肖躍

摘 要：本文在噴砂處理后的Q235鋼基體上等離子噴涂Mo單獨涂層和以Mo打底、A12O3+TiO2為工作層的兩種涂層。以特殊的工藝參數制備得到后，采用SEM，EDS等檢測手段，檢測涂層觀察涂層的微觀形貌和成分組織。并分析比較其微觀組織結構和性能，從而得出涂層在耐鋅液腐蝕領域的應用理論依據。

引言：現在等離子噴涂耐鋅蝕的研究中，主要思路是噴涂一層厚厚的致密的陶瓷工作層，利用其本身的低孔率等優(yōu)點，使得鋅液與基體完全隔離開，達到耐鋅液腐蝕的目的，應用較多的是ZrO2、Al2O3之類的陶瓷涂層，由于液鋅對它們潤濕較差，且在高溫狀態(tài)時可長時間不與液鋅發(fā)生反應，可以比較好地阻隔液鋅的腐蝕。但等離子噴涂難以制備很厚的陶瓷涂層。而涂層越薄，鋅液就越容易穿透，在腐蝕過程中，鋅液會沿著很薄的陶瓷中的通孔與底層直接接觸，進而腐蝕底層。因此單純的依靠陶瓷涂層阻隔鋅液腐蝕的效果并不佳。

因此在工作層與底層之間再噴涂一層耐熔鋅蝕層作為中間層，中間層的存在不僅起到耐鋅腐蝕的目的，又可以使涂層之間的結合力加強，涂層的抗熱震性能提高，使涂層具有優(yōu)良的綜合性能本文在噴砂處理后的Q235鋼基體上等離子噴涂Mo單獨涂層和以Mo打底、A12O3+TiO2為工作層的兩種涂層。以優(yōu)化后的工藝參數制備得到后，采用SEM，EDS等檢測手段，檢測涂層觀察涂層的微觀形貌和成分組織。

1、涂層的微觀截面形貌分析

兩種涂層截面的微觀形貌如圖1.1所示，從圖1.1-a中可以看出Mo涂層的厚度為0.3mm左右。涂層結構緊密，為熔融或半熔融狀態(tài)的Mo粉末撞擊到鋼基體表面后鋪展、凝固后形成的。涂層中含有少量的微裂紋、氣孔和一部分疏松組織。但是涂層與基體的結合并不是很緊密，這可能是由于在制備金相試樣時，在用砂紙和拋光布打磨的過程中，因為方向性，導致了涂層與試樣物理上的人為剝離，從第三章中的拉伸實驗結果看，因為工藝因素的影響應該是不存在的。

在復合涂層中的白色區(qū)域為Mo涂層，黑色區(qū)域為陶瓷層，由圖1.1-b可以看出陶瓷涂層全部附在Mo涂層上，分布均勻，且復合涂層與Mo底層緊緊的相互嵌入到一起，分析其原因有：（1）Mo涂層的表面粗糙度比較高，較之于噴砂后的基體還要高；陶瓷涂層的熔點較Mo涂層要高的多，等離子噴涂這種陶瓷粉末時，當A12O3+TiO2粉末熔化時，等離子束流的溫度非常高，熔融或半熔融狀態(tài)的陶瓷粉末速度非常高，撞擊到Mo層時，陶瓷粉末的鋪展性很好，從而使得涂層分布均勻并與底層緊密結合

對比圖1.1-a和1.1-b的涂層截面形貌可以看出，復合涂層中的氣孔和微裂紋較少，涂層很致密，只有極小量的夾渣。用來打底的Mo層也變得更致密，Mo和基體的界面處結合得也非常致密，優(yōu)于Mo單獨涂層， 陶瓷涂層粒子在噴槍焰流中加速到一個很高的速度，對底層形成沖擊、擠壓及填充。

2、涂層的界面結合機理及EDS掃描分析

為了探討涂層的界面結合機理，有必要分析一下涂層截面上的元素分布情況。圖1.2顯示的是各涂層截面的線掃描圖片，由圖1.2可以看出，復合涂層中，打底層與基體界面處、打底層與陶瓷層界面處元素的分布均發(fā)生了明顯的突變，這是因為在等離子噴涂過程中，雖然噴涂粒子從等離子噴涂焰流中獲得了很高的熱能和速度，但當其撞擊到基體表面或打底層時，冷卻速度非常大，冷速高達106K/s，是一個典型的快速凝固過程[1]，導致涂層界面處的元素來不及發(fā)生擴散，從而產生了元素分布在涂層界面處發(fā)生突變的現象。說明涂層與基體之間的結合以物理-機械結合為主，幾乎不存在冶金結合。涂層與基體之間的結合力主要是由熔融或半熔融的粒子撞擊到基體表面后快速凝固鋪展并與噴砂后呈鋸齒狀的基體機械咬合后產生的。

本文小結

Mo涂層中的微裂紋和疏松組織較多，而A12O3+TiO2涂層中幾乎不存在疏松組織，致密性高?；w與Mo涂層、Mo涂層與Al2O3-TiO2涂層之間的結合以物理-機械結合為主。Mo涂層中涂層為單一的純度極高的Mo相，而陶瓷工作層中則發(fā)生了一定的相變，噴涂過程中粉末中的TiO2與過量的Al2O3反應生成了Al2TiO5。

參考文獻：

[1] 李月珠. 快速凝固技術和材料[M]. 北京：國防工業(yè)出版社， 1993，11.