陳金雄，王 群，羅絲絲，譚興龍

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AZ31鎂合金冷噴涂Al-Al2O3復(fù)合涂層組織及性能

陳金雄1，王 群1，羅絲絲1，譚興龍2

(1. 湖南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410082； 2. 湖南頂立科技有限公司，長沙 410118)

采用冷噴涂工藝在AZ31鎂合金上制備純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層。通過掃描電鏡(SEM)、能譜儀(EDS)、材料分析軟件探討Al2O3顆粒的加入對純Al涂層顯微組織的影響。用電化學(xué)工作站、顯微硬度計(jì)和磨耗試驗(yàn)機(jī)來對涂層的性能進(jìn)行表征，分析Al2O3顆粒的加入對純Al涂層耐蝕性、顯微硬度和磨損性能的影響。結(jié)果表明：與純Al涂層相比，復(fù)合涂層組織更致密，孔隙率更低，硬度從51.2HV0.025提高到94.8HV0.025，滑動(dòng)磨損率降低80.5%，磨粒磨損率降低40%。復(fù)合涂層的自腐蝕電流密度(2.36×10?7 A/cm2)和純Al涂層的自腐蝕電流密度(1.19×10?7 A/cm2)相近，相對于鎂合金的(2.56×10?4 A/cm2)降低3個(gè)數(shù)量級，可以大大提高鎂合金的抗腐蝕 性能。

冷噴涂；AZ31鎂合金；復(fù)合涂層；耐蝕性；耐磨性

鎂合金由于其優(yōu)異的物理和力學(xué)性能，例如低密度、高比強(qiáng)度、高比剛度和良好的加工性能，廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車、電子等行業(yè)[1?4]。不幸的是鎂的化學(xué)性質(zhì)很活潑，導(dǎo)致鎂合金耐腐蝕差，大大限制了鎂合金應(yīng)用范圍，因此鎂合金防護(hù)問題一直受到人們的重視。目前，鎂合金常用表面防護(hù)技術(shù)有熱噴涂、電鍍、化學(xué)轉(zhuǎn)化膜、有機(jī)涂層和陽極氧化等[5?8]。這些技術(shù)可使鎂合金的防腐蝕特性在一定程度上得到提高，但都有自身的不足，如涂層不致密、降低疲勞壽命、效率低、污染大等。因此，開發(fā)高效、經(jīng)濟(jì)、環(huán)保且具有現(xiàn)場操作性的鎂合金腐蝕防護(hù)工藝勢在必行。

冷噴涂作為一種新型的表面處理技術(shù)，是在20世紀(jì)80年代中期由俄羅斯科學(xué)院新西伯利亞理論與應(yīng)用力學(xué)研究所發(fā)明[9]。冷噴涂是一種在低于噴涂材料熔點(diǎn)的溫度下，加速噴涂粉末撞擊基體，通過劇烈的塑性變形與基體表面形成涂層的方法[10?12]。低溫的特性避免了對噴涂材料和基體材料產(chǎn)生的熱影響，高速粒子碰撞的噴丸效應(yīng)，使得冷噴涂涂層與熱噴涂相比具有低孔隙率的特征[13]。鋁是低密度和高延展性的金屬，具有優(yōu)異的耐腐蝕性能且鎂鋁間的電偶腐蝕驅(qū)動(dòng)力較小，這使鋁成為冷噴涂原料的最佳選擇。許多學(xué)者[14?18]在鎂合金基體上采用冷噴涂技術(shù)制備了純鋁或鋁合金涂層，發(fā)現(xiàn)涂層組織致密，孔隙率低，與鎂合金基體相比，耐蝕性能顯著提高，但冷噴涂鋁涂層硬度和耐磨損性能偏低，在苛刻環(huán)境里保護(hù)性質(zhì)是不夠的。為此，本文作者將純Al粉末和-Al2O3粉末1:1進(jìn)行機(jī)械混合，采用冷噴涂技術(shù)在AZ31鎂合金表面制備鋁基復(fù)合涂層。旨在通過觀察復(fù)合涂層顯微組織，測試其基本力學(xué)性能、耐腐蝕和磨損性能，并將其與純Al涂層進(jìn)行比較，探討Al2O3顆粒的加入對純Al涂層顯微組織及性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

冷噴涂粉末是選用氣霧化法制備的純Al粉末(99.5%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))和電爐重熔法制備的-Al2O3粉末。純Al顆粒以球形為主，兼有部分橢球形，表面略粗糙，粒度范圍約為5~30 μm。-Al2O3則是帶棱角的不規(guī)則顆粒，平均粒度為5~30 μm。將純Al粉末和Al2O3粉末按質(zhì)量1:1進(jìn)行機(jī)械混合，時(shí)間為8 h，純Al粉末和純Al-50%Al2O3粉末的宏觀形貌和能譜分析如圖1所示。

圖1 純Al粉末和Al-50%Al2O3粉末的SEM像和EDS譜

根據(jù)材料供應(yīng)商提供的數(shù)據(jù)，噴涂用的純鋁粉、用于對比的1060鋁板以及基體材料AZ31鎂合金的主要化學(xué)成分列于表1。

冷噴涂實(shí)驗(yàn)在中國科學(xué)院金屬研究所自主研制的冷噴涂設(shè)備上進(jìn)行，選擇壓縮空氣為工作氣體，噴涂前采用600~710um粒度剛玉對鎂合金表面進(jìn)行噴砂處理。根據(jù)前期的經(jīng)驗(yàn)，相應(yīng)的噴涂工藝參數(shù)如表2所列。

采用FEI?Quanta200型環(huán)境掃描電鏡和JSM?6700F掃描電子顯微鏡觀察粉末形貌、涂層截面組織和磨損表面形貌，結(jié)合EDAX 能譜儀分析元素種類及含量。涂層截面采用Kroll’s腐蝕劑(3 mL HF+6 mL HNO3+100 mL H2O)，腐蝕時(shí)間約為12 s。采用日本理學(xué)RigakuD/max?2550 型X 射線衍射儀測試粉末和涂層的相結(jié)構(gòu)。使用IQmaterials2軟件分析涂層截面金相并測量其孔隙率，取10點(diǎn)平均值作為涂層的孔隙率。顯微硬度測試采用泰明顯微硬度計(jì)(HXD?1000TM)，在涂層截面上測試硬度，硬度值取5次測量平均值，實(shí)驗(yàn)載荷質(zhì)量為25 g，壓力保持時(shí)間為15 s。

電化學(xué)測試在CHI600C電化學(xué)工作站上進(jìn)行，采用三電極體系，樣品作為工作電極，鉑片作為輔助電極，飽和甘汞電極作為參比電極，常溫下在3.5%NaCl (質(zhì)量分?jǐn)?shù))溶液中進(jìn)行測試。樣品用樹脂包封，樣品工作面用砂紙逐級打磨后拋光，僅允許約2 cm2面積暴露于測試溶液中，浸泡時(shí)間為60 min，待體系穩(wěn)定后進(jìn)行極化曲線測量，從開路電位?500 mV向陽極方向掃描，掃描速度為1 mV/s。

干滑動(dòng)摩擦磨損實(shí)驗(yàn)在中科凱華生產(chǎn)的CFT?1型材料表面性能綜合測試儀上進(jìn)行。采用球塊式摩擦副，上摩擦副是直徑為6 mm的GCr15鋼球(硬度為HRC62)，下摩擦副是尺寸為25 mm×25 mm×6 mm的塊體，載荷為1.5 N，旋轉(zhuǎn)速度200 r/min，旋轉(zhuǎn)直徑為6 mm，測試時(shí)間為60 min，實(shí)驗(yàn)溫度為室溫。根據(jù)塊體上的磨痕截面積及其磨痕長度來計(jì)算器體積磨損量。磨粒磨損實(shí)驗(yàn)采用MLH?30型輪式磨耗試驗(yàn)機(jī), 磨耗輪直徑為50 mm，磨耗輪上粘有180號SiC砂紙，規(guī)格為12 mm×158 mm。實(shí)驗(yàn)載荷分別為3 N和29.8 N，被測試的塊體材料尺寸為57 mm× 25 mm×6 mm。塊體材料做往復(fù)運(yùn)動(dòng)，塊體材料每做一次往復(fù)運(yùn)動(dòng)，磨輪帶動(dòng)砂紙轉(zhuǎn)動(dòng)0.9°，即塊體材料做400次往復(fù)運(yùn)動(dòng)，磨輪帶動(dòng)帶動(dòng)砂紙轉(zhuǎn)動(dòng)一周，完成一輪磨粒磨損實(shí)驗(yàn)，每個(gè)樣塊共進(jìn)行4輪磨損測試。根據(jù)磨損前后的磨損質(zhì)量損失與其密度比來計(jì)算其體積磨損量。

表1 AZ31鎂合金、純Al粉末和1060鋁板的化學(xué)成分

表2 涂層噴涂工藝參數(shù)

2 結(jié)果與分析

2.1 粉末和涂層相分析

圖2所示為冷噴涂粉末和涂層的XRD譜。

由圖2看出純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層XRD結(jié)果和各自粉末結(jié)果相似，主相都是Al相。另外兩種涂層沒有新峰出現(xiàn)，說明冷噴涂過程中對粉末的相結(jié)構(gòu)幾乎沒有影響。

2.2 涂層顯微組織

冷噴涂純Al和Al-50%Al2O3涂層截面SEM像如圖3所示。

由圖3(a)和(c)可以兩種涂層的低倍截面形貌可以看出，雖然純Al涂層與基體的結(jié)合情況較好，但Al-50%Al2O3復(fù)合涂層與基體結(jié)合的更緊密。另外，在同樣的噴涂條件下，純Al涂層的厚度(約為970 μm)明顯大于Al-50%Al2O3復(fù)合涂層的厚度(約為670 μm)，添加硬質(zhì)Al2O3會降低粉末的沉積率。由腐蝕后涂層的截面高倍形貌(見圖3(b)和(d))可以看出，原始形狀呈球形Al顆粒由于高速的撞擊發(fā)生了充分的變形，形成扁平狀的板條，水平分布的黑色曲線條紋即為Al板條的界面。在板條的交界和搭接處分布著少量的小尺寸不規(guī)則孔隙(見圖3(b)箭頭指示處)。Al-50%Al2O3復(fù)合涂層中除了Al板條外，在板條的界面或內(nèi)部處還彌散分布著尺寸不同的Al2O3顆粒，其中，小尺寸的Al2O3是由于復(fù)合粉末中Al2O3顆粒高速撞擊時(shí)發(fā)生破裂而形成的。另外，相對于Al涂層，Al-50%Al2O3涂層中的板條界面不明顯，且孔隙也相對較少，純Al涂層孔隙率為1.5%，Al-50%Al2O3復(fù)合涂層孔隙率降低至0.3%。這是因?yàn)楦哂捕鹊腁l2O3顆粒缺乏變形能力，撞擊已沉積Al顆粒使之繼續(xù)變形，進(jìn)一步搗實(shí)形成致密組織(使Al-50%Al2O3復(fù)合涂層與基體的結(jié)合也更緊密)。對于冷噴涂涂層，劇烈塑性變形一般被認(rèn)為是涂層結(jié)構(gòu)致密的主要原因[19]。

圖2 粉末和涂層的XRD譜

圖3 涂層截面SEM像

2.3 電化學(xué)測試

圖4所示為AZ31鎂合金、1060鋁板、純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層在室溫下置于3.5%NaCl溶液中浸泡60 min后測得的極化曲線。

圖4 在3.5%NaCl溶液中浸泡60 min后樣品的動(dòng)電位極化曲線

從圖4中可以看出，純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層相對于基體自腐蝕電位明顯正移，自腐蝕電流密度明顯降低。幾組樣品的陽極極化曲線都出現(xiàn)自腐蝕電流迅速增大的點(diǎn)，表明發(fā)生了點(diǎn)蝕現(xiàn)象[20]；不同的是各樣品的自腐蝕電位差別較大，其中純Al涂層出現(xiàn)明顯的鈍化區(qū)。對圖4極化曲線進(jìn)行Tafel擬合，得到自腐蝕電位(corr)，自腐蝕電流密度(corr)和極化電阻密度(p)數(shù)據(jù)，結(jié)果如表3所列。

由表3可以看出，純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層的自腐蝕電流密度分別為1.19×10?7 A/cm2和2.36×10?7 A/cm2比AZ31鎂合金基體的2.56×10?4 A/cm2降低3個(gè)數(shù)量級，表明冷噴純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層較基體耐蝕性顯著提高，且Al2O3顆粒的添加并沒有明顯降低純Al涂層抗腐蝕能力。純Al涂層的自腐蝕電流密度比1060鋁板低了一個(gè)數(shù)量級，自腐蝕電位也低于1060鋁板，這可能歸因于1060鋁板中有較高的Fe和Cu雜質(zhì)(如表1所列)，導(dǎo)致析氫反應(yīng)大于純Al涂層的[14, 21]。另外，冷噴涂純Al涂層的晶粒尺寸比1060鋁板板材更小，也可能是其耐蝕性更高的原因之一[22]。

表3 樣品動(dòng)電位極化結(jié)果

2.4 涂層的硬度和磨損性能

2.4.1 硬度

AZ31鎂合金噴砂、純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層顯微硬度與涂層/基體界面距離關(guān)系如圖5所示。

圖5 AZ31鎂合金噴砂、純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層顯微硬度與涂層/基體界面距離關(guān)系

由圖5可見，Al-50%Al2O3復(fù)合涂層平均硬度(94.8HV0.025)高于純Al涂層平均硬度(51.2HV0.025)，這是由于彌散分布的高硬度Al2O3顆粒提高了Al-50%Al2O3復(fù)合涂層的硬度[23?25]。Al-50%Al2O3復(fù)合涂層各點(diǎn)硬度平均偏差較純Al涂層的大，這歸因于Al2O3顆粒不均勻分布影響測量結(jié)果。涂層的硬度從涂層/基體界面向涂層表面的方向逐漸降低，鎂合金基體的硬度也是從涂層/基體界面向處向內(nèi)部逐漸降低。這兩種硬度呈梯度的變化的主要是由于冷噴涂顆粒沖擊而引起加工硬化造成的[26]。對于涂層而言，越靠近涂層/基體界面處的涂層受到后續(xù)噴涂粒子的連續(xù)撞擊的時(shí)間越長，加工硬化越明顯，同時(shí)涂層的致密度的也越高，從而導(dǎo)致較高的硬度；而越靠近涂層表層的部分則受到的沖擊作用較小，加工硬化程度輕，涂層的致密度較低，從而其硬度也較低[23, 27?28]。對于鎂合金基體來說，噴砂使基體表面硬度增加[29]，但噴涂純Al和Al-50%Al2O3粉末都能對鎂合金基體造成加工硬化現(xiàn)象，但是，由后者造成加工硬化現(xiàn)象明顯高于前者。這主要由于Al-50%Al2O3粉末中含有Al2O3顆粒造成的，一方面Al2O3具有更高密度，另一方面Al2O3顆粒在撞擊時(shí)不像純鋁粉末那樣發(fā)生塑形變形，這兩方面的原因使得冷噴涂Al-50%Al2O3比純鋁對鎂合金基體造成的沖擊能量更大，從而表現(xiàn)出更顯著的加工硬化現(xiàn)象。

2.4.2 滑動(dòng)摩擦性能

表4所列為AZ31鎂合金、1060鋁板、純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層滑動(dòng)摩擦試驗(yàn)結(jié)果。

表4 滑動(dòng)摩擦試驗(yàn)結(jié)果

如表4所示，1060鋁板和純Al涂層的滑動(dòng)磨損率分別比AZ31鎂合金的高43.3%和12.8%，而Al-50%Al2O3復(fù)合涂層的滑動(dòng)磨損率比AZ31鎂合金和純Al涂層的分別降低約77%和80%。

各材料摩擦因數(shù)系數(shù)曲線和磨痕微觀形貌及典型選取能譜分析如圖6和7所示。

圖6 不同樣品的摩擦因數(shù)與摩擦?xí)r間的變化關(guān)系

圖7 樣品磨損表面的SEM像及EDS結(jié)果

由圖6可以看出，1060鋁板和冷噴涂純Al涂層摩擦曲線非常類似，都呈現(xiàn)出快速上升，然后逐漸下降，然后再逐漸上升的過程，表現(xiàn)出類似的滑動(dòng)磨損機(jī)制。硬度較高的鉻鋼球壓在較軟的1060鋁板和冷噴涂純Al涂層表面時(shí)，由于球塊接觸面積小，使得鉻鋼球會壓入這兩種材料表面一定的深度形成凹坑。當(dāng)球塊發(fā)生相對滑動(dòng)時(shí)，塑形很好的鋁板和鋁涂層沿鉻鋼球運(yùn)動(dòng)前方的凹坑壁會發(fā)生宏觀塑形變形。此時(shí)，鉻鋼球除了要克服球塊之間的常規(guī)摩擦力外，還要克服1060鋁板或冷噴涂純Al涂層發(fā)生宏觀塑形變形的力。此時(shí)，球塊之間的摩擦力很大，超過正壓力，相應(yīng)的摩擦因數(shù)也大于1。在隨后的摩擦過程中，鉻鋼球會使與其配合的摩擦副發(fā)生塑形變形,同時(shí)其表面的微凸部分對鋁材作用以“犁溝”為主，摩擦副間強(qiáng)烈的摩擦產(chǎn)熱量會使摩擦副間產(chǎn)生部分粘著磨損。由圖7(b)和(c)所示的摩擦膜能譜分析結(jié)果來看，材料轉(zhuǎn)移主要是從軟的純鋁轉(zhuǎn)移到較硬的GCr15鋼球表面，而鋼球表面的材料僅發(fā)生少量的轉(zhuǎn)移。在隨后磨損過程中粘著的材料被剪切，發(fā)生層狀剝落或壓入磨痕中的摩擦膜中。由于磨痕中的鋁材反復(fù)塑形變形引起的疲勞斷裂、微切削產(chǎn)生的切屑以及粘著造成的材料脫落都會形成磨屑顆粒，這些顆粒在較高的摩擦熱作用下氧化形成摩擦膜，從而使得摩擦力逐漸降低(相應(yīng)的摩擦因數(shù)也降低)。隨著摩擦的繼續(xù)進(jìn)行，生成的氧化膜越來越厚，硬度較高的氧化膜一方面會對鉻鋼球表面產(chǎn)生切削作用，另一方面鋼球表面也會在與摩擦副反復(fù)作用的過程中發(fā)生疲勞破壞。這兩方面的原因會導(dǎo)致鉻鋼球表面的磨疤粗糙度升高，粗糙的磨疤也會對摩擦膜表面產(chǎn)生連續(xù)的沖擊作用。在鉻鋼球的反復(fù)作用下，這種較厚且脆性較大的摩擦膜會發(fā)生開裂，破裂的摩擦膜一部分會脫落，被推向磨痕邊緣，少部分碎屑又會留在磨痕中。這樣由于摩擦膜的脫落而暴露出新的鋁基體表面除了會發(fā)生犁溝和塑形變形外，還會受到被碾碎的的摩擦膜產(chǎn)生碎屑的作用，呈現(xiàn)出部分三種磨粒磨損的磨損機(jī)制。由于摩擦副間的摩擦膜的破壞，相應(yīng)的摩擦因數(shù)又繼續(xù)升高。文獻(xiàn)[30]也報(bào)道了這種摩擦因數(shù)先快速升高，再降低，然后又升高的變化趨勢?？梢酝茰y，隨著磨擦過程的繼續(xù)進(jìn)行，這種摩擦膜反復(fù)形成和破裂而導(dǎo)致的摩擦因數(shù)的變化過程會周而復(fù)始的進(jìn)行。

鉻鋼球與鎂合金以及Al-50%Al2O3復(fù)合涂層摩擦因數(shù)曲線類似，都是先上升然后保持比較平穩(wěn)的趨勢。由于鎂合金的塑形較差，不易發(fā)生塑形變形，鎂合金磨損失效機(jī)制主要以鉻鋼球表面的微凸起對鎂合金的微切削作用，大部分碎屑被推向磨痕邊緣，小部分碎屑留在磨痕中。由留在磨痕中碎屑的主要成分為AZ31的合金中的元素和少量的氧，未發(fā)現(xiàn)Fe元素(見圖7(a))，說明鉻鋼球基本未和鎂合金發(fā)生粘著磨損。另外，磨痕中除了有一些切削下來的碎屑外，無明顯的摩擦膜產(chǎn)生(見圖7(a))，這使得AZ31鎂合金與鋼球間的摩擦過程較為平穩(wěn)，獲得了較為穩(wěn)定的摩擦因數(shù)。鉻鋼球與冷噴涂Al-50%Al2O3復(fù)合涂層磨擦可以分為兩個(gè)方面，一方面鉻鋼球上的微凸起會對Al-50%Al2O3復(fù)合涂層中的Al產(chǎn)生犁溝和擠壓作用，另一方面隨著較軟的Al被去除后，突出的高硬度Al2O3顆粒也會對鉻鋼球表面產(chǎn)生切削作用，由于鉻鋼球的強(qiáng)度高于鎂合金，因此，鉻鋼球與Al-50%Al2O3復(fù)合涂層之間的摩擦因數(shù)比其與AZ31間的摩擦因數(shù)要高。另外，由于Al-50%Al2O3復(fù)合涂層中凸起的Al2O3對鉻鋼球的支撐和切削作用，大量Fe元素殘留在凸起Al2O3區(qū)域(見圖7(d))，使得鉻鋼球?qū)l的切削減少，從而降使得Al-50%Al2O3涂層的磨損量相對較低。當(dāng)復(fù)合涂層中鋁基體對Al2O3顆粒約束力小于摩擦力時(shí)，Al2O3顆粒就會發(fā)生位移、松動(dòng)甚至脫落，脫落的Al2O3顆粒在涂層表面和摩擦副表面之間滾動(dòng)和滑動(dòng)表現(xiàn)出一定的三體磨損形式[31]。這種相互切削并伴隨一定形式的磨粒磨損的方式使得鉻鋼球和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層之間的摩擦因數(shù)也基本保持穩(wěn)定狀態(tài)。

2.4.3 磨粒磨損性能

AZ31鎂合金、1060鋁板、冷噴涂純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層與SiC砂紙?jiān)诓煌d荷累計(jì)磨損量如圖8所示。

由圖8看出4種被測試材料的體積磨損量隨著載荷的增加而增加。其中，1060鋁板和純Al涂層在兩種載荷下的磨損量相當(dāng)，但都比AZ31鎂合金的高。Al-50%Al2O3復(fù)合涂層磨損量最低，較純Al涂層降低約40%左右，表明添加Al2O3能提高純Al涂層抗磨粒磨損性能。圖9所示為AZ31鎂合金、1060鋁板、純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層在載荷為3 N下磨粒磨損表面的SEM像。

如圖9所示，純Al涂層和Al-50%Al2O3復(fù)合涂層磨損表面都出現(xiàn)明顯劃痕和犁溝，純Al涂層的磨痕寬而深，復(fù)合涂層的磨痕淺而窄。純Al涂層的犁溝中存在大片的金屬層片殘留，并且層片相對摩擦面翹起，這種翹起造成磨痕的不連續(xù)，但在復(fù)合涂層中金屬層片較少。磨粒磨損過程中，固定在砂紙上的尖銳的SiC粒子很容易壓入純Al涂層表層，當(dāng)二者發(fā)生相對運(yùn)動(dòng)時(shí)，SiC粒子將會對Al涂層產(chǎn)生嚴(yán)重的犁溝磨損。犁溝兩側(cè)隆起的材料被切削和碾壓，從而造成純鋁涂層磨痕表面呈現(xiàn)出明顯的犁溝和被碾壓的金屬Al殘片。對于Al-50%Al2O3復(fù)合涂層中，由于高硬度的Al2O3顆粒的存在，可以部分減小SiC粒子刺入涂層的深度，因此，SiC粒子將會對Al-50%Al2O3復(fù)合涂層造成的犁溝磨損程度要輕一些。在磨損起始階段，由于Al-50%Al2O3涂層中的Al2O3顆粒受到Al的包裹和固定，當(dāng)SiC粒子作用在尺寸較大的Al2O3顆粒上時(shí)，Al2O3顆?？赡苡捎谧矒舭l(fā)生破裂而部分脫落或者沿SiC粒子運(yùn)動(dòng)的方向被壓入涂層中。隨著磨粒磨損的進(jìn)行，砂紙上的SiC粒子將復(fù)合涂層中的純Al相不斷切削掉，使部分Al2O3顆粒凸出，失去粘結(jié)金屬Al相包裹和固定的Al2O3顆粒很容易發(fā)生脫落。那些尺寸較小的Al2O3顆粒無論是在磨損的起始階段還是過程中，均會被粒度較大的SiC粒子連同粘結(jié)Al相一同切削掉?？梢?，Al-50%Al2O3復(fù)合涂層中的小顆粒Al2O3對提高涂層的抗磨粒磨損性能十分有限，而尺寸較大的Al2O3顆粒在冷噴涂的過程中由于強(qiáng)烈的沖擊作用，內(nèi)部也出現(xiàn)裂紋(見圖3(d)中的橢圓圈處)或破碎，在SiC粒子的不斷作用下容易脫落，最終使得Al2O3顆粒的添加對提高純鋁涂層的抗磨粒磨損效果不是十分顯著。

圖8 樣品在不同載荷下的體積磨損量

圖9 樣品磨粒磨損表面的SEM像

3 結(jié)論

1) 采用冷噴涂技術(shù)AZ31鎂合金基體上制備了Al-50%Al2O3復(fù)合涂層，由于Al2O3顆粒對已沉積的Al進(jìn)一步搗實(shí)，復(fù)合涂層較純Al涂層更致密，孔隙率更低。

2) Al-50%Al2O3復(fù)合涂層的自腐蝕電流密度(2.36×10?7A/cm2)和純Al涂層的自腐蝕電流密度(1.19×10?7A/cm2)相差不大，說明添加Al2O3并不會降低純Al涂層的抗腐蝕能力。而相對于鎂合金基體(2.56×10?4 A/cm2)，復(fù)合涂層及純Al涂層的自腐蝕電流密度降低了3個(gè)數(shù)量級，耐蝕性顯著提高。

3) 純Al涂層的滑動(dòng)磨損率比鎂合金高43.3%，Al-50%Al2O3復(fù)合涂層的滑動(dòng)磨損率比AZ31鎂合金和純Al涂層的分別降低約77%和80%，Al2O3顆粒的加入可顯著提高純Al涂層的抗滑動(dòng)磨損性能。

4) Al-50%Al2O3復(fù)合涂層的磨粒磨損率較純Al涂層的降低約40%左右，Al2O3顆粒的添加不能顯著提高純Al涂層的抗磨粒磨損性能。

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Microstructure and properties of cold sprayed Al-Al2O3coating on AZ31 magnesium alloy

CHEN Jin-xiong1, WANG Qun1, LUO Si-si1, TAN Xiong-long2

(1. College of Materials Science and Engineering, Hunan University, Changsha 410082, China; 2. Advanced Corporation for Materials & Equipments Co., Ltd., Changsha 410118, China)

The pure Al coating and Al-50% Al2O3composite coating were deposited on AZ31 magnesium alloy by cold spraying. The effect of addition Al2O3particleson morphology of the pure Al coating was analyzed by scanning electron microscopes(SEM), energy dispersive spectroscopy(EDS) and material analysis software. The effects of Al2O3particles adding on corrosion resistance, micro-hardness and wear properties of the pure Al coating were studied by using electrochemical workstation, microhardness tester, abrasion tester to evaluate the properties of coatings. The results show that the composite coating possessed higher density, lower porosity, the microhardness increases from 51.2 HV0.025to 94.8 HV0.025, the sliding wear rate decreases by 80.5% and the abrasive wear rate reduces by 40% in comparison to the pure Al coating. The corrosion current densities of the composite coating (2.36×10?7A/cm2) and the pure Al coating(1.19×10?7A/cm2) show the same level, but they are about 3 orders of magnitudes low compared with that of magnesium alloys substrate(2.56×10?4 A/cm2), which can significantly improve the corrosion resistance of magnesium alloys.

cold spray; AZ31 magnesium alloy; composite coating; corrosion resistance; wear resistance

Project(2013WK3027) supported by Hunan Province Science and Technology Program, China; Project(521298863) supported by Young Backbone Teacher Project of Hunan Province, China

2017-11-21;

2018-03-23

WANG Qun; Tel: +86-13787113453; E-mail: 13787113453@163.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.09.02

1004-0609(2018)-09-1720-10

TG174.44

A

湖南省科學(xué)計(jì)劃資助項(xiàng)目(2013WK3027)；湖南省青年骨干教師項(xiàng)目(521298863)

2017-11-21；

2018-03-23

王 群，副教授，博士；電話：13787113453；E-mail：13787113453@163.com

(編輯 王 超)