Al涂层（精选7篇）
Al涂层 篇1
摘要：采用冷喷涂技术在铝基板上制备了Cu-Al2O3复合涂层, 以复合涂层为催化剂进行了甲醇水蒸气重整制氢实验, 并利用扫描电镜、能谱分析仪和X射线衍射仪对实验前后的涂层进行了表征。结果表明, 涂层之间和涂层与基板间的结合主要为机械咬合, 孔隙率较高, 与喷涂颗粒相比, 涂层没有相的变化;喷涂后Al2O3颗粒发生了破碎, 而Cu颗粒变形不充分, Cu颗粒特性导致涂层中铜含量比粉末中的低;甲醇水蒸气重整制氢实验表明, Cu-Al2O3复合涂层由于含氧高而具有比纯铜涂层更好的稳定性。
关键词：冷喷涂,Cu-Al2O3,功能涂层,制氢,甲醇重整
0 引言
超音速冷喷涂 (简称冷喷涂) 是近年发展起来的一种新型涂层制备工艺, 常以金属材料 (如钛、镍、钴、钨、铜、合金等) [1,2,3,4,5]为喷涂材料进行金属表面改性和功能涂层的制备。将该技术用于制备金属氧化物涂层、陶瓷涂层的研究则较少[2,6], 因为上述涂层粉末的密度相对较小且不易变形, 沉积困难。而采用该技术在金属基体表面制备混合组分涂层用于催化目的的研究则很少。李长久等[7]以TiO2为喷涂粉末, 在不锈钢板基板上制备了光催化涂层, 用于紫外光照射下光催化分解乙醛实验, 结果证实, 冷喷涂TiO2涂层对该反应有活性。目前, 铜基催化剂是甲醇水蒸气重整 (MSR) 制氢的低温高活性催化剂, 即使是纯金属铜也对该反应有一定的催化活性[8,9,10];与甲烷部分氧化制氢相比, MSR制氢具有反应温度低、产物中氢气含量高等优势, 其前沿方向是以微化工技术制备反应器以强化热质传输[11]。但微型反应器中催化剂的制备较为困难, 常规颗粒催化剂在高空速下的磨损和压降是一个严重的问题, 且可容纳的催化剂量较少, 因此研究者转向制备涂层催化剂以适应微反应器中MSR制氢的研究。与传统催化涂层的制备方法相比, 冷喷涂则有温度低、对材料的组成结构影响小、所得涂层承受压应力较大和结合力高、反应条件恶劣 (如温度较高或空速较大) 时可保持催化剂活性成分不流失的优势[12]。鉴于此, 本实验采用冷喷涂技术在铝板上制备了Cu-Al2O3复合催化涂层, 并研究了该涂层的沉积特性、涂层微结构以及其用于MSR制氢的催化性能。
1 实验
1.1 试验材料
以Cu粉 (牌号SCRC51008460, 分析纯, 200目) 和Al2O3粉 (海晶牌, 分析纯, 200目) 按质量比7∶3均匀混合后作为喷涂颗粒, 2种粉末的形貌见图1。其中Cu为树枝状结构, 表面积较大, 而Al2O3为小颗粒聚合的球形颗粒, 破碎后在涂层中可抵抗Cu烧结。采用尺寸为60mm×50mm×0.5mm的铝板为基板, 以该Cu粉为喷涂颗粒制备的纯Cu涂层为对比。
1.2 试样制备和实验方法
用自行设计的喷管和冷喷涂系统, 采用N2为工作气体, 送粉和加热气体压力分别为1.6MPa和1.4MPa, 加热气体温度350℃, 喷管出口至基板距离20mm, 喷管喉部直径1.5mm, 出口直径2.6mm, 铝板表面用丙酮和去离子水清洗处理。将喷涂好的涂层板装在微型反应器内进行MSR实验, 反应系统见文献[11]。电加热控制反应温度恒定1h后采样, 产物先经过冰槽冷凝冷却, 然后采用川仪SC2000型气相色谱仪分析, 载气为氩气, 热导检测器 (TCD) 检测, 色谱柱为TDX-01型, 检测室温度为100℃。采用捷克TESCAN公司VEGAII LMU型扫描电镜及其配备的能谱探头对实验前后的涂层进行表面形貌和元素构成分析。采用日本理学D/MAX-3C型衍射仪进行X射线衍射分析, Co-Kα1射线, 管压为35kV, 电流为30mA, 扫描速率为2.5°/min。
2 结果和讨论
2.1 复合涂层的催化性能
在反应温度为230℃、水醇比为1.3、反应物流量为0.5mL/min的条件下, Cu涂层上MSR制氢产物中的H2含量达到了74.9%, 但其活性降低较快, 停止反应并将涂层暴露在空气中一段时间后活性又有所恢复[8], 说明纯铜涂层表面的氧物种随反应的进行而逐渐消耗, 暴露于空气后又有所回升, 而氧物种是参与MSR的活性物种[9]。Cu-Al2O3复合涂层的稳定时间较长, 在其他条件相同下, 反应温度从190℃升到200℃的过程中, 产物中H2含量从28.6%增加到42.6%, 在200℃时达到57.4%, 见图2。Al2O3的加入提供了MSR反应过程中所需的表面氧物种, 对MSR反应的稳定性有一定提高, 在8h的MSR实验范围内涂层活性未降低。
2.2 XRD分析
铜粉和实验前后涂层的XRD分析结果见图3。图3 (a) 为Cu粉, (b) 为MSR实验前的Cu涂层, (c) 为MSR实验后的Cu涂层, (d) 为MSR实验前的Cu-Al2O3涂层, (e) 为MSR实验后的Cu-Al2O3涂层。从图3中可以看出, 与铜粉的衍射峰相比, 铜涂层和复合涂层的衍射峰都有宽化现象, 主要由冷喷涂过程中剧烈的塑性变形导致的冷加工硬化并伴随晶粒细化的结果所致[4], 涂层衍射峰的强度比铜粉的衍射峰要弱。此外还可发现, 不同涂层各峰的宽化程度稍有些不同, 对于纯铜涂层, 实验后各峰稍宽;而对于复合涂层, 实验前各峰稍宽;冷喷涂后的涂层与原始粉末材料相比, 相结构没有变化, 只是晶粒尺寸和微观应力发生了变化。
2.3 复合涂层的微结构和能谱分析
冷喷涂Cu和Cu-Al2O3复合涂层的SEM形貌见图4。由图4 (a) 可见, Cu颗粒和基板因剧烈撞击而发生严重变形, 涂层呈层叠织状延展结构, 已看不出Cu颗粒的树枝状结构;而在Cu-Al2O3复合涂层中 (见图4 (c) ) , Cu颗粒的变形与Cu涂层的相比不明显, 部分区域还可看出其树枝状结构, Al2O3颗粒由于变形发生破碎, 也看不到其球形形貌。MSR实验后, Cu涂层表面由于再结晶而呈微球状结构 (见图4 (b) ) , 部分恢复了Cu颗粒的树枝状晶体结构, 晶体颗粒因MSR过程导致涂层热应力分布均匀化而没有方向性。这与XRD分析实验后Cu涂层的Cu峰宽化一致, 其表面变得粗糙和多孔, 表面积增加, 对气固催化反应有利;在实验后的复合涂层中可看到Al2O3颗粒破碎后的碎片 (见图4 (d) ) , 涂层中Al2O3颗粒形状和尺寸的变化不是由变形引起的, 而是因破碎造成的, 碎片分布在涂层中, 除提供反应所需的表面氧外, 还可阻止铜颗粒的烧结。
冷喷涂中涂层形成的主要理论是喷涂颗粒高速与基板撞击时撕裂基板和颗粒表面的氧化层而形成金属键合, 本实验中没有发现复合涂层形成金属键合的证据。要形成涂层, 颗粒速度必须达到其临界速度, 而临界速度与颗粒自身特性如密度、塑性、形状等有关, 对于不同材料的喷涂颗粒, 其临界速度可能不同。本实验的复合涂层中Cu和Al2O3颗粒的物理性质区别较大, 在与基板撞击时颗粒速度的不同造成颗粒沉积特性的不同, 且相互间影响较大, 从而阻碍了金属键合的形成, 因此涂层间的结合主要为机械咬合。
对Cu-Al2O3复合涂层MSR实验前后的微区成分分析见图5。分析发现1#、3#、7# 区域 (点) 的主要成分为Cu, 而4#、6#区域 (点) 的主要成分为Al2O3。在MSR实验后涂层中O、Al含量的区域平均值 (2#和5#) 增加, Cu含量降低;在喷涂粉末中Cu/Al (质量比) 约为6.48, 在涂层中该比值大大减小, MSR实验前是3, 实验后是1.5。铜在喷涂过程中似乎发生了损耗, 但这又与Cu比Al2O3易变形而沉积相矛盾。原因是尽管铜颗粒有不规则的外形, 喷涂过程中获得的气流拖动力较大, 但是不规则颗粒的沉积效率较球形颗粒的低[13], 另外树枝状Cu颗粒在通过基板表面形成激波时的动能损失较球形颗粒的大, 且比Al2O3颗粒因破碎而造成的动能损失还要大, 导致涂层中Al2O3含量较高, 以至于Al含量升高。
图6给出了沿基板到涂层截面的能谱分析结果。分析表明, 喷涂颗粒Cu和Al2O3交替出现在涂层中, O和Al峰出现的位置一致, 因为O主要来自于Al2O3;此外还可发现涂层与基板间以机械咬合结合为主, 与纯Cu涂层不同;Cu-Al2O3复合涂层的孔隙较大, 由此可知其结合力铜涂层相对较弱, 适合催化反应;涂层厚度约150μm, 即喷涂颗粒的2～3层, 但后续颗粒对第一层涂层的夯实效果不明显, 说明复合涂层 (含易破碎颗粒) 的沉积特性与单一涂层的不同, 可利用这一特点制备适合催化过程的多孔涂层。
3 结论
(1) 采用冷喷涂技术在铝基板上成功地制备了Cu-Al2O3复合涂层, 涂层孔隙率较高, 该涂层上的甲醇水蒸气重整实验表明, 复合涂层较纯铜涂层稳定, 可以利用混合颗粒冷喷涂的特性制备多孔催化涂层。
(2) 涂层之间、涂层与基板间的结合为机械咬合, 喷涂中后续颗粒的夯实效果不明显;涂层没有相的变化, 只是晶粒尺寸和微观应力发生了变化。
(3) 铜颗粒极不规则的外形导致涂层中的铜含量比喷涂粉末中的小, Cu颗粒通过基板表面形成激波时的动能损失大于Al2O3颗粒因破碎而造成的动能损失。
Al涂层 篇2
(Ti,Al)N,(Ti,Cr)N,(Ti,Zr)N和(Ti,Fe,Cr)N等多元合金陶瓷涂层比TiN或TiC等单一金属陶瓷涂层具有更高的硬度与强度,更优良的耐磨性、抗氧化性以及更高的膜基结合力,具有更广阔的应用前景[1,2,3]。目前,多元涂层的制备方法主要有物理气相沉积(PVD)和化学气相沉积(CVD),其具有沉积速率高、膜纯度高、膜厚控制精确等优点,但也存在许多不足:涂层厚度较薄(﹤5 μm);膜基结合力不够高,高速重载等恶劣工况下的使用效果不理想;前处理要求极高,真空度要求严格,涂层制作成本昂贵;CVD方法制备温度偏高,超过冷作模具钢的回火温度,有时甚至超过高速钢的回火温度。为此,采用液相介质,应用脉冲放电沉积法来制备具有高硬度、高磨损性能的陶瓷涂层,且已经取得了一定效果[4,5,6,7],但这些研究大多集中在TiC,ZrC等单一金属陶瓷涂层的制备方面。本工作在普通电火花机床上以液相脉冲放电法在调制态45钢基体表面制备了(Ti,Al)C涂层,并研究了其滑动磨损特性。
1 试 验
1.1 涂层制备
1.1.1 阳极工具电极
将市售Ti粉末(纯度99.99%,粒度100目)、Al粉末(纯度99.99%,粒度50目)以质量比 7 ∶3进行混合,并装入压制模具中形成尺寸为ϕ10 mm×20 mm试样,在300 kN万能伺服试验机上压制,加载速度 0.5 kN/min,至80 kN后保压5 min,之后置于2T-40-20(Y)型真空无压反应烧结炉中烧结,300 ℃预烧结1 h,600 ℃保温4 h,随炉温冷却,打磨抛光后待用。
1.1.2 液相脉冲放电法制备涂层
工作原理:通过电火花、电弧产生高温使从阳极电蚀下来的金属原子与液相介质中电离出来的碳原子或其他原子结合并转移到基体上生成陶瓷涂层,从而保护基体。液相介质可为自制液体介质或者碳有机物液体介质。
所用设备为JXD7125型精密电火花成型机床,工作介质为3号航空煤油,以上述阳极工具电极为阳极,以调制态45钢为阴极,加工成圆环,其内径为22 mm,外径为32 mm,厚8 mm,安装前用超声波清洗。涂层制备工艺:峰值电流6 A,脉冲宽度40 μs,加工效率50%,沉积时间20 min。涂层厚约30 μm。
1.2 涂层性能测试
采用MVK-H3型超微负荷显微硬度计测定涂层试样的硬度分布,加载1.96 N,加载时间15 s,每个点测6次,取平均值。
在MPX-2000磨损试验机上进行滑动磨损试验:双环式接触,上环为液相脉冲放电涂层,下环为淬火低温回火45钢圆环,其内径为20 mm,外径为34 mm,厚8 mm,淬火后硬度为50~60 HRC;上下环接触面粗糙度为0.01~0.15 μm;试验载荷为100~400 N;以10号机油为润滑介质,6~10滴/min,上环转速为400 r/min;采用精度为1/10 000 g的TG328B型分析天平每隔30 min称重一次,总试验时间为5 h,以失重量衡量其耐磨性。
采用D/MAX UltimaⅢ组合型X射线衍射仪(XRD)分析涂层的相结构:以CuKα为靶材,波长为0.154 060 nm,扫描范围2θ为20°~120°,扫描速度8 (°)/min。
采用S-3400N-Ⅱ型扫描电镜(SEM)观察涂层表面形貌,并用其附带的能谱仪分析涂层成分。
2 结果与讨论
2.1 涂层的组织与成分
图1为涂层试样的截面SEM形貌。由图1可见:涂层与基体结合处组织致密,无明显孔洞与疏松存在,涂层厚度为30 μm。
图2为涂层的XRD谱。由图2可见,涂层主要含(Ti,Al)C,还含有少量Fe3C,Ti3AlC2,形成原因如下:在脉冲放电过程中,当液相介质煤油被击穿形成放电通道时,离子束流冲击基体表面产生大量的热量,导致基体表面温度升高从而产生一个微小熔池;从阳极材料中刻蚀出来的Ti,Al原子在这一微熔池中会与煤油中电离所产生的游离碳原子及45钢中的Fe元素发生冶金反应,形成(Ti,Al)C及少量 其他化合物。
表1为试样截面不同处的涂层金属元素Ti,Al能谱分析结果:涂层含Ti,Al较多,过渡区Ti,Al含量相对减少,基体中无Ti,Al元素,由此可见Ti,Al由涂层表面到基体呈梯度减少趋势。
2.2 涂层试样的硬度
图3为涂层试样的硬度分布曲线。由图3可知:涂层表层的显微硬度最高可达2 100 HV以上(约为基体的4~5倍),硬度升高的原因是涂层表层生成了(Ti,Al)C陶瓷相;距基体越近,涂层中Ti,Al含量越少,硬度越低,但在深入基体10 μm多处,其硬度仍然高出基体的,说明基体内部存在扩散层,这是由于Ti,Al元素由涂层向基体熔渗热扩散并发生冶金反应生成了碳化物。涂层硬度升高的另一原因可能是电火花加热引起的淬火效应,而涂层最高硬度达到2 100 HV以上,这显然不单是淬火效应的原因,而是两者共同作用的结果。
2.3 涂层的摩擦磨损性能
2.3.1 摩擦系数与载荷的关系
图4为不同载荷下摩擦系数随时间的变化:当载荷在100~300 N时,摩擦系数随着时间的延长稍有增大,最终趋于稳定,到达稳定磨损阶段后摩擦系数波动范围较窄;当载荷增加到400 N时,摩擦系数从0.35增加到0.55左右后趋于稳定,变化范围较大。由此可见,摩擦系数主要与载荷有关,载荷为100 N时,摩擦系数只有0.15,随着载荷的增加,摩擦系数也增加,当加载到400 N时,摩擦稳定后的摩擦系数约为0.55。滑动摩擦过程是克服表面粗糙峰的机械啮合和分子吸引力的过程[8],发生摩擦的物体表面并非是真正的几何平面,而是凹凸不平的粗糙平面,当两摩擦表面配合时,只在有限的微凸体上发生接触,当载荷增大时,摩擦表面的实际接触面积也增大,摩擦阻力增大,因而摩擦系数增大。当载荷增大到400 N时,摩擦系数迅速增加,运行一段时间后,45钢表面由于发生强烈的塑性变形而产生加工硬化,对涂层表面的微凸体产生钝化作用,即使微凸体的锐角变钝,减弱了机械咬合作用,并使接触面积增大,其综合作用使得摩擦系数趋于平稳。
2.3.2 磨损率与磨损形貌
图5为涂层磨损失重曲线:随着载荷的增加,涂层磨损失重量增加,100,200,300,400 N载荷下磨损5 h后的磨损量分别约为1.75,2.25,3.75,5.00 mg;各载荷下摩擦系数随时间的变化幅值很小,说明涂层具有较好的耐磨性。这是因为一方面涂层具有高的硬度(表层达2 100 HV),另一方面涂层的摩擦磨损机制随载荷的不同而不同。
图6为涂层在不同载荷下磨损5 h后的磨损形貌:100~200 N时,涂层表面只产生了轻微的塑性变形痕迹,无明显磨痕;当载荷大于300 N时,涂层表面出现细而浅的平行状犁沟,磨损机制为磨粒磨损;400 N时,平行犁沟的宽度和深度增大。低载荷试验时,涂层表面的磨损机制是塑性流变。对于具有高断裂韧度的延展性材料,硬质微凸体或硬质颗粒在其表面产生塑性流动,滑动过程中其表面出现了明显的塑性变形,对脆性材料陶瓷也是如此[9]。载荷进一步增大时,涂层表面出现犁沟则是由于摩擦副接触的表面存在许多微凸体,在材料表面产生擦伤或显微切削作用,即犁刨作用。载荷继续增加,显微犁削作用加剧,涂层的犁沟宽度和深度增大。由两体磨粒磨损方程V=KWX/H可知[10],由于当涂层表面硬度恒定时,随着载荷的增加,磨损量V加大。另外,由犁沟造成的磨损量与微粒的曲率和嵌入深度之比有很大关系,载荷通过微凸体的嵌入深度而影响滑动表面的摩擦状态,这与本试验结果较为吻合。
3 结 论
(1)液相脉冲放电技术可在调制态45钢表面制备(Ti,Al)C金属陶瓷涂层,Ti,Al含量由涂层表面到基体呈梯度减少,涂层所含的主要物相是(Ti,Al)C。
(2)涂层试样硬度从涂层表面到基体,呈递减趋势,涂层厚约30 μm,其表面硬度可达2 100 HV以上。
(3)(Ti,Al)C金属陶瓷涂层与淬火低温回火45钢配制时,摩擦系数较低且稳定,载荷在100~200 N时,涂层表面出现轻微塑性变形,磨损机制为塑性流变;载荷在300~400 N时,涂层磨损面出现浅而细的平行状犁沟,表现为轻微磨粒磨损。
参考文献
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Al涂层 篇3
高温合金具有良好的高温强度和抗氧化、抗腐蚀性能, 优异的抗疲劳和抗蠕变性能, 是现代国防建设和国民经济发展不可替代的关键材料。高温合金的发展与航空发动机和各种工业燃气轮机的发展密切相关。高温合金的发展是航空发动机和工业燃气轮机发展的重要保证, 而航空发动机及工业燃气轮机的发展是高温合金发展的动力。
在高温合金发展过程中, 工艺对合金的发展起着极大的推进作用。1940年代到1950年代中期, 提高合金性能的方法主要依靠合金成分的调整。随着1950年代真空熔炼技术的出现, 合金中的有害杂质和气体得以去除, 特别是对合金成分的精确控制工艺, 极大促进了高温合金的发展, 出现了如Mar-M200、In 100和B 1900等高性能的铸造高温合金。1960年代, 制造工艺已经成为了高温合金发展的主要推动力。定向凝固、单晶合金、粉末冶金、机械合金化、陶瓷过滤等温锻造等新型工艺的研究开发在我国蓬勃发展起来, 其中定向凝固技术尤为突出, 采用定向凝固工艺制出的单晶合金, 其使用温度可接近合金熔点的90%, 因此, 单晶高温合金一直广泛应用于各国先进航空发动机中[1]。21世纪应该是高温合金研制和生产的第三个阶段, 即燃气涡轮发动机用抗热腐蚀高温合金研制和生产阶段[2]。
进入21世纪, 由于能源需要, 我国开始大量引进和制造不同型号中型和重型燃气轮机, 为满足这些发动机需要, 正在不断研制西方和前苏联的抗热腐蚀高温合金, 例如铸造涡轮叶片合金K452等。这些合金除了要求具有良好的抗热腐蚀性能外, 还要求长达105h的寿命, 因此组织稳定成为十分重要的指标[3,4,5]。
为了满足更高的使用温度要求, 必须在热端部件的材料表面施加高温防护涂层, 以提高基体合金的抗高温氧化性能。
高温防护涂层在改善基体材料高温性能的同时, 还要经受高温化学过程、高温气流冲刷和冷热疲劳损伤的综合作用, 主要用于高温、高压、高速、高腐蚀热端部件, 如涡轮工作叶片、导向叶片、轧钢机械等表面的高温氧化防护, 以限制氧化、热腐蚀、合金元素贫化和热疲劳等破坏作用。该类涂层本身具有优良的高温防护性能, 另一方面也要求涂层致密, 能保护基体材料。
铝的氧化速度比较慢, 因此希望在高温合金表面获得氧化铝的外氧化层。实践表明[3], 在发动机热端部件材料表面制备改性的渗Al-Si涂层, 不仅工艺简单, 而且具有优良的抗腐蚀性能。因此, 对于K452高温合金表面渗Al-Si的金相组织和高温氧化性能的研究十分必要, 以便提高K452高温合金表面渗Al-Si后的抗氧化性能。
本实验对K452高温合金进行Al-Si共渗, 并对K452高温合金及其渗Al-Si合金在1000℃中进行500h高温氧化实验, 分析了在高温氧化过程中涂层的组织演化, 探讨了其氧化动力学。
2 实验方法
实验所用基体材料为K452镍基铸造沉淀强化型高温合金 (superalloy) , 其化学成分见表1。样品切割成30.16mm×10.75mm×1.65mm薄片状。
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采用料浆法制备铝硅渗层, 料浆的成分由金属剂 (Al粉和Si粉) 和粘结剂按一定比例均匀搅拌而成。
料浆法制备铝硅渗层工艺步骤如下: (1) 试样用酒精或丙酮清洗、吹干; (2) 料浆混合并搅拌均匀, 用排笔将料浆均匀刷在试样的表面, 涂刷3次, 每次涂刷完成后空气中 (或50℃烘箱中) 干燥3~5min; (3) 在烘箱中100℃干燥2h以上; (4) 试样封管抽真空, 900℃热处理0.5h, 到时间玻璃管出炉冷却;1050℃热处理1h, 到时间玻璃管出炉冷却; (5) 真空管内850℃热处理16h, 到时间玻璃管出炉冷却; (6) 时效前外观灰色, 时效后观察是否为浅而稍暗的彩膜;厚度60~80μm, 观察是否均匀;硬度不大于90HV;实验分析采用金相显微镜观察试样的显微组织, 利用XRD分析涂层中的相成分, 借助EDS分析涂层中的元素分布情况。
随后对试样进行高温氧化实验。高温氧化实验在箱式电阻炉内进行, 氧化温度为1000℃, 氧化保温时间为10h、25h、50h、100h、200h、350h、500h。在预定保温时间取出试样, 待冷却到室温称量。为了分析比较, 将未制备渗层的试样进行同炉氧化实验。
为了便于截面组织观察, 并保证氧化后的试样表面不被破坏, 试样需要做镀镍处理。
试样镀镍处理采用的是化学镀镍法, 其工艺流程为:样品表面除油→敏化→活化→还原处理→化学镀镍。
3 实验结果与讨论
图1为采用料浆法在K452高温合金上制备的Al-Si渗层的截面形貌。根据形貌的不同, AlSi渗层可分为三层, 由外向内分别命名为外层、过渡层和扩散层。基体主要由γ相和沉淀相MC (碳化物) 组成, 如图1的位置1和2所示。根据能谱分析可知, 沉淀相MC (碳化物) 主要是γ相中难溶元素Ti和W的碳化物。在Al-Si内扩散过程中, 试样表层沉淀相MC (Ti和W的碳化物) 发生溶解和原子的扩散, 使得近表层产生较多空位, 由空位聚集而产生孔洞, 如图1位置3所示。
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图2为K452渗Al-Si高温合金表面形貌和表面XRD图谱。结合X射线衍射分析和能谱分析可知, 渗层中主要形成了NiSi中间相, 如图2中的位置1所示。渗层表面还形成了Ni与W、Nb和Cr的中间相、γ′-Ni3Al与Ti或B的共溶相、单质C和碳化物SiC与Cr23C6。
图3为K452渗Al-Si高温合金试样截面表层形貌。可以看出, 渗层主要是呈暗灰色的相构成, 如图3中的位置1所示, 其中有浅灰色的相 (图3中的位置2) 和白亮的相 (图3中的位置3) 析出。根据能谱分析对比发现, 暗灰色的相Al含量明显较高。浅灰色的相Cr、C、Ti含量较高。从图3可以发现, 渗层表层有许多浅灰色的相析出, 形成了约20μm的浅灰色区域, 其Cr含量较高, 可以称为富Cr区。富Cr区产生可能是因为K452高温合金渗Al-Si时Cr含量在表层形成了正的浓度梯度, 互扩散强烈, Cr向表层扩散较快, 随着表层沉淀相MC (Ti和W的碳化物) 的溶解, Cr与C反应生成Cr23C6, 另外, Cr还可能与Si反应析出富Cr相, 从而形成了富Cr区。白亮的相W和Si含量较高, 这是因为K452高温合金渗Al-Si时效时, 沉淀相MC (Ti和W的碳化物) 溶解产生W, W与Si反应, 析出富W相。
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图4为K452渗Al-Si高温合金试样截面Al、O、Si、Cr、Ni的元素分布图。可以看出, 渗层外层中Si含量明显高于基体, Al、Cr和Ni含量略低于基体。表明Al和Si向内扩散, Cr和Ni向外扩散, 两者相互扩散。渗层扩散层中, Al、Cr和Ni的含量形成了正的浓度梯度, 且浓度梯度很大, 这表明由于Si的“稀释作用”导致基体中Al、Cr和Ni向外扩散。
在过渡层外侧出现平行于扩散层的黑色带, 如图4位置1所示。扫描线过黑色带处 (扫描线与线b的交叉点处) , 除了O处于峰值, 其他元素均处于峰谷, 由此可以判定, 黑色带为空隙带, 基体或空气中的O在此处富集。空隙带的产生是由于柯肯达尔效应[6]的结果。过渡层和扩散层中Cr含量正的浓度梯度很大, 同时过渡层外侧有大片浅灰色富Cr区, 这表明Cr在渗层中的扩散系数DCr远大于其在基体中的值, 导致渗层中的扩散速度远大于基体中的值, 产生柯肯达尔效应, 扩散层中出现黑色空隙, 并且扩散层向Cr浓度高一侧即基体一侧移动, 如果Al、Si向内扩散时未能及时填补空隙, 则出现扩散层向基体移动留下的痕迹即黑色空隙带。扫描线与线a交叉处Ni、Al含量高, 出现暗灰色的富Al区, 填补了黑色空隙带, 如图4位置2所示, 但空隙处扩散是通过气相传质的, 空隙扩散理论证明, 与晶格扩散相比, 气相传质较慢, 具有较大阻碍扩散的作用[7,8], 这表明Al在渗层中的扩散系数DAl也比较大, 扩散速度较大, 能够逐渐填补黑色空隙带。因此, Al-Si共渗有利于提高Al和Cr在渗层中的扩散系数, 从而促进了扩散层向基体移动。同时, Cr向外扩散, 在过渡层中对Al具有“稀释作用”, 为Al向内扩散提供了有利浓度梯度, 提高了外层厚度, 有利于渗层的形成。
4 结论
本实验对K452高温合金进行Al-Si共渗, 利用金相显微镜、SEM、XRD分析了渗层的形貌和成分。得出的主要结论如下: (1) 氧化前K452渗Al-Si高温合金中Al-Si渗层由外层、过渡层和扩散层三层组成。 (2) 由于柯肯达尔效应在过渡层外侧出现平行于扩散层的黑色空隙带。 (3) Al-Si共渗有利于提高Al和Cr在渗层中的扩散系数, 促进扩散层向基体移动, 有利于渗层的形成。
摘要：对于燃气轮机而言, 使用温度越高, 则工作效率越高。因此, 随着燃气轮机使用温度的不断提高, 要求在热端部件的材料表面施加高温防护涂层, 以提高基体合金的抗高温氧化性能。文中对K452高温合金进行了Al-Si共渗实验, 利用金相显微镜、SEM、XRD分析了渗层的形貌和成分。实验结果表明:K452渗Al-Si高温合金中, Al-Si渗层由外层、过渡层和扩散层三层组成。由于柯肯达尔效应在过渡层外侧出现平行于扩散层的黑色空隙带。Al-Si共渗有利于提高Al和Cr在渗层中的扩散系数, 促进扩散层向基体移动, 有利于渗层的形成。
关键词：K452高温合金,Al-Si涂层,高温抗氧化性能,氧化机制
参考文献
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Al涂层 篇4
此前的研究有两点,一是虽然注重了Ti-Al合金的高温抗氧化性能,但没有考虑特殊条件下的使用,比如Ti-Al系合金作为航空发动机部件,材料在耐800～1000℃高温时也必须耐受海洋环境下的盐腐蚀,而该方面研究开展得很少。J.R.Nicholls[6] 等人对Ti-Al系合金进行了700℃涂盐热腐蚀研究。结果发现,NaCl盐对初期腐蚀是非常重要的。NaCl,Na2SO4,或 NaCl-Na2SO4的存在会显著加剧合金或金属的高温腐蚀,且在接近或高于盐的熔点条件下腐蚀更加严重[7,8,9,10,11]。据报道,当燃气轮机在海洋环境下运作时,其压气机叶片表面将面临类似情况,因此这一研究是非常有实际意义的[7,8,9,10]。二是,虽然电化学研究已经涉及到很多领域,并被证明是研究腐蚀非常有效的方法之一,但在Ti-Al合金的腐蚀研究中用之甚少。最近Animeshi[12]等人通过将Ti3Al合金在模拟人体环境中进行电化学腐蚀研究,从实验中证明了Ti3Al合金用于人体中的可行性。
磁控溅射是一种高速、低温溅射沉积方法。与传统溅射条件相比,磁控溅射同时具有基片温度低和溅射效率高两大优点,制备的薄膜与基片附着力较大,且薄膜结构和厚度均匀。针对上述问题以及现在研究工作的进展,本工作通过磁控溅射的方法在Ti3Al基体上沉积TiAlCrAg涂层,研究在熔盐作用下涂层对Ti3Al基体合金的热腐蚀影响,以及在盐作用下的电化学行为,并对实验结果和可能的腐蚀机理进行分析讨论。
1 实验方法
实验基材为Ti-24Al-17Nb-0.5Mo(原子分数/%)。合金尺寸为15mm×10mm×2.5mm。样品用600#砂纸打磨,用丙酮超声波清洗。利用SBH-5115D磁控溅射仪在合金基体上沉积Ti-48Al-8Cr-2Ag涂层,沉积参数和涂层的结构组织与文献[13]中相同。
热腐蚀采用浸盐法,实验温度为900℃。盐的成分为25% Na2SO4 + 75%K2SO4(质量分数,下同)。将样品完全浸于熔盐中,每隔一定时间取出,空冷至室温,用沸水煮去试样表面的盐, 在灵敏度为10-4 g的天平上称量后换新盐继续实验。
利用带能谱的扫描电镜(SEM/EDX),透射电镜(TEM)对腐蚀膜进行观察分析。
电化学腐蚀在Na2SO4(25g/L)+ K2SO4(75g/L)溶液中进行,主要利用CS300型电化学工作站进行动电位扫描,体系选用三电极系统,将样品作为工作电极,参比电极选用甘汞电极、铂黑电极作为辅助电极,极化范围相对开路电位±0.2V,扫描速度0.5mV/s。
2 结果和分析
图1 是Ti3Al合金及其涂层样品在25%Na2SO4+75%K2SO4 900℃熔盐中腐蚀的动力学曲线。Ti3Al合金在初始阶段快速增重,但在5h 后有明显的腐蚀失重现象,在30～50h期间,仍然有腐蚀失重,但失重的速度在减缓。这可能是因为最初合金表面形成腐蚀膜,5h后腐蚀膜达到一定厚度开始剥落,致使动力学曲线出现明显的失重现象,这与后面的SEM图像相吻合。之后失重速度减缓,可能是因为在剥落的同时内层暴露出来又生成新腐蚀物的缘故。当施加涂层的样品在相同条件下进行腐蚀对比实验,没有任何失重现象,而曲线呈现相对比较平滑缓慢的上升趋势。
图2是 Ti3Al合金在25%Na2SO4+75%K2SO4
900℃熔盐中腐蚀5h的表面形貌,经过5h的腐蚀后,表面发生大面积脱落,此现象正好与动力学曲线相吻合。通过将局部区域放大后发现,在A区域,即表面未脱落区,EDX分析,成分主要是26.53Ti-7.37Al-3.84Nb-43.94O(原子分数,下同),主要生成疏松且晶粒较大的TiO2,中间夹杂有一些针状的α-Al2O3。在B区域,即表面脱落区,基体α-Ti3Al相发生明显的腐蚀现象,且在α-Ti3Al相处留下很多腐蚀坑,表明腐蚀主要沿着α相进行。此外通过EDX分析,如图3所示,在基体相与腐蚀产物之间富集有一定量的Nb,成分是50.31Ti-2.76Al-18.72Nb-2.31S-25.91O。Nb的存在对合金的腐蚀也具有一定的影响。首先,在高温下由于原子活动增强,使得晶体内存在的杂质离子(Nb)自动扩散进入界面区。由于环绕杂质原子有较强的弹性应变场,使它具有较高的化学势,而在界面区由于其开放结构及低应变场,使该处有较低的化学势[14]。这种势差促使杂质离子扩散进入界面区形成偏析。所以在EDX分析中,发现了Nb富集于腐蚀物与基体界面区。界面能吸引空格,进而聚合形成小孔穴[14],是在界面发生腐蚀膜脱落的原因之一。腐蚀沿着α相进行,也是表面腐蚀膜脱落的一个重要原因。
图4是TiAlCrAg涂层试样在熔盐中腐蚀5h的表面形貌,合金表面没有发生任何脱落,说明腐蚀膜与基体结合比较牢固,这也正好与腐蚀动力学数据(见图1)在5h前没有发生明显失重相吻合。能谱分析其成分主要是25.56Ti-19.42Al-7.49Cr-0.50Ag-35.93O,合金表面的腐蚀膜主要由TiO2和Al2O3组成。与Ti3Al合金表面腐蚀膜相比较,虽然二者均生成混合TiO2和Al2O3腐蚀膜,但通过能谱分析可知,在相同条件下涂层表面存在的Al2O3含量明显高于Ti3Al合金,说明涂层相对于Ti3Al合金具有较好的抗热腐蚀性能。
TiAlCr涂层在1000℃氧化形成单一致密的Al2O3,从而显示了很好的抗氧化性能[15,16]。而本研究中表面施加Ti-48Al-8Cr-2Ag涂层的Ti3Al合金,其
经过硫酸盐熔盐腐蚀短时间内形成TiO2和Al2O3腐蚀膜的形貌,与TiAl表面施加的TiAlCrAg涂层在1000℃氧化50h的氧化膜正好相同,而此结果又与前人研究结果有很大区别。在TiAl合金表面施加Ti-48Al-8Cr-2Ag涂层后,经过1000℃/50h的氧化,发现表面也生成混合膜,并非此前报道的的单一Al2O3膜(见图5),这可能与Ag的添加有关。温度达到880℃后Ag与γ-TiAl 在Ti-Al-Ag体系中相对较低的共晶温度可能是抗腐蚀性变差的原因之一[17]。虽然从图5中看到最外层有TiO2生成,但少量的TiO2并没有降低次外层致密的颗粒细小的Al2O3膜对合金高温氧化的防护作用。因此,本研究中涂层的结果很可能与其相似,即,虽然表面有少量的TiO2,但致密的Al2O3
膜形成仍然使其具有较好的抗热腐蚀性能。
图6是Ti3Al合金和施加涂层的样品在硫酸盐系中的动电位极化曲线。通过对比明显看到,在相同的条件下,涂层具有明显的分级钝化性能,钝化范围宽而稳定,没有显示过钝化现象,而Ti3Al合金随着电位的变化,电流在明显的快速增加,表明合金在三电极系统中作为阳极发生快速的阳极溶解。通过对动电位极化曲线进行极化电阻Rp拟合,可得,合金的Rp=2.6079×105Ωs·cm-2,涂层的Rp=10.004×105Ωs·cm-2,进一步说明了施加涂层相对于原始合金具有较大的极化电阻值,从而显示了更强的抗腐蚀性能。
3 结论
(1)在900℃下25%Na2SO4 + 75%K2SO4熔盐中进行热腐蚀,结果表明,短时间内,Ti3Al合金的表面大面积脱落,发生严重腐蚀,而涂层由于腐蚀膜与基体结合牢固而显示了较好的耐蚀性能。虽然二者在表面均生成混合腐蚀膜,但涂层表面较致密且含量较高的Al2O3膜,使其在相同的硫酸盐热腐蚀中显示了较好的耐蚀性能。
Al涂层 篇5
关键词：ZM6镁合金,冷喷涂,Al涂层,耐蚀性
镁是一种轻质的金属结构材料,具有较高的比强度和比刚度、良好的切削加工性和电磁屏蔽性、回收率高,被誉为“21世纪绿色工程材料”,在航空航天和其他工业领域中都有着广泛的应用。但是镁作为一种非常活泼的金属,标准电极电位很低(-2.36V),且表面的氧化膜一般呈稀疏多孔状,P-B值(Pilling-bedworth ratio)小于1,难以保护基体,易发生腐蚀;耐蚀性差一度成为严重制约镁合金发展应用的瓶颈[1,2]。因此,积极探索提高镁合金耐蚀性的研究,对于推动镁合金作为结构件充分发挥其性能优势,有着重要的意义。目前,提高镁合金抗腐蚀性的方法主要有化学转化膜、微弧氧化、涂覆金属、有机涂层、气相沉积、离子注入、表面合金化以及热喷涂等[3],这些方法都或多或少地存在着一些问题,如降低疲劳寿命、能耗太高、结合力差、易造成环境污染等。
冷气动力喷涂技术(Cold Gas Dynamic Spray,CS),简称冷喷涂,是采用加热装置预热高压气体(He,N2,压缩空气),通过缩放喷管(Laval)加速气体和固相颗粒,使粒子获得较高的速率撞击基体表面,进而发生剧烈塑性变形而形成涂层的一种方法,和其他技术相比,该技术最大的特点是涂层能保留原有粒子的特性,避免了高温热源对粒子和基体的影响[4,5,6];此外,冷喷涂技术还具有制备内应力小、孔隙率低、硬度高和大厚度涂层的优点[7]。在冷喷涂使用的各种粉末材料中,Al粒子是公认的比较理想的材料,它具有较低的屈服强度和良好的变形能力;且铝的氧化膜Al2O3致密坚硬,有自修复性,Al涂层能很大程度提高镁的耐蚀性。
本工作采用冷喷涂技术在ZM6表面制备纯铝涂层,并对涂层的形貌、孔隙率、显微硬度、腐蚀电化学性能进行了分析和测试,研究了涂层耐蚀性,为镁合金的冷喷涂防护和修复工艺提供理论和技术依据。
1 实验
1.1 实验设备及材料
实验所用镁合金代号为ZM6,牌号ZMgRE2ZnZr,其化学成分如表1所示。
纯铝粉末由北京捷茂亨有限公司提供,雾化方法制备,纯度在99.99%以上。其粒度分布和表面形貌如图1所示。图1(a)是颗粒的不同分布和累积分布;可见,纯铝颗粒粒度集中在22~52μm的范围内,有利于制备质量较好的涂层[8];颗粒以圆形为主,兼有部分长条形,颗粒内部清晰可见胞状结构,这是气体雾化制备颗粒所具有的典型特征,主要是由于冷却速率较快而产生[9];冷喷涂前注意保持粉末的干燥。
实验所用冷喷涂设备是由俄罗斯科学院西伯利亚分院理论力学及应用研究所制造,运载气体为压缩空气,工作温度为300℃左右,工作压力为2.2MPa,喷涂距离20mm;喷涂前对基体进行吹砂处理。
1.2 实验方法
1.2.1 微观形貌
使用Quanta600型环境扫描电镜对纯铝粉末和冷喷涂铝涂层的表面和截面形貌进行观察;结合OX-FORD INCA型能量分析仪(EDS)对冷喷涂沉积特性进行分析;利用Scandium软件对涂层厚度和孔隙率进行分析。
1.2.2 硬度测试
用Duramin型显微硬度仪测试涂层的显微硬度,与纯铝和ZM6基材进行对比,载荷0.025kg,加载时间15s。
1.2.3 结合力测试
涂层的结合强度测试参考了ASTM633—01标准中规定的热喷涂涂层结合强度的测试方法,进行拉拔实验;圆柱棒材直径为25.4mm,实验前对ZM6基体工作面进行除油处理,而后将ZM6基体涂层面用E7胶与未喷涂的ZM6对接拉头粘接,经150℃固化2h后使用Instron5882型拉伸试验机对黏结后的ZM6棒材进行拉伸实验,拉伸速率1mm/min。
1.2.4 电化学测试
采用M342型腐蚀电化学系统进行开路电位和动电位极化曲线的测试。实验溶液为3.5%NaCl,参比电极为饱和甘汞电极(SCE),辅助电极为铂电极,扫描速率为1mV/s,动电位扫描范围为-1500~0mV。利用PowerSuite软件拟合极化曲线,求出涂层的自腐蚀电位、自腐蚀电流和腐蚀速率等参数。
1.2.5 中性盐雾实验
在Q-Fog型盐雾腐蚀实验箱内按ASTM B117的规定进行中性盐雾实验,溶液为5%NaCl溶液,pH为6.5~7.2。实验箱温度保持(35±1)℃,连续喷雾200h。同时放入ZM6基材和涂层对比,定期观察盐雾腐蚀情况,前12h内,每隔4h观察一次,此后,分别每隔12,24h作为一个观察周期,对盐雾腐蚀实验后的试样,用重量法[10]测量其平均腐蚀速率。
2 结果与分析
2.1 涂层显微结构与结合机理
图2是冷喷涂铝涂层的微观组织形貌。冷喷涂Al粉末在高压气体作用下,以高速冲击基体,基体发生强烈塑性变形,后续粒子也发生纯塑性变形聚合形成涂层,图2(a)是涂层的表面形貌照片,可以看出,冷喷涂铝涂层表面均匀、致密。图2(b)可以看出,冷喷涂铝涂层厚度均匀,扫描电镜下用软件分析,平均厚度为350μm,由于冷喷涂过程中,后续颗粒对已沉积颗粒的夯实作用,涂层内部承受压应力,因而有利于制备厚涂层;图2(b)还可以看出,涂层与基体之间无过度层,界面明显,平整无缺陷,几乎看不到孔隙和裂纹,这有利于提高涂层的结合强度和力学性能。图2(c)为涂层-基体界面图,可以看出,涂层微粒在基体吹砂表面凸凹处深深“嵌入”基体,形成机械咬合,这是粒子高速冲击基体导致的结果;涂层截面元素含量反应了涂层界面扩散情况和氧化程度[11],对涂层截面进行EDS分析(图3),可以发现,除了Al元素外,没有其他峰出现;表明涂层内部除Al外,没有其他元素存在,Al的含量为100%,说明涂层内部没有氧化发生;对镁合金基体和涂层界面的元素扫描也表明冷喷涂过程中没有元素扩散现象发生;这是因为冷喷涂温度相对较低,颗粒没有达到熔点,整个过程保持固体状态;对涂层-基体界面结合力进行测试,冷喷涂铝涂层结合强度达到21MPa,高于镁合金上电弧喷涂铝涂层的结合力(8.67MPa)和超音速火焰喷涂铝涂层的结合力(18.8MPa)[12],这得益于涂层-基体界面凹凸不平的锯齿结构使得涂层与基体接触面积大,且结构致密;图2(d)为涂层内部的显微结构,观察发现,粒子变形量大,内部有少量孔隙,尺寸较小,绝大部分分布在粒子交界处,软件分析冷喷涂铝涂层孔隙率为0.8%,而普通火焰喷涂孔隙率在10%~20%,电弧喷涂孔隙率一般在10%左右,等离子喷涂则在2%~5%[13],冷喷涂铝涂层显著改善了涂层的孔隙率;涂层没有贯串性孔隙,说明不完全重叠是涂层孔隙形成的原因,不完全重叠可能是由于冷喷涂过程中局部受热不均、粒度不均、应力和粒子塑性变形不充分导致。值得注意的是,除了孔隙和极少量微裂纹,涂层内部没有“分层”现象[14],这在一定程度上提高了涂层内聚结合强度,表现为拉拔试样涂层面与基体完全分离没有残留,证明了涂层内部结合强度大于涂层-基体结合强度。
2.2 显微硬度
涂层硬度是反映涂层性能的重要指标之一,它可以从一定程度上表征涂层的耐磨性。本实验主要进行了ZM6、纯铝块材(bulk pure Al)和纯铝涂层(pure Al coating)显微硬度测试,结果如表2所示。所
测试结果表明,铝涂层的硬度HV0.025分布均匀,平均达到59.8,高于基体镁合金的45.9,是工业纯铝硬度的2.2倍。这是因为在冷喷涂过程中,除了粒子之间的碰撞、变形形成致密的涂层外,还存在加工硬化行为。冷喷涂粒子在喷涂过程发生塑性变形而沉积,后续粒子对涂层的夯实、冷锻作用和内部压应力导致冷喷涂涂层硬度高[15],故涂层致密度较好;涂层硬度高,一方面,表明涂层致密,对基体镁合金具有良好的保护作用,另一方面,使涂层具有良好的耐磨损能力,起到抗腐蚀、耐磨损的双重保护作用。
2.3 电化学测试
2.3.1 开路电位
图4为ZM6镁合金、冷喷涂铝涂层、工业纯铝的开路电位随时间变化曲线,比较可以看出,在浸泡的最初2h内,电位基本达到稳定,ZM6基材约为-1640mV,冷喷涂铝涂层为-850mV,而工业纯铝的开路电位为-720mV,均明显高于ZM6基体镁合金。铝涂层相对于基体材料镁合金来说,是阴极性保护材料,涂层通过对基体的物理屏蔽作用起到保护作用。同时,冷喷涂铝涂层的开路电位相对于基体材料镁合金来说,电位正移了约800mV,冷喷涂铝涂层使镁合金基体发生腐蚀的驱动力减小,腐蚀倾向大幅度降低。
2.3.2 动电位极化曲线
ZM6镁合金、冷喷涂铝涂层以及工业纯铝的极化曲线如图5所示,可见相对于基体材料镁合金,冷喷涂铝涂层不但自腐蚀电位正移,而且腐蚀电流密度明显降低。对极化曲线塔菲尔区进行线性拟合,得到相关电化学极化参数,结果如表3所示,其中Ecorr为自腐蚀电位,Icorr为自腐蚀电流,ba,bc为塔菲尔常数;可以看出,镁合金基体的腐蚀电位很低,为-1635mV,而冷喷涂铝涂层则达到了-940mV,自腐蚀电位提高约700mV,已经接近工业纯铝的电位。冷喷涂铝涂层的腐蚀电流密度减小为ZM6镁合金腐蚀电流密度的1/50,说明在镁合金表面冷喷涂铝涂层可使基体耐腐蚀性能明显提高。铝涂层的腐蚀电流密度比工业纯铝高了一个数量级,可能和冷喷涂铝涂层表面粗糙度较高有关。从图5的阳极极化曲线还可以看出,电化学极化过程中,纯铝的钝化现象不明显,而冷喷涂铝涂层则出现了一小段相对稳定的钝化区,当电位高于-700mV之后,冷喷涂铝涂层的腐蚀电流密度低于工业纯铝。
2.4 中性盐雾实验
对冷喷涂铝涂层耐腐蚀性能进行了盐雾实验,并与ZM6镁合金进行对比。图6(a)是ZM6镁合金中性盐雾实验的结果,可见基体镁合金在4h后便发生均匀腐蚀,随着时间的增加腐蚀不断深入发展,直至72h腐蚀产物完全覆盖金属表面,此后的时间里,腐蚀产物层不断增厚,直至200h表面布满疏松的黑色腐蚀产物;盐雾腐蚀实验后,失重法测得ZM6基体镁合金的腐蚀速率为520mg/(dm2·d);冷喷涂铝涂层中性盐雾实验结果表明(图6(b)),经过48h的盐雾腐蚀实验,涂层开始失去金属光泽;72h后涂层表面变暗,铝涂层因氧化而发黑,表面形成了氧化膜;此后随着盐雾实验的持续进行,表面黑色加深,说明氧化膜变厚,同时更加致密,200h后也没有观察到基体腐蚀的迹象,说明冷喷涂铝涂层非常致密,增重法计算盐雾腐蚀速率(即冷喷涂铝涂层氧化膜生长速率)为28mg/(dm2·d),仅相当于镁合金基体腐蚀速率的1/20。冷喷涂铝涂层与涂层表面氧化膜协同作用,有效阻止腐蚀的发生,保护镁合金基体不受腐蚀,实现了对ZM6基体的长效防护。
3 结论
(1)采用冷喷涂方法在ZM6基体镁合金上制备了纯铝涂层,涂层结构致密,孔隙率为0.8%,粒子以高速撞击基体形成机械结合,结合强度达到21MPa,硬度HV平均为59.8。
(2)冷喷涂铝涂层自腐蚀电位相比基体提高了700mV,可有效保护镁合金基体。
Al涂层 篇6
关键词：超音速,等离子喷涂,WC/Co涂层
0 引言
铝合金由于具有比强度高、塑性好、易于加工、无低温韧脆转变及耐大气腐蚀等诸多优点,而被广泛应用于航空航天、铁路机车、汽车工业等领域[1]。然而由于铝合金硬度较低,难以满足磨损环境服役需要,因此常需采用表面处理技术对铝合金构件进行表面强化处理以提高其耐磨损性能。等离子喷涂技术是应用最为广泛的热喷涂技术之一,它通过等离子焰流的加热和加速作用将各种喷涂材料熔化和加速,并使之沉积于基体之上。近年来,三阴极等离子喷枪、超音速等离子喷涂技术的发展使等离子喷涂层的性能得到进一步提高[2],从而进一步扩宽了等离子喷涂技术的应用范围。
在各种喷涂材料体系中,WC/Co碳化物金属陶瓷涂层因综合了高硬度和高韧性的特点而广泛应用于耐磨损领域。对于传统等离子喷涂制备的WC/Co复合涂层, WC常常分解为W2C和W并导致脆性η相的产生,从而降低涂层耐磨损性能。提高喷涂材料粒子飞行速度和保持其适宜的温度是降低WC分解的有效途径,超音速等离子喷涂在这些工艺参数的控制上具有明显优势。虽然研究人员对WC/Co热喷涂涂层从组织结构和性能方面进行了较为广泛的研究,但针对超音速等离子喷涂WC/Co涂层的研究较少[3,4,5]。本实验针对提高铝合金耐磨损性能问题,采用超音速等离子喷涂技术制备了WC/Co涂层,并对涂层的物相组成、显微组织、硬度进行了表征、分析,以期促进热喷涂WC/Co涂层技术的发展。
1 实验
喷涂粉末为团聚造粒制备WC/Co粉末,其中Co的质量分数为12%,粉末粒子的形貌如图1所示,尺寸在40～60 μm之间,形状近球形,高倍放大SEM图显示,粒子为多边形WC硬质相镶嵌于Co基金属之上的结构特征,其中WC的尺寸为1～2 μm。实验所用喷涂基体材料为5083Al合金,尺寸为60 mm×90 mm×6 mm,在喷涂前基体经喷砂粗化处理以增加涂层结合强度。
等离子喷涂实验用设备为PARAXAIR 3710,喷涂采用Ar作为主气,辅气为He,载气为Ar,优化后的超音速等离子喷涂工艺参数为:电流900 A,电压60 V,送粉速率1.5 r/min,喷涂距离80 mm,扫描速度100 mm/s。
采用D/max-rcX射线衍射仪(XRD)对原始粉末和涂层进行物相结构分析,扫描范围为20～100°,加速电压为45 kV,电流为100 mA,扫描步长为2(°)/min,步长为0.02°。喷涂后试样沿横截面取样进行磨制抛光制备金相试样,采用ZEISS SUPRA55扫描电镜(SEM)进行显微组织观察,并采用其能谱仪(EDS)附件进行微区化学成分分析。
2 结果与分析
2.1 涂层物相组成
图2为WC/Co喷涂粉末及超音速等离子喷涂制备的涂层的XRD图。由图2 可见,喷涂粉末和涂层均由WC和Co构成,未见其他物相出现。对于热喷涂WC/Co硬质合金涂层,其制备过程中常发生如下WC分解反应:
2WC=W2C+C
W2C+O2=2W+CO2
WC相的分解将导致涂层性能的下降,因此在喷涂过程中对工艺参数的控制是提高涂层性能的关键因素。从本实验结果可以看出,超音速等离子喷涂技术通过气流量、喷涂功率和送粉率的合理调整,使得等离子焰流作用下的喷涂粒子具有极高的飞行速度,加热区间短,喷涂粒子呈现Co基金属基体熔化而WC保持未熔的状态,因此抑制了WC相的分解,提高了喷涂层的性能。
2.2 涂层显微组织
等离子喷涂层显微组织如图3所示。由图3可观察到超音速WC/Co等离子喷涂层厚度约为300 μm,组织为层状交叠结构,涂层内部存在部分气孔和裂纹,呈现典型的等离子喷涂层形貌。此外,涂层与基体结合界面为机械咬合,连接紧密,部分区域还出现了喷涂材料嵌入铝合金内部的情况,如图3(b)中椭圆所示。由于超音速喷涂的WC/Co粒子具有极高的动能,在撞击硬度较低的Al合金基体后会嵌入其中,该种界面微区结合方式也将提高涂层的结合强度。
涂层的高倍放大组织显示其形态特征为浅灰色多边形颗粒分布于颜色较深基体上,由于微区未熔化及热应力作用,涂层内部还出现了孔洞和裂纹。采用能谱分析对微区化学成分进行了线扫描检测,结果如图4所示,浅灰色粒子存在区域对应W和C元素,而颜色较深的基体含有Co元素,从而说明浅灰色粒子为WC。此外,未发现由于WC分解并同Co金属混合而造成的W、C、Co元素共存区。对比喷涂用原始粉末,可以看出等离子喷涂层中WC硬质相的形状得以保留,进一步证实了超音速等离子喷涂技术的采用使得喷涂材料中WC相处于未溶状态,从而避免了WC相的分解。
2.3 显微硬度
图5为涂层和铝合金基体的显微硬度。由图5可以看出,与铝合金基体相比,涂层硬度得到极大提高,平均显微硬度值为876HV0.2,而铝合金基体的硬度仅为57.4HV0.2。这是由于超音速等离子喷涂制备的涂层保留了WC镶嵌于Co金属基体上的结构特征,而且WC相分解得到了明显的抑制,因此涂层具备较高的硬度。由于硬度与耐磨性具有直接的关系,因此具有高硬度的WC/Co耐磨涂层意味着铝合金构件的耐磨损性能可以得到显著的提高。
3 结论
采用超音速等离子喷涂制备技术制备了WC/Co涂层,涂层组织结构为多边形WC粒子分布于Co金属基体中,较高的喷涂速度限制了喷涂粒子过熔现象从而抑制了WC相的分解。在结合界面处部分区域喷涂粒子嵌入Al合金基体之中。与Al合金基体(57.4HV0.2)相比,涂层的显微硬度(876HV0.2)得到显著提高。
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Al涂层 篇7
Fe3Al金属间化合物涂层具有优异的抗氧化、耐腐蚀、耐磨损、高比强度以及成本低等突出优点,得到国内外众多学者的关注,在其材料设计、制备方法与工艺以及复合涂层韧化和强度的提高方面有较多研究。目前国内外有关制备Fe3Al系金属间化合物涂层的方法主要有热喷涂、激光熔覆、磁控溅射沉积、自蔓延高温合成、真空感应熔炼和粉末冶金等。如陈学广[1]采用电弧喷涂法制备的Fe-Al复合涂层的颗粒内部以亚微晶和微晶为主,颗粒内部存在Fe3Al和FeAl 2种金属间化合物,通过分析涂层在室温下和高温下磨损面的形貌差异,发现由于涂层高温下发生摩擦氧化,产生Al2O3,因而摩擦系数降低,使得涂层耐高温磨损性能优异。高速电弧喷涂FeCrAl涂层在高温下形成的氧化膜对涂层具有较好的保护作用,与涂层的结合力较好,并具有良好的热塑性。该复合涂层具有优异的抗高温冲蚀磨损性能,能够解决燃煤锅炉管道的高温燃气-飞灰高温冲蚀磨损问题[2,3,4,5]。朱子新[6]采用高速电弧喷涂方法制备出Fe-Al/WC的金属间化合物复合涂层,发现涂层组织致密,硬度高,涂层扁平颗粒内部以亚微晶和微晶为主,平均晶粒尺寸为0.3~0.8μm。在局部区域出现纳米晶结构,同时存在少量非晶态相。因此,涂层具有良好的耐磨和耐蚀性能。该方法在一定程度上解决了Fe3Al涂层脆性大的问题,从而扩展了Fe3Al金属间化合物涂层的应用范围。徐维普[7]采用高速电弧喷涂技术制备了Fe-Al/Cr3C2金属间化合物复合涂层。该涂层具有较高的结合强度与硬度、再结晶的细化晶粒、高的内部结合能、优异的高温抗冲蚀性能、良好的高温抗硫酸盐腐蚀性能以及较高的常温与高温抗磨损性能。他们发现在添加了Cr后,高速电弧喷涂铁铝金属间化合物涂层不同于其它的铁铝涂层的冲蚀特征,提出了涂层在450℃时从脆性冲蚀转变为塑性冲蚀的机理。吴惠英[8]以Fe3Al粉末为主要原料,采用激光熔覆工艺在低碳钢表面涂覆Fe3Al金属间化合物涂层,发现涂层主要由单相Fe3Al构成,涂层组织为粗大等轴状晶团,并且内部由大量极细小的条状Fe3Al晶粒构成,一些相邻的条状晶粒之间具有基本一致的晶体学取向。高峰等[9,10]采用自蔓延离心法和自蔓延熔铸法制备FeAl金属间化合物涂层内衬复合钢管,制备的涂层组织均匀,与基体之间形成冶金结合。自蔓延熔铸法反应原料为Al粉和Fe2O3粉,其化学反应如式(1)所示:
Fe2O3+2Al=Al2O3+2Fe
Fe+xAl=FeAlx (1)
Fe2O3与Al发生反应,放出大量的热量,反应产物为Al2O3和Fe,并呈熔融状态,形成Fe-Al熔液。冷却后Fe-35%(原子分数) Al的组织为细小的板条状,而Fe-28%(原子分数) Al的晶粒组织并不明显。邢毅等[11]采用粉末冶金法制备了Fe3Al多孔材料,结果表明粉末冶金法制得的Fe3Al多孔材料具有良好的抗拉强度、渗透特性和耐腐蚀性能,解决了陶瓷过滤材料存在的抗热震性能不好、可靠性不高等问题。顾雪冬等[12]采用双层辉光等离子表面冶金技术,合成铁铝金属间化合物改性层。沉积层主要含有FeAl相,扩散层则由Fe3Al-α-Fe(Al)组成,扩散层致密且分布均匀,并与基体成冶金结合,硬度与基体相当,可起到良好的耐蚀性能。李嘉等[13]分别利用氢电弧等离子体法及机械合金化法制取了纳米Fe3Al粉体,研究表明,氢电弧等离子体法制备的纳米Fe3Al粒子为球形,粒径为50~100nm,粒度分布较为均匀,呈部分有序的B2结构;由机械合金化制备的Fe3Al粉体存在着较高的缺陷浓度及晶格畸变,室温抗弯强度和断裂韧度分别达到1300MPa和49MPa。
可见制备Fe3Al涂层的途径有多种,Fe3Al涂层已在宇航、汽车工业和能源转换系统等领域得到应用。但其独特的长程有序结构使其位错运动和原子扩散困难,以及环境氢脆的原因,导致室温塑性较差,对其应用有一定的局限性[14,15,16,17]。因此,为扩大其应用范围,需在提高其室温塑性方面开展深入研究。
1 合金化改善Fe3Al涂层塑性
1.1 固溶强化
添加第三元素或合金化是提高和改善金属间化合物涂层强度和室温塑性的重要途径。研究者发现添加B、C、Zr、Nb、Mo、Ti、Ce等可以改善Fe3Al涂层的高温强度[18]。Palm[19]由相图研究总结了固溶强化、析出强化以及有序强化强化Fe3Al涂层的原理。当合金元素以固溶形式存在时,将占据Fe3Al金属间化合物中特定的亚点阵,常见的合金元素有Cr、Mo、Ti、Ni、Co、Cu、Si、Ge。中子衍射、穆斯堡尔谱、X射线和场发射显微镜分析手段测试表明,合金元素Mn、Ni、Co进入α1和α2亚点阵,替代铝原子的最近邻铁原子;Cr、Mo、Ti原子占据β位,主要替代铝原子的次近邻铁原子;而Cu、Si、Ge原子则主要进入γ位替代铝原子。
Cr原子可固溶在Fe3Al金属间化合物中[20],固溶度可达6%(原子分数),占据Al原子的次近邻Fe位置。提高Fe3Al延伸率的主要原因是加Cr后使表面氧化膜的成分和结构发生了变化,或是氧化膜形成动力学的变化,降低了合金中Al与水蒸气的化学反应,避免了环境氢脆。扫描电镜断口观察表明,二元Fe3Al总是以解理方式断裂,而Fe3-(Al,Cr)涂层则是解理和沿晶的混合断口,说明Fe3Al中加入Cr提高了Fe3Al的解理强度,使此时的晶界变成薄弱环节,所以形成沿晶和解理的混合断口。Mckamey等[16]系统研究了合金元素Cr对Fe3Al力学性能的影响,证明Cr可以提高Fe3Al的室温塑性,并将Cr的作用归结为:(1)Cr使Fe3Al涂层的屈服强度降低,即Cr起固溶软化作用;(2)二元Fe3Al的滑移线一般粗而平直,但加入Cr后使滑移线变细且呈弯曲状,说明Cr的加入使涂层易于产生交滑移;(3)Cr降低Fe3Al的反相畴界能(APB);(4)Cr的加入改变了Fe3Al的断口形貌,由穿晶解理变成解理与沿晶的混合断口是由于Cr增加了Fe3Al的解理强度所致。
Mo是Fe3Al金属间化合物涂层中一个极其重要的固溶强化元素,固溶度可达6%(原子分数)。添加Mo后,可使涂层的屈服强度显著提高,增幅约达200MPa,但室温塑性下降。为了保持一定的室温塑性,一般其添加量不会超过2%(原子分数)。Mo的固溶强化与其提高涂层的反相畴界能、有序转变温度和再结晶温度有关。中子衍射研究表明,Mo与Cr一样占据β位,由于Al-Mo原子间的交互作用能较Fe-Al高,致使添加Mo后,反相畴界能提高,超点阵位错中的位错间距减小,位错分解变得困难,交滑移不易进行,导致含Mo涂层具有较高的强度。此外,添加Mo后,晶粒得到细化,也有利于提高涂层强度。同时加入4%(原子分数)的Mo和Si可明显提高屈服强度和抗张强度,然而在Fe3Al亚点阵中,Mo代替了Fe原子,Si代替了Al原子,所以涂层塑性反而大大降低。W在Fe3Al金属间化合物中的作用与Mo一样,但对合金塑性的危害小于Mo。另外,添加的Mo和W有可能与碳反应,形成M6C型碳化物,不仅有强化效果,还可以细化晶粒。提高DO3/B2转变温度也是强化Fe-Al基涂层的一种可行的方法[21,22]。
稀土元素Ce对Fe3Al金属间化合物涂层的室温强度和塑性也有贡献。在二元Fe-28%(原子分数)Al涂层中加入0.15%(原子分数)Ce后,室温延伸率由8.5%提高到14.3%,但含量超过0.2%(原子分数)时,涂层室温塑性反而下降。在Fe-Al-Cr的基础上加入少量Ce之后,压缩强度和压缩延性也相应提高[23]。同时加入Ce和Cr可使涂层的室温强度和塑性得到良好匹配。同时加入Mo和Ce可大幅度提高涂层的压缩强度,说明Mo与Ce的匹配使用弥补了增加Mo量时使塑性降低的不利影响,从整体上改善了涂层的综合性能。
添加适量0.002%(原子分数)Mg可明显提高Fe3Al金属间化合物的室温塑性,并能改善抗拉强度和屈服强度。成分分析表明,Mg偏聚在晶界,可达4.1%,偏聚因子达200。这有效提高了晶界协调晶内变形的能力,使裂纹不易在Fe3Al金属间化合物涂层晶界萌生,有利于提高室温塑性[24]。
综上所述,Cr是改善Fe3Al金属间化合物涂层塑性最有效的元素。但用Cr改善Fe3Al涂层的塑性后,Fe3Al涂层变为穿晶/沿晶混合断裂方式,晶界又成为一个薄弱环节。所以利用合金元素强化晶界来进一步提高Fe3Al的力学性能成为必要。笔者课题组在Fe-Al-Cr元素的基础上又加入少量Nb、Ce、B、Mg等合金元素制备出粉芯丝材,并采用自动化高速电弧喷涂方法制备了复合涂层。实验结果表明,与单纯的Fe-Al丝材制备的涂层相比,塑性得到很大改善。
1.2 弥散强化
弥散强化的本质是第二相质点与位错交互作用。碳化物、氧化物和硼化物是人们经常选用的第二相质点。对于碳化物增强,Schneider等[25]研究了Fe-Al-M-C(M=Ti、V、Nb、Ta)涂层的成分和显微组织,发现Fe-26Al-2M-1C(M=Ti、Nb、Ta)涂层为DO3结构,在铸态时显示出多边形晶粒组织并有均匀分布的MC碳化物析出,而含V的涂层为多边形晶粒组织,析出有明显方向性的针状fcc-V4C3碳化物。在1000℃热处理后,Fe-26Al-2M-1C(M=Ti、Nb、Ta)涂层中的析出物发生轻微球化,而含V涂层中V4C3碳化物在热处理过程中显著球化。Doucakis等[26]用铸造方法制备了二硼化物增强Fe3Al涂层,TiB2和ZrB2很稳定,高温暴露时粗化程度很小,而含Nb和Ta的涂层则在1150℃和1200℃发生共晶反应生成了Fe2B。Park等[27]通过MA-PDS工艺制备了原位TiB2增强Fe3Al基的复合材料,提高了材料的强度。
不同粒度增强相颗粒的强韧化效果不同,小颗粒(1~100nm)弥散相强烈地影响屈服强度,为了减小表面能量一般为球形;中等尺寸颗粒(0.1~1μm)弥散相能有效阻止回复再结晶和颗粒长大,其中高温强化效果比低温更加明显;大颗粒(5~50μm)增强相存在变形不一致性,在其附近存在压应力梯度的缺陷,因此它们成了弱化源,而不是强化源。因此,小颗粒和中颗粒涂层相对涂层塑性的提高和性能提升具有促进作用。
1.3 细晶强化
细化晶粒可以提高涂层的室温塑性。机械合金化(MA)[28]、形变热处理[29,30]、超细粉末烧结是细化Fe-Al涂层晶粒的有效方法。由著名的Hall-Petch公式可知,随着晶粒的细化,涂层的室温屈服强度增大。Satoru等[30]利用热机械工艺在含Cr、Mo和C的Fe3Al基涂层中产生了一种具有大量细小碳化物的细晶组织。在MA过程中,粉末可以形成纳米级的亚结构[31],用合适的烧结工艺如热挤压[32]、热压[33,34]、热等静压(HIP)[35]、自蔓延高温合成(SHS)[35]、放电等离子烧结(SPS)[36,37]等控制烧结过程的压力、温度和时间,可有效抑制晶粒长大,得到晶粒尺寸为几十到几百纳米的块体Fe-Al涂层。
金属间化合物涂层独有的长程有序使得其高温蠕变行为较传统涂层发生了很大变化。Fe3Al金属间化合物涂层在中高温下表现出较差的蠕变性能,593℃和207MPa条件下,二元Fe3Al金属间化合物涂层的持久寿命仅为2~4h。经研究发现,晶界滑动、中高温下易发生回复和再结晶是导致该涂层有较低蠕变性能的原因之一。蠕变指数n值的大小能在一定程度上反映涂层蠕变的微观机制,n=1时为扩散型蠕变;n=3时为位错滑移控制蠕变;n=4~5时为位错攀移控制蠕变。陈和杨等[38]研究了Fe3Al、Fe3Al-2Mo、Fe3Al-1Nb 在625℃和60~207MPa条件下的蠕变指数,皆为4,说明在此条件下,Fe3Al金属间化合物涂层的蠕变机制为回复型蠕变。并且Fe3Al-1Nb涂层具有较高的表观蠕变指数,是由于Nb添加后第二相强化所致。合金元素Nb、Ti、Zr在Fe3Al金属间化合物涂层中的溶解度极低,添加少量此类元素就会导致第二相形成。它们常与Fe或C形成Fe2M和MC,不但细化了晶粒,还有效提高了室温强度和塑性。但为了保证室温塑性,添加量一般不会超过0.5% (原子分数)。同时加入少量的Nb、Mo、Zr、B、C可改变Fe3Al在593℃的蠕变寿命,主要是因为较大颗粒碳化物溶解之后在基体位错上析出精细颗粒发挥了作用[39]。
通过MA等方法可以有效细化Fe3Al的晶粒度,在此基础上再加入合金元素就会使复合涂层中的晶粒细化,从而大大改善涂层的塑性。
1.4 超塑性强化
金属和涂层在特定组织形貌的内在条件和变形温度、速度的外在条件下可以呈现异常高的塑性,延伸率可达百分之几百,变形抗力也很小,这种现象称为超塑性。
Fe3Al金属间化合物具备超塑性的组织特征是其大晶粒尺寸为60~100μm,FeAl的晶粒尺寸为300~600μm。研究较多的是含Ti或不含Ti的涂层,如Fe3Al基涂层有Fe-28Al、Fe-28Al-2Ti和Fe-28Al-4Ti,其中Fe-28Al-2Ti涂层具有最好的超塑性能,其特征为:(1)高的应变速率敏感指数(m>0.3);(2)低的与应变无关的流变应力;(3)形变温度高于0.5Tm;(4)高的拉伸延伸率。在研究中发现,含Ti的Fe3Al基涂层在700~900℃以及应变速率在10-3~10-5s-1之间时具有明显的超塑性。试样在850℃时获得507%和620%的最大拉伸延伸率[40]。为了发挥Fe3Al金属间化合物超塑性的优势,对该涂层的超塑性成型和连接进行了探索研究,发现Fe-28Al-2Ti涂层在850℃可以形成较为复杂的形状,成型条件与典型的超塑性Ti涂层的成型条件十分接近,这一结果意味着Fe3Al金属间化合物的超塑性成型工艺(包括模具设计)可以在一定程度上参考Ti涂层的成型工艺。对该涂层在空气中进行超塑性连接的金相研究表明,在900℃及50MPa的压力下能够获得满意的冶金结合。
高德春等[41]在Fe-28Al-5Cr和Fe-28Al-5Cr-0.5Nb-1C涂层中获得了超塑性,变形过程中,通过位错的交互作用形成小角度亚晶界,并逐渐转变成大角度晶界,使粗大的原始晶粒细化。Sharma等[42]研究了大晶粒(600~650μm)Fe-28Al-3Cr涂层在600~1000℃的超塑性行为。该涂层在800℃以上表现出了超塑性,得到210%的最大延伸率,SEM观察到许多再结晶晶粒,且原始晶粒被细化。TEM发现有大量位错网的回复结构,这些微观结果显示,其主要变形机理也是连续回复和动态再结晶。
Ti是使Fe3Al金属间化合物获得超塑性最有效的元素,但其价格昂贵,涂层中加入Ti后会明显增加其成本,使Fe3Al金属间化合物涂层失去“廉价”的优势。因此,应注重研究其它能使Fe3Al涂层获得超塑性的涂层元素。
2 热处理方法提高涂层塑性
Pike等[43]的研究发现,采取特定的热处理工艺能改善Fe3Al涂层的力学性能。例如,真空热处理工艺不但可以改变环境对Fe3Al涂层性能的影响,极大地抑制氢脆现象的产生,还可以起到弥散强化和固溶强化的作用,改变相结构、合金元素(如B、Cr等)和杂质在晶界的偏聚,从而影响力学性能和断裂方式。通过真空热处理并采用快冷方式,可以抑制杂质在晶界处偏聚,而B则富集在晶界处,减小了晶界的本征脆性。一些研究认为[44,45],这是由于金属间化合物基体内存在着大量的位错,热处理会影响Fe3Al中残余空位的浓度,而空位引起的位错环或者是位错的钉扎作用改变了Fe3Al的长程有序基体,在长程有序的基体上出现了一个无序的小区,因此引起了Fe3Al基涂层性能的改变。热处理还通过改变再结晶程度来改变晶粒的形状、大小以及残余应力,影响Fe3Al涂层的性能。Crimp等[45]的研究表明,既能减小热机械加工的残余应力又具有最小再结晶程度的热处理工艺可以使Fe3Al具有较好的力学性能。孙祖庆等[46]的研究也证实了这一点,即DO3成分下的涂层(Al原子分数为22.5%~36%),在B2相区(温度高于540℃)采用多道次温轧后在低于再结晶温度下退火以保持伸长的晶粒组织,并且采用适当的热处理工艺得到了B2型结构,使得Fe3Al-Cr-Zr涂层的室温延伸率达到19.1%。表1列出了在其他条件相同的情况下涂层在2种相结构时的性能比较[46]。
由表1可知,通过适当热处理得到的B2型结构可达到增强增韧的目的,这对于那些无法通过轧制等工艺来实现强化韧化的Fe3Al构件意义更为重大。通过B2热机械处理工艺获得的片状拉长晶粒、B2有序结构和合适的表面状态可全面提高Fe3Al金属间化合物的室温力学性能。通过该工艺处理后,可使Fe3Al金属间化合物的室温塑性较以往用DO3有序化处理的(获得等轴晶粒和DO3有序结构)提高1倍以上。Mckamey等[47]系统研究了不同热处理温度(500~1100℃)对Fe3Al基涂层室温空气中力学性能的影响,结果表明在700~750℃消除应力退火并油淬,可以显著提高室温空气中的塑性,在一定程度上抑制了环境氢脆,其可能的原因为:(1)消除应力退火后油淬,可以在表面某些隙缝处残留若干油渍,抑制表面反应,并使氢的进入降到最低程度;(2)700~750℃消除应力退火的显微组织是非再结晶的轧态条带状组织,这种组织提供了最少的横向解理面,可使氢的进入及裂纹扩展途径受到阻碍;(3)700~750℃热处理可以最大限度地获得B2结构有序相,而DO3结构则大大减少,DO3结构的Fe3Al的环境氢脆敏感性大于B2结构的Fe3Al,所以可获得最佳的室温塑性。同时还发现随着热处理温度的升高,涂层的塑性及强度连续降低,1000℃以上的完全再结晶组织,其塑性强度达到最低点。
热处理的确能有效改善Fe3Al金属间化合物涂层的塑性,并能提高涂层的力学性能。但缺点是过程繁琐,增加了工序,降低了生产效率,工业应用范围受限。
3 结语