引言
在等离子喷涂氧化物陶瓷涂层中，应用最广的是 A12O3－ TiO2系陶瓷涂层，但等离子喷涂陶瓷涂层中常常存在孔隙高、层片之间结合力弱等不足，无法使陶瓷材料的优良性能充分发挥出来。而稀土氧化物在改善陶瓷涂层的微观结构方面有独特作用，研究表明，添加适量稀土氧化物可以明显改善陶瓷涂层的抗弯强度、抗拉结合强度、断裂韧性、耐磨性、抗热震性、耐腐蚀性、硬度等性能［1 －3］。
本文选用活性稀土氧化物 CeO2为添加剂，在 AT13 喷涂粉末中添加不同含量 CeO2，探讨其对等离子喷涂涂层微观组织和力学性能的影响。
1 试验材料及方法
1． 1 材料喷涂陶瓷涂层为 AT13 粉末，粘结层为包覆型 Ni/Al 粉末; 稀土 CeO2纯度为 99． 9%。喷涂涂层材料的名义成分分别为 AT13，以及 CeO2添加量的质量分数分别为 4%、8%、12% 的 AT13( 以下分别简称AT13 + 4CeO2、AT13 + 8CeO2和AT13 + 12CeO2) ，CeO2与 AT13 陶瓷粉末采用干法球磨混合，磨球与粉末质量比为 1∶1，混合时间12 h。 基底材料为 45 钢，尺寸为 70 mm × 30mm × 8 mm，喷涂前进行磨削、清洗和喷砂处理。
1． 2 方法
等离子喷涂采用 APS2000 大气等离子喷涂系统。粘结层喷涂工艺参数为: 电压 60 V，电流550 A，Ar 气流量 45 slm，送粉载气流量 5 slm，喷涂距离 120 mm，送粉量 5． 4 kg/h。陶瓷涂层喷涂工艺参数: 主气流量 45 slm，电流 550 A，电压 65V，喷涂距离 80 mm，送粉量 2． 4 kg / h，涂层厚度为
250 μm。原始粉末和喷涂涂层材料的物相分析使用Shimadzu XD － 5A 型 X 射线衍射仪( XRD) ，用 CuKα辐射，扫描速度4 °/min。等离子喷涂的试样沿横断面截取，研磨、抛光后，对试样表面进行喷金处理，利用 Philips XL30 ESEM 型扫描电镜( SEM)进行组织结构观察。显微硬度测量在经过研磨抛光后的涂层横截面上进行，使用 HX-1000 显微硬度计，压头载荷为 2． 94 N，加载时间为 15 s。涂层显微硬度使用Weibull 分布统计分析方法评价。每个试样测 22个数据，测试点在同一截面深度上均匀分布，统计分析时去掉一个最大值和一个最小值。干滑动摩擦磨损试验在 MM-200 型磨损试验机上进行，采用块—环摩擦磨损方式，对磨件为淬火 GCr15 合金钢，硬度 HRC 60 ～ 62，尺寸 40 mm × 10 mm。磨损转速为 400 r/min，相对滑动速度 0． 84 m/s，法向载荷为 196 N。测量磨损失重的试样在磨损前后均采用超声波清洗 30 min，干燥后称重。试样磨损前后的质量用精度为 10－ 4g 的 TTLERAE260 型电子天平称量，并计算磨损质量损失。采用扫描电镜对磨损表面进行显微观察，以分析
其磨损机制。
2 结果和分析
2． 1 涂层的微观结构图 1( a) 是 AT13 复合陶瓷等离子喷涂层的SEM 组织形貌，呈典型层片状结构，并含有孔隙( 洞) 、微裂纹等。这种层状结构是由熔融或半熔融状态、高速飞行的 AT13 熔滴粒子在基底表面和已形成的涂层表面经撞击、铺展并凝固形成。涂层中的孔隙分为层片间和层片内两类，大部分为层片间的孔隙，其形状差别很大，形成原因主要归于如下因素: 喷涂粉末粒子熔化不良，在撞击基
体后难以充分变形; 熔化良好的熔滴撞击基体时产生飞溅; 喷涂熔滴速度较低，撞击基体时难以填充表面凹凸等均会产生孔隙。层片内的孔隙形状规则，是溶解于熔滴中的气体在撞击冷却凝固过程中其溶解度的降低而释放出的小气泡形成的气孔。图 1( a) 也清晰地揭示了 AT13 陶瓷层与 Ni/Al 粘结层之间、Ni / Al 粘结层与基底界面之间形成了良好的界面结合。图 1( b) 、( c) 和( d) 分别为添加 ω( CeO2) =4% 、ω( CeO2) =8%、ω( CeO2) =12% 后等离子喷涂涂层的 SEM 组织形貌图，涂层也呈明显的层状结构，同时含有少量未熔或部分熔化颗粒、孔洞以及微裂纹。由图可见，CeO2以铺展良好的薄片状分布于涂层中，有效改善了涂层中层片之间的结合，同时具有减少涂层孔洞的作用，可提高涂层结
合强度。在 Al2O3中添加 CeO2的研究也得到类似的结果［4］。
AT13 原始粉末及喷涂涂层的 X 射线衍射分析结果见图 2( a) ，表明 AT13 陶瓷粉末由α-Al2O3相和金红石型 TiO2相组成，而等离子喷涂涂层主要由亚稳态的γ-Al2O3相组成，并伴有少量稳定的 α-Al
2O3相以及极少量的金红石型 TiO2相，与他人［5 －6］报道的研究结果一致。这跟 γ-Al2O3临界自由能低，优先成核有关。熔体中各种相的成核能力由固相临界成核自由能决定，而不是由固相自由能高低决定。因此，优先成核的不是具有低自由能的相，而是具有较低临界成核自由能的相。
2． 2 CeO2对 AT13 涂层显微硬度的影响
AT13 原始粉末及添加不同含量 CeO2涂层的显微硬度样本的 Weibull 经验累积概率分布见图3，表明添加稀土 CeO2后涂层的显微硬度分布同样也存在相当大的分散性。经线性拟合和统计分析后其分布的相关系数 r、Weibull 模数 m 和特征值 x0列于表 1。分布相关系数 r 均大于 0． 95，说明添加不同含量 CeO2涂层的显微硬度样本数据分布显著地服从 Weibull 分布。从 m 的变化趋势可以发现，添加不同含量 CeO2涂层的显微硬度分布的分散性较 AT13 涂层都有不同程度的减小。当添加量为 ω( CeO2) =4% 时，Weibull 模数m 最大，说明该添加量的涂层显微硬度分布的分散性最小，硬度分布的均匀性最好。从特征值 x0的变化可以发现，CeO2添加量对涂层硬度的影响不明显，添加量为 ω( CeO2) = 4% 和 ω( CeO2) =12% 时，涂层的硬度较 AT13 涂层变化不大，添加量为 ω( CeO2) =8%时，涂层的硬度最高。从上面的统计分析结果可以看出，添加适量的稀土氧化物会改善涂层的均匀性，这是由于①稀土氧化物是良好的表面活性物质，喷涂过程中当稀土氧化物熔融粒子与 AT 熔融粒子相遇时，稀土氧化物熔融粒子倾向于在 AT 颗粒的表面铺展; ②稀土氧化物可改善 Al2O3复合材料的润湿性能［8］，加上颗粒之间的毛细管作用，促使颗粒间的物质向孔隙处填充，有助于降低涂层的孔隙率，提高致密度。
2．3 CeO2对 AT13 涂层摩擦磨损特性的影响图 4 给出了 AT13 原始粉末及添加不同含量CeO2的涂层在 196 N 载荷下的摩擦系数随滑动距离的变化曲线，由图可见，CeO2添加没有使涂层的摩擦系数发生明显变化，不同添加量下的摩擦系数也没存在明显的差别，都在 0． 42 ～0． 56 之间变化。不同涂层在相对滑动速度 0． 84 m/s、法向载荷为 196 N、干滑动摩擦磨损 1 h 后的磨损失重如图 5 所示，由图可见，在 AT13 中添加不同含量 CeO2的涂层其磨损失重均低于 AT13 涂层，这说明在 AT13 材料中添加 CeO2可显著提高涂层耐磨性，尤其 ω( CeO2) =8% 时，涂层的耐磨性最好。这是由于 CeO2能够使涂层致密性提高、组织细化、涂层得到韧化。
3 结论
1) 等离子喷涂 AT13 涂层和添加不同含量CeO2复合陶瓷等离子喷涂层的 SEM 组织形貌，呈典型层片状结构，含有少量未熔或部分熔化颗粒、孔洞以及微裂纹。添加 CeO2喷涂涂层的相组成除了含有添加的 CeO2外，与未添加的情况类似，主要由亚稳态的 γ-Al2O3相组成，并伴有少量稳定的 α-Al2O3相以及极少量的金红石型 TiO2相，稀土 CeO2的添加不改变涂层的相变规律。CeO2以铺展良好的薄片状分布于涂层中，有效改善了涂层中层片之间的结合。
2) 涂层显微硬度的 Weibull 统计分析表明，添加 CeO2对 AT13 涂层的显微硬度大小影响不大，但其分布的分散性降低。当 ω( CeO2) = 4%时，涂层显微硬度分布的分散性最小。3) AT13 材料中添加CeO2可显著提高涂层的耐磨性，当 ω( CeO2) =8% 时，涂层的耐磨性最好。添加 CeO2不改变涂层的磨损机制，均为脆性剥落磨损和粘着磨损，但显著降低涂层的磨损剥落程度
参考文献略本站文章未经允许不得转载；如欲转载请注明出处，北京桑尧科技开发有限公司网址：http://www.sunspraying.com/
|
