镍/石墨复合粉体及其热喷涂涂层新材料
吴九岭，李增喜，张伟刚
过 程 工 程 学 报
摘 要：以中间相碳微球为芯材，采用水溶液加压氢气还原方法制备了镍包覆石墨(Ni/C)复合粉体材料. 对比研究了该粉体及其热喷涂涂层与以普通人造石墨为芯材的 Ni/C 粉体及涂层的性能差异. 通过研究球形 Ni/C 涂层的热稳定性能，找到了在涂层工作温度下涂层硬度和质量随时间的变化规律. 另外通过对比研究镍与石墨及其混合粉末的氧化失重，探讨了 400℃下镍对石墨氧化的催化作用. 火焰喷涂实验发现，球形 Ni/C 粉体在较低能耗条件下即能制备出合格的涂层，且喷涂工艺参数易于控制，涂层性能更加稳定，涂层硬度的波动范围比普通 Ni/C 涂层缩小了 70%. 在 400℃的大气气氛中，涂层硬度大约在 20 h 左右出现最大值，然后减小并趋于稳定. 氧化实验发现，镍与石墨的混合粉末在25～28 h 之间出现增重最大值(0.25%)，这与假设镍对石墨的氧化无催化作用时粉末持续增重的情况不同.
关键词：Ni/C；中间相碳微球；粉体；涂层；硬度； 热喷涂 1 前 言
对于工作温度在 480℃以下的气体压缩机械，通常采用镍包覆石墨(Ni/C)复合粉体经热喷涂工艺制备成可磨耗封严涂层(Abradable seal coating)来实现其气路封严[1 6]. 可磨耗封严涂层一般喷涂在静态部件上，当机器运转引起温度升高导致转动叶片膨胀伸长时，叶片尖端刮削掉一部分涂层，使动静部件之间形成理想的最小径向间隙，从而减少气体的泄漏，提高机器工作效率，降低能量损耗. 可磨耗封严涂层是当今重要的表面工程材料，在众多热 功机械上获得广泛应用[7,8]，镍/石墨涂层是其中应用最为广泛的一种，它由一定比例的镍与石墨组成，内部含有孔隙. 其中镍的作用是保证涂层与金属部件的良好粘结以及将石墨颗粒固定在涂层中，石墨则起到固体润滑剂的作用，减小对偶部件的磨损. 一般来说，涂层中的孔隙是热喷涂过程难以避免的，但对可磨耗封严涂层，适量孔隙的存在可以增强涂层的可刮削性能[9,10].
因为石墨在 500℃以上的氧化性气氛中会有明显的烧蚀，在热喷涂高温(通常采用乙炔 氧火焰喷涂，最高温度达 3100℃)下，石墨很容易被氧化烧蚀. 最初制备涂层时曾采用镍与石墨的混合粉体，失碳率一般大于80%，后来开始采用镍包覆石墨复合粉体(Ni/C)，即用水溶液加压氢气还原的方法在石墨芯核上沉积金属镍层形成包覆结构，以减少石墨的烧蚀[11]. 但在工程实践中发现，现有镍/石墨粉体的性能并不理想，主要有两方面：其一，涂层性能不均一. 孔隙在涂层中的分布宏观上不够均匀，各测试点硬度值差别较大，用表面洛氏硬度(Rockwell Hardness, HR)计进行测试，硬度一般在[平均值±(5~10)] HR15Y浮动(其中 15 表示实验力总负荷为147.1 N，Y 表示钢球压头直径为 12.7 mm)；其二，喷涂重现性较差. 在相同喷涂工艺条件下，同样批次的粉体材料在不同时间制备的涂层其性能波动较大，涂层硬度差别甚至超过 8 HR15Y，这给喷涂过程的控制带来了一定的难度.
现有镍/石墨粉体的芯核采用的是普通人造石墨，存在颗粒形状不规则、粒度分布范围较宽、包覆镍层后还会有化学组成不均匀等缺点，制备出的涂层性能不稳定，喷涂过程不易控制，在某些精度要求较高的领域受到限制[9,11]. 中间相碳微球(Mesophase Carbon Microbeads,MCMB)是一种规则的球形石墨颗粒材料[12]，由煤焦油沥青经热缩聚反应、石墨化处理等工序制得. 本研究采用中间相碳微球作为芯材制备球形 Ni/C 复合粉体，试图克服普通 Ni/C 的上述缺点. 具体研究内容包括：分析球形 Ni/C 粉体与普通 Ni/C 物理性能的差别、通过热喷涂实验研究喷涂工艺参数对 2 种 Ni/C 涂层性能的影响规律、涂层材料结构研究和表征、在喷涂温度和涂层典型工作温度下金属镍对石墨氧化的催化作用等.
2 实 验
2.1 材料和仪器
2.1.1 材料
采用中间相碳微球、硫酸镍、硫酸铵、浓氨水及氢气等原料制备镍与石墨的复合粉体. 为进行对比，还采用普通人造石墨制备普通 Ni/C 粉体. 中间相碳微球由上海杉杉科技有限公司提供，纯度达 99.5%以上；普通人造石墨由北京三业碳素厂提供，纯度大于 99.5%；硫酸镍(甘肃金川集团镍都实业公司)、硫酸铵(北京北化精细化学品有限公司)、氨水(北京益利精细化学品有限公司)均为分析纯，氢气纯度在 99.999%以上.
2.1.2 仪器
Ni/C 复合粉体的制备使用 20 L 高压反应釜. 用SDB-200 顶击式标准筛振筛机测定粉体的粒度分布，用FL4-1 型霍尔流速计测定粉体的流动性和松装密度.Ni/C 涂层的制备使用 HP-6 型粉末火焰喷涂设备，其中包括 HP-6K 型控制柜、HP-6 型火焰喷枪、DPFS-2型送粉器等. 用 HSRD-45 型电动表面洛氏硬度计测试涂层硬度，用 GoPoint 万能材料试验机测试涂层结合强度，用 QRJX-8-13 型箱式电阻炉测试涂层抗热震性能和热稳定性.
采用 Philips X′Pert Pro X 射线衍射仪对粉体和涂层材料进行分析，测试条件为：Cu 靶，Kα射线，管电压40 kV，管电流 30 mA. 采用 JSM-6700F 型扫描电子显微镜对粉体及涂层材料进行形貌观察.
2.2 实验方法
2.2.1 Ni/C 粉体制备
Ni/C 粉体采用水溶液加压氢气还原技术制备. 首先对石墨进行筛分，选取合适的粒度. 其次对石墨进行表面处理，通过加入表面活性剂使石墨颗粒表面完全浸水，以保证与液相的充分接触. 然后将定量的硫酸镍、浓氨水、催化剂、硫酸铵和石墨置于反应釜并密封，用氢气置换釜内空气并进行加热、搅拌. 至预定温度时，充入预定压力的氢气. 随还原反应的进行，不断补充氢气，直至反应完全. 最后将反应物进行液固分离，并洗涤、干燥，得到 Ni/C 粉体材料. 通过控制原料的配比，可以得到不同镍/石墨质量比的粉体. 为满足涂层的可磨耗性能，一般控制镍/石墨总体质量比为 75/25，为进行对比研究，另制备了 50/50 的球形 Ni/C 粉体.
2.2.2 Ni/C 粉体物理性能测试
Ni/C 粉体的粒度分布测试选用筛孔为 170 目(90μm)、200 目(75 μm)、270 目(53 μm)和 325 目(45 μm)的一组筛子. 粉体流动性用50 g粉末从霍尔流速计漏斗完全流出所用的时间表征(s/g)，松装密度则以流入容积为 25 mL 的圆柱形容器中的粉末量表征(g/mL).
2.2.3 Ni/C 涂层制备
Ni/C 涂 层 采 用 粉 末 火 焰 喷 涂 (Powder Flame Spraying, PFS)技术制备. 粉末火焰喷涂以乙炔 氧气为热源，将粉体材料加热至熔融(或半熔融)状态，通过气流的加速，将熔融的颗粒喷射到基体上形成涂层.实验中通过调节火焰温度(热功率)、火焰性质(氧气与乙炔流量比)、焰流速度、送粉速率、送粉气流量、喷涂距离、走枪速度等工艺参数可得到不同硬度和结合强度的涂层.
2.2.4 Ni/C 涂层常规性能测试
涂层硬度的测试选用表面洛氏硬度 HR15Y标尺. 在涂层上选取 5 点测其硬度，然后求平均值. 洛氏硬度的计算公式[13]为HR15Y=N h/S,其中，N 为无量纲常数(100), h 是压痕残余深度(mm)，S为常数(0.001 mm)，表示以压入深度差 0.001 mm 为 1个表面洛氏硬度单位. 根据上述公式，压痕残余深度越大，涂层硬度越低；当压痕残余深度 h>0.1 mm 时，硬度为负值，此时应采用其他硬度标尺. Ni/C 可磨耗封严涂层一般要求硬度范围在 30~50 HR15Y为合格.涂层的结合强度按 GB/T 8642-2002 标准测定. 用FM-1000 胶将带有涂层的试样粘于直径相同的 2 根拉棒之间(拉棒和试样直径均为 25 mm)，将其置于电热恒温干燥箱内，在(193±1)℃下保温 2 h 使胶固化，然后随箱温冷却. 将试棒的两端固定在材料试验机上，并设定拉伸速度为 1 mm/min 进行实验. 一般要求涂层的结合强度不低于 4 MPa 为合格.
涂层的抗热震性能按如下方法测试：先将试样置于400℃电阻炉内加热 5~10 min，取出并迅速投入室温的水中，观察涂层完整情况. 一般要求经 5 次热震实验涂层仍不开裂、不剥落为合格.
2.2.5 Ni/C 涂层热稳定性实验
将涂层样品置于电阻炉内，以 10℃/min 升温至 400℃，保温不同时间，冷却后测定其硬度及质量变化.
2.2.6 Ni 对石墨氧化的催化作用实验
取 1 g 球形石墨粉末，3 g 金属镍粉末，另取 1 g 球形石墨粉末和 3 g 金属镍粉末混合并研磨，将 3 个样品置于 400℃炉内加热，气氛为空气. 在不同时间测定各样品的质量变化.
3 结果与讨论
3.1 Ni/C 复合粉体结构及性能测试结果与分析
图 1 为球形和普通 Ni/C 粉体及涂层的 X 射线衍射图，衍射峰均为石墨或镍的特征峰，说明通过水溶液加压氢气还原技术制备 Ni/C 粉体和通过火焰喷涂工艺制备 Ni/C 涂层，镍和石墨的结合状态基本是物理包覆，未产生新物相，故用“/”表示镍与石墨的物理包覆结构.图 2(a)为球形 Ni/C 粉体的形貌，图 2(b)为普通 Ni/C粉体的形貌，可以看到，球形 Ni/C 粉体粒度比较均匀.
另外通过对普通 Ni/C 粉体颗粒断面金相照片的观察发现，小颗粒石墨外包覆的镍层普遍比大颗粒外包覆的镍层厚，即金属镍在小颗粒石墨上的沉积速度比在大颗粒上快. 水溶液加压氢气还原制备包覆粉体是一个复杂的物理化学过程，出现上述现象的原因可能有：不同粒度颗粒的表面能不同，导致表面催化活性以及沉积镍层后自催化活性的不同；小颗粒表面的催化活性较高，促使了镍的沉积；粒度不同的颗粒在反应釜中的运动速度不同，小颗粒离心力较小，分布在线速度低的区域，可能较低的运动速度会更有利于镍在其上的沉积等. 具体原因及相关机理尚在研究中[14].
在制备热喷涂涂层时，所取粉末在化学组成上的均匀程度是影响涂层性能的重要因素，在以下对涂层性能的分析中可以看到，普通 Ni/C 粉体因化学组成不均匀，其涂层的稳定性和均匀程度不如球形 Ni/C.
表 1 Ni/C 粉体的粒度分布
Table 1 Size distributions of Ni/C particles
Chemical composition (%, ω) Distribution of particle sizes (%, ω)
Sample
Ni C <45 μm 45～53 μm 53～75 μm 75～90 μm >90 μm
S-1 75 25 0.3 1.3 84.4 5.6 8.4
S-2 50 50 1.1 4.2 89.5 3.0 2.2
I-1 75 25 9.3 7.1 51.3 25.7 6.6
由表 1 可以看出，球形 Ni/C 粉体(S-1, S-2)的粒度分布比较集中，其中的 80%~90%都分布在 53~75 μm 之间；而普通 Ni/C 粉体(I-1)的粒度分布范围则比较宽，在从小于 45 μm 到大于 90 μm 的范围内均有分布，其中分布在 53~75 μm 之间的仅有 50%左右. 根据上述观察到的现象，即粒度不同的石墨颗粒所包覆的镍层厚度有一定差别，可知球形 Ni/C 粉体化学组成的均匀程度优于普通 Ni/C 粉体.
由表 2 可知，对于镍/石墨质量比都为 75/25 的 2 种粉体，球形 Ni/C(S-1)比普通 Ni/C(I-1)的松装密度大，并且流动性也较好，前者流动速度接近后者2 倍. 而同为球形粉体的 S-1 与 S-2 相比，S-2 粉体因镍含量较低，其松装密度低于 S-1 粉体，流动性也相对较差.
3.2 Ni/C 涂层性能测试结果与分析
图 3(a)为涂层的表面形貌，从图 3(b)中可以大致得到涂层材料的结构及组成，其中白色部分是金属镍，它形成了涂层材料的骨架，使涂层具有一定的强度；分布在镍中的灰色圆形部分是球形石墨颗粒，黑色部分为孔隙. 在由包覆粉体制备成涂层的过程中，总有一部分颗粒的镍包覆层会遭到破坏[如图 3(b)所示]，镍层被破坏的石墨芯核基本都与孔隙相邻，而有孔隙的位置基本都有裸露的石墨颗粒. 该结构会影响涂层的热稳定性当喷涂工艺参数变化时，涂层的硬度、结合强度及抗热震性能会随之发生改变，通过选取适当的工艺参数，可以得到符合可磨耗涂层要求的硬度值(40~50HR15Y)、结合强度值(≥5 MPa)及抗热震性能(循环≥5 次).表 3 是从喷涂实验中选出的 3 个涂层样品的硬度、结合强度及抗热震性能结果，它们分别对应3组工艺参数值，表中未详列出，其中括号中的硬度值和结合强度值系平均值.3.3 喷涂工艺参数对 Ni/C 涂层性能的影响喷涂工艺参数的改变会直接影响涂层的性能. 通过喷涂实验发现，在各工艺参数中，火焰温度、送粉速率和喷涂距离对涂层性能影响最为显著. 表 4 列出了典型的实验数据，其中，IC 是普通 Ni/C 涂层，SC 是球形Ni/C 涂层(硬度一栏中括号内为波动范围)以下针对表 4 中的数据进行具体分析：
(1) 由 IC-3 和 IC-6 数据分析可知，在其他工艺参数相同的条件下，当氧气和乙炔气的流量同时增大时，涂层硬度升高. 首先应指出，氧气和乙炔流量同时增大会使火焰温度升高. 对于燃烧反应，一定比例的反应气体在压力恒定时体系存在一个最高绝热温度，因为燃烧产生的热量总有一部分要用于加热反应气体本身(刚进入体系的气体为室温). 随反应气体流量变化，所产生火焰的体积也在变化，当流量增大时，火焰体积随之增大，此时实际燃烧体系更接近于绝热体系，即火焰温度更接近于最高绝热温度. 因此，在保持反应气体流量比基本不变的情况下，增大反应气体流量，火焰温度将升高(氧气和乙炔气的流量比决定着火焰的氧化还原性，实际操作中，保持流量比为 1~1.2 时火焰呈中性并适于喷涂，故当需要调节火焰温度时，氧气和乙炔气的流量要同时变化). 当火焰温度较高时，粉体颗粒熔化充分，容易在基体或涂层上铺展，孔隙较少，涂层相对致密. 因此 IC-6比 IC-3 的硬度高.
(2) 由 IC-4, IC-6 和 IC-7 的数据可知，随喷涂距离的减小，涂层硬度呈升高趋势. 因为熔融颗粒在飞行过程中会有动量和热量损失，喷射距离越远，损失越大，颗粒速度和温度将变得越低，影响了与基体的粘结，导致涂层硬度降低. 实验中发现，在适合喷涂 Ni/C 涂层的温度下，当喷涂距离低于 100 mm 时，即便在及时冷却的情况下，涂层也将产生较严重的氧化. 这是当喷涂距离过小时基体和涂层过热所导致的.
(3) 由 SC-1 和 SC-2 的数据可知，当增大送粉速率时，涂层硬度有所下降. 这是因为在相同的喷涂温度下，送粉量愈大，单个颗粒获得的热量愈少，熔融状况较差，导致涂层结合强度和硬度偏低.
(4) IC-3(或 IC-6)与 SC-1 比较可以看出，在较低火焰温度下制备的球形 Ni/C 涂层的硬度比在较高火焰温度下制备的普通 Ni/C 涂层的硬度高. 这是因为与普通Ni/C 粉体相比，球形 Ni/C 粉体形状规则，粉末形状不同，其热交换效果也不相同[9]. 球形粉末具有最大的比表面积，粉体表面各向受热均匀，热交换和加热效果最好；不规则的异形粉末由于热交换不均匀，因而加热也不均匀，往往是尖角部分最先加热、熔化，势必影响涂层性能. 另外，在同样压力和流量的气流作用下，球形颗粒所受的阻力较小，飞行速度较快，因此对基体冲击力较大. 上述 2 个原因导致了球形粉体制备的涂层硬度较高. 因此，球形 Ni/C 粉体在较低火焰温度下即可制备出符合可磨耗封严要求的涂层，减小了热喷涂的能量消耗.
(5) 在喷涂实验中，球形 Ni/C 喷涂重现性较好，相同工艺条件下制备的涂层的硬度波动较小，硬度在(中间值±2) HR15Y范围内波动，而普通 Ni/C 涂层硬度的波动幅度是其3~4倍. 球形Ni/C涂层各测试点的硬度差别也较小，基本保持在[平均值±(2~3)] HR15Y范围内，而普通 Ni/C 涂层硬度一般会达到±(8~10) HR15Y，与普通Ni/C 涂层相比，球形 Ni/C 涂层的硬度波动范围缩小了近 70%. 其原因在于，球形 Ni/C 颗粒形状规则、粒度范围很窄、化学组成较均一，使送粉过程比较稳定，最终导致涂层性能稳定.
3.4 Ni/C 涂层热稳定性分析
3.4.1 加热时间对涂层硬度变化的影响
热喷涂会在涂层中形成一定的残余应力，经过 400℃热处理后，残余应力得以释放，可以导致涂层材料硬度减小[9]. 涂层中部分石墨被氧化，生成 CO，使涂层产生孔隙，同样会降低涂层硬度；但涂层中部分金属镍经氧化形成 NiO，会使涂层硬度增大. 图 4 中 S-1 涂层(由含镍量为 75%的 S-1 粉体制备)和 S-2 涂层(由含镍量为50%的 S-2 粉体制备)的硬度变化情况是以上 3 个因素综合作用的结果. 随着加热时间的增长，2 种涂层的硬度最终都趋于稳定值，S-1 涂层的硬度比初始硬度提高约2.5%，而 S-2 涂层的硬度则降低了约 22%，已经超出了可磨耗封严涂层所要求的硬度范围. S-1涂层与S-2涂层相比，其硬度变化幅度较小，稳定后的硬度值更接近初始硬度，3.4.2 加热时间对涂层质量变化的影响镍在中温下于开始一段时间内氧化速度很快，当形成完整的氧化膜后，氧化速度逐渐变慢. 纯镍氧化的最初始阶段(氧化膜厚度小于 5 nm)符合对数规律[15]. 随着氧化膜厚度的增加，开始遵循立方规律，根据 400 ℃时镍氧化膜的厚度ξ(nm)和氧化时间 t(min)的关系曲线[16]，可以得到如下经验关系式：
ξ=(40～45)t1/3.
400℃下的镍/石墨涂层不仅有镍的氧化，石墨也会有一定的氧化[17]，所以涂层质量的变化比较复杂. 由图5 质量变化曲线可知，涂层质量在约 75 h 以前是逐渐增加的，而后则逐渐减小. 这说明在此前镍的氧化引起的增重是主要因素；当镍表面形成致密的氧化镍膜后，氧化速度逐渐降低，而石墨的氧化引起的减重成为主要因素，所以涂层在后一阶段的减重规律实际就是单纯石墨的氧化曲线. 如图 5 所示，在大约 75 h 之前 S-2 涂层的增重幅度比 S-1 大，这是因为 S-2 涂层中镍的比表面积较大，具体分析如下：与 S-1 粉体相比，S-2 粉体镍含量较低，粉体质量较轻. 在进行喷涂实验时，在相同的喷涂工艺条件下，可观察到 S-2 粉体颗粒在焰流中的运动状况不如 S-1 稳定，熔融颗粒束比较分散，且受高速气流的影响，颗粒更容易改变运动方向，这显然会影响到颗粒与基体的结合状况. 用扫描电子显微镜对涂层的表面和断面进行观察发现，S-2 涂层结构比较疏松，孔隙率较大，从涂层表面至内部的通孔较多，故 S-2 涂层的比表面积比 S-1 大. 镍在 400℃下经过 200 h 氧化，膜厚度仅约 1 μm(可由上述经验关系式计算得到)，所以影响氧化增重的主要因素是镍的比表面积. 虽然 S-2 粉体中的镍含量比 S-1 粉体低，但因其暴露于氧化性气氛中的比表面积比 S-1 涂层大，故由镍的氧化产生的增重比S-1 明显. 根据 3.2 节对涂层结构的分析，涂层中的孔隙基本都有裸露的石墨颗粒与之相邻，因 S-2 涂层结构比较疏松，孔隙率比 S-1 大，涂层中暴露于氧化气氛中的石墨量也较多，因此在 75 h 以后，S-2 涂层的减重幅度也比 S-1 涂层的大.
通过上述分析可知，由 S-1 粉体制备的涂层热稳定性优于由 S-2 粉体制备的涂层。
3.5 Ni对石墨氧化的催化作用分析
3.5.1 喷涂温度下 Ni 对石墨氧化的催化作用
图 6(a)为热喷涂前包覆粉体中的石墨球，图 6(b)为涂层中的石墨球(已用稀硝酸溶液将表面镍层除去). 经热喷涂后，石墨球表面出现很多凹坑，说明在喷涂温度下，镍对石墨的氧化有催化作用，凹坑处为催化活性点.
3.5.2 400℃下 Ni 对石墨氧化的催化作用
Ni/C 涂层主要在氧化性气氛中使用. 为进一步研究 Ni 在 400℃时对石墨氧化的催化作用，分别取 Ni 粉、C 粉、Ni 与 C 的混合粉末进行氧化实验(混合粉末中 Ni与C质量比为75:25, 用Ni+C表示). 图 7所示为 3种粉末的质量随加热时间的变化情况. 其中，Supposed Ni+C代表假设镍对石墨的氧化没有催化作用的情况下计算得到的镍和石墨因氧化而产生的质量变化的加和.
结合表 5 列出的具体数值进行分析，在第 25~28 h之前是混合粉末 Ni+C 的增重阶段，由于镍的催化作用，石墨氧化引起的减重量比其单独存在时氧化的减重量大，所以曲线递增的斜率一直小于 Supposed Ni+C 样品.在 25~28 h 时，混合粉末的增重达到最大值(0.25%). 在28~75 h 之间，由于镍表面产生的氧化膜逐渐完整和增厚，由石墨引起的减重成为主要因素，这与图 5 的实验结果基本相符. 在 75 h 前后，混合粉末的增重为 0，即镍氧化引起的增重与石墨氧化引起的减重基本相等，而此时在假设镍对石墨的氧化没有催化作用的情况下，混合粉末的增重量应约为 0.7%. 通过对比 Ni+C 和Supposed Ni+C 样品的质量变化可知，在 400℃时金属镍对石墨的氧化具有一定的催化作用。
4 结 论
(1) 与普通 Ni/C 粉体相比，球形 Ni/C 粉体的颗粒形状规则、粒度分布均匀，80%以上的颗粒粒度都在53~75 μm 之间. 该特点使其喷涂过程易于控制，可重复性强，相同工艺条件下所制涂层的硬度波动较小，硬度一般在(中间值±2) HR15Y范围内波动，比普通 Ni/C 涂层硬度波动范围缩小了近 70%，并且同一涂层各测试点的硬度差别也比较小，基本保持在[平均值±(2～3)] HR15Y范围内.
(2) 通过喷涂实验，得到了制备可磨耗封严涂层材料过程中喷涂工艺参数对涂层性能的影响规律. 在各工艺参数中火焰温度、送粉速率和喷涂距离对涂层性能影响最为显著. 与普通 Ni/C 相比，球形 Ni/C 粉体在较低火焰温度下即可制备出符合可磨耗封严要求的涂层.
(3) 通过涂层热稳定性实验，得到了涂层硬度和质量随加热时间的变化规律. 在 400℃的大气气氛中，涂层硬度大约在 20 h 前后出现最大值，而增重则在约 75 h前后出现最大值. 由镍质量含量为 75%的 Ni/C 粉体制备的涂层热稳定性优于由含镍 50%的粉体所制备的涂层.
(4) 对比镍粉末、石墨粉末及二者的混合粉末的氧化情况发现，混合粉末在 25～28 h 之间出现增重最大值(0.25%)，这与假设镍对石墨氧化无促进作用时粉末持续增重的情况不同，说明镍对石墨氧化具有催化作用，但如何抑制催化氧化导致涂层失稳还需要进一步研究。
参考文献略
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