超聲輔助換向脈沖噴射電沉積鈷-碳化鉻復(fù)合鍍層

宋皓，譚俊,*，鄭曉輝，張慶，王猛

（1.裝甲兵工程學(xué)院表面工程重點實驗室，北京 100072；2.裝備再制造技術(shù)國防科技重點實驗室，北京 100072）

【研究報告】

超聲輔助換向脈沖噴射電沉積鈷-碳化鉻復(fù)合鍍層

宋皓1，譚俊1,2,*，鄭曉輝1，張慶1，王猛1

（1.裝甲兵工程學(xué)院表面工程重點實驗室，北京 100072；2.裝備再制造技術(shù)國防科技重點實驗室，北京 100072）

采用超聲輔助換向脈沖噴射電沉積技術(shù)在45鋼表面制備了Co-Cr3C2復(fù)合鍍層。研究了超聲功率和超聲間歇時間對Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的 Cr3C2顆粒質(zhì)量分?jǐn)?shù)、微觀形貌、顯微硬度、表面粗糙度和耐磨性的影響。超聲波的加載極大地改善了復(fù)合鍍層的組織結(jié)構(gòu)和性能。超聲功率為36 W、超聲間歇為8 s時，Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的表面粗糙度最低，均勻致密，鮮有孔隙，Cr3C2顆粒在鍍層中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到26.85%并均勻地分布在鈷基質(zhì)中，其顯微硬度高達(dá)695 HV，摩擦因數(shù)僅為0.12。該復(fù)合鍍層在800 °C時仍有很好的熱穩(wěn)定性。當(dāng)熱處理溫度高于500 °C時，復(fù)合鍍層的顯微硬度明顯高于硬鉻鍍層。

鈷；碳化鉻；復(fù)合鍍層；噴射電沉積；超聲輔助；換向脈沖；熱穩(wěn)定性

Abstract:A Co-Cr3C2composite coating was obtained on the surface of 45 steel by ultrasound-assisted pulse-reverse jet electrodeposition.The effects of ultrasound power and interval time on mass fraction of Cr3C2particles, surface morphology,microhardness, surface roughness and wear resistance of Co-Cr3C2composite coating were studied.The assistance of ultrasound greatly improves the structure and properties of Co-Cr3C2composite coating.The composite coating obtained at an ultrasound power of 36 W with an ultrasound interval time of 8 s has the lowest surface roughness, uniform and compact surface with few pores, 26.85wt% Cr3C2particles, which are evenly distributed in the cobalt matrix, a microhardness up to 695 HV, and a friction coefficient as low as 0.12.The composite coating presents a good thermal stability at 800 °C.Its microhardness is apparently higher than that of hard chromium coating after heat treatment at 500 °C.

Keywords:cobalt; chromium carbide; composite coating; jet electrodeposition; ultrasound assistance; reverse pulse;thermal stability

First-author’s address:Key Laboratory for Surface Engineering, Academy of Armored Force Engineering, Beijing 100072, China

復(fù)合鍍層綜合了基質(zhì)金屬與固體顆粒的性能，具有比單一金屬或者合金更優(yōu)良的表面性能，如高硬度的Co-WC復(fù)合鍍層[1]，高耐磨性的Ni-SiC復(fù)合鍍層[2]，高耐蝕性的Zn-ZrO2復(fù)合鍍層[3]，電接觸功能良好的Au-石墨復(fù)合鍍層[4]，具有自潤滑性的無機類富勒烯納米材料復(fù)合鍍層[5]，等等。鈷基復(fù)合鍍層因其優(yōu)良的耐磨減摩性能而引起廣泛的關(guān)注。Cr3C2在高溫環(huán)境下具有良好的耐磨、耐腐蝕和抗氧化性能，具有比鈷更高的熔點，還可耐酸堿腐蝕和熔體侵蝕，被廣泛應(yīng)用于熱噴涂材料、焊條、硬質(zhì)合金的晶粒細(xì)化劑及其他耐磨、耐腐蝕元件的添加劑等[6]。與鈷共沉積所得Co-Cr3C2復(fù)合鍍層具有優(yōu)越的抗高溫氧化性能，在300 ～ 800 °C范圍內(nèi)的耐磨性最佳，并且在高于300 °C的環(huán)境中工作時，表面會生成一層氧化釉膜，表現(xiàn)出優(yōu)越的耐磨性能[7-8]。

但目前復(fù)合電沉積技術(shù)還存在某些難題，如直流復(fù)合電沉積過程中容易發(fā)生顆粒團(tuán)聚，共沉積的顆粒在鍍層中結(jié)合不牢固、極易脫落，造成鍍層結(jié)構(gòu)極易被破壞而性能驟降[9]。雖然在鍍液中添加整平劑能在一定程度上改善上述問題[10]，但收效甚微，尤其是對于微米級顆粒。采用摩擦噴射電沉積可制得平整、均勻、致密的復(fù)合鍍層[11]，但摩擦過程易使已經(jīng)沉積的顆粒脫落，鍍層中顆粒的含量難以提升。

將超聲波引入電沉積有助于顆粒在鍍液中的均勻分散[12-14]。另外，用脈沖電流取代直流電流時，間歇式的電流能夠改善陰極極化的效果，降低臨界形核功，提高形核率，使鍍層的組織形貌和性能得到改善[15-16]。本文采用超聲輔助換向脈沖噴射電沉積技術(shù)制備Co-Cr3C2復(fù)合鍍層，探討了超聲參數(shù)對復(fù)合鍍層性能的影響。

1 實驗

1.1 噴射電沉積設(shè)備

噴射電沉積設(shè)備主要由換向脈沖電源、數(shù)控平臺、超聲裝置、超聲換能器、儲液槽、噴槍、控制閥、循環(huán)泵等組成。電鍍液經(jīng)噴槍上的噴頭射向工件表面，噴頭內(nèi)徑6.0 mm，采用鈦合金制成，距離陰極工件10 mm，陰極工件為直徑24.6 mm、長10 mm的45鋼。噴槍受數(shù)控平臺的控制，在陰極工件上方直線往復(fù)移動，距離為30 mm。電源采用江蘇廣元電源設(shè)備公司生產(chǎn)的MKF-50A/24V型脈沖電源，超聲裝置采用杭州成功超聲設(shè)備有限公司生產(chǎn)的YP-3820-4BZ型超聲裝置。

1.2 Co-Cr3C2復(fù)合鍍工藝

在噴射電沉積前，對工件表面進(jìn)行預(yù)處理：打磨→電凈→活化→電刷鍍特殊鎳。每道工序完成后，用去離子水沖洗。采用50%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))鎳包覆的Cr3C2顆粒(德金島科科技有限公司生產(chǎn))作為增強相。

Co-Cr3C2復(fù)合鍍配方和工藝條件為：CoSO4·7H2O 430 g/L，H3BO330 g/L，NaCl 5 g/L，Cr3C2(直徑3 ～5 μm)450 g/L，CTAB(十六烷基三甲基溴化銨)0.1 g/L，pH = 4.0，溫度40 °C，鍍液流速2.4 L/min，噴頭移動速率1.2 mm/s，超聲功率0 ～ 60 W，超聲間歇時間0 ～ 8 s，時間30 min。換向脈沖參數(shù)為：正向電壓18 V，正向脈沖時間12 s，正向脈沖間隔8 s，正向脈沖8次，反向電壓12.6 V，反向脈沖時間10 s，反向脈沖間隔10 s，反向脈沖1次。

1.3 鍍層性能表征

采用Nova Nano SEM 450/650型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察鍍層的表面形貌和截面形貌，利用附帶的能譜儀(EDS)測定鍍層中鉻的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，再計算碳化鉻的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。利用TR-2000型表面粗糙度儀測量復(fù)合鍍層的表面粗糙度，行程為8 mm，以輪廓算術(shù)平均偏差Ra來表征。將鍍層預(yù)磨拋光后采用Buehler OmniMet MHT型自動顯微硬度儀測顯微硬度，載荷為0.2 N，保持10 s，每種鍍層測10個位置，計算平均值。采用CETR-3型摩擦磨損試驗機測試鍍層的干摩擦因數(shù)，摩擦副為球徑6 mm的GCr15鋼球，載荷5 N，摩擦頻率5 Hz，摩擦行程4 mm，時間15 min。利用GWL-1200LB型熱處理爐分別在不同溫度下對試樣熱處理10 min，然后測量其顯微硬度，以分析復(fù)合鍍層的熱穩(wěn)定性。

2 結(jié)果與討論

2.1 超聲功率對Co-Cr3C2復(fù)合鍍層性能的影響

2.1.1 復(fù)合鍍層中Cr3C2的復(fù)合量

從圖1可以發(fā)現(xiàn)：未加載超聲波時，所得復(fù)合鍍層中Cr3C2顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為17.21%。加載超聲振蕩后，復(fù)合鍍層中 Cr3C2顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)隨著超聲功率增大而上升，在超聲功率為 36 W 時達(dá)到最大(24.54%)。隨后繼續(xù)增大超聲功率，Cr3C2顆粒的復(fù)合量反而下降，當(dāng)超聲功率為60 W時，顆粒復(fù)合量甚至低于未加載超聲時。這說明施鍍過程中增加超聲波可以提高復(fù)合鍍層中 Cr3C2顆粒的含量，但超聲功率不宜過高。

2.1.2 復(fù)合鍍層的表面粗糙度

從圖2可以看出：超聲波輔助能夠大幅降低復(fù)合鍍層的表面粗糙度。未加載超聲時，復(fù)合鍍層的Ra高達(dá)7.92 μm，而當(dāng)加載12 W超聲波時，所得復(fù)合鍍層的Ra降至6.01 μm。隨著超聲功率的增大，復(fù)合鍍層的表面粗糙度先降后升，但均低于未加載超聲波時所得Co-Cr3C2復(fù)合鍍層。結(jié)合圖1和圖3可知，加載超聲波后復(fù)合鍍層的表面粗糙度并沒有隨鍍層中 Cr3C2顆粒含量增加而增大，反而隨顆粒含量增大而減小，這就說明超聲波不僅能夠促進(jìn)Cr3C2顆粒的均勻分布，而且可以促進(jìn)復(fù)合鍍層的均勻生長。

圖1 Co-Cr3C2復(fù)合鍍層中Cr3C2顆粒含量隨超聲功率的變化Figure 1 Variation of Cr3C2particle content in Co-Cr3C2composite coating with ultrasound power

圖2 Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的表面粗糙度隨超聲功率的變化Figure 2 Variation of surface roughness of Co-Cr3C2composite coating with ultrasound power

2.1.3 復(fù)合鍍層的表面和截面形貌

對比圖3a1和圖3b1可知，與未加載超聲時相比，加載超聲后所得鍍層的均勻性顯著提高。隨著超聲功率的增大，鍍層越來越均勻(見圖3c1、3d1、3e1和3f1)。當(dāng)超聲功率為36 W時，復(fù)合鍍層表面平整、致密，無明顯的孔洞。繼續(xù)增大超聲功率，復(fù)合鍍層的表面形貌反而變差，超聲功率增至60 W時，表面存在很大的孔洞。

從不同超聲功率下所得復(fù)合鍍層的橫截面可以看出，未加載超聲時，復(fù)合鍍層的生長十分不均勻。加載超聲后，鍍層的均勻性提高，并且隨著超聲功率的增大而逐漸改善。當(dāng)超聲功率為36 W時，鍍層均勻、致密，無孔隙。但是超聲功率高于36 W時，復(fù)合鍍層又開始變得不均勻。另外還可以看出，未加載超聲時，鍍層厚度低于10 μm，加載超聲振蕩后，鍍層厚度增大，并且隨著超聲功率的增大而逐漸增大。

從復(fù)合鍍層的高倍截面形貌可以看出，未加載超聲波(見圖3a3)或超聲波功率較小(見圖3b3)時，復(fù)合鍍層中的Cr3C2顆粒嚴(yán)重團(tuán)聚。增大超聲功率后，復(fù)合鍍層中Cr3C2顆粒的分布均勻性提高(見圖3c3、3d3、3e3和3f3)。從圖3f3可以看出，當(dāng)超聲功率為36 W時，復(fù)合鍍層中Cr3C2顆粒分布也很均勻。這說明選用適當(dāng)?shù)某暪β士墒瑰儗由L均勻，消除顆粒團(tuán)聚，同時避免鍍層出現(xiàn)大的孔洞。

因此，增大超聲功率可以促進(jìn)鍍層均勻生長和提高顆粒的分布均勻性，但超聲功率過高(＞36 W)時，效果反而越來越差。分析認(rèn)為，當(dāng)超聲功率過高時，超聲波的能量過高，對已經(jīng)沉積的鍍層的沖擊力過大，致使鍍層形成孔洞，不利于鍍層的均勻生長。同時，過高的超聲功率使Cr3C2顆粒再次碰撞而團(tuán)聚，從而影響其在鍍層中的分布，超聲功率越大，這種影響就越大。

2.1.4 復(fù)合鍍層的顯微硬度

如圖4所示，超聲波的加載提高了復(fù)合鍍層的顯微硬度。隨著超聲功率的增大，復(fù)合鍍層的顯微硬度從12 W時的605 HV增大至36 W時的672 HV，之后隨著超聲功率的增大，鍍層的顯微硬度下降。結(jié)合圖1和圖3可知，超聲功率從0 W增至36 W時，復(fù)合鍍層中Cr3C2顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)上升，鍍層的均勻性和致密性逐漸提高，所以復(fù)合鍍層的顯微硬度上升。而當(dāng)超聲功率大于36 W時，隨超聲功率增大，超聲波對復(fù)合鍍層的沖擊作用越來越大，不利于鍍層的均勻生長，Cr3C2顆粒的復(fù)合量逐漸下降，并且鍍層的孔隙率增大，導(dǎo)致顯微硬度逐漸下降。

2.1.5 復(fù)合鍍層的耐磨性

如圖5所示，隨著超聲功率的增大，復(fù)合鍍層的耐磨性先改善后變差。超聲功率為36 W時，復(fù)合鍍層的耐磨性最優(yōu)。分析認(rèn)為，與顯微硬度一樣，復(fù)合鍍層的耐磨性與鍍層中的顆粒含量和均勻性息息相關(guān)。未加載超聲時，復(fù)合鍍層中的 Cr3C2顆粒含量低，顯微硬度低，鍍層不均勻，無法有效承載外界載荷，鍍層的摩擦因數(shù)和磨痕寬度皆較大，耐磨性較差。在12 ～ 36 W范圍內(nèi)增大超聲功率，復(fù)合鍍層的顆粒含量上升，均勻性改善，鍍層更加致密，顯微硬度提高，所以復(fù)合鍍層的耐磨性提高，而當(dāng)超聲功率超過36 W后，復(fù)合鍍層的生長均勻性和致密性惡化，導(dǎo)致復(fù)合鍍層硬度下降，耐磨性逐漸下降。

圖3 不同超聲功率下制備的Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的顯微形貌和Cr3C2顆粒的分布Figure 3 Microscopic morphologies and distribution of Cr3C2particles of Co-Cr3C2composite coatings obtained at different ultrasound powers

續(xù)圖3 不同超聲功率下制備的Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的顯微形貌和Cr3C2顆粒的分布Figure 3 (continued) Microscopic morphologies and distribution of Cr3C2particles of Co-Cr3C2composite coatings obtained at different ultrasound powers

圖4 Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的顯微硬度隨超聲功率的變化Figure 4 Variation of microhardness of Co-Cr3C2composite coating with ultrasound power

圖5 不同超聲功率下制備的Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的摩擦因數(shù)和磨痕寬度Figure 5 Friction coefficient and wear scar width of Co-Cr3C2composite coatings obtained at different ultrasound powers

綜上可知，當(dāng)連續(xù)超聲功率為36 W時，Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的組織結(jié)構(gòu)和性能最優(yōu)。

2.2 超聲間歇時間對Co-Cr3C2復(fù)合鍍層性能的影響

為進(jìn)一步優(yōu)化參數(shù)，探究了在超聲功率36 W下間歇超聲對復(fù)合鍍層的影響。

從表1可以看出：采用間歇超聲時，所得復(fù)合鍍層的顆粒含量均高于連續(xù)超聲(即超聲間歇時間為0 s)時所得的鍍層，并且隨著超聲間歇時間的延長，鍍層中Cr3C2顆粒含量上升，當(dāng)超聲間歇時間為8 s時，鍍層中Cr3C2顆粒含量最大(26.85%)。這是由于連續(xù)超聲的沖擊作用不利于Cr3C2顆粒在陰極表面的駐留，顆粒容易因來不及被鈷基質(zhì)包覆就被液流沖走，導(dǎo)致復(fù)合鍍層中Cr3C2顆粒含量不高。采用間歇超聲可以給顆粒留出一定的時間，以便它們停留在陰極表面。而當(dāng)超聲間歇為1 s時，接近連續(xù)超聲，因此顆粒含量也不高。隨著超聲間歇時間的延長，鍍層的表面粗糙度逐漸增大。由上可知，變換超聲間歇時間時，表面粗糙度與顆粒含量有關(guān)，顆粒含量越高的鍍層，其表面粗糙度也越大。

表1 不同超聲間歇下制備的Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的性能Table 1 Performance of Co-Cr3C2composite coatings obtained at different ultrasound interval time

延長超聲間歇時間，復(fù)合鍍層的顯微硬度增大，從超聲間歇為1 s時的681 HV增大至超聲間歇為8 s時的695 HV，均高于連續(xù)超聲時的620 HV。分析后認(rèn)為，間歇超聲的加載使所得復(fù)合鍍層更加均勻致密，且 Cr3C2顆粒含量更高，因此間歇超聲制備的復(fù)合鍍層具有比連續(xù)超聲制備的復(fù)合鍍層更高的顯微硬度。而延長超聲間歇時間，鍍層耐磨性也逐漸改善，但是提高幅度不大，摩擦因數(shù)和磨痕寬度在超聲間歇為8 s時最小，分別為0.12 mm和0.36 mm。顯然，復(fù)合鍍層耐磨性的改善與Cr3C2顆粒含量上升有關(guān)。

從圖6可知，加載間歇超聲后，鍍層依舊均勻生長，沒有出現(xiàn)大孔洞，但表面越來越粗糙。鍍層厚度從1 s時的120 μm增至8 s時的200 μm，大于采用連續(xù)超聲振蕩時所得鍍層厚度(100 μm)，這是因為采用間歇超聲時，在間歇時間內(nèi)復(fù)合鍍層的生長不受超聲波的影響，因此鍍層增厚較快，進(jìn)一步導(dǎo)致復(fù)合鍍層厚度較大。從高倍截面顯微形貌(見圖6a3、6b3、6c3和6d3)可以看出，鍍層很致密，Cr3C2顆粒與鈷基質(zhì)結(jié)合緊密，在鍍層中分布均勻，沒有明顯的團(tuán)聚。從圖6a3、6b3、6c3和6d3還可以看出，鍍層中存在一些非常細(xì)小的孔隙。

2.3 最優(yōu)條件下所得Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的熱穩(wěn)定性

綜上所述，當(dāng)超聲功率為36 W、超聲間歇時間為8 s時，制備的Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的性能最優(yōu)。為了探究復(fù)合鍍層的熱穩(wěn)定性，將最優(yōu)條件下所得Co-Cr3C2復(fù)合鍍層分別置于不同溫度(100 ～ 1 000 °C)下熱處理10 min，隨后測其顯微硬度，結(jié)果如圖7所示?？梢钥闯?，隨著熱處理溫度升高，復(fù)合鍍層的顯微硬度升高，在700 °C下熱處理后高達(dá)750 HV。繼續(xù)提高熱處理溫度至800 °C時，復(fù)合鍍層的顯微硬度略降。當(dāng)熱處理溫度高于800 °C時，隨熱處理溫度升高，復(fù)合鍍層的顯微硬度急劇下降。這表明復(fù)合鍍層在溫度≤800 °C時仍有很好的熱穩(wěn)定性。與傳統(tǒng)硬鉻鍍層(在CrCl3·6H2O 0.6 mol/L，C6H5Na3O7·2H2O 0.5 mol/L，Na2C2O40.4 mol/L，H3BO30.72 mol/L，pH 1.5，電流密度50 A/dm2，溫度25 °C的條件下制備，厚度200 μm)相比，復(fù)合鍍層的顯微硬度在500 °C以下低于硬鉻鍍層，但當(dāng)熱處理溫度高于500 °C時，復(fù)合鍍層的顯微硬度明顯高于硬鉻鍍層。

圖6 不同超聲間歇時間下制備的Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的顯微形貌和Cr3C2顆粒的分布Figure 6 Microscopic morphologies and distribution of Cr3C2particles of Co-Cr3C2composite coating obtained under different ultrasound interval time

圖7 硬鉻鍍層和Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的顯微硬度隨熱處理溫度的變化Figure 7 Variation of microhardness of hard chromium and Co-Cr3C2composite coatings with heat treatment temperature

3 結(jié)論

利用脈沖噴射電沉積技術(shù)在 45鋼表面制備了 Co-Cr3C2復(fù)合鍍層，研究了超聲功率和超聲間歇對Co-Cr3C2復(fù)合鍍層的影響。結(jié)果表明，超聲波輔助可以極大地改善復(fù)合鍍層的組織結(jié)構(gòu)和性能。當(dāng)超聲功率為36 W、超聲間歇時間為8 s時，復(fù)合鍍層的表面粗糙度最低，鍍層的生長均勻、致密，鮮有孔隙；鍍層中的Cr3C2顆粒含量達(dá)到26.85%，它們均勻地分布在鈷基質(zhì)中；鍍層的顯微硬度達(dá)到695 HV，摩擦因數(shù)為0.119。當(dāng)熱處理溫度≤800 °C時，該復(fù)合鍍層具有很好的熱穩(wěn)定性，在高于500 °C的溫度下熱處理，其顯微硬度明顯高于硬鉻鍍層。

[1]NOLAN D, MERCER P, SAMANDI M.Microstructural stability of thermal shayed WC-Co composite coatings in oxidising atmospheres at 450 °C [J].Surface Engineering, 1998, 14 (2): 124-128.

[2]KAN H M, YANG Z Y, ZHANG N.Preparation of Ni-SiC composite coating by electrochemical deposition [J].Rare Metal Materials and Engineering, 2015,44 (12): 2960-2964.

[3]GHAZIOF S, KILMARTIN P A, GAO W.Electrochemical studies of sol-enhanced Zn-Ni-Al2O3composite and Zn-Ni alloy coatings [J].Journal of Electroanalytical Chemistry, 2015, 755: 63-70.

[4]張立德, 牟季美.納米材料和納米結(jié)構(gòu)[M].北京: 科學(xué)出版社, 2001: 112.

[5]浙江大學(xué).含無機類富勒烯納米材料的復(fù)合鍍層的制備方法: 01122958.6 [P].2002-01-23.

[6]斯松華, 于婉萍, 姚昌彬, 等.納米Cr3C2顆粒含量對等離子堆焊Co40合金層組織與性能的影響[J].機械工程材料, 2017, 41 (1): 76-79.

[7]李連清.耐磨減摩的鈷基復(fù)合鍍層[J].宇航材料工藝, 2002, 32 (3): 15.

[8]李寧, 雷孫栓, 王鴻建, 等.鈷基復(fù)合鍍層的高溫耐磨減摩性能[J].宇航材料工藝, 1996, 26 (1): 17-21.

[9]蘭龍, 譚俊, 吳迪, 等.噴射電沉積Ni及Ni-ZrO2復(fù)合鍍層的表面形貌和硬度[J].材料導(dǎo)報, 2014, 28 (16):111-116.

[10]徐斌, 諸昌武.表面活性劑對復(fù)合電沉積法制備納米碳管復(fù)合鍍層的影響[J].揚州職業(yè)大學(xué)學(xué)報, 2006, 10 (4): 49-52.

[11]馬勝軍, 沈理達(dá), 田宗軍, 等.電流密度對摩擦噴射電沉積制備鎳沉積層微觀形貌及性能的影響[J].機械工程材料, 2012, 36 (4): 17-20, 29.

[12]TUDELA I, ZHANG Y, PAL M, et al.Ultrasound-assisted electrodeposition of thin nickel-based composite coatings with lubricant particles [J].Surface and Coatings Technology, 2015, 276: 89-105.

[13]POULADI S, SHARIAT M H, BAHROLOLOOM M E.Electrodeposition and characterization of Ni-Zn-P and Ni-Zn-P/nano-SiC coatings [J].Surface and Coatings Technology, 2012, 213: 33-40.

[14]CAMARGO M K, TUDELA I, SCHMIDT U, et al.Ultrasound assisted electrodeposition of Zn and Zn-TiO2coatings [J].Electrochimica Acta, 2016, 198:287-295.

[15]王棟, 張秀麗, 趙漢雨, 等.峰值電流密度對脈沖電沉積Ni-Co-CNTs復(fù)合鍍層機械性能的影響[J].電鍍與環(huán)保, 2012, 32 (1): 22-25.

[16]FENG Y, MCGUIRE G E, SHENDEROVA O A, et al.Fabrication of copper/carbon nanotube composite thin films by periodic pulse reverse electroplating using nanodiamond as a dispersing agent [J].Thin Solid Films, 2016, 615: 116-121.

[ 編輯：周新莉 ]

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Preparation of cobalt-chromium carbide composite coating by ultrasound-assisted pulse-reverse jet electrodeposition

SONG Hao, TAN Jun*, ZHENG Xiao-hui, ZHANG Qing, WANG Meng

TQ153.2

A

1004 - 227X (2017) 17 - 0903 - 08

2017-07-02

2017-08-29

裝備預(yù)研基金（9140C850202100C85）。

宋皓（1992-），男，甘肅秦安人，在讀碩士研究生，主要研究方向為金屬電沉積。

譚俊，教授，博導(dǎo)，(E-mail) tanjun@sina.com。

10.19289/j.1004-227x.2017.17.001