陳 梟，王洪濤，紀(jì)崗昌，白小波，王玉偉

（九江學(xué)院 機(jī)械與材料工程學(xué)院九江市綠色再制造重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，江西 九江332005）

在太陽(yáng)能熱發(fā)電儲(chǔ)能技術(shù)中，鋁硅合金儲(chǔ)能材料因具有熔化熱大、導(dǎo)熱系數(shù)高、相變潛熱大、過(guò)冷度小（＜5℃）、性能穩(wěn)定等優(yōu)點(diǎn)而被作為優(yōu)秀的中高溫儲(chǔ)能材料[1］，但熔融狀態(tài)的鋁硅合金會(huì)對(duì)儲(chǔ)熱容器造成腐蝕，最終影響整個(gè)太陽(yáng)能熱發(fā)電效率，從而提高成本。因此，液態(tài)金屬腐蝕性是目前影響鋁基合金儲(chǔ)熱材料在太陽(yáng)能熱發(fā)電中應(yīng)用的主要問(wèn)題。硼化物陶瓷由于具有極高的熔點(diǎn)、高的化學(xué)穩(wěn)定性、高的硬度和優(yōu)異的耐磨性而得到廣泛應(yīng)用[2－4］。在硼化物陶瓷材料中，TiB2具有許多優(yōu)良性能，如熔點(diǎn)高、硬度高、化學(xué)穩(wěn)定性優(yōu)良、與鋁等熔融金屬不侵蝕，高溫力學(xué)性能優(yōu)異而被作為最有希望得到廣泛應(yīng)用的硼化物陶瓷[5，6］。研究表明，純TiB2陶瓷涂層沉積后存在諸多問(wèn)題，如：TiB2陶瓷涂層韌性小，脆性大，具有較大的殘余壓應(yīng)力和黏結(jié)強(qiáng)度低[7，8］。為了克服以上問(wèn)題，利用 Ni，Co，Cr，Mo及其合金黏結(jié)TiB2陶瓷制備成金屬陶瓷顆粒，由TiB2硬質(zhì)陶瓷相與具有良好塑性和韌性的金屬或合金黏結(jié)相構(gòu)成的金屬陶瓷復(fù)合材料既具有陶瓷材料的高硬度、耐腐蝕性能，又具有一定的韌性[9］。

超音速火焰噴涂技術(shù)可將噴涂粒子加熱至熔化或半熔化狀態(tài)，并加速到600m／s以上，從而獲得結(jié)合強(qiáng)度高、組織致密、氣孔率小、性能優(yōu)越的涂層，同時(shí)超音速火焰噴涂技術(shù)也是金屬陶瓷涂層良好可行的制備方法，由于超音速火焰噴涂的噴涂粉末在火焰中被加熱時(shí)間短，因此噴涂材料的相變、氧化和分解受到抑制，特別適合噴涂硼化物或碳化物金屬陶瓷材料[10－13］。超音速火焰噴涂金屬陶瓷涂層是由金屬或合金黏結(jié)相與陶瓷硬質(zhì)相組成，金屬或合金黏結(jié)相保證了金屬陶瓷的強(qiáng)度和韌性，陶瓷質(zhì)點(diǎn)則使金屬陶瓷具有高的硬度、耐熱性和耐蝕性[10，14］。因此，本研究采用超音速火焰噴涂技術(shù)制備TiB2－Ni金屬陶瓷涂層，研究不同黏結(jié)相含量對(duì)制備的TiB2－Ni涂層的組織結(jié)構(gòu)、硬度、孔隙率、抗熱震性能及耐熔融鋁硅腐蝕性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料及涂層制備

噴涂粉末是采用機(jī)械合金化技術(shù)制備的TiB2－40Ni（質(zhì)量比為3∶2）和TiB2－50Ni（質(zhì)量比為1∶1）金屬陶瓷粉末。球磨工藝參數(shù)：球磨轉(zhuǎn)速為370r／min，功率為28.8Hz，球磨時(shí)間為6h，其中球罐為500mL不銹鋼管，磨球?yàn)棣?0mm、φ10mm、φ6mm 的不銹鋼球，兩種粉末的表面和斷面形貌如圖1所示。機(jī)械合金化制備的金屬陶瓷粉末再通過(guò)篩分技術(shù)獲得粒徑為15～45μm的噴涂粉末，噴涂前將粉末進(jìn)行干燥2～3h。從圖1（a－2），（b－2）粉末斷面形貌圖中可以看到，機(jī)械合金化制備的兩種粉末中灰色的TiB2陶瓷顆粒包覆在白色的黏結(jié)相Ni粉末上，同時(shí)發(fā)現(xiàn)球形的Ni粉末也有明顯的變形，變成長(zhǎng)條形。實(shí)驗(yàn)選擇Q235鋼作為基體材料，尺寸為15mm×40mm×5mm，噴涂前用24目剛玉砂進(jìn)行表面粗化預(yù)處理。超音速火焰噴涂采用西安交通大學(xué)研制的CH－2000型超音速火焰噴涂系統(tǒng)，在粗化后的基體表面按表1所示的噴涂工藝參數(shù)沉積涂層。熔融鋁硅腐蝕實(shí)驗(yàn)的腐蝕介質(zhì)采用ZL102，即 Al－12.07%Si（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）合金。

圖1 TiB2－Ni粉末的表面（1）及斷面形貌（2）（a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50NiFig.1 Surface morphologies（1）and cross sectional micro structure（2）of TiB2－Ni powders （a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50Ni

表1 TiB2－Ni涂層噴涂工藝參數(shù)Table 1 Spraying parameters of TiB2－Ni coatings

1.2 涂層組織結(jié)構(gòu)及性能表征

采用附有能譜分析（EDS），Tescan Vega II LSU型掃描電鏡（SEM）分析粉末表面和斷面組織、涂層表面和斷面組織、涂層抗熱震后表面和斷面形貌及涂層腐蝕后表面和斷面形貌特征；采用D8Advance X射線多晶衍射儀進(jìn)行噴涂粉末、涂層腐蝕前后的物相分析，衍射條件為Cu靶，λ＝0.154nm，掃描范圍20～90°，掃描速度2（°）／min，管電壓35kV。

采用HVS－1000型數(shù)顯維氏硬度試驗(yàn)機(jī)測(cè)定涂層的顯微硬度，載荷為2.94N，加載時(shí)間為20s，每個(gè)試樣測(cè)量10個(gè)點(diǎn)，結(jié)果取其平均值。

采用圖像分析法在涂層斷面形貌上選擇5個(gè)區(qū)域進(jìn)行測(cè)定，對(duì)5個(gè)區(qū)域的結(jié)果取其平均值作為涂層的最終孔隙率值。

1.3 涂層抗熱震及腐蝕實(shí)驗(yàn)

采用水淬法測(cè)試涂層的抗熱震性能，熱震實(shí)驗(yàn)是將涂覆涂層的試樣放在爐溫為800℃的SX－4－10型箱式電阻爐中保溫20min，然后迅速取出淬入室溫的水中（20℃），如此往復(fù)循環(huán)，直至在涂層的表面首次發(fā)現(xiàn)裂紋或剝落現(xiàn)象，即停止實(shí)驗(yàn)，記錄涂層試樣熱震循環(huán)次數(shù)，以此作為衡量涂層抗熱震性能的判據(jù)。

采用浸泡法進(jìn)行耐熔融鋁硅腐蝕實(shí)驗(yàn)，將涂層試樣浸泡在溫度為600℃熔融鋁硅（Al－12.07%Si）合金中，腐蝕時(shí)間分別為120h，腐蝕裝置示意圖如圖2所示。

圖2 熔融Al－12.07%Si合金腐蝕裝置示意圖Fig.2 Schematic of corrosion system of molten Al－12.07%Si alloy

2 結(jié)果與討論

2.1 TiB2－Ni涂層相結(jié)構(gòu)與能譜元素分析

圖3為超音速火焰噴涂的TiB2－Ni涂層和相應(yīng)噴涂粉末的XRD圖譜。從圖中可以得到，涂層與粉末的物相之間基本無(wú)變化，主要物相為TiB2和Ni兩相，噴涂后涂層中未發(fā)現(xiàn)非晶相和分解相，這說(shuō)明在超音速火焰噴涂（HVOF）過(guò)程中無(wú)物相分解，非晶化等現(xiàn)象產(chǎn)生的其他相，但在涂層的物相中發(fā)現(xiàn)少量的氧化物相（Ti2O3和NiTiO3），而在對(duì)兩種涂層斷面組織進(jìn)行能譜元素分析發(fā)現(xiàn)（如圖4所示），涂層中的主要化學(xué)成分均為Ti和Ni元素，存在少量的Cr和O元素，而B元素由于是輕元素，故無(wú)法在能譜分析中顯示出來(lái)；基體中的主要成分為Fe元素，這表明噴涂粉末在噴涂的過(guò)程中產(chǎn)生了少量的氧化現(xiàn)象。在噴涂粉末的物相中則沒(méi)有發(fā)現(xiàn)氧化物的存在，這主要與機(jī)械合金化球磨過(guò)程中采用惰性氣體（氬氣）保護(hù)有關(guān)，即沒(méi)有發(fā)生氧化現(xiàn)象。分析TiB2－40Ni和TiB2－50Ni涂層的物相發(fā)現(xiàn)，兩者的主要物相相同，但TiB2－50Ni的氧化物的峰值強(qiáng)度更低，分析原因表明，在相同的噴涂工藝參數(shù)條件下，隨著噴涂粉末中黏結(jié)相Ni含量增加，粉末在噴涂過(guò)程中氧化程度有所降低。而且隨著Ni黏結(jié)相含量的增加，TiB2－50Ni涂層中的Ni相衍射峰的強(qiáng)度有所增加。對(duì)比兩種涂層與粉末衍射峰，可以看到，涂層TiB2峰的強(qiáng)度存在降低的現(xiàn)象，表明涂層中TiB2相含量相對(duì)減小，引起這種現(xiàn)象的可能是硬質(zhì)顆粒在超音速火焰噴涂過(guò)程中發(fā)生反彈飛濺損失的緣故。

圖3 TiB2－Ni涂層和噴涂粉末的 XRD圖譜 （a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50NiFig.3 XRD patterns of TiB2－Ni coatings and powders （a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50Ni

圖4 TiB2－Ni涂層能譜圖 （a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50NiFig.4 EDS analysis of TiB2－Ni coatings （a）TiB2－40Ni；（b）TiB2－50Ni

2.2 黏結(jié)相含量對(duì)TiB2－Ni涂層微觀組織的影響

圖5為不同Ni黏結(jié)相含量TiB2－Ni涂層的表面形貌。從圖5可見(jiàn)，涂層表面形貌均存在完全熔化區(qū)（F）和部分熔化區(qū)（P）兩個(gè)區(qū)（如圖5（b）和5（d）所示），其中圖5（a）和圖5（c）為涂層表面完全熔化區(qū)高倍圖，且可發(fā)現(xiàn)完全熔化區(qū)表面致密平整，而部分熔化區(qū)表面疏松，并存在一定的縫隙，其主要原因是：（1）粒子與工件撞擊后，在攤平、鋪展過(guò)程中伴有飛濺產(chǎn)生，造成粒子間的不完全堆積；（2）噴涂粉末的結(jié)晶、冷卻速率快，后續(xù)的粒子未來(lái)得及與先沉積的涂層熔合并填滿交接的空間就已凝固；（3）噴涂時(shí)熔融粒子在涂層冷卻至室溫的過(guò)程中收縮，收縮過(guò)程中得不到后續(xù)粒子的補(bǔ)充，相互之間產(chǎn)生一部分縮孔等。對(duì)比TiB2－40Ni與TiB2－50Ni涂層表面形貌發(fā)現(xiàn)，在相同的噴涂工藝參數(shù)條件下，TiB2－50Ni涂層表面完全熔化區(qū)的范圍變大了，說(shuō)明該涂層在沉積過(guò)程中，噴涂粒子熔化更為完全。

圖5 TiB2－Ni涂層表面形貌 （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50NiFig.5 Surface morphologies of TiB2－Ni coatings （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50Ni

圖6為不同Ni黏結(jié)相含量TiB2－Ni涂層的斷面形貌。由圖6可見(jiàn)，涂層的組織均呈典型的灰、白兩相交替分布的疊層狀結(jié)構(gòu)[15］。圖中涂層中的灰色相為陶瓷相TiB2富集區(qū)，白色相為金屬黏結(jié)相Ni富集區(qū)，橢圓框內(nèi)為孔隙。涂層與基體界面結(jié)合良好，且涂層與基體為機(jī)械咬合，呈現(xiàn)出犬牙交錯(cuò)的現(xiàn)象。分析原因表明，由于基體表面經(jīng)過(guò)噴砂粗化處理，微觀上是凹凸不平的，這使得基體與黏結(jié)涂層之間形成了良好的“勾接咬合”，有助于提高涂層與基體的結(jié)合強(qiáng)度。同時(shí)超音速火焰噴涂具有較高的沖擊能量，粉末顆粒有高的噴涂速率，由于粉末顆粒在高溫停留時(shí)間短，所以涂層含氧化物量低，化學(xué)成分和相的組成具有較強(qiáng)的穩(wěn)定性，改善了顆粒的結(jié)合狀態(tài)，從而導(dǎo)致涂層與基體表面的結(jié)合強(qiáng)度高[16］。對(duì)比 TiB2－40Ni與 TiB2－50Ni涂層斷面形貌發(fā)現(xiàn)，TiB2－50Ni涂層組織均勻致密，涂層結(jié)合良好，白色黏結(jié)相Ni在涂層中呈條狀和塊狀，且涂層的平均孔隙率為0.12%，涂層平均厚度為336μm；而相對(duì)于 TiB2－50Ni涂層，TiB2－40Ni涂層的組織較差，其黏結(jié)相Ni在涂層中呈條狀，涂層的平均孔隙率為1.25%，涂層平均厚度為104μm，這說(shuō)明在相同噴涂工藝參數(shù)條件下，TiB2－50Ni噴涂粒子沉積效果更好，獲得的涂層孔隙率更低，涂層厚度更厚，說(shuō)明該涂層具有較佳的致密性。

圖6 TiB2－Ni涂層斷面形貌 （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50NiFig.6 Cross sectional morphologies of TiB2－Ni coatings （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50Ni

2.3 黏結(jié)相含量對(duì)TiB2－Ni涂層硬度的影響

圖7為不同黏結(jié)相含量TiB2－Ni涂層硬度值，TiB2－40Ni與 TiB2－50Ni涂層的平均硬度值分別為（643.5±56.8）HV0.3與（597.9±36.1）HV0.3，分析發(fā)現(xiàn)隨著黏結(jié)相含量增加，涂層顯微硬度有所降低；同時(shí)從涂層的微觀組織研究發(fā)現(xiàn)，TiB2－40Ni涂層中陶瓷硬質(zhì)相較多，黏結(jié)相Ni在涂層中的變形形態(tài)主要為條形狀，這說(shuō)明黏結(jié)相Ni在粒子沉積過(guò)程中，發(fā)生強(qiáng)烈塑性變形也會(huì)導(dǎo)致涂層產(chǎn)生加工硬化，而在TiB2－50Ni涂層中黏結(jié)相Ni仍有部分呈塊狀，粒子塑性變形較小，因此分析所得TiB2－50Ni涂層的平均硬度值較低。

圖7 沉積涂層的顯微硬度Fig.7 Microhardness of coatings

2.4 黏結(jié)相含量對(duì)TiB2－Ni涂層抗熱震性能影響

采用超音速火焰噴涂方法將噴涂材料噴涂在金屬工件的表面，以提高基材的耐蝕、耐磨及抗氧化等性能，然而工件的實(shí)際工況往往伴隨著溫度的急冷急熱，從而產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力。環(huán)境溫度變化越快，產(chǎn)生應(yīng)力的傾向越大。涂層在反復(fù)的熱循環(huán)作用下將產(chǎn)生剝離、脫落[17］。因此，涂層抗熱震性能的好壞是充分發(fā)揮涂層材料特性的關(guān)鍵。圖8為不同黏結(jié)相含量TiB2－Ni涂層熱震后表面和斷面形貌圖，為了對(duì)比兩種涂層抗熱震性能的好壞，將兩種涂層試樣同時(shí)進(jìn)行熱震實(shí)驗(yàn)，當(dāng)在某一涂層表面發(fā)現(xiàn)微裂紋或剝落現(xiàn)象時(shí)，即停止實(shí)驗(yàn)。在本實(shí)驗(yàn)中，在經(jīng)過(guò)60次熱震循環(huán)后，兩種涂層試樣經(jīng)熱震后表面形貌未發(fā)生明顯變化，表面形貌仍為典型的疏松片層組織，在涂層表面形貌中觀察到存在部分熔化區(qū)（P）和完全熔化區(qū)（F）（如圖8（a）和8（d）所示），但經(jīng)過(guò)60次熱震循環(huán)后，在 TiB2－40Ni涂層表面發(fā)現(xiàn)明顯的裂紋，如圖8（a）（低倍）橢圓框內(nèi)和圖8（b）（高倍）所示。這說(shuō)明在噴涂工藝條件和熱震實(shí)驗(yàn)條件相同的情況下，TiB2－40Ni涂層抗熱震性能較差。研究分析表明，涂層熱震后產(chǎn)生裂紋的原因是：在熱震的過(guò)程中，裂紋多起源于陶瓷涂層內(nèi)微裂紋的尖端或孔隙處，由于陶瓷涂層內(nèi)微裂紋的尖端存在應(yīng)力集中，裂紋易于形成。陶瓷涂層中大量平行或垂直于基體表面的裂紋形成后，隨著熱震次數(shù)的增加，裂紋逐漸擴(kuò)展、連接。沿垂直于基體表面方向擴(kuò)展的裂紋，擴(kuò)展至表面，最終形成表面宏觀裂紋[18，19］。

圖8 涂層熱震后形貌圖 （a），（b），（c）TiB2－40Ni；（d），（e）TiB2－50NiFig.8 Morphologies of coatings after thermal shock （a），（b），（c）TiB2－40Ni；（d），（e）TiB2－50N

從圖8（c）和圖8（e）可以看到，兩種涂層在熱震后涂層的厚度基本沒(méi)有減少，涂層與基體界面處結(jié)合相當(dāng)致密而完整，沒(méi)有明顯的間隙和裂紋，且涂層與金屬基體呈牢固的機(jī)械咬合，其主要原因?yàn)閷?shí)驗(yàn)所用的TiB2及Ni基合金的熱膨脹系數(shù)均與基體的熱膨脹系數(shù)接近，因此在熱震過(guò)程中，涂層中的應(yīng)力應(yīng)變集中能得到有效地緩解。同時(shí)通過(guò)分析發(fā)現(xiàn)，TiB2－40Ni涂層表層出現(xiàn)橫向裂紋，未發(fā)現(xiàn)貫穿于整個(gè)涂層的縱向裂紋，且相對(duì)于未熱震前涂層形貌，該涂層熱震后的孔隙率也有所增加，而TiB2－50Ni涂層在熱震后微觀組織仍致密均勻，在涂層的斷面處也未發(fā)現(xiàn)裂紋，這說(shuō)明在這兩種涂層中，TiB2－50Ni涂層具有較佳的抗熱震性能。

2.5 黏結(jié)相含量對(duì)TiB2－Ni涂層耐熔融鋁硅腐蝕性能的影響

通過(guò)將不同黏結(jié)相含量的TiB2－Ni涂層及對(duì)比試樣未噴涂層的Q235鋼進(jìn)行腐蝕時(shí)間為120h的熔融鋁硅合金腐蝕實(shí)驗(yàn)，其腐蝕后形貌如圖9所示。從圖9（a）和9（c）中可以得出，腐蝕后涂層表面形貌相比于未腐蝕涂層試樣表面形貌（如圖5（b），5（d））相差不大，在腐蝕涂層的表面仍可觀察到部分熔化區(qū)和完全熔化區(qū)，并且兩種涂層表面均未觀察到微裂紋的產(chǎn)生現(xiàn)象；從圖9（b）和9（d）中可以看到，涂層試樣腐蝕后厚度基本無(wú)變化，涂層中未發(fā)現(xiàn)貫穿整個(gè)涂層的縱向裂紋，并且涂層與基體界面處結(jié)合致密而完整，無(wú)明顯的間隙和裂紋，基體沒(méi)有受到熔融鋁液的侵蝕，說(shuō)明TiB2－40Ni和TiB2－50Ni涂層均具有良好的耐熔融鋁硅腐蝕性能，其中以TiB2－50Ni涂層耐腐蝕性最佳。這是因?yàn)椋海?）兩種涂層均具有致密的微觀組織，孔隙率低，從而很好地將熔融鋁硅溶液與基體隔絕開(kāi)，起到了良好的防蝕作用；（2）兩種涂層均具有特有的層狀結(jié)構(gòu)，這種層狀結(jié)構(gòu)能夠抑制裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展，堵住金屬熔體原子侵入涂層的快速通道，延緩了涂層的失效過(guò)程；（3）本實(shí)驗(yàn)中的TiB2陶瓷相化學(xué)穩(wěn)定性好且具有良好的耐熔融金屬腐蝕性能，其與黏結(jié)相Ni形成的TiB2－Ni金屬陶瓷熱膨脹系數(shù)與基體的熱膨脹系數(shù)接近，因此在腐蝕實(shí)驗(yàn)中具有良好的熱沖擊性能，涂層與基體之間不會(huì)出現(xiàn)間隙或裂紋以致涂層從基體上剝落的現(xiàn)象。圖9（e）為未噴涂涂層的Q235鋼試樣的斷面形貌，從圖中可以看到，在熔融鋁硅合金腐蝕經(jīng)過(guò)120h后，Q235鋼試樣的斷面處出現(xiàn)厚度較大的呈鋸齒狀的腐蝕擴(kuò)散層，并在擴(kuò)散層中出現(xiàn)了較多的凹坑，這些主要是由于熔融鋁液對(duì)試樣造成直接腐蝕的后果。

圖9 試樣腐蝕后形貌 （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50Ni；（e）Q235鋼Fig.9 Morphologies of specimens after corrosion （a），（b）TiB2－40Ni；（c），（d）TiB2－50Ni；（e）Q235steel

圖10為TiB2－Ni涂層試樣與未噴涂涂層的Q235鋼試樣在熔融鋁硅合金中腐蝕后的XRD物相分析圖，從圖10（a）中可以得到，腐蝕后的涂層試樣的物相與未腐蝕前的物相基本相同，主要物相仍為TiB2和Ni兩相，這說(shuō)明 TiB2－40Ni與 TiB2－50Ni涂層均未與熔融鋁液發(fā)生反應(yīng)生成其他相；而從圖10（b）中可以看出，未噴涂涂層的Q235鋼試樣在進(jìn)行120h腐蝕后，其表面主要物相為FeAl3，F(xiàn)e2Al5，F(xiàn)e2O3和Fe3O4相，結(jié)合Q235鋼試樣腐蝕后的斷面形貌圖分析可進(jìn)一步得到熔融鋁液與Q235鋼中的Fe發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)生成了FeAl3及Fe2Al5，其中鐵的氧化物主要是由于試樣高溫取出時(shí)暴露在空氣中被氧化造成。因此綜合分析得到，TiB2－40Ni與 TiB2－50Ni涂層均具有較好的耐熔融鋁硅腐蝕作用。

圖10 試樣腐蝕后XRD圖譜 （a）TiB2－Ni；（b）Q235鋼Fig.10 XRD patterns of specimens after corrosion （a）TiB2－Ni；（b）Q235steel

3 結(jié)論

（1）采用超音速火焰噴涂方法在Q235基體上制備黏結(jié)相含量不同的TiB2－Ni涂層，涂層均具有致密的顯微組織，呈典型的疊層狀結(jié)構(gòu)，其中TiB2－50Ni涂層顯微組織更為致密，孔隙率為0.12%。

（2）涂層中的主要物相與粉末相同，主要為TiB2和Ni兩相，其中TiB2－50Ni涂層在噴涂過(guò)程中被氧化程度低。

（3）隨著黏結(jié)相含量增加，涂層顯微硬度有所降低，其中 TiB2－40Ni與 TiB2－50Ni涂層的平均硬度值分別為（643.5±56.8）HV0.3與（597.9±36.1）HV0.3。

（4）TiB2－40Ni涂層在熱震后表面出現(xiàn)裂紋，而TiB2－50Ni涂層在熱震后微觀組織仍致密均勻，在涂層的斷面處也未發(fā)現(xiàn)裂紋，TiB2－50Ni涂層具有較佳的抗熱震性能。

（5）進(jìn)行120h的熔融鋁硅腐蝕實(shí)驗(yàn)后，Q235鋼斷面出現(xiàn)腐蝕擴(kuò)散層，而經(jīng)過(guò)噴涂后的兩種涂層試樣能很好地防止熔融鋁液對(duì)基體的侵蝕，并且以TiB2－50Ni涂層耐熔融鋁硅腐蝕性能最佳。

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