張恕愛,邢 勤,李 彰,王仲勛,趙 慧,王 浩

(1.煙臺(tái)職業(yè)學(xué)院,山東 煙臺(tái) 264670;2.航空材料先進(jìn)腐蝕與防護(hù)航空科技重點(diǎn)試驗(yàn)室(中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院),北京 100095;3. 哈爾濱工程大學(xué) 材料科學(xué)與化學(xué)工程學(xué)院,哈爾濱 150001)

準(zhǔn)晶是同時(shí)具有長(zhǎng)程準(zhǔn)周期性平移序和非晶體學(xué)旋轉(zhuǎn)對(duì)稱性的固態(tài)有序相[1-3]。1982年以色列科學(xué)家Shecheman等在急冷的Al-Mn合金中觀察到了具有5次旋轉(zhuǎn)對(duì)稱性,以及明銳的電子衍射斑點(diǎn)的圖譜,認(rèn)識(shí)到這是一種新的固體結(jié)構(gòu),并于1984年發(fā)表了這一發(fā)現(xiàn)[4]。

準(zhǔn)晶由于其特殊結(jié)構(gòu)使得其在力學(xué)性能[5]、表面性能[6]、電學(xué)性能[7]、熱學(xué)性能[8]、儲(chǔ)氫性能[9]等方面具有獨(dú)特的性能,其中低摩擦系數(shù)是準(zhǔn)晶材料的優(yōu)點(diǎn)之一,在相同的實(shí)驗(yàn)條件下塊體AlCuFe準(zhǔn)晶和相同的準(zhǔn)晶涂層摩擦系數(shù)相近,摩擦系數(shù)最低可降至0.12,相當(dāng)于常用鋁合金摩擦系數(shù)的1/3[10]。在準(zhǔn)晶涂層的研究方面,Witor等[11]采用高速氧氣助燃火焰噴涂技術(shù),用Al62.5Cu25Fe12.5和Al67Cu20Fe5Cr8粉末分別制備了兩種涂層,研究了兩種涂層的摩擦磨損性能和耐蝕性能,兩種涂層的腐蝕電流密度在1×10-6A/cm2左右,含Cr的涂層耐蝕性能更佳,AlCuFe涂層摩擦系數(shù)接近0.1,遠(yuǎn)低于基體。Xiao等[12]采用高速空氣助燃火焰噴涂技術(shù)制備了AlCuFeCr準(zhǔn)晶涂層,重點(diǎn)研究了涂層的摩擦磨損性能,結(jié)果表明該涂層摩擦系數(shù)為0.45,磨損率為7.6×10-5mm3/(N·m),同時(shí)探究了粉末粒徑對(duì)準(zhǔn)晶涂層硬度以及結(jié)合強(qiáng)度的影響。

本文采用爆炸噴涂的方式在2A12鋁合金基底上制備了AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層,考慮到航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)等關(guān)鍵零部件表面在服役過(guò)程(600～800 ℃)中對(duì)耐磨防護(hù)涂層的需求,因此重點(diǎn)研究了涂層在室溫及700 ℃高溫環(huán)境下準(zhǔn)晶涂層的摩擦學(xué)性能。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 噴涂材料

使用的Al-Cu-Fe-Sc準(zhǔn)晶粉末采用高壓水霧化制粉工藝制備,該工藝?yán)鋮s速度可以達(dá)到1×106℃/s[13],因而制備的粉末組織細(xì)小(粒徑40～60 μm),成分更為均勻,準(zhǔn)晶粉末的成分如表1所示。

表1 AlCuFeSc粉末成分(原子分?jǐn)?shù)/%) Table 1 Composition of AlCuFeSc powder (at.%)

采用的爆炸噴涂基體材料是2A12鋁合金,其成分如表2所示,力學(xué)性能如表3所示。

表2 2A12鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%) Table 2 Chemical composition of 2A12 aluminum alloy(wt.%)

表3 2A12鋁合金力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of 2A12 aluminum alloy

1.2 涂層制備方法

選用俄羅斯OB爆炸噴涂設(shè)備在2A12鋁合金基體上制備厚度為150～200 μm的準(zhǔn)晶涂層。爆炸噴涂采用乙炔和丙烷為燃?xì)?氧氣為助燃?xì)怏w,氮?dú)鉃樗头蹥怏w,噴涂工藝參數(shù)如表4所示。

表4 噴涂工藝參數(shù)Table 4 Spraying process parameters

1.3 性能測(cè)試方法

采用FEI公司的QUANTA200環(huán)境掃描電子顯微鏡對(duì)涂層試樣以及摩擦磨損形貌觀測(cè),該儀器還配備了能量色散光譜儀(EDS),用于分析粉末及涂層試樣的元素組成;采用Philips公司的X’Pert Pro MPD型X射線衍射儀(XRD)對(duì)涂層做物相分析,測(cè)試參數(shù)為步進(jìn)式測(cè)量、采樣時(shí)間0.2 s、步進(jìn)角度為0.02 (°)/s、管電壓為40 kV、溫度為室溫條件,所使用的靶材為銅靶。

采用HVS-1000A數(shù)字顯微硬度計(jì)測(cè)試準(zhǔn)晶涂層表面硬度。實(shí)驗(yàn)前對(duì)熱噴涂試樣進(jìn)行打磨處理,待表面平滑后,進(jìn)行超聲清洗,完畢后使用脫脂棉進(jìn)行擦拭并烘干。顯微硬度測(cè)試的參數(shù):載荷3 N,保載時(shí)間10 s,從涂層一側(cè)開始測(cè)量,每個(gè)試樣進(jìn)行多次測(cè)量以減小誤差,取3個(gè)試樣的平均值為硬度值。

為檢驗(yàn)準(zhǔn)晶涂層的摩擦學(xué)性能,同時(shí)考慮到準(zhǔn)晶涂層最高使用溫度為700 ℃左右,進(jìn)行了大氣環(huán)境中室溫以及700 ℃高溫下的往復(fù)摩擦磨損實(shí)驗(yàn),實(shí)驗(yàn)條件為載荷5、15和25 N,沖程3 mm,頻率為3 Hz,實(shí)驗(yàn)時(shí)間為30 min,對(duì)磨材料為直徑10 mm的9Cr18Mo鋼球以及無(wú)潤(rùn)滑劑的干摩擦條件。實(shí)驗(yàn)結(jié)束后用白光干涉儀對(duì)磨痕進(jìn)行三維形貌觀測(cè)并計(jì)算磨損的磨痕寬度、磨痕深度、體積損失等,進(jìn)而評(píng)判材料的耐磨性能。

1.4 熱處理方法

準(zhǔn)晶涂層退火溫度分別為650、700和750 ℃,保溫時(shí)間2 h,退火氣氛為大氣環(huán)境下。退火處理有利于準(zhǔn)晶涂層中準(zhǔn)晶相含量的上升,還有助于消除熱噴涂涂層的殘余應(yīng)力并改善涂層力學(xué)性能。

具體實(shí)驗(yàn)步驟為:首先對(duì)退火試樣進(jìn)行表面清理,然后放入坩堝中隨坩堝一起放置于中溫實(shí)驗(yàn)爐加熱室中部,升溫速率為10 ℃/min,設(shè)定相應(yīng)的保溫溫度,保溫時(shí)間為120 min,保溫時(shí)間結(jié)束后試樣隨爐冷卻到室溫,最后取出試樣進(jìn)行后續(xù)測(cè)試。

2 結(jié)果與分析

2.1 AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層的微觀形貌

爆炸噴涂AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層截面的微觀形貌如圖1所示。準(zhǔn)晶涂層具有典型爆炸噴涂制備涂層的結(jié)構(gòu)特點(diǎn),涂層的層狀結(jié)構(gòu)明顯,噴涂粒子呈波浪扁平狀交錯(cuò)堆疊在一起,同時(shí)準(zhǔn)晶涂層與基體之間結(jié)合良好,可以觀察到涂層深入基體凹陷處形成嵌合,表明涂層與基體之間有較高的結(jié)合強(qiáng)度。

圖1 爆炸噴涂AlCuFeSc涂層200倍(a),500倍(b),1 000倍(c)時(shí)的微觀形貌Fig.1 Microstructure of explosive sprayed AlCuFeSc coating: (a) 200 times; (b) 500 times; (c) 1 000 times

準(zhǔn)晶涂層的表面形貌如圖2所示,涂層表面較為平整,未出現(xiàn)明顯的凹坑;進(jìn)一步對(duì)準(zhǔn)晶涂層截面及表面的不同部位(圖1(c)和圖2中的紅框位置)的成分進(jìn)行分析,結(jié)果如表5、表6所示,準(zhǔn)晶涂層的截面及表面成分均與粉末成分相似,證明涂層在制備過(guò)程中準(zhǔn)晶粉末的化學(xué)成分并沒有發(fā)生變化且準(zhǔn)晶相分布較為均勻。根據(jù)截面形貌圖結(jié)合軟件計(jì)算得到準(zhǔn)晶涂層的孔隙率為0.931%,本文選用的爆炸噴涂參數(shù)具有較高的充槍氧燃比,高氧燃比產(chǎn)生的能量更高,噴涂粒子熔化更充分,飛行到基體表面后鋪展更為充分,使得制備的準(zhǔn)晶涂層具有較小的孔隙率。

圖2 爆炸噴涂AlCuFeSc涂層的表面形貌Fig.2 Surface morphology of explosive sprayed AlCuFeSc coating

表5 AlCuFeSc涂層不同區(qū)域元素成分(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 5 Elemental composition in different regions of AlCuFeSc coating (at.%)

表6 AlCuFeSc涂層表面元素成分(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 6 Surface element composition of AlCuFeSc coating (at.%)

2.2 AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層的物相分析

AlCuFeSc準(zhǔn)晶粉末與涂層的XRD譜圖如圖3所示,其中準(zhǔn)晶涂層與粉末的物相結(jié)構(gòu)保持一致,均由I-AlCuFe準(zhǔn)晶相和β-AlFe相組成,本文計(jì)算準(zhǔn)晶含量采用準(zhǔn)晶峰峰強(qiáng)度總和占總的峰強(qiáng)度總和之比來(lái)表示準(zhǔn)晶相含量。具體方法為:首先對(duì)XRD譜圖去背點(diǎn)處理并進(jìn)行物相標(biāo)定,隨后準(zhǔn)晶峰的峰強(qiáng)度相加后除以XRD譜圖中所有峰的峰強(qiáng)度之和,所得到的結(jié)果即為所測(cè)材料中準(zhǔn)晶相含量,經(jīng)計(jì)算在爆炸噴涂制備過(guò)程中,準(zhǔn)晶相含量由67%減小至56%。

圖3 AlCuFeSc粉末與涂層XRD譜圖Fig.3 XRD pattern of AlCuFeSc powder and coating

AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層在不同溫度下退火前后的XRD譜圖如圖4所示,其中退火后準(zhǔn)晶涂層依然由I-AlCuFe準(zhǔn)晶相和β-AlFe相組成。退火后涂層中準(zhǔn)晶相含量上升明顯,全部達(dá)到了70%以上,其中700 ℃退火處理使得準(zhǔn)晶相含量達(dá)到了72%。

圖4 AlCuFeSc涂層不同溫度退火后的XRD譜圖Fig.4 XRD patterns of AlCuFeSc coating after annealing at different temperatures

2.3 AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層的顯微硬度

圖5為爆炸噴涂制備的AlCuFeSc涂層在不同溫度退火處理后表面硬度的變化趨勢(shì)。

圖5 AlCuFeSc涂層硬度隨熱處理溫度變化規(guī)律Fig.5 Variation of hardness of AlCuFeSc coating with heat treatment temperature

從圖5中可以看出,室溫下涂層表面硬度為566.01HV0.3,退火溫度在200 ℃以下時(shí),退火后涂層的表面硬度小幅上升;退火溫度在200～500 ℃之間時(shí),涂層的硬度隨退火溫度升高急劇增高,最高達(dá)到了643.68HV0.3;退火溫度在500～700 ℃時(shí),涂層硬度先有小幅下降,然后趨于平穩(wěn)。

隨著退火溫度的增加,準(zhǔn)晶涂層中的低熔點(diǎn)相慢慢發(fā)生熔化,隨后與涂層中的高熔點(diǎn)固相發(fā)生包晶反應(yīng)生成準(zhǔn)晶相,引起涂層中準(zhǔn)晶相含量的上升[14]。而AlCuFeSc準(zhǔn)晶相屬于二十面體準(zhǔn)晶,滑移系很少,難以發(fā)生變形,因此涂層中準(zhǔn)晶相含量上升,引起涂層表面硬度的增加。

2.4 不同載荷對(duì)AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層室溫及高溫摩擦學(xué)性能影響

圖6為5 N載荷下基體和室溫以及高溫下AlCuFeSc涂層的動(dòng)態(tài)摩擦系數(shù)曲線。由圖可知,在跑合階段,室溫環(huán)境下基體和涂層摩擦系數(shù)曲線以較快的速度上升,達(dá)到峰值后逐漸下降,而高溫環(huán)境下涂層的摩擦系數(shù)是迅速上升,達(dá)到一個(gè)峰值隨后才逐漸下降。室溫環(huán)境下,涂層的摩擦系數(shù)曲線在穩(wěn)定階段波動(dòng)略高于基體,這是由于在低載荷的條件下,摩擦副之間的接觸面積較小,此時(shí)材料表面細(xì)微的突起都會(huì)引起摩擦系數(shù)曲線的波動(dòng)。而高溫環(huán)境下摩擦產(chǎn)生的磨屑比較容易粘附在材料表面并填補(bǔ)到孔隙等缺陷處,使得材料表面容易趨于光滑,因此高溫環(huán)境下的摩擦系數(shù)曲線整體都表現(xiàn)出極低的波動(dòng),較為平滑。

圖6 5 N載荷下基體和涂層動(dòng)態(tài)摩擦系數(shù)曲線Fig.6 Dynamic friction coefficient curves of substrate and coating under 5 N load

圖7為15 N載荷下基體和室溫及高溫下AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層的動(dòng)態(tài)摩擦系數(shù)曲線圖,與5 N載荷下不同的是,室溫下AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層的曲線波動(dòng)變小,高溫下AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層跑合階段摩擦系數(shù)上升幅度趨勢(shì)變緩。這是由于在載荷升高的情況下,摩擦副之間接觸更加緊密,接觸面積增大,材料表面相對(duì)的更加光滑,一些微小的突起對(duì)摩擦過(guò)程的影響就會(huì)減小,從而導(dǎo)致摩擦系數(shù)較為平滑。而基體的摩擦系數(shù)曲線后半段波動(dòng)較大可能是由于隨著摩擦的進(jìn)行,摩擦生熱使得摩擦前期產(chǎn)生的磨屑粘連到了摩擦副表面,形成了新的較大的突起,使得摩擦系數(shù)產(chǎn)生了較大的波動(dòng)。

圖7 15 N載荷下基體和涂層動(dòng)態(tài)摩擦系數(shù)曲線Fig.7 Dynamic friction coefficient curves of substrate and coating under 15 N load

圖8為25 N載荷下基體和室溫及高溫下AlCuFeSc涂層的動(dòng)態(tài)摩擦系數(shù)曲線圖,與5和15 N載荷下的不同在于室溫下涂層摩擦系數(shù)曲線在前半段的波動(dòng)更小,在750 s后涂層的波動(dòng)又有所增大,分析認(rèn)為可能是由于750 s之后摩擦表面出現(xiàn)了較大的凹坑或粘附了較大的磨屑,導(dǎo)致摩擦系數(shù)曲線波動(dòng)變大且有所上升。

圖8 25 N載荷下基體和涂層動(dòng)態(tài)摩擦系數(shù)曲線Fig.8 Dynamic friction coefficient curves of substrate and coating under 25 N load

圖9為基體和常溫及高溫下AlCuFeSc涂層5、15、25 N載荷下的平均摩擦系數(shù)圖。室溫環(huán)境下涂層的摩擦系數(shù)范圍為0.511～0.656,高溫環(huán)境下涂層摩擦系數(shù)范圍為0.500～0.578,而基體摩擦系數(shù)為0.701～0.877,可以看出準(zhǔn)晶涂層摩擦系數(shù)明顯降低,低摩擦系數(shù)正是準(zhǔn)晶材料的重要特性,同時(shí)還可以發(fā)現(xiàn)摩擦系數(shù)隨載荷的提高下降得較為明顯,這是由于載荷提高使得摩擦副之間接觸面積增大,在摩擦磨損的穩(wěn)定階段,接觸面積增大意味著微小的凸起對(duì)摩擦過(guò)程的影響會(huì)有所減小,即接觸面由粗糙變?yōu)橄鄬?duì)光滑,不僅使得穩(wěn)定階段摩擦系數(shù)曲線較為平滑,對(duì)降低摩擦系數(shù)也有良好的促進(jìn)效果。高溫下摩擦系數(shù)隨載荷升高而降低還與摩擦過(guò)程中的磨屑容易發(fā)生粘著有關(guān),發(fā)生粘著的磨屑在磨球的運(yùn)動(dòng)下可以填補(bǔ)到孔隙和坑洞中,使得摩擦面光滑度增加,因此降低摩擦系數(shù)更加明顯。

圖9 平均摩擦系數(shù)對(duì)比Fig.9 Comparison of average friction coefficients

2.5 不同載荷對(duì)AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層室溫及高溫磨損率的影響

圖10～13分別為AlCuFeSc涂層室溫及高溫條件下,在不同載荷下的三維及二維磨痕形貌圖。其中圖11與圖13中PV和RMS分別代表選取截面的最大磨削深度與平均磨削深度,Area Below代表選取截面的面積。根據(jù)軟件分析得到各個(gè)磨痕的磨損體積如表7所示。圖14為根據(jù)磨損體積計(jì)算的基體和室溫及高溫環(huán)境下AlCuFeSc涂層的磨損率圖。可以看到,無(wú)論在室溫環(huán)境下還是在高溫環(huán)境下,涂層的磨損率都比較低。尤其是在15及25 N載荷下,AlCuFeSc涂層磨損率比基體降低了一個(gè)數(shù)量級(jí)以上。室溫環(huán)境下,AlCuFeSc涂層最低的磨損率為15 N載荷下的2.94×10-5mm3/(N·m);在高溫環(huán)境下涂層的磨損率又進(jìn)一步下降,磨損率最低為15 N載荷下的3.35×10-6mm3/(N·m)。以磨損率最低的15 N載荷條件為例,經(jīng)過(guò)計(jì)算后得知AlCuFeSc涂層磨損率僅為基體同載荷下的7.49%,高溫實(shí)驗(yàn)環(huán)境下同載荷的涂層磨損率為室溫環(huán)境下的11.4%,由此可以說(shuō)明相較于基體AlCuFeSc涂層具有良好的耐磨性能。

圖10 室溫下不同載荷涂層磨痕三維形貌圖Fig.10 Three-dimensional morphology of coating wear marks under different loads at room temperature: (a) 5 N; (b) 15 N; (c) 25 N

圖11 室溫下不同載荷涂層磨痕二維形貌圖Fig.11 Two-dimensional morphology of coating wear marks under different loads at room temperature: (a) 5 N; (b) 15 N; (c) 25 N

圖13 高溫下不同載荷涂層磨痕二維形貌圖Fig.13 Two-dimensional morphology of coating wear marks under different loads at hing temperature: (a) 5 N; (b) 15 N; (c) 25 N

圖14 2A12基體和AlCuFeSc涂層不同載荷下的磨損率Fig.14 Wear rate of 2A12 substrate and AlCuFeSc coating under different loads

表7 不同載荷下室溫和高溫涂層的磨痕磨損體積Table 7 Wear volume of each wear scar mm3

2.6 AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層磨損機(jī)理分析

為探究AlCuFeSc涂層摩擦磨損機(jī)制,對(duì)涂層的磨痕進(jìn)行了微觀形貌觀察,室溫涂層摩擦磨損在5、15和25 N載荷下的磨痕形貌如圖15所示,對(duì)應(yīng)磨損的特征位置EDS測(cè)試結(jié)果如表8所示?？梢钥闯?在5 N的低載荷下(圖15(a)),AlCuFeSc準(zhǔn)晶涂層主要發(fā)生的是輕微摩擦磨損,磨痕表面存在著微觀犁溝和少量的粘著磨屑。微觀犁溝是由于磨損產(chǎn)生的磨屑顆粒以及對(duì)磨球在低載荷下的輕微刮擦產(chǎn)生的,少量的粘著磨屑是在摩擦過(guò)程中硬度較低的磨屑被對(duì)磨球擠壓變形最后粘著在磨痕表面形成的[15]。15 N載荷下(圖15(b))磨痕形貌沒有明顯的剝落坑,取而代之的是大量的粘著磨屑和輕微的犁溝磨痕,磨損機(jī)理以粘著磨損為主伴隨著輕微磨粒磨損[16]。25 N載荷下(圖15(c))磨痕表面微觀犁溝較為均勻細(xì)密,還可觀察到未被磨平的粘著磨屑,分析認(rèn)為犁溝產(chǎn)生的原因是由于較大塊的磨屑未能與磨損面發(fā)生粘著而是隨著對(duì)磨球在摩擦表面往復(fù)運(yùn)動(dòng),從而產(chǎn)生了這一現(xiàn)象,磨損機(jī)理以粘著磨損為主[17]。準(zhǔn)晶涂層在不同載荷下磨損后產(chǎn)生的粘著磨屑及犁溝、坑洞等區(qū)域成分并未改變,均保持準(zhǔn)晶相的成分,證明準(zhǔn)晶涂層在室溫下具有良好的摩擦性能穩(wěn)定性。

圖15 不同載荷室溫環(huán)境下AlCuFeSc涂層磨痕形貌Fig.15 Morphology of wear scar of AlCuFeSc coating at room temperature: (a) 5 N; (b) 15 N; (c) 25 N

表8 AlCuFeSc涂層室溫磨損后不同區(qū)域元素成分(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 8 Elements in different regions of AlCuFeSc coating after room temperature wear (at.%)

AlCuFeSc涂層5、15和25 N載荷下高溫摩擦磨損磨痕形貌如圖16所示,對(duì)應(yīng)磨損的特征位置EDS測(cè)試結(jié)果如表9所示?？梢钥闯?在5 N載荷下(圖16(a))磨痕表面出現(xiàn)了相當(dāng)數(shù)量的剝落,以及平行于摩擦方向的磨屑運(yùn)動(dòng)痕跡,分析認(rèn)為涂層在高溫環(huán)境主要發(fā)生的是粘著磨損,而且在低載荷下粘著磨屑容易連接成片隨后剝落[18]。15 N載荷下(圖16(b))磨痕表面異常光滑,僅能觀察到少量痕跡較淺的粘著磨屑,說(shuō)明AlCuFeSc涂層在該磨損條件下磨屑對(duì)摩擦表面的防護(hù)效果可以達(dá)到最大[19]。25 N載荷下(圖16(c))磨痕中出現(xiàn)了較多的與摩擦方向平行的脊和剝落,分析認(rèn)為在該條件下磨屑被運(yùn)動(dòng)中的對(duì)磨球擠壓并拉長(zhǎng),但由于未能較好地粘著而斷裂并脫落[20-21]。根據(jù)準(zhǔn)晶涂層在700 ℃摩擦測(cè)試后表面的EDS測(cè)試結(jié)果,涂層中的O元素成分均表現(xiàn)出不同程度的增加,同時(shí)Al元素成分下降,因此涂層在高溫摩擦磨損過(guò)程中部分Al元素被氧化為Al2O3,在摩擦往復(fù)過(guò)程中剝落,導(dǎo)致出現(xiàn)了較多的脊或坑洞。

圖16 不同載荷高溫環(huán)境下AlCuFeSc涂層磨痕形貌Fig.16 Wear scar morphology of AlCuFeSc coating under high temperature environment: (a) 5 N; (b) 15 N; (c) 25 N

表9 AlCuFeSc涂層高溫磨損后不同區(qū)域元素成分(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 9 Elements in different regions of AlCuFeSc coating after high temperature wear (at.%)

3 結(jié) 論

1)AlCuFeSc涂層與基體結(jié)合良好,涂層孔隙率為0.931%,準(zhǔn)晶涂層主要由I-AlCuFe準(zhǔn)晶相和β-AlFe相組成,700 ℃退火后準(zhǔn)晶相含量可以達(dá)到72%。

2)AlCuFeSc涂層表面硬度隨退火溫度升高,從566.01HV0.3上升到了最高643.68HV0.3,涂層硬度上升明顯。

3)AlCuFeSc涂層在5、15和25 N載荷下的室溫平均摩擦系數(shù)分別為0.656、0.555、0.511,磨損率分別為3.27×10-5、2.94×10-5和3.86×10-5mm3/(N·m),磨損機(jī)制隨載荷增加從磨粒磨損為主轉(zhuǎn)變?yōu)檎持p為主。

4)AlCuFeSc涂層在5、15和25N載荷下的高溫平均摩擦系數(shù)分別為0.564、0.578、0.500,磨損率分別為4.12×10-6、3.35×10-6、5.38×10-6mm3/(N·m),磨損機(jī)制都以粘著磨損為主。