷却等冷却方式, 使切削区充分冷却和润滑。
4 结语
本文通过对钛合金TC4和不锈钢1Cr18Ni9Ti的切削性能比较分析, 针对这两种难加工材料, 从刀具材料、刀具涂层、深小孔钻头、刀具几何参数等方面提出了解决途径和对策, 为两种性质难加工材料提供了提高加工效率和加工质量的思路和方法, 具有一定的普遍意义。
摘要：根据对钛合金TC4与不锈钢1Cr18Ni9Ti切削加工性的比较分析, 提出了从刀具入手解决两类材料切削加工问题的思路和途径, 以及合理选择刀具材料, 确定刀具几何参数、刃磨刀具、冷却润滑的一般原则及方法。
关键词：加工方法,刀具材料,几何参数
参考文献
[1]王杰, 李方信.机械制造工程学[M].北京:北京邮电大学出版社, 2004.
不锈钢合金 篇7
不锈钢优良的耐蚀性主要源自于表面生成的一层稳定钝化膜。然而,这层钝化膜在高温非氧化性酸介质中会发生溶解,从而造成不锈钢腐蚀。将不锈钢与高电位金属如铂系金属相接触可大幅提高其在非氧化性介质中的耐蚀性[1],在不锈钢表面镀覆Pd,Pd -Cu层也能大幅提高其耐高温H2SO4,C2H4O2和HCOOH等腐蚀性能[2~4],但镀层硬度较低,在流动介质中易发生冲刷腐蚀,且Pd价格昂贵,工业应用受限。电沉积Pd-Ni镀层比钝Pd镀层具有更高的硬度和更好的耐磨性,但其热稳定性差、易引起皮肤过敏[5],在高温甲酸和乙酸溶液中的耐蚀性相对较低[6]。Co耐空泡腐蚀、耐冲刷腐蚀性能优良[7,8],而Pd -Co合金比Pd -Ni合金具有更低的孔隙率、更高的硬度及耐磨损性。目前国内外对电沉积Pd-Co合金已有报道,但主要集中于研究Pd-Co合金的磁学性能、催化性能等[9,10],而对其在非氧化性介质中的耐蚀性鲜有报道。为此,本工作在316L不锈钢表面电沉积了Pd -Co合金层,利用扫描电镜、X射线衍射分析、硬度测试、耐蚀性测试等方法重点研究了电沉积电流密度对Pd -Co合金膜层微观结构、硬度及其在沸腾含0. 005 mol/L Br-甲乙混合酸( 甲酸质量分数为10% ,乙酸为90% ) 中耐蚀性的影响。
1 试 验
1. 1 基体前处理
基材为316L不锈钢,化学成分( 质量分数,% ) : Cr16. 800,Ni 13. 500,C 0. 020,Mn 1. 400,Si 0. 320,P0. 017,S 0. 014,Mo 2. 300,Fe余量; 尺寸为20 mm×10mm×2 mm。对其前处理如下: 用240,600,1 000号砂纸逐级打磨,用去离子水冲洗、丙酮清洗并烘干后在80℃除油液 ( 30 g / L Na2CO3,30 g /L Na3PO4,50 g /LNa OH) 中浸泡30 min。经热水、去离子水冲洗干净,40℃下以20 A / dm2的电流密度阴极活化10 min[活化液成分为40 mL /L H2SO4,120 g /L ( NH4)2SO4],用去离子水冲洗后备用。
1. 2 镀液组成及电镀工艺参数
电镀液主要成分为8. 3 ~ 16. 6 g /L Pd Cl2,16 ~ 32g / L Co Cl2·6H2O,15 mL / L NH3·H2O ( 28% ) ,50 g / LNH4Cl,45 g / L C2H5O2N( 添加剂) 。电镀工艺参数: p H值8,温度35℃,电流密度0. 5 ~ 4. 0 A/dm2。镀层厚约2 ~ 3μm。
1. 3 性能测试
采用S-4700型冷场发射扫描电镜( SEM) 观察PdCo镀层表面微观形貌,用电子探 针能谱分 析系统( EDS) 分析其化学成分。采用D/max 2500PC型X射线衍射仪( XRD) 分析镀层结构,并利用Scherrer公式d =（0. 9λ）/（βcosθ）计算晶粒大小,其中,d为晶粒大小,λ为X射线波长,β为半峰宽,θ为衍射角。
依据QB /T 3823 - 1999《轻工产品金属镀层的孔隙率测试方法》,采用贴滤纸法测试镀层孔隙率。采用HM2000型微纳米硬度仪测试镀层显微硬度。根据ASTM D3359 - 97标准,采用百格法测试镀层附着力。采用浸泡失重法测试镀层的耐蚀性,腐蚀介质为含0. 005 mol / L Br-的甲乙混合酸( 甲酸的质量分数为10% ,乙酸的为90% ) ,分搅拌与不搅拌2种条件,搅拌时搅拌速率为1 250 r/min,浸泡时间144 h,温度105℃。采用CS350UA电化学系统进行极化曲线测试,测试介质为沸腾的含Br-甲乙混合酸( 不搅拌) ,测试时采用高架盐桥使盐桥内温度为室温,以保证参比电极的稳定性,扫描速率为0. 66 m V/s,扫描范围为相对于开路电位±0. 2 V。
2 结果与讨论
2. 1 电流密度对镀层形貌及成分的影响
图1为不同电流密度Pd -Co镀层的表面SEM形貌。由图1可知: 当电流密度为0. 5 A/dm2时,镀层为针状结构,当电流密度增大到1. 0,2. 0 A/dm2时,镀层的形貌由针状结构变为胞状结构,当电流密度继续增大到4. 0 A/dm2时,膜层变得粗糙,形貌呈球状且疏松分布,外观为暗黑色。这主要是由于电流密度增大时,液相传质作用开始对结晶过程产生影响,从而引起结晶粗大且疏松,导致镀层表面高低不平,使得镀层变粗[11,12]; 同时电流密度增大导致析氢反应增大,也使得镀层粗糙度增加[13]。
图2为电流密度与镀层中Co含量的关系。由图2可知: 随着电流密度的增大,镀层中Co含量迅速增加,两者近似成正比关系,拟合成方程为y = 7. 06x +13. 54。Pd的析出电位大于Co,比Co更优先沉积,随着电流密度的增大,由于液相传质过程的影响,Pd沉积速度快,其含量很快达到最大值,之后则随电流密度的增加提高幅度不大,而沉积速度较慢的Co则随电流密度的增加而大幅提升。因此,随电流密度的增大,镀层中Co含量增多。
2. 2 电流密度对镀层结构的影响
图3为不同电流密度Pd -Co镀层的XRD谱。其中,虚竖线为标准卡片上面心立方( fcc) 结构Pd的衍射峰。由图3可知: Pd -Co镀层的衍射峰与Pd的标准衍射峰接近,且未出现Co的衍射峰,表明Pd -Co镀层仍为fcc结构,Pd -Co镀层的衍射峰相对于Pd的均正移,表明Co原子溶解到了Pd的晶格中形成了置换固溶体,而电流密度的改变对膜层的形貌、择优取向等没有太大影响。
根据XRD谱及谢乐公式算得电流密度为0. 5,1. 0,2. 0,4. 0时,镀层晶粒直径为13. 4,12. 9,12. 5,11. 5 nm。由此可见看出,随着电流密度的增大,镀层尺寸逐渐减小。根据电结晶理论,镀层晶粒大小取决于晶核的生长速度和成核速度。当电流密度增大时,沉积过电位增加,晶核成核速度大于生长速度,导致晶粒减小[14]。
2. 3 电流密度对镀层孔隙率的影响
电流密度为0. 5,1. 0,2. 0,4. 0 A/dm2时,镀层孔隙率为0. 75,0. 75,5. 75,11. 00个/cm2。由此可知,当电流密度较低时,镀层孔隙率较小,当电流密度增大至1. 0 A / dm2并继续增大时,膜层孔隙率迅速增大; 当电流密度为4. 0 A/dm2时,膜层孔隙率增大到11. 00个/cm2。随电流密度增大,由于传质过程以及析氢反应的影响,使镀层变得粗糙,导致其孔隙率增加。
2. 4 电流密度对镀层硬度的影响
图4为电流密度与Pd -Co镀层硬度的关系。由图4可知: 随电流密度增大,镀层硬度先增大后减小,当电流密度为2. 0 A/dm2时,镀层硬度最大,达540. 5 HV。当电流密度增大时,镀层中Co含量增大,导致镀层硬度增大; 但电流密度过高时,镀层粗糙疏松,使其硬度大幅降低。
2. 5 电流密度对镀层耐蚀性的影响
表1为不同电流密度Pd -Co镀层在沸腾含Br-甲乙混合酸中的腐蚀失重试验结果。由表1可知: 在沸腾含Br-甲乙混合酸中,316L不锈钢表面出现了大量点蚀坑,腐蚀剧烈,腐蚀速率达1. 460 g/( m2·h) ; Pd -Co镀层腐蚀速率明显降低,当电沉积电流密度为0. 5A / dm2或者1. 0 A/dm2时,镀层腐蚀速率仅为0. 008g / ( m2·h) ; 电流密度升高到2. 0 A/dm2后,腐蚀速率大幅增加,镀层表面部分已经破裂; 当电流密度增大到4. 0 A / dm2,腐蚀速率继续增大到0. 572 g/( m2·h) ,镀层出现大面积脱落,已不能有效保护不锈钢基体。
图5为不同电流密度Pd -Co镀层在沸腾含Br-甲乙混合酸中的极化曲线。由图5可以看出: 316L不锈钢的自腐蚀电位在 - 0. 15 V( vs SCE) 左右,且自腐蚀电流密度最大; 电流密度对Pb -Co镀层耐蚀性有较大影响,当电流密度为0. 5,1. 0 A/dm2时,镀层自腐蚀电位明显提高且自腐蚀电流密度明显降低,具有较好的耐蚀性; 当电流密度增大到2. 0,4. 0 A/dm2时,镀层的自腐蚀电位反而降低,甚至与不锈钢的自腐蚀电位相当,镀层的耐蚀性大幅降低。结合腐蚀失重结果可知,316L不锈钢在腐蚀液中由于表面钝化膜的溶解腐蚀较快,当其表面电镀Pd -Co层后,镀层的高电位提高了不锈钢的钝化能力,且膜层的孔隙率极低,具有较好的屏蔽性能,因此耐蚀性大幅提高。但当沉积电流密度过高时,膜层变得粗糙,孔隙率大幅增加,腐蚀溶液很容易渗透至不锈钢基体,同时高电流密度下镀层中Pd含量降低,两者的共同作用使得镀层自腐蚀电位降低,耐蚀性下降。腐蚀过程中产生的气泡使得镀层与基体剥离,进一步增大了镀层的腐蚀速率。
表2为316L不锈钢及其Pd-Co镀层、Pd镀层在搅拌的沸腾含Br-甲乙混合酸中的腐蚀失重试验结果。由表2可知,由于冲刷腐蚀的作用,尽管不锈钢和Pd Co镀层的腐蚀速率均有所提高,但Pd -Co镀层的腐蚀速率很低,浸泡144 h后表面仍完整,腐蚀速率仅为0. 013 g / ( m2·h) ,仅为Pd镀层的1 /4。
图6为Pd镀层和Pd-Co镀层在搅拌的沸腾含Br甲乙混合酸溶液中浸泡72 h后的极化曲线。由图6可知,Pd-Co镀层具有较高的自腐蚀电位和较低的自腐蚀电流密度,这与腐蚀失重试验结果一致。流动的腐蚀溶液会对试样产生较强的冲蚀作用,从而加大对试样的破坏作用[15,16]。通常材料的硬度越高,耐冲刷腐蚀性能越好[17]。由于Pd -Co镀层比Pd镀层有更高的硬度,在流动的腐蚀环境下具有更好的耐蚀性,因而具有更好的耐冲刷腐蚀及耐空泡腐蚀性能,具有较低的腐蚀速率。
3 结 论
( 1) 随着电沉积电流密度的增大,316L不锈钢表面Pd -Co合金镀层的粗糙度增大,孔隙率增多,晶粒尺寸减小,硬度先增大后减小,镀层中Co含量逐渐增多。
( 2) 在沸腾含Br-甲乙混合酸溶液中,较小沉积电流密度( 0. 5 ~ 1. 0 A/dm2) 所得Pd-Co合金镀层具有良好的耐蚀性,当沉积电流密度过高时,由于镀层粗糙且孔隙率增多,镀层耐蚀性明显降低。