等离子喷涂Cr3C2-NiCr涂层的气孔率统计分析

等离子喷涂Cr3C2-NiCr涂层的气孔率统计分析（精选2篇）

篇1：等离子喷涂Cr3C2-NiCr涂层的气孔率统计分析

等离子喷涂Cr3C2-NiCr涂层的气孔率统计分析

研究了等离子喷涂Cr3C2-NiCr涂层的气孔率服从正态分布、对数正态分布和韦伯分布的拟合优度.在统计分析的基础上,考察了喷枪移动速率和涂层厚度对涂层气孔率的影响.结果表明,在不同喷枪移动速率下喷涂不同厚度涂层,其气孔率均同时显著地服从正态分布、对数正态分布和韦伯分布,它们的变异系数在0.17～0.48,韦伯模数在2.0～6.2;根据不同分布估计出的平均值的.置信区间基本相同.在相同的喷涂工艺参数条件下,厚度小于100μm的涂层的气孔率较高;当涂层的厚度较厚时,涂层的气孔率为一常数.在50,75和100m/min三种喷枪移动速率中,以75m/min喷枪移动速率喷涂涂层的气孔率最低.

作 者：李剑锋 周霞明 丁传贤 LI Jian-feng ZHOU Xia-ming DING Chuan-xian 作者单位：中国科学院上海硅酸盐研究所,上海,50刊 名：航空材料学报 ISTIC EI PKU英文刊名：JOURNAL OF AERONAUTICAL MATERIALS年，卷(期)：200020(1)分类号：V261.93关键词：等离子喷涂 Cr3C2-NiCr涂层 气孔率 统计分析

篇2：等离子喷涂Cr3C2-NiCr涂层的气孔率统计分析

1 实验材料和方法

选取热轧态的0Cr18Ni9奥氏体不锈钢作为基体材料, 硬度约200HV, 切割成50mm×40mm×8mm的样品。采用砂纸对基体表面进行打磨, 并用乙醇溶液清洗干净。熔覆材料选用Ni80Cr20-Cr3C2金属陶瓷粉末, 其中NiCr合金总质量分数为30%, 固体润滑剂WS2的添加量为30%。用电子天平称重后混合, 放入球磨机 (QM-3SP04) 中球磨2h。然后使用甲基纤维素黏结剂将混合粉末预置在0Cr18Ni9基体上, 厚度约1.5mm。最后放入干燥箱, 加热到80℃保温烘干2h。

激光熔覆设备采用GS-TFL-10kW型高功率横流CO2激光器, 熔覆工艺参数为:功率1.5kW, 矩形光斑尺寸为6mm×3mm (长×宽) , 扫描速率为4mm/s, 熔覆过程中向熔池吹氮气进行保护。

用X’Pert-Pro MPD (XRD) 分析了涂层的物相组成, 用S-4700场发射扫描电镜 (SEM) 观察了涂层横截面的显微组织, 并使用其附带的能谱系统 (EDS) 检测涂层中各区域元素成分。利用MH-5型显微硬度计测定涂层的显微硬度, 测试载荷300g, 加载时间10s。在HT-1000高温摩擦磨损试验机上, 采用球盘接触方式分别测定了两种涂层在室温、300℃和600℃的干滑动摩擦因数, 相对湿度为80%。摩擦对偶为直径4mm的Si3N4陶瓷球, 其硬度为1600HV, 表面粗糙度Ra≤0.2μm。磨损实验参数见表1。利用摩擦磨损试验机自带的表面轮廓仪测出磨损体积, 并根据公式 (1) 计算磨损率。

式中:W为磨损率 (mm3·N-1·m-1) ;V为磨损体积 (mm3) ;L为法向载荷 (N) ;S为滑动位移 (m) 。

2 实验结果与分析

2.1 物相组成

图1中曲线 (a) 为激光熔覆NiCr/Cr3C2涂层的XRD谱图, 涂层主要由Cr7C3及γ- (Fe, Ni) 构成。曲线 (b) 为加入WS2涂层的XRD谱图, 除Cr7C3, γ- (Fe, Ni) , (Cr, W) C主要物相外, 还存在少量WS2和CrS, 这是由于WS2较低的分解温度 (510℃) 及氧化温度 (539℃) , 大部分WS2分解成W和S, 部分S与Cr元素反应生成CrS, 而W与Cr, C结合生成 (Cr, W) C复合碳化物。S元素没有与熔池中Ni、Fe反应生成其他硫化物, 首先是因为NiS与FeS的吉布斯生成自由能远高于WS2及CrS, 另外高温熔池中Cr元素含量最高, 其次为W, 因此WS2及CrS优先从熔池中析出[9,12]。

(a) NiCr/Cr3C2; (b) NiCr/Cr3C2-30%WS2 (a) NiCr/Cr3C2; (b) NiCr/Cr3C2-30%WS2

2.2 显微组织及硬度

图2为激光熔覆NiCr/Cr3C2-30%WS2复合涂层的横截面SEM照片。从图2 (a) , (d) 可以看出涂层较厚、未出现明显的孔洞, 结合区在中部略微下凹, 其组织与涂层和基体有着明显的不同, 证明了涂层与基体形成良好的冶金结合。表2为图2 (b) , (c) 中各区域的元素分析结果。由EDS结果可知, 灰色块状相 (A) 中Cr含量较高, 且根据其六方形的特征及XRD结果可推测其为Cr7C3或 (Cr, Fe, W) 7C3;浅色不规则相 (B) 中W, Cr含量较高, 可推测为 (Cr, W) C复合碳化物;黑色球形相 (C) 为Cr, S, 且其原子百分比接近于1∶1, 可认为是CrS;白色层状相 (D) 中Ni, Fe, Cr含量较高, 可推测为γ- (Fe, Ni) /Cr7C3共晶;由于WS2在涂层中的含量很少, 其组织结构在SEM照片中不易观察。未添加WS2的涂层主要由两相构成, 分别为Cr7C3增强相和γ- (Fe, Ni) 固溶体。

NiCr/Cr3C2-30%WS2涂层的显微硬度在1000~1240HV0.3之间, 平均为1129HV0.3, 大约是不锈钢基体的5倍多 (200HV) , 且略大于未添加WS2的涂层 (1042HV0.3) 。

2.3 摩擦因数与磨损率

图3为干摩擦条件下激光熔覆涂层的摩擦因数 (图3 (a) ) 与磨损率曲线 (图3 (b) ) 。从图3 (a) 可知, 两种涂层的摩擦因数都随着温度的升高而降低, 且在所有的测试温度下, 添加WS2涂层的摩擦因数都远低于未加的涂层。这是由于添加WS2的涂层中存在WS2和CrS润滑相, 可在摩擦对偶之间形成润滑转移膜, 把对偶件与涂层之间的直接高应力接触转化为对偶件与润滑膜及润滑膜与涂层之间的间接接触, 对涂层表面起到有效的保护作用, 从而明显地减小摩擦因数[7,9,12]。从图3 (b) 可知, 两种涂层的磨损率都随着温度的升高而增加, 添加WS2涂层的磨损率仅在300℃时小于未加的涂层。两种涂层的摩擦因数和磨损率出现大范围的变化, 说明其磨损机理的不同, 这在后面的部分详细讨论。

(a) 全貌; (b) 顶部; (c) 中间; (d) 底部 (a) overview; (b) top region; (c) intermediate region; (d) bottom region

2.4 室温与高温磨损行为

2.4.1 室温磨损行为

图4 (a-1) 、 (a-2) 分别为NiCr/Cr3C2涂层和NiCr/Cr3C2-30%WS2涂层在室温下的磨损形貌。从图4 (a-1) 可看出NiCr/Cr3C2涂层的磨损表面相对较光滑, 没有明显的凹坑、划擦及沟槽, 可认为是轻微的混合磨粒与粘着磨损。这是由于该涂层中存在体积分数较高的 (Cr, Fe) 7C3碳化物, 在磨损过程中起到抗磨骨干作用, 另外由于γ- (Fe, Ni) 固溶体对碳化物硬质相的联结支撑作用, 使得该涂层产生黏着磨损与塑性变形的倾向减小, 并有效阻止碳化物颗粒的剥落[13,17]。然而添加WS2涂层的磨损形貌较特别 (图4 (a-2) ) , 类似于化学腐蚀之后的组织形貌, 化学腐蚀可以把涂层中的耐腐蚀相与易腐蚀相区别出来, 此时的磨损作用与化学腐蚀相似, 把涂层中的硬质相和软质相区别出来。经过EDS分析, 辨别出深灰色的六方形块状区域为 (Cr, Fe) 7C3, 浅色区域为 (Cr, W) C。从图中可发现, (Cr, Fe) 7C3略微凸起, 在涂层中主要起抗磨作用, 保护其他的软质相免受进一步的磨损, 而浅色的 (Cr, W) C上出现大量的小凹坑, 这是由于 (Cr, W) C复合碳化物脆性较大, 且其中W元素不稳定, 在对偶件表面微凸体的反复嵌入下易于剥落, 造成其磨损率在室温时略大于未加WS2的涂层, 磨损机理为 (Cr, W) C相的微小剥落[18,19,20]。

2.4.2 300℃磨损行为

当测试温度升高到300℃, 从图4 (b-1) 可看出NiCr/Cr3C2涂层的磨损表面出现了少数较大的凹坑, 这是由于黏着而产生的片状脱落, 因此涂层的磨损机理主要表现为粘着磨损。图4 (b-2) 为添加WS2涂层的磨损表面, 与室温时差别不大, 但是从它的局部区域放大图可以看到黑色的润滑膜痕迹 (图5) , 黑色润滑膜都位于浅色的 (Cr, W) C低洼处, 通过EDS分析结果可知, 黑色润滑膜主要为Cr, W, S元素, 应是WS2, CrS的混合物。由于温度的升高, 涂层中的WS2, CrS润滑相塑性提高, 在摩擦力的作用下铺展在接触表面, 同时由于涂层表面高低不平, 都聚集于低洼的 (Cr, W) C处, 从而使对偶件与涂层之间的直接高应力接触部分转化为对偶件与润滑膜及润滑膜与涂层之间的间接接触, 对涂层表面起到有效的保护作用, 其摩擦因数与磨损率都远小于未加WS2的涂层。该涂层的磨损机理表现为润滑膜的产生与破裂。

2.4.3 600℃磨损行为

从图4 (c-1) 可看出, NiCr/Cr3C2涂层在600℃下的磨损形貌相比室温和300℃变化较大, 出现轻微的塑性变形及大量细小的磨屑。图6为B处的能谱分析。其中Si是从Si3N4陶瓷球对磨件转移而来, 由于对磨件硬度很高且高温稳定性好, 磨损过程主要是涂层物质的损失。其中O元素含量很高, 说明磨屑已经发生剧烈的氧化, 大量细小的氧化物颗粒在摩擦表面形成连续均匀的氧化物转移膜, 可有效降低摩擦因数, 减小磨损, 磨损机理为氧化磨损与轻微的塑性变形[21]。图4 (c-2) 为添加WS2涂层在600℃时的磨损形貌, 磨损表面出现较浅的划擦, 浅色的 (Cr, W) C相大部分被磨掉。首先, 由于WS2较低的分解温度 (510℃) 及氧化温度 (539℃) , WS2大多数分解氧化了, 已无法在此温度下形成润滑膜;其次, 由于 (Cr, Fe) 7C3硬质相的硬度降低, 不能继续保护硬度相对较低的 (Cr, W) C等相, 并一起经受对磨件的磨损, 其磨损机理主要表现为磨粒磨损。

(1) NiCr/Cr3C2; (2) NiCr/Cr3C2-30%WS2; (a) RT; (b) 300℃; (c) 600℃ (1) NiCr/Cr3C2; (2) NiCr/Cr3C2-30%WS2; (a) RT; (b) 300℃; (c) 600℃

3 结论

(1) 激光熔覆NiCr/Cr3C2-30%WS2涂层中主要含Cr7C3, γ- (Fe, Ni) 和 (Cr, W) C, 存在少量的WS2, CrS润滑相。未添加WS2的涂层由Cr7C3增强相和γ- (Fe, Ni) 固溶体组成。NiCr/Cr3C2-30%WS2涂层的显微硬度在1000~1240HV0.3之间, 平均为1129HV0.3, 大约是不锈钢基体的5倍多, 且略大于未添加WS2的涂层 (1042HV0.3) 。

(2) 两种涂层都随着温度的升高 (从室温到600℃) , 摩擦因数降低、磨损率增大。添加WS2涂层的摩擦因数在所有测试温度下都低于未加WS2的涂层, 但其磨损率只在300℃时较小。