閆成旗，賈竹英，李占君

(安陽工學(xué)院a.機(jī)械工程學(xué)院，b.工程訓(xùn)練中心，河南 安陽 455000)

0 前 言

改善鋁合金室溫以及高溫下的摩擦學(xué)性能，使其在寬溫域環(huán)境中正常使用成為研究的重要工作之一[1，2]。表面涂層技術(shù)是提高材料摩擦學(xué)性能的重要途徑之一。Zadorozhnyy 等[3，4]通過機(jī)械球磨方法在硬鋁基體表面制得了Ni-Al 金屬間化合物復(fù)合涂層，研究結(jié)果表明，球磨過程中Ni 和Al 之間反應(yīng)可直接生成NiAl 和Ni3Al 金屬間化合物，并且提出通過調(diào)節(jié)球磨強(qiáng)度、球磨時(shí)間、粉末組成和退火處理可以優(yōu)化涂層的相組成。Chen 等對機(jī)械球磨方法在鈦合金表面制備Ti-Cu-Al[5]、Cr - Al[6]、NiCrAlCoY - Al[7]、Al - Si[8]和Al-B4C[9]等復(fù)合涂層的擴(kuò)散行為、金屬間化合物生成和摩擦學(xué)性能進(jìn)行了大量的研究，結(jié)果表明機(jī)械球磨方法在樣品表面可制備均勻的復(fù)合涂層，并且經(jīng)過熱處理后會有擴(kuò)散層以及相應(yīng)的金屬件化合物增強(qiáng)相生成，能增強(qiáng)基體的抗磨性能。

機(jī)械球磨制備復(fù)合涂層原理為基體與球反復(fù)碰撞作用下使得復(fù)合粉末冷焊至基體表面，但采用該方法制備固體自潤滑復(fù)合涂層會因固體潤滑劑的團(tuán)聚而使涂層發(fā)生滑移斷裂[10-12]。為此，本工作研究設(shè)計(jì)了間接加入固體潤滑劑Ag 的方法在鋁合金表面制備Ni-Al-Ag自潤滑復(fù)合涂層，即首先將Ni 粉與Ag 粉低速球磨制備Ni-Ag 復(fù)合粉，然后加入Al 粉進(jìn)行制備Ni-Al-Ag自潤滑復(fù)合涂層。這種預(yù)先球磨制備復(fù)合粉的方法可使固體潤滑劑Ag 充分分散，有效避免因其團(tuán)聚而引發(fā)的涂層滑移斷裂。本工作研究分析了不同預(yù)磨時(shí)間下制備的復(fù)合涂層的組織、成分以及室溫、200℃和350 ℃環(huán)境下的摩擦學(xué)性能。

1 試 驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料與涂層制備

鋁合金基體材料型號為ZL114A，尺寸約為12 mm×12 mm×3 mm。采用純度為99.9%的Al 粉，200目；純度為99.9%的Ni 粉，200 目；純度為99.99%的Ag粉，300 目。將Ni 粉與Ag 粉混合分別預(yù)先球磨0，6，12，18 h，隨后加入Al 粉和鋁合金基體進(jìn)行復(fù)合涂層制備，其中粉體總質(zhì)量為20 g(Ni 粉與Al 粉原子數(shù)比為1 ∶1；Ag 粉占粉末總質(zhì)量20%)，預(yù)球磨0，6，12，18 h的4 種涂層分別命名為NNA0、NNA6、NNA12 和NNA18。采用直徑為6 mm 和8 mm 的不銹鋼球來提高其球磨能量，為了防止旋轉(zhuǎn)過程中粉末溫度的上升，每球磨60 min 時(shí)停止10 min。之后，涂層在真空爐中500 ℃真空退火2 h，然后在爐中隨爐冷卻。涂層制備過程示意見圖1，涂層的組成及工藝參數(shù)如下:預(yù)磨球料比16.7 ∶1.0，預(yù)磨轉(zhuǎn)速250 r/min，球磨時(shí)間7 h，球磨球料比12.5 ∶1.0，機(jī)械球磨轉(zhuǎn)速400 r/min。

圖1 涂層制備過程示意Fig.1 Schematic diagram of the coating preparation process

1.2 檢測方法

樣品物相使用Bruker-AXS D8 Advance X 型射線衍射儀(XRD)進(jìn)行測定。涂層硬度使用HXS 1000A顯微硬度儀進(jìn)行測試，載荷2 N，加載時(shí)間10 s。樣品形貌和元素分布使用Quant 250FEG 場發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行分析測試。樣品室溫、200 ℃和350 ℃溫度下的摩擦學(xué)性能采用HT-1000 高溫摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行測試，摩擦對偶球?yàn)橹睆? mm 的Si3N4陶瓷球，摩擦載荷5 N，滑動(dòng)速度0.15 m/s，測試時(shí)間20 min。材料的磨損體積通過V＝AL計(jì)算(V代表磨損體積，A代表磨斑橫截面積，L代表磨斑直徑)。磨損率W通過W＝V/(SF)計(jì)算(S代表滑動(dòng)距離，F(xiàn)代表外加載荷)，給出的磨損率數(shù)據(jù)為3 次試驗(yàn)數(shù)據(jù)的平均值。

2 結(jié)果與討論

2.1 涂層成分、微觀組織和力學(xué)性能

圖2 為制備涂層后原始粉末的剩余質(zhì)量對比。

圖2 涂層制備后原始粉末的剩余質(zhì)量Fig.2 The surplus weight of original powders after fabrication of the coatings

采用預(yù)磨工藝后，剩余粉末質(zhì)量明顯下降，Ni 粉和Ag 粉預(yù)混18 h 制備涂層后剩余質(zhì)量約為0.5 g。剩余質(zhì)量的減小代表機(jī)械球磨制備涂層過程中涂層滑裂脫落的粉末減少?？梢缘贸觯A(yù)混料能使Ag 盡可能地分散于Ni 粉中，從而在機(jī)械球磨過程中能有效地改善固體潤滑劑Ag 聚集引起的涂層滑移斷裂。

圖3 為4 種復(fù)合涂層熱處理前XRD 譜。機(jī)械球磨后涂層組分中只有微量Al2O3生成，這歸屬于機(jī)械球磨過程中微量Al 粉發(fā)生氧化，說明機(jī)械球磨制備復(fù)合涂層過程中不會使原始物相發(fā)生改變。從圖3b 可以清晰看出原始粉末中Ni、Al 和Ag 的衍射峰。

圖3 NAA0、NAA6、NAA12 和NAA18 復(fù)合涂層熱處理前X 射線衍射譜Fig.3 X-ray diffraction of the NAA0，NAA6，NAA12 and NAA18 composite coatings before annealing

圖4 為4 種復(fù)合涂層熱處理后XRD 譜。經(jīng)過熱處理后NAA0 涂層中有Al3Ni 和Al3Ni2金屬間化合物生成，NAA6 涂層中有Al3Ni2金屬間化合物生成，NAA12涂層中有Al3Ni2和AlNi 金屬間化合物生成，NAA18 涂層中有Al3Ni2和AlNi 金屬間化合物生成。從圖4b 可以看出隨著預(yù)先球磨時(shí)間的延長，涂層中生成的金屬間化合物由Al3Ni 轉(zhuǎn)變?yōu)锳l3Ni2再轉(zhuǎn)變?yōu)锳lNi 的趨勢。結(jié)合經(jīng)過預(yù)先球磨后涂層中Al 相的消失可以得出預(yù)先球磨可以使得原始粉末更加分散，經(jīng)過熱處理后有利于偏Ni 的Ni-Al 系金屬間化合物生成。

圖4 NAA0、NAA6、NAA12 和NAA18 復(fù)合涂層熱處理后X 射線衍射譜Fig.4 X-ray diffraction of the NAA0，NAA6，NAA12 and NAA18 composite coatings after annealing

圖5 為4 種涂層的截面微觀結(jié)構(gòu)，對應(yīng)的元素分布見圖6。未經(jīng)過預(yù)先球磨的涂層內(nèi)部存在嚴(yán)重的滑移斷裂，并且裂紋的延伸方向?yàn)楣腆w潤滑劑Ag 聚集位置。由以上可以得出滑移斷裂的產(chǎn)生是因?yàn)楣腆w潤滑劑Ag 聚集區(qū)域受到鋼球的猛烈撞擊而形成。經(jīng)過預(yù)先球磨處理制備的復(fù)合涂層內(nèi)部各元素均勻分布，固體潤滑劑Ag 的均勻分布使得涂層在鋼球猛烈撞擊下無滑移斷裂產(chǎn)生。

圖5 NAA0、NAA6、NAA12 和NAA18 復(fù)合涂層熱處理后截面微觀組織Fig.5 The cross-section microstructures of the NAA0，NAA6，NAA12 and NAA18 composite coatings after annealing

鋁合金硬度約為75 HV，NAA0、NAA6、NAA12、NAA18 涂層硬度分別約為171.6，190.0，235.0，243.0 HV。涂層的硬度均高于基體鋁合金，且硬度隨著預(yù)混時(shí)間的延長而有所增加。這主要是由于涂層中生成了Al3Ni、Al3Ni2和AlNi 不同金屬間化合物。

2.2 涂層摩擦學(xué)性能及機(jī)理分析

圖7 為鋁合金和涂層在室溫下的摩擦曲線。鋁合金基體的摩擦系數(shù)約為0.37，NAA0、NAA6、NAA12 和NAA18 4 種涂層摩擦系數(shù)分別約為0.48，0.22，0.19，0.16。鋁合金和NAA0 涂層摩擦曲線有較大波動(dòng)，這主要是因?yàn)殇X合金基體中無潤滑劑，NAA0 涂層中固體潤滑劑因聚集而無法在摩擦表面形成完整的固體潤滑膜。NAA6、NAA12 和NAA18 涂層摩擦系數(shù)低且曲線穩(wěn)定，說明3 種涂層具有良好的自潤滑性能。這說明經(jīng)過預(yù)先球磨后，固體潤滑劑的進(jìn)一步分散有利于在摩擦表面形成完整的潤滑膜。

圖7 鋁合金、NAA0、NAA6、NAA12 和NAA18 復(fù)合涂層室溫下摩擦系數(shù)曲線Fig.7 Friction coefficients of the Al alloy，NAA0，NAA6，NAA12 and NAA18 samples at room temperature

圖8 為鋁合金和涂層在200 ℃下的摩擦曲線。

圖8 鋁合金、NAA0、NAA6、NAA12 和NAA18復(fù)合涂層200 ℃下摩擦系數(shù)曲線Fig.8 Friction coefficients of the Al alloy，NAA0，NAA6，NAA12 and NAA18 samples at 200 ℃

鋁合金在該溫度下的摩擦曲線在0.42 ～1.40 之間波動(dòng)，而4 種涂層的摩擦系數(shù)分別約為0.40，0.25，0.25，0.25。

圖9 為鋁合金和涂層在350 ℃下的摩擦曲線。鋁合金和NAA0 涂層的摩擦曲線分別在0.80 ～1.50 和0.60～1.10 范圍內(nèi)波動(dòng)嚴(yán)重；NAA6 涂層的摩擦系數(shù)隨時(shí)間的延長而增大，其最大值約為0.80；NAA12 和NAA18 涂層具有低并且穩(wěn)定的摩擦系數(shù)，分別約為0.27和0.25。

圖9 鋁合金、NAA0、NAA6、NAA12 和NAA18復(fù)合涂層350 ℃下摩擦系數(shù)曲線Fig.9 Friction coefficients of the Al alloy，NAA0，NAA6，NAA12 and NAA18 samples at 350 ℃

圖10 列出了鋁合金和涂層在室溫、200 ℃和300℃溫度下的磨損率。室溫下鋁合金具有最高的磨損率，約為1.48×10-3mm3/(N·m)；當(dāng)溫度升高至200℃和350 ℃時(shí)，鋁合金發(fā)生嚴(yán)重的黏著磨損而導(dǎo)致樣品損壞；NAA0、NAA6、NAA12 和NAA18 4 種涂層的磨損率處于(1.5～6.0)×10-4mm3/(N·m)之間，NAA12和NAA18 2 種 涂 層 磨 損 率 為(1.5 ～4.0) × 10-4mm3/(N·m)。

圖10 鋁合金、NAA0、NAA6、NAA12 和NAA18復(fù)合涂層不同溫度下的磨損率Fig.10 Wear rates of the Al alloy，NAA0，NAA6，NAA12 and NAA18 samples at different temperature

圖11 為鋁合金在室溫環(huán)境溫度下的磨斑形貌?？梢?，在室溫下磨斑表面存在大量的犁溝和脫皮現(xiàn)象。當(dāng)溫度上升到200 ℃和350 ℃時(shí)，鋁合金的高溫蠕變使得其發(fā)生嚴(yán)重的黏著磨損，說明鋁合金在溫度上升時(shí)其摩擦性能低劣并且無法正常使用。

圖11 鋁合金在室溫下磨斑表面形貌Fig.11 Worn surfaces of the Al alloy at room temperature

圖12 為在室溫、200 ℃和350 ℃環(huán)境溫度下摩擦系數(shù)最佳的NAA18 涂層的磨斑形貌和元素分布。在3個(gè)摩擦溫度下復(fù)合涂層中固體潤滑劑Ag 在摩擦表面鋪展形成了光滑的潤滑膜，使得涂層具有良好的摩擦系數(shù)和磨損率[13-25]。

圖12 NAA18 涂層在室溫、200 ℃和350 ℃下磨斑形貌和元素分布Fig.12 Worn surfaces and element distribution of the NAA18 coating at room temperature，200 ℃and 350 ℃

3 結(jié) 論

(1)采用機(jī)械球磨方法在鋁合金表面制備了組織均勻的Ni-Al-Ag 自潤滑復(fù)合涂層；預(yù)先球磨的方法使得固體潤滑劑Ag 充分分散，有效預(yù)防了球磨過程中涂層內(nèi)部滑移裂紋的產(chǎn)生。

(2)經(jīng)過熱處理后涂層中有不同的Ni-Al 系金屬間化合物生成，并且隨預(yù)磨時(shí)間的延長生成的金屬間化合物有Al3Ni 轉(zhuǎn)變成Al3Ni2再轉(zhuǎn)變成AlNi 趨勢，其顯微硬度也有所增加。

(3)預(yù)先球磨12 h 和18 h 制備的Ni-Al-Ag 自潤滑復(fù)合涂層在室溫、200 ℃和350 ℃下摩擦過程中固體潤滑劑Ag 的鋪展成膜使得涂層具有良好的摩擦學(xué)性能，有效擴(kuò)大了鋁合金的使用溫度范圍。