葉 平，尹付成，劉 燁, 3，歐陽雪枚，謝小龍

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AC-HVAF制備FeB/Co金屬陶瓷涂層及其耐液鋅的腐蝕性能

葉 平1, 2，尹付成1, 2，劉 燁1, 2, 3，歐陽雪枚1, 2，謝小龍1, 2

(1. 湘潭大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湘潭 411105； 2. 湘潭大學(xué) 材料設(shè)計及制備技術(shù)湖南省重點實驗室，湘潭 411105； 3. 中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083)

采用燒結(jié)破碎法制備了FeB/Co金屬陶瓷粉末，探討活性燃燒高速燃?xì)鈬娡?AC-HVAF)制備的FeB/Co涂層中Co含量對FeB/Co涂層孔隙率、硬度、結(jié)合強(qiáng)度、抗熱震性能和磨粒磨損性能等的影響，研究FeB/Co涂層在熔融鋅液中的腐蝕情況，分析FeB/Co涂層在鋅液中的失效機(jī)理。結(jié)果表明：隨著粘結(jié)相Co含量的提高，涂層致密度提高；當(dāng)Co含量由8%增加到17%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時，涂層的孔隙率降低，涂層硬度先提高后降低，涂層結(jié)合強(qiáng)度提高，涂層抗熱震性能先提高后降低。與316L不銹鋼基底材料相比，F(xiàn)eB/Co涂層具有更優(yōu)異的耐鋅液腐蝕性能及耐磨粒磨損性能；FeB/Co涂層在鋅液中的潤濕性很差，相比Co含量為8%和17%的涂層，Co含量為12%的涂層具有最佳的耐蝕性能。隨著腐蝕的進(jìn)行，涂層局部出現(xiàn)宏觀裂紋，腐蝕沿著裂紋進(jìn)行并形成脆性(Fe,Co)Zn13相，導(dǎo)致涂層剝落并漂移到鋅液中，從而使涂層失效。

AC-HVAF；FeB/Co；涂層；鋅液腐蝕

熱浸鍍鋅鍍層由于耐蝕性強(qiáng)、生產(chǎn)效率高、成本低且工藝日趨成熟，目前成為應(yīng)用最廣泛的鋼鐵防護(hù)技術(shù)之一。但是由于鋅液對幾乎所有的金屬都具有強(qiáng)烈的腐蝕性，鍍鋅生產(chǎn)線上與液態(tài)鋅及鍍鋅產(chǎn)品直接接觸的部件(沉沒輥、導(dǎo)向輥，支撐輥等)的耐蝕性及耐磨性成為鍍鋅行業(yè)提高效益的最大瓶頸[1?3]。

多年來，科研工作者從整體材料和材料表面處理兩個方向進(jìn)行了大量研究。金屬陶瓷涂層由于易于修復(fù)且繼承了陶瓷材料優(yōu)良的耐蝕性和耐磨性能以及金屬材料的良好韌性而在鍍鋅生產(chǎn)線上得到了廣泛應(yīng)用，其中典型的有WC/Co系列[4?6]、MoB/CoCr系列[7?9]等。但是W和Mo等粉末價格相對較高且在熱噴涂過程中，WC系列粉末容易發(fā)生脫碳和相的分解，形成W2C和(Co3W3C、Co6W6C)等脆性相使得涂層的力學(xué)性能顯著降低，嚴(yán)重降低了涂層的壽命，當(dāng)服役溫度為540 ℃及以上時，涂層失效更快[10?11]。相比于普通火焰噴涂，超音速火焰噴涂(HVOF)的焰流速度高、焰流溫度低、噴涂粒子在空中停留時間短，從而粒子氧化程度低，因此非常適合制備金屬陶瓷涂層[12?15]?；钚匀紵咚偃?xì)鈬娡抗に?AC-HVAF)是近幾年發(fā)展起來的一種新型噴涂工藝，其特點是通過燃料在壓縮空氣中的燃燒產(chǎn)生高速氣流加熱粉末，粉末被加熱到熔融狀態(tài)，并將粉末加速到700m/s以上，撞擊基底形成涂層。與傳統(tǒng)超音速火焰噴涂相比，其噴涂速率提高了5~10倍，且涂層具有極高致密度和極低氧化物等優(yōu)良特點[16?17]。

已有研究表明[18?19]，硼化物陶瓷具有良好的耐熔融鋅腐蝕性能、良好的熱穩(wěn)定性、優(yōu)異的耐磨性能以及價格低廉等優(yōu)點。本研究中以FeB為耐蝕相，Co為粘結(jié)相，將單相FeB粉和Co粉經(jīng)氣流粉碎、球磨混粉、燒結(jié)破碎等工藝制得FeB/Co金屬陶瓷粉 末，并通過AC-HVAF工藝制備了FeB/Co金屬陶瓷涂層。旨在研究FeB/Co涂層中Co含量對涂層的孔隙率、硬度、結(jié)合強(qiáng)度、抗熱震性能、磨粒磨損性能等的影響以及FeB/Co涂層耐熔體鋅腐蝕性能及其失效機(jī)理。

1 實驗

1.1 噴涂粉末的制備

實驗用Co粉純度為99.99%，平均粒度為2.3 μm，單相FeB粉原始粒度小于297 μm，經(jīng)氣流粉碎后，平均粒度為2 μm。球磨前，向粉末中加入聚乙二醇(PEG)，其與粉末的質(zhì)量比為1:100。兩種粉末經(jīng)行星式球磨機(jī)濕磨混粉8 h，其中球磨機(jī)轉(zhuǎn)速為220 r/min，球料質(zhì)量比為3:1，大小球質(zhì)量比為1:2，濕磨介質(zhì)為無水乙醇。球磨后的粉末在80 ℃真空干燥箱干燥8 h。將充分干燥的粉末置于真空燒結(jié)爐內(nèi)進(jìn)行燒結(jié)，在室溫至420 ℃溫度區(qū)間升溫速率為2 ℃/min，且在300 ℃和420 ℃分別保溫80 min進(jìn)行脫膠，在420 ℃至1250 ℃燒結(jié)階段，升溫速率為9 ℃/min，且在1160 ℃保溫120 min，使得在球磨過程中產(chǎn)生的亞穩(wěn)相Fe3B轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定相Fe2B[20]，在1250 ℃保溫150 min，實現(xiàn)燒結(jié)胚體的致密化。將燒結(jié)完成的胚體經(jīng)過破碎、研磨、篩分獲得孔徑48 μm的篩下物，最后通過篩分去除粒徑小于37 μm的粉末粒子，從而獲得平均粒徑為40 μm的FeB-8Co、FeB-12Co、FeB-17Co噴涂粉末。

1.2 涂層的制備

采用美國Kermetico公司生產(chǎn)的AK06型AC-HVAF噴涂設(shè)備將3種不同成分的粉末沉積在316L不銹鋼基底板上獲得3種涂層，其噴涂工藝參數(shù)如表1所列。

1.3 涂層性能檢測試驗

1.3.1 涂層孔隙率、硬度、結(jié)合強(qiáng)度測試

采用Digital Micrograph軟件測量涂層表面SEM像的孔隙率，每個成分測量3個視場并求平均值作為該涂層的孔隙率；采用MH?5L型顯微維氏硬度計測量涂層的截面硬度，測量5個點的硬度并求平均值作為該涂層的截面顯微硬度；參照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 8642?2002《熱噴涂抗拉結(jié)合強(qiáng)度測定》測量涂層的結(jié)合強(qiáng) 度[21]，涂層與夾具之間的對粘用膠為上海樹脂研究所生產(chǎn)的E7環(huán)氧樹脂膠，加載裝置為RG2000型萬能試驗機(jī)，加載速率為0.5 mm/min，取3個樣品測量結(jié)果的平均值作為結(jié)合強(qiáng)度值。

表1 FeB/Co涂層噴涂工藝參數(shù)

1.3.2 涂層抗熱震試驗

根據(jù)JISH86662199日本工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)測量涂層的抗熱震性能[22]。用線切割將不同成分的涂層加工成10 mm×10 mm的樣品，然后處理成相同厚度并進(jìn)行去應(yīng)力退火得到抗熱震試樣。以KL?12C型快速升溫箱式電爐為熱源，先將樣品置于600 ℃爐腔中保溫五分鐘后再將樣品淬入30 ℃水中冷卻30 s，每水冷一次記為一次熱震循環(huán)，通過光學(xué)顯微鏡觀察樣品表面裂紋情況，將涂層表面出現(xiàn)第一條裂紋時的循環(huán)次數(shù)作為涂層的抗熱震循環(huán)次數(shù)。

1.3.3 涂層和基底耐磨粒磨損試驗

根據(jù)濕砂橡膠輪法標(biāo)準(zhǔn)(JBT 7705?1995)執(zhí)行涂層和基底的耐磨粒磨損實驗[23]，設(shè)備型號為MLS?225型濕式橡膠輪磨粒磨損試驗機(jī)，實驗參數(shù)如表2所示。先將試樣預(yù)磨300 r，磨損質(zhì)量損失不計入累計損失。試驗時正式磨5次，每次300 r，將試樣洗凈、烘干，用精度為0.1 mg的電子天平記錄每次磨損后的樣品質(zhì)量，計算出每次磨損后的樣品質(zhì)量損失。

表2 FeB/Co涂層和基底磨粒磨損實驗參數(shù)

1.3.4 涂層耐靜態(tài)鋅液腐蝕試驗

實驗熱源為SG2?7.5?10型井式電阻爐，鋅浴容器為石墨坩堝。將鋅錠熔化后，采用測溫?zé)犭娕紝⑷鄢販囟瓤刂圃?50 ℃。為防止熱電偶的腐蝕，將其放入一端封口的石英管中，然后置入鋅池中以實時監(jiān)測熔池溫度。將噴涂了涂層的板材用電火花線切割成15 mm×15 mm的小塊試樣，并將每個試樣未噴涂涂層的其他5個面涂覆一層約2 mm厚的石墨硅酸鹽高溫?zé)o機(jī)膠以防止腐蝕。將試樣浸泡在鋅液中進(jìn)行不同時間450 ℃腐蝕實驗，并對樣品腐蝕情況進(jìn)行分析。

1.4 表征

通過JSM?6360LV型掃描電鏡觀察噴涂粉末形貌和實驗前后涂層和基底的形貌及組織變化；結(jié)合能譜儀(EDS)與Rigaku?IV型XRD鑒定粉末和實驗前后涂層及腐蝕產(chǎn)物的相組成。

2 結(jié)果與討論

2.1 噴涂粒子的形貌和物相分析

圖1所示為Co含量分別為8%、12%和17%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時的燒結(jié)破碎粉形貌。由圖1可知，3種成分的噴涂粉末均為典型的多邊棱角狀燒結(jié)破碎粉。直徑約40 μm的粒子由2 μm左右的原始粉末構(gòu)成。隨著粘結(jié)相中Co含量的提高，噴涂粒子致密度提高，粒度分布寬度變窄。這主要是由于在最高燒結(jié)溫度下，F(xiàn)eB硬質(zhì)相的結(jié)構(gòu)基本保持不變，但是超細(xì)粒徑的粘結(jié)相Co會達(dá)到軟化，從而與FeB粉末緊密結(jié)合。因此增加混合粉末中的Co含量，燒結(jié)后粉末致密度將得到提高，表現(xiàn)為FeB-8Co粉末粒度分布寬度最寬，粉末最疏松；FeB-17Co粉末粒度分布寬度最窄，粉末最致密；FeB-12Co粉末粒度分布寬度和致密度均居中。

圖2(a)所示為3種不同Co含量噴涂粒子的XRD譜。由于單質(zhì)Co可以強(qiáng)烈地吸收X射線衍射儀中Cu靶發(fā)出的特征X射線，導(dǎo)致背底增高，以及由于球磨和噴涂過程中非晶的產(chǎn)生導(dǎo)致XRD譜中Co的峰值強(qiáng)度不明顯[24?26]。除Co外，噴涂粒子主要由FeB和Fe2B相構(gòu)成，且隨著Co含量的提高，F(xiàn)eB的峰值逐漸降低。圖2(b)所示為不同Co含量涂層的XRD譜，由圖2(b)可知，相對于噴涂粉末，涂層中形成了(Fe,Co)B、(Fe,Co)2B、-(Co,Fe)相。這主要是由于Co原子與Fe原子半徑差值小，粉末在噴涂過程中達(dá)到熔融狀態(tài)，F(xiàn)eB和Fe2B中的部分Fe原子被Co原子置換而分別形成(Fe,Co)B和(Fe,Co)2B相。結(jié)合Fe-Co二元相圖可知Fe與Co可無限固溶形成連續(xù)固溶體-(Co,Fe) 相[27]。由于Fe原子半徑略大于Co原子半徑，晶面間距將因Fe原子被Co原子置換而縮小，導(dǎo)致圖2(b)中相應(yīng)物相的峰位向右偏移。

圖1 不同Co含量粉末燒結(jié)破碎后的形貌

圖2 不同Co含量噴涂粒子和涂層的XRD譜

2.2 AC-HVAF制備的FeB/Co金屬陶瓷涂層的形貌和組織

將同等質(zhì)量不同成分的3種粉末通過AC-HVAF噴涂工藝制成3種涂層，其截面和表面的形貌和組織如圖3所示。由圖3可知，在相同噴涂工藝參數(shù)下，隨著Co含量的提高，涂層致密度提高，涂層與基底界面處孔洞減少，涂層與基底結(jié)合更加緊密，粉末沉積率呈現(xiàn)出先增高后降低的趨勢，其中FeB-12Co沉積率最好，涂層厚度達(dá)到280 μm。結(jié)合圖1可知，這主要是由于粘結(jié)相Co含量的提高使得燒結(jié)破碎后的粉末顆粒更加致密，單個顆粒質(zhì)量更大，從而在噴涂過程中粒子撞擊基底時的動量更大，更容易沉積，且熔融粒子在沉積過程中隨著低熔點粘結(jié)相含量的提高，分散效果也更好，因此涂層變得更加致密。但是隨著單個粒子致密度的過度提高，粒子質(zhì)量過大，粒子在撞擊基底板材時的動量過大并發(fā)生粒子反彈現(xiàn)象[28]，從而導(dǎo)致沉積率變低涂層變薄。圖3中(g)~(i)所示分別為FeB-8Co、FeB-12Co及FeB-17Co涂層的表面高倍SEM像。結(jié)合圖2及Fe-Co-B三元相圖[29]，涂層主要由-(Co,Fe)、(Fe,Co)2B和(Fe,Co)B三相構(gòu)成，其中-(Co,Fe)相彌散分布在涂層中。

2.3 涂層孔隙率、硬度、結(jié)合強(qiáng)度檢測

3種不同成分涂層的孔隙率、硬度、結(jié)合強(qiáng)度值如表3所示。由表3可知，隨著Co含量的增加，涂層孔隙率降低，涂層硬度先增加后降低，涂層的結(jié)合強(qiáng)度增加。這主要是由于噴涂粒子中的粘結(jié)相含量越高，粒子撞擊基底時的分散效果越好，使得粒子與粒子之間的孔隙更小，粒子與基底結(jié)合更緊密。當(dāng)Co含量為8%時，涂層孔隙率高導(dǎo)致涂層硬度低[30]；當(dāng)Co含量為17%時，涂層雖然具有低的孔隙率，由于涂層中軟韌相增多而硬質(zhì)相減少，因而涂層硬度又呈現(xiàn)出降低趨勢。

圖3 不同Co含量涂層的截面與表面形貌組織圖

表3 涂層的孔隙率、硬度和結(jié)合強(qiáng)度

2.4 涂層的抗熱震實驗

圖4所示為相同厚度的3種涂層經(jīng)抗熱震實驗之后的表面SEM像。圖4(a)~(c)所示分別為FeB-8Co、FeB-12Co、FeB-17Co涂層抗熱震試驗時涂層表面 出現(xiàn)第一條裂紋時的宏觀，其熱震循環(huán)次數(shù)分別為18次、10次和12次。圖4(d)~(f)所示分別為3種涂層熱震循環(huán)30次時的表面形貌。如圖4所示，在相同熱震循環(huán)次數(shù)下，F(xiàn)eB-8Co涂層局部出現(xiàn)裂紋較少，F(xiàn)eB-12Co與FeB-17Co涂層表面都出現(xiàn)了大量裂紋，相比之下，F(xiàn)eB-12Co涂層表面裂紋更密集。綜上所述，涂層表面出現(xiàn)第一條宏觀裂紋時，熱震循環(huán)次數(shù)隨著Co含量的提高先降低后增加；當(dāng)Co含量超過12%時，涂層抗熱震性能增加并不明顯；在相同熱震循環(huán)次數(shù)下，涂層表面裂紋密度先增加后降低。裂紋的產(chǎn)生主要是由于涂層與基體的熱膨脹系數(shù)不匹配，金屬陶瓷涂層熱膨系數(shù)相對于金屬基底低，涂層在受熱時受到基底的拉應(yīng)力，水冷時受到基底的壓應(yīng)力，反復(fù)的拉壓應(yīng)力作用導(dǎo)致涂層疲勞開裂。當(dāng)Co含量為8%時，涂層內(nèi)部孔隙較多較大，而增加孔隙率即增加了涂層承受應(yīng)力變形的容積，降低了涂層本身的彈性模量，從而使得涂層的抗熱震性能提高[31]，因此FeB-8Co表現(xiàn)出最徍的抗熱震性能。當(dāng)Co含量超過一定含量時，涂層中軟韌相占比提高，使得涂層熱膨脹系數(shù)相應(yīng)增大，因而涂層抗熱震性能提高。與FeB-12Co涂層相比，F(xiàn)eB-17Co涂層表現(xiàn)出更好的抗熱震性能。

2.5 涂層耐的磨粒磨損性能

圖5(a)~(d)所示分別為FeB-8Co、FeB-12Co、FeB-17Co、316L不銹鋼磨粒磨損后的表面形貌圖。由圖5可知，3種涂層表面的磨損機(jī)制都為典型的磨粒磨損[32]，表面都出現(xiàn)較明顯的磨坑，而316L表面出現(xiàn)較明顯的“犁溝”，這屬于典型的塑性材料磨損形 式[33?34]。FeB-12Co相對于其他兩種涂層表面磨坑少而淺且未出現(xiàn)切削痕跡。

圖4 不同Co含量涂層抗熱震實驗后的表面SEM像

圖5 FeB/Co涂層和316L不銹鋼耐磨粒磨損實驗后的表面形貌

圖6所示為3種涂層和316L基底磨損量(mg)與磨程(r)之間的關(guān)系曲線。由圖6可知，基底316L的每輪磨損量均較大且基本保持不變，3種涂層的耐磨粒磨損性能都優(yōu)于基底10倍以上且在磨損初期質(zhì)量損失量較大隨后趨于平穩(wěn)。這主要是由于-(Co,Fe) 粘結(jié)相硬度相對較低，摩擦副滑動過程中產(chǎn)生犁削作用，涂層雖做了預(yù)磨處理，但是涂層表面粗糙度仍較大，所以磨損初期(前300 r)磨損率較大，磨損穩(wěn)態(tài)期(600~1500 r)涂層表面粗糙度降低，高硬度(Fe,Co)B及(Fe,Co)2B相突出表面，從而涂層耐磨性能變好并趨于穩(wěn)定。相對于FeB-8Co和FeB-17Co涂層，F(xiàn)eB-12Co涂層表現(xiàn)出最佳的耐磨粒磨損性能。結(jié)合圖3和表3易知，這主要是由于FeB-8Co涂層表面孔隙率較高且硬度較低，磨粒易嵌入缺陷中導(dǎo)致磨損過程中涂層粒子的剝落，而FeB-17Co涂層中粘結(jié)相含量高，粘結(jié)相容易被磨粒切削[35]。

2.6 涂層耐鋅液腐蝕性能

圖7所示為3種涂層在450 ℃鋅液中腐蝕5 d后的宏觀圖片。由圖7可知，3種涂層與鋅液的潤濕性均很差，都發(fā)生了局部腐蝕，其中，F(xiàn)eB-8Co涂層被腐蝕區(qū)域最多最嚴(yán)重，F(xiàn)eB-17Co涂層的腐蝕情況次之，F(xiàn)eB-12Co涂層被腐蝕區(qū)域少且輕微。

圖6 FeB/Co涂層和316L不銹鋼的磨損量與磨程的關(guān)系曲線

圖8所示為將3種涂層分別置于450 ℃鋅液中腐蝕3 d、5 d和7 d后的涂層截面和界面的腐蝕形貌以及腐蝕產(chǎn)物顯微組織。圖5(a)~(c)所示為3種涂層浸入450 ℃鋅液中腐蝕3 d后的截面顯微形貌。從圖8可以看出，腐蝕主要表現(xiàn)為涂層的剝落，且隨著Co含量的增加涂層腐蝕程度先降低后增加，腐蝕有向涂層內(nèi)部和周邊擴(kuò)展的趨勢。與此同時，在FeB-12Co和FeB-17Co涂層中存在宏觀裂紋。結(jié)合圖2可知，當(dāng)Co含量為8%時，涂層孔隙率高，此時Zn原子在涂層中擴(kuò)散快[36]，涂層中的孔隙等缺陷成為限制性環(huán)節(jié)，從而涂層腐蝕相對較快。由于-(Co,Fe)相極容易溶解在液鋅中，涂層中過多游離-(Co,Fe)固溶體相的存在嚴(yán)重影響涂層的耐蝕性能[37?38]，此時過多-(Co,Fe)相的存在成為限制性環(huán)節(jié)。相比于FeB-17Co，F(xiàn)eB-12Co涂層具有更好的耐鋅液腐蝕性能。由于涂層與基底的熱膨脹系數(shù)不匹配，隨著腐蝕時間的延長，F(xiàn)eB-12Co與FeB-17Co涂層中出現(xiàn)宏觀裂紋，而FeB-8Co涂層由于孔隙率高，涂層承受變形的容積增大，從而具有較好的抗熱震性能，因此涂層內(nèi)部并未發(fā)現(xiàn)宏觀裂紋。FeB-8Co、FeB-12Co和FeB-17Co涂層于450 ℃液鋅中腐蝕5 d后的截面形貌分別如圖8(d)~(f)所示，相比于450 ℃腐蝕3 d的截面形貌，可以明顯看出，涂層腐蝕速率隨著腐蝕時間的延長而加快。圖8(g)所示為FeB-12Co涂層腐蝕7 d后的截面形貌。涂層內(nèi)部出現(xiàn)斷裂式宏觀裂紋，大量腐蝕產(chǎn)物填充在裂紋內(nèi)部，涂層有大面積剝離的趨勢。這主要是由于隨著時間的延長，涂層中的缺陷逐漸增多并增大，鋅液進(jìn)入涂層內(nèi)部腐蝕涂層，生成的腐蝕產(chǎn)物填充在裂紋內(nèi)部并擠壓涂層，腐蝕沿著裂紋進(jìn)行，最終導(dǎo)致涂層失效。FeB-12Co涂層在450 ℃鋅液中的腐蝕速率約為15 μm/d，相比316L不銹鋼提高了約6.5倍[39]，約為成熟工藝噴涂WC/Co涂層耐蝕性的0.3 倍[40]。圖8(h)和(i)所示分別為FeB-12Co與FeB-17Co涂層450 ℃腐蝕5 d時對應(yīng)的腐蝕界面和腐蝕產(chǎn)物組織圖。由圖8可見，腐蝕界面處存在宏觀裂紋，大量涂層漂移到鋅液中。結(jié)合Fe-Co-Zn三元相圖[41]，腐蝕產(chǎn)物主要為(Fe,Co)Zn13。

圖7 FeB/Co涂層耐450 ℃液鋅腐蝕5 d后的宏觀圖像

圖8 FeB/Co涂層耐450 ℃液鋅腐蝕后的SEM像

3 結(jié)論

1) 采用燒結(jié)破碎法制備了3種成分的FeB/Co粉末。結(jié)果表明，在相同燒結(jié)工藝下粉末致密度隨著Co含量的增加而增加。通過AC-HVAF工藝在不銹鋼316L基底上噴涂FeB/Co粉末，在相同噴涂工藝參數(shù)下，粉末沉積率隨著Co含量的增加先增加后減少，其中FeB-8Co涂層最薄，F(xiàn)eB-12Co涂層最厚，F(xiàn)eB-17Co涂層厚度居中。

2) 隨著Co含量的提高，涂層與基底的結(jié)合強(qiáng)度提高，涂層孔隙率和硬度先提高后降低。

3) 抗熱震性能測試結(jié)果表明，當(dāng)Co含量為8%時，涂層孔隙率高，涂層能承受的變形容積大，涂層抗熱震性能最好；相比FeB-12Co，F(xiàn)eB-17Co表現(xiàn)出更好的抗熱震性能。

4) FeB/Co涂層表現(xiàn)出優(yōu)異的耐磨粒磨損性能，和316L基底材料相比其耐磨性提高10倍以上。

5) FeB/Co涂層與液鋅潤濕性差，具有良好的耐液鋅腐蝕性能。其耐蝕性受表面缺陷、抗熱震性能和粘結(jié)相占比等的綜合影響，相比FeB-8Co和FeB-17Co涂層，F(xiàn)eB-12Co涂層具有最佳的耐蝕性能。涂層中的缺陷易成為裂紋源，在熱噴涂留下的殘余應(yīng)力和液鋅的熱應(yīng)力作用下，腐蝕沿裂紋進(jìn)行并形成(Fe,Co)Zn13，涂層剝落并漂移到鋅液中，最終導(dǎo)致涂層失效。

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Corrosion resistance of liquid zinc of FeB/Co cermet coating deposited by AC-HVAF

YE Ping1, 2, YIN Fu-cheng1, 2, LIU Ye1, 2, 3, OUYANG Xue-mei1, 2, XIE Xiao-long1, 2

(1. School of Materials Science and Engineering, Xiangtan University, Xiangtan 411105, China; 2. Key Laboratory of Materials Design and Preparation Technology of Hunan Province, Xiangtan University, Xiangtan 411105, China; 3. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

FeB/Co cermet powder was prepared by the sintered and crushed process. The effects of Co on the porosity, hardness, adhesion, thermal shock resistance and the abrasive wear persistance of the FeB/Co coating deposited by AC-HVAF were investigated. Both the corrosion condition and failure mechanism of FeB/Co coating in the molten zinc were studied detailedly. The results show that the powder density increases with increasing Co content. With Co content ranging from 8% to 17% (mass fraction), the porosity of the coating reduces while the adhesive strength is improved, both the hardness and the shock resistance firstly increase and then decrease. In addition, compared with the base material of 316L stainless steel, the FeB/Co coating shows excellent corrosion resistance in liquid zinc and abrasive wear property. Because the wetting property of FeB/Co coating in liquid zinc is poor, FeB/Co coating shows high durability in it. Also, the coating with 12% Co has the best corrosion resistance compared with those coatings with 8% Co and 17% Co, the macroscopic crack emerges with the passage of time, which results in the formation of brittleness (Fe,Co)Zn13phase, and liquid zinc will lead to peeling the coating and then drifting into the liquid zinc, as a result, the coating is failed.

AC-HVAF; FeB/Co; coating; corrosion of liquid zinc

Project(51471141) supported by the National Natural Science Foundation of China

2017-01-06;

2017-07-30

YIN Fu-cheng; Tel: +86-731-58292213; E-mail: fuchengyin@xtu.edu.cn

1004-0609(2018)-04-0782-10

TG174.442

A

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.04.17

國家自然科學(xué)基金資助項目(51471141)

2017-01-06；

2017-07-30

尹付成，教授，博士；電話：0731-58292213；E-mail: fuchengyin@xtu.edu.cn

(編輯 龍懷中)