鳳國保，李志忠，王幸福

（1.安徽省威龍再制造科技股份有限公司，安徽馬鞍山 243000；2.中國科學院合肥物質科學研究院固體物理研究所，安徽合肥 230031）

引言

熱噴涂NiCr-Cr3C2涂層具有優(yōu)異的耐磨損、耐腐蝕、抗高溫氧化等綜合性能，廣泛應用于關鍵部件的表面強化或尺寸修復，如柴油機缸套、銅結晶器及沉沒輥防護、鍋爐四管的抗高溫氧化腐蝕器件等。超音速火焰噴涂（HVOF）工藝火焰溫度適中，粒子飛行速度高，在火焰中停留時間短[1]，因此，HVOF方法制備的NiCr-Cr3C2等涂層具有氧化燒損低、結構致密、結合強度高等優(yōu)點[2-3]，目前已成為金屬陶瓷涂層優(yōu)先選用的制備方法[1]。

然而，受限于熱噴涂技術特點，HVOF涂層因貼片沉積不可避免會形成層狀結構[2]，同時因淬火效應以及應變失配造成的殘余應力[4]，將嚴重影響界面強度及其力學性能，進而影響涂層的使用性能。研究表明，熱噴涂涂層結構及其性能取決于噴涂粒子在基體表面的貼片沉積以及貼片間的結合情況，而其又與噴涂粒子尺寸結構、制備工藝以及基體特征等密切相關。關于HVOF噴涂粉體選擇[5]、工藝參數[6]優(yōu)化、基體粗化處理[7]等問題，已有大量研究，而基體預熱溫度等前處理環(huán)節(jié)則關注較少。實際上，在等離子噴涂、電弧噴涂、激光熔覆等工藝中，基體溫度對涂層界面狀態(tài)以及涂層質量的影響作用已有大量討論[8-10]，這些工藝的特點是在涂層制備過程中，噴涂粒子溫度較高，幾乎處于完全熔融狀態(tài)，較高的基體預熱溫度有利于噴涂熔滴的鋪展。

HVOF噴涂工藝獲得的焰流溫度適中，噴涂粒子為微熔或半熔狀態(tài)，且速度較高，其沉積機制介于冷噴涂（依賴高速碰撞下固態(tài)粒子塑性變形）與高溫噴涂（如等離子噴涂，熔融粒子鋪展）之間，因此，研究基體溫度對HVOF金屬陶瓷涂層性能的影響機制具有重要意義。筆者通過分析不同基體溫度條件下制備的HVOF NiCr-Cr3C2涂層的界面形貌、涂層硬度、結合強度、熱震性能等，有望闡明其作用機制，為工程實踐提供指導。

1 實驗材料

基體材料為316L不銹鋼，尺寸為80 mm×80 mm×10 mm；噴涂材料為NiCr-Cr3C2合金粉末，具體信息如下：

材料牌號：1375VM；

材料成分：Cr3C2-25NiCr；

粉體粒度：15～45 μm；

生產廠家：PRAXAIR SURFACE TECHNOLOGIES。

1375VM型NiCr-Cr3C2合金粉為HVOF常用的團聚燒結型粉體，形貌如圖1所示。該類型粉體材料，為球形多孔結構，以保證其在HVOF噴涂過程中受熱均勻，具有較好的流動性，獲得的涂層性能優(yōu)于傳統(tǒng)的機械混合粉。

圖1 團聚燒結型NiCr-Cr3C2合金粉

2 HVOF涂層制備

將316L不銹鋼基材經過去脂、去離子水漂洗、超聲波清洗、烘干處理后，采用24#熱噴涂專用金剛砂進行粗化處理，表面粗糙度Ra7～9。將基體試樣置于可控箱式電阻爐內加熱到指定溫度，然后立即取出來進行噴涂，基體預熱溫度分別為50℃、100℃、150℃、200℃、250℃。采用JP8000超音速噴涂設備制備NiCr-Cr3C2涂層，具體工藝參數如下：

噴涂材料：NiCr-Cr3C2；

氧氣流量（SCFH）：1850；

煤油流量（LPH）：22.71；

載氣（SCFH）：9.9；

送粉（RPM）：5；

噴涂距離（mm）：360；

槍嘴長度（In）：6。

3 涂層表征與測試

利用SU8020型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察NiCr-Cr3C2粉體的顆粒形貌；采用Zeiss A10X金相顯微鏡觀察基體-涂層的界面結合情況，并對涂層厚度進行統(tǒng)計分析，取5組數據的平均值；利用HV-1000A型顯微硬度計測試基體-涂層顯微硬度分布（載荷300 g，保持時間15 s），為避免壓痕殘余應力場的影響，至少相隔40 μm取一測量點，至少測試3組數據；采用X’Pert Pro MPD型X射線衍射儀（XRD，Cu Kα）測量涂層的殘余應力；采用洛式壓痕方法（載荷150 kg，保持時間15 s）表征涂層與基體結合性能；采用熱震法（800℃水淬，中間保溫10 min）考察涂層的熱疲勞行為。

4 涂層與基體界面形貌

圖2是不同基體預熱溫度下涂層截面形貌圖。可以看出，隨著基體預熱溫度升高，涂層與基體結合越來越緊密?；w溫度為50℃時，可觀察到涂層與基體之間貼合程度不足，即界面沉積處的噴涂粒子難以填滿基體因噴砂形成的空隙，且在平緩交界處存在明顯的界面分層現象，這主要是由于基體表面水膜蒸發(fā)形成的反沖力作用以及到達基體上的微熔或半熔粒子快速凝固而來不及扁平化所致[17]。當基體溫度在100℃以上時，其表面吸附形成的水膜絕大部分會蒸發(fā)掉，再加上基體材料熱物理性能的改善，噴涂粒子的扁平化程度增大，界面空隙與分層現象逐漸減少，涂層與基體間結合程度越來越緊密?；w預熱溫度達到200℃時，可以發(fā)現界面處涂層能較好地貼合基體表面，表現出較好的機械咬合效應。

圖2 不同基體預熱溫度下涂層截面相形貌圖

5 涂層沉積率

采用同樣的噴涂工藝，在不同基體溫度試樣上得到的涂層，其沉積率統(tǒng)計結果如圖3所示?？梢园l(fā)現，隨基體預熱溫度提高，沉積率有所升高。當基體預熱溫度高于150℃后，涂層沉積率變化不大。吳姚莎[17]等在研究基體溫度對電弧噴涂涂層影響實驗中發(fā)現了類似的現象，并認為這主要是由于預熱溫度較低時，基體表面在噴砂后易于吸附空氣中的水蒸氣，導致其表面產生一層極薄的水膜，噴涂過程中，水膜受到噴涂熱流而汽化，形成強大的反沖氣壓，從而使一部分噴涂粒子不能到達基體表面，致使沉積率降低，涂層厚度受到一定影響。當基體溫度增加到150℃時，其表面吸附形成的水膜絕大部分會蒸發(fā)掉，因此噴涂粒子扁平化程度增強，涂層沉積率均有增大。基體溫度繼續(xù)上升，吸附的水膜基本消失，涂層沉積率等數值不再發(fā)生顯著變化。

圖3 基體預熱溫度對HVOF涂層沉積率的影響

6 涂層硬度分析

采用顯微硬度計對基體-涂層截面進行硬度分析，如圖4所示?？梢钥闯?，不同基體預熱溫度條件下獲得的涂層，其硬度值相差不大，而界面處以及界面附近硬度有較大差異（圖4左），顯然，這與界面結合情況有關?；w預熱溫度較低，如50℃時，因此涂層與基體結合處空隙較多，平均硬度值最低；高于100℃，界面結合更為致密，平均硬度提高。原因在于，當基體預熱溫度較低時，基體-涂層結合力較弱，當硬度計壓頭壓入基體-涂層界面處時，易產生裂紋，進而降低了硬度值，如圖4右所示。

圖4 基體-涂層硬度分布及試樣界面處硬度分析形貌

7 涂層殘余應力分析

熱噴涂過程中因涂層高溫淬火以及組織失配產生的殘余應力對涂層結合強度、熱疲勞性能等具有重要影響[19]。采用XRD方法測量涂層的殘余應力，進行計算分析，結果如圖5所示。

圖5 基體溫度對涂層殘余應力的影響

可以看出，隨著基體的溫度的提高，涂層表層殘余應力逐漸減小，這是因為基體的溫度適當升高，降低了沉積層與基體之間的溫差以及材料熱物性能的差異，減小了彼此間的相互作用力，有利于提高涂層的結合強度。根據分析結果，HVOF涂層表現為殘余壓應力，這對于提升熱噴涂涂層的疲勞性能具有一定積極作用。

8 涂層結合強度分析

采用洛式壓痕法，觀察壓痕周圍涂層宏觀開裂情況，定性分析涂層與基體的結合強度，壓痕形貌如圖6所示。

可以看出，基體預熱溫度為50℃時，HVOF涂層裂紋最為明顯。隨基體預熱溫度提升，涂層壓痕周邊裂紋擴展等級變小，200℃以上時，涂層壓痕處無較大裂紋生成，表明其與基體的結合情況較好，這是因為涂層表層中存在殘余壓應力，在一定程度上可促進涂層中裂紋的閉合，并改善疲勞性能，但基體溫度較低時，殘余壓應力過大，可能會導致涂層粘附性失效，引起開裂剝落[20]，從而使基體溫度在200℃左右時表現出最高的結合強度。

圖6 150 kg載荷下洛式壓痕形貌圖

9 涂層熱震分析

采用熱震法（800℃水淬，中間保溫10 min）檢測涂層的熱疲勞行為，經反復淬火40次后，其截面形貌如圖7所示。

圖7 熱震試驗后（40次）涂層截面金相圖

由淬火熱應力分析可知，熱震使涂層由外向里產生熱應變梯度，形成垂直于表面的裂紋。基體溫度為50℃條件下獲得的HVOF涂層，開裂最為明顯，裂紋貫穿整個涂層截面，表明其抗熱疲勞性能較差。相關研究[21]表明，熱震試驗中，界面在交變熱應力作用下易萌發(fā)疲勞裂紋，因此，基體預熱溫度較低時，涂層界面缺陷較多，且涂層表面殘余應力較大，從而使其產生較多宏觀裂紋。當預熱溫度不斷提高，涂層表面殘余應力降低，且涂層界面結合性能改善，因此在熱震實驗中表現出更好的抗開裂能力。

10 結論

（1）隨基體預熱溫度上升，噴涂粒子扁平化程度加大，界面結合更加致密，涂層沉積率略有提高，150℃以上，變化不大。

（2）隨基體預熱溫度升高，涂層殘余應力降低，洛氏壓痕實驗表明，基體預熱溫度為200℃時，涂層與基體的結合強度最高，這與涂層中適度的殘余壓應力有關。

（3）隨基體預熱溫度升高，涂層熱疲勞性能有所增強，這與涂層殘余壓應力降低以及基體-涂層界面結合性能提升有關。