彭修葳，王國(guó)紅,2*，周正,2，郭星曄,2，賀定勇,2

(1.北京工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100124;2.北京市生態(tài)環(huán)境材料及其評(píng)價(jià)工程技術(shù)研究中心，北京 100124)

0 引 言

材料磨損和腐蝕引起的破壞通常源于材料表面，采用各種表面技術(shù)可顯著提高材料的耐磨、耐腐蝕性能，延長(zhǎng)零部件的服役壽命[1-2]。通過熱噴涂方法在材料表面制備陶瓷、金屬陶瓷、合金等涂層，在工程實(shí)踐中獲得了廣泛的應(yīng)用[3]。在常用的熱噴涂材料中，陶瓷材料一般具有硬度高、熔點(diǎn)高以及良好的化學(xué)穩(wěn)定性，而純鋁涂層耐磨性較差，但具有良好的耐腐蝕性能，能適應(yīng)大氣、海水等介質(zhì)的腐蝕[4]。為改善純鋁涂層的耐磨性能，可通過添加陶瓷來制備顆粒增強(qiáng)的鋁基復(fù)合涂層。鋁基陶瓷復(fù)合涂層具有優(yōu)良的耐腐蝕性能、導(dǎo)熱性能，以及較高的硬度和較好的耐磨性能[5-6]，在車輛、艦船甲板、航空母艦偏流板等重要部件上已作為防滑涂層獲得成功應(yīng)用[7-8]。目前，有關(guān)利用電弧噴涂技術(shù)制備含陶瓷顆粒增強(qiáng)的鋁基復(fù)合涂層的研究報(bào)道較少，涉及的陶瓷種類也不多[9-11]，對(duì)陶瓷增強(qiáng)鋁基復(fù)合涂層的材料設(shè)計(jì)、制備及表征等均不足。因此，本文選取了Al2O3、SiC、B4C、TiC幾種陶瓷粉末，通過鋁帶分別包覆陶瓷粉末制備成粉芯絲材，對(duì)電弧噴涂鋁基陶瓷復(fù)合涂層的微觀結(jié)構(gòu)、摩擦磨損性能以及耐腐蝕性能進(jìn)行研究，為拓展電弧噴涂鋁基復(fù)合涂層在工程中應(yīng)用的可能性打下基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)選用的陶瓷顆粒包括Al2O3、SiC、B4C 和 TiC，粒徑分布范圍為75～150μm，其主要的物理性質(zhì)如表1所示。制備粉芯絲材的外皮采用5052半硬鋁帶，寬度為12.0mm，厚度為0.5mm，其化學(xué)成分如表2所示。自制的鋁基粉芯絲材直徑為3.0mm，陶瓷粉末填充率為30%。試驗(yàn)用基體材料為Q235鋼，尺寸為55mm×25mm×5mm。

表1 陶瓷的物理性質(zhì)Table 1Physical properties of ceramics

表2 5052半硬鋁帶化學(xué)成分（wt.%）Table 2 Chemical composition of 5052 semi hard aluminum strip (wt.%)

1.2 涂層制備

先將基體表面用棕剛玉進(jìn)行噴砂處理，后置于丙酮中進(jìn)行超聲波清洗，去除表面的氧化膜和油污。用TLAS-400C電弧噴涂設(shè)備制備涂層，電弧噴涂參數(shù)如表3所示。

表3 電弧噴涂工藝參數(shù)Table 3 Arc spraying process parameters

1.3 試驗(yàn)方法

采用OLYMPUS-PMG3型光學(xué)顯微鏡觀察涂層的金相組織，采用SHIMADZU XRD-7000型多晶衍射儀進(jìn)行物相分析，采用FEI Quanta 200觀察涂層的磨痕形貌。用HXD-1000型數(shù)字式顯微硬度計(jì)測(cè)試涂層的顯微硬度，加載力為25gf，加載時(shí)間為10s。每個(gè)試樣測(cè)試10個(gè)點(diǎn)，取其算術(shù)平均值。采用MRH-3W高速環(huán)塊摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫下無潤(rùn)滑干摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，磨環(huán)材料為GCr15，載荷為20N，轉(zhuǎn)速為200r/min。采用PARSTAT 2273測(cè)試涂層在3.5%NaCl溶液中的動(dòng)電位極化曲線，參比電極為飽和甘汞電極，輔助電極為鉑網(wǎng)，掃描速度為1mV/s。

2 結(jié)果與分析

2.1 涂層的顯微結(jié)構(gòu)

圖1分別為含Al2O3、SiC、B4C、TiC陶瓷鋁基復(fù)合涂層的顯微組織。用圖像軟件測(cè)得涂層的孔隙率均低于1%，涂層較為致密。涂層中均含有一定數(shù)量的未熔化的陶瓷顆粒，圖像軟件測(cè)得涂層中陶瓷顆粒的平均面積含量依次為9.31%、8.25%、6.29%、3.01%。其中含TiC陶瓷涂層中的陶瓷顆粒含量最低，這可能是由于TiC陶瓷的熔點(diǎn)高達(dá)3140℃，不利于部分熔化不充分的TiC陶瓷顆粒在涂層中沉積。

圖1 鋁基復(fù)合涂層顯微組織(a) Al-Al2O3涂層; (b) Al-SiC涂層; (c) Al-B4C涂層; (d) Al-TiC涂層Fig.1 Microstructure of aluminum-based composite coatings(a) Al-Al2O3 coating; (b)Al-SiC coating; (c) Al-B4C coating; (d) Al-TiC coating

2.2 涂層的相結(jié)構(gòu)

圖2是鋁基復(fù)合涂層的物相組成，含Al2O3陶瓷復(fù)合涂層的主要物相為Al和Al2O3，含SiC陶瓷涂層的主要物相是Al和SiC，含TiC陶瓷涂層的主要物相是Al和TiC，這三種陶瓷顆?；瘜W(xué)性質(zhì)較為穩(wěn)定，在噴涂過程中，陶瓷顆粒和Al之間未發(fā)生明顯的反應(yīng)。但在含B4C的陶瓷涂層中，除Al和B4C相外，還有Al3BC、Al4C3、AlB2等相的存在，這表明在本工藝參數(shù)下，部分B4C和Al發(fā)生了反應(yīng)，生成了新的相。

2.3 涂層的顯微硬度

涂層顯微硬度測(cè)試結(jié)果如圖3所示。相比較純鋁涂層，含陶瓷相的鋁基體均得到了一定的強(qiáng)化，其中含Al2O3、SiC、TiC陶瓷涂層的顯微硬度有小幅提高。在噴涂過程中，飛行的陶瓷顆粒撞擊鋁基體后產(chǎn)生塑性變形，塑性變形強(qiáng)化有利于鋁基體顯微硬度的提高。含B4C陶瓷涂層的鋁基體顯微硬度提高了1.5倍，這與涂層中形成的Al3BC、Al4C3、AlB2硬質(zhì)相有關(guān)。涂層中殘留的大粒徑未熔陶瓷顆粒對(duì)涂層耐磨性有著重要的影響，測(cè)試表明，涂層中殘留的B4C陶瓷的顯微硬度最高，超過了5000HV，SiC和TiC陶瓷的顯微硬度次之，Al2O3陶瓷的硬度最低。

圖2 鋁基復(fù)合涂層物相組成(a) Al-Al2O3涂層; (b) Al-SiC涂層; (c) Al-B4C涂層; (d) Al-TiC涂層Fig.2 Phase composition of aluminum-based composite coatings (a) Al-Al2O3 coating; (b)Al-SiC coating;(c) Al-B4C coating; (d) Al-TiC coating

圖3 鋁基復(fù)合涂層的顯微硬度(a)涂層中鋁基體顯微硬度; (b)涂層中陶瓷顆粒顯微硬度Fig.3 Microhardness of aluminum-based composite coatings(a)Microhardness of Al in coatings; (b)Microhardness of ceramic particles in coatings

2.4 涂層的摩擦磨損性能

圖4 鋁基復(fù)合涂層摩擦系數(shù)-時(shí)間曲線(a)Al-Al2O3涂層; (b)Al-SiC涂層; (c)Al-B4C涂層; (d)Al-TiC涂層Fig.4 Friction coefficient-time curves of aluminum-based composite coatings(a)Al-Al2O3 coating; (b)Al-SiC coating; (c)Al-B4C coating; (d)Al-TiC coating

涂層的滑動(dòng)摩擦系數(shù)如圖4所示。涂層在磨損開始的階段有一個(gè)磨合期，磨合期內(nèi)涂層與磨環(huán)的接觸面積不斷增大，涂層的摩擦系數(shù)呈現(xiàn)上升的趨勢(shì)，此后便保持相對(duì)穩(wěn)定。含Al2O3、SiC、TiC陶瓷涂層的磨合期較短，約在100s左右就磨合穩(wěn)定了。含B4C陶瓷的涂層磨合期較長(zhǎng)，約為200s，這是由于B4C陶瓷的硬度較高所致，在載荷作用下具有更好的抵抗變形的能力。磨合穩(wěn)定后含Al2O3陶瓷涂層的平均摩擦系數(shù)為0.520，在四種涂層中是最低的，含SiC、B4C、TiC陶瓷涂層的平均摩擦系數(shù)分別為0.640、0.631、0.672。

涂層的摩擦磨損失重如圖5所示。鋁基復(fù)合涂層的摩擦磨損失重均低于純鋁涂層，含Al2O3、SiC、B4C、TiC陶瓷涂層的磨損量分別下降了30.4%、43.5%、45.7%、27.2%。涂層中含有的高硬度陶瓷顆?？梢云鸬焦羌苤蔚淖饔?，降低涂層的磨損量，進(jìn)而增強(qiáng)涂層的耐磨性[12]。其中，含B4C陶瓷涂層的耐磨性最好，這與涂層中B4C陶瓷顆粒硬度更高有關(guān)。

圖5 鋁基復(fù)合涂層的摩擦磨損失重Fig.5 Wear mass loss of aluminum-based composite coatings

圖6是鋁基復(fù)合涂層磨痕的SEM形貌，鋁基涂層的主要磨損形式為粘著磨損。在載荷作用下，摩擦副接觸面會(huì)產(chǎn)生大量的摩擦熱，加上涂層中鋁的熔點(diǎn)低，因此會(huì)引起材料的軟化，摩擦副和涂層之間出現(xiàn)“粘著效應(yīng)”，涂層表面某些層間結(jié)合較差的薄弱區(qū)域會(huì)被磨環(huán)連帶下來，此外涂層中還有輕微的犁溝。

2.5 涂層的電化學(xué)腐蝕性能

圖7是鋁基復(fù)合涂層的動(dòng)電位極化曲線，表4為其對(duì)應(yīng)的電化學(xué)參數(shù)。在含SiC陶瓷涂層中出現(xiàn)明顯的鈍化現(xiàn)象。相比較Al涂層，鋁基復(fù)合涂層的腐蝕電位均出現(xiàn)了正移。含SiC陶瓷涂層的腐蝕電位為-1.031V，含Al2O3、B4C、TiC陶瓷涂層的腐蝕電位正移到-0.7V左右。含SiC和TiC陶瓷涂層的腐蝕電流較低，與純鋁涂層相當(dāng)。相比較而言，含Al2O3和B4C陶瓷涂層的腐蝕電流則有所升高，耐蝕性有所降低。

2.5 涂層的電化學(xué)腐蝕性能

圖7是鋁基復(fù)合涂層的動(dòng)電位極化曲線，表4為其對(duì)應(yīng)的電化學(xué)參數(shù)。在含SiC陶瓷涂層中出現(xiàn)明顯的鈍化現(xiàn)象。相比較Al涂層，鋁基復(fù)合涂層的腐蝕電位均出現(xiàn)了正移。含SiC陶瓷涂層的腐蝕電位為-1.031V，含Al2O3、B4C、TiC陶瓷涂層的腐蝕電位正移到-0.7V左右。含SiC和TiC陶瓷涂層的腐蝕電流較低，與純鋁涂層相當(dāng)。相比較而言，含Al2O3和B4C陶瓷涂層的腐蝕電流則有所升高，耐蝕性有所降低。

圖6 鋁基復(fù)合涂層磨痕形貌 (a) Al-Al2O3涂層; (b) Al-SiC涂層; (c) Al-B4C涂層; (d) Al-TiC涂層Fig.6 Wearing surface of aluminum-based composite coatings(a) Al-Al2O3 coating; (b)Al-SiC coating; (c) Al-B4C coating; (d) Al-TiC coating

圖7 鋁基復(fù)合涂層動(dòng)電位極化曲線Fig.7 Potentiodynamic polarization curve of aluminumbased composite coatings

圖8為鋁基復(fù)合涂層電化學(xué)腐蝕形貌。涂層表面的腐蝕形式主要為點(diǎn)蝕，腐蝕后的涂層表面均出現(xiàn)凹坑和蝕孔。在電化學(xué)腐蝕過程中，涂層表面的孔隙形成了閉塞電池。溶液中的Cl-容易進(jìn)入到涂層的孔隙中，聚集的Cl-使Al原子失去電子變成Al3+，Al3+發(fā)生水解反應(yīng)產(chǎn)生H+，H+使得Al進(jìn)一步腐蝕[12]。四種涂層中含B4C陶瓷涂層表面的腐蝕最為嚴(yán)重，涂層表面出現(xiàn)了腐蝕產(chǎn)物的堆積。Al與B4C陶瓷顆粒潤(rùn)濕性較差，B4C陶瓷顆粒的加入導(dǎo)致涂層中的孔隙數(shù)量增多，因此耐蝕性下降。

表4 鋁基復(fù)合涂層電化學(xué)參數(shù)Table 4 Electrochemical parameters of aluminum-based composite coatings

圖8 鋁基復(fù)合涂層電化學(xué)腐蝕形貌 (a) Al-Al2O3涂層; (b) Al-SiC涂層; (c) Al-B4C涂層; (d) Al-TiC涂層Fig.8 Electrochemical corrosion morphology of aluminium-based composite coatings(a) Al-Al2O3 coating; (b)Al-SiC coating; (c) Al-B4C coating; (d) Al-TiC coating

3 結(jié)論

(1) 鋁基復(fù)合涂層中沉積了一定數(shù)量的未熔陶瓷顆粒，涂層的孔隙率均低于1%，涂層較為致密。

(2)涂層中的陶瓷顆粒顯微硬度均超過2000HV，復(fù)合涂層摩擦磨損失重均低于純鋁涂層，耐磨性得到提高，涂層主要的磨損形式為粘著磨損。

(3)電位極化曲線測(cè)試表明，含SiC陶瓷涂層出現(xiàn)了明顯的鈍化現(xiàn)象，耐蝕性較好，含SiC和TiC陶瓷涂層腐蝕電流與純鋁涂層相當(dāng)，涂層的腐蝕方式主要為點(diǎn)蝕。