激光熔覆Al-Ni-TiC-CeO2復(fù)合涂層的組織與耐腐蝕磨損性能

賀 星，孔德軍，宋仁國

(1 常州大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 常州 213164；2 常州大學(xué) 江蘇省材料表面科學(xué)與技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，江蘇 常州 213164；3 常州大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，江蘇 常州 213164)

S355作為海洋平臺特種用鋼，因其長期處于海水、潮氣、鹽霧的惡劣環(huán)境中，使用環(huán)境苛刻，其水下結(jié)構(gòu)長期受海水及海生物的侵蝕而產(chǎn)生腐蝕問題；且其服役期長，受力強(qiáng)度高，易發(fā)生磨損腐蝕、應(yīng)力腐蝕開裂等問題。同時(shí)，由于鹽類和化學(xué)污染物加快了腐蝕速率，高溫海水提供電解質(zhì)，也加速了腐蝕過程，使得海洋平臺材料的力學(xué)性能大幅度下降[1]，海洋平臺的使用安全遭到了嚴(yán)重的威脅。因此，通過研究S355海洋鋼的腐蝕行為以及通過表面處理來提高海洋鋼的耐蝕性就顯得尤為重要。激光熔覆是一種先進(jìn)的表面改性技術(shù)。它以不同的填料方式將熔覆粉末添加到基材表面，經(jīng)激光輻照使之與基材表面薄層熔凝并快速凝固，形成與基材呈冶金結(jié)合的表面熔覆層，從而達(dá)到顯著改善基材表面的耐磨、耐蝕、耐疲勞、抗氧化等性能的一種表面強(qiáng)化方法[2]。與傳統(tǒng)的表面強(qiáng)化技術(shù)相比，激光熔覆可控安全，熱影響區(qū)小，熔覆過程不產(chǎn)生污染物，不會對海洋環(huán)境產(chǎn)生危害；同時(shí)利用激光熱處理工件熱變形小的優(yōu)勢，精確控制涂層厚度，達(dá)到熱處理后工件表面完整性高的工藝要求[3]。隨著激光熔覆技術(shù)的發(fā)展，該技術(shù)在航空航天、汽車、海洋工程等各個領(lǐng)域的應(yīng)用越來越廣泛[4-8]。尤其是海洋工程中的應(yīng)用，由于海洋的環(huán)境特殊，經(jīng)常處于海水環(huán)境的船舶和海洋平臺等都必須具有高防腐性[9-10]。目前，Liu等在300M鋼上采用激光熔覆工藝制備了AerMet100鋼涂層，涂層主要由細(xì)板條馬氏體、少量殘余奧氏體和棒狀ξ碳化物組成，熔覆后300M鋼基體的耐腐蝕性能顯著提高[11]。Zeisig等在工具鋼上制備了Fe85Cr4Mo8V2C1無裂紋的致密熔覆涂層，結(jié)果表明熔覆涂層組織均勻細(xì)化，具有較高的硬度和耐磨損性[12]。盡管國內(nèi)外關(guān)于采用激光熔覆工藝在鋼材上制備復(fù)合涂層的研究很多[13-15]，但在S355海洋鋼上制備高耐蝕性的復(fù)合涂層還不多見，且由于鋁涂層具有較低的電極電位和良好的抗氧化性能，在金屬涂層中顯示出良好的防腐性能,同時(shí)，Ni粉具有一定的潤濕性，能夠促進(jìn)基體與涂層之間的冶金結(jié)合?；诖?，本工作采用激光熔覆技術(shù)，在海洋鋼表面制備高耐蝕性的Al-Ni-TiC-CeO2復(fù)合涂層，重點(diǎn)研究涂層的組織與耐腐蝕磨損、應(yīng)力腐蝕開裂(stress corrosion cracking,SCC)等性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)基材為歐標(biāo)S355結(jié)構(gòu)鋼，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同)為：C 0.17，Si 0.55，Mn 0.94，P 0.035，Cr 0.065，S 0.035，Ni 0.065，Mo 0.30，Zr 0.15，其余為Fe。熔覆材料為Al粉(純度99.0%，平均粒徑50～95μm)、TiC粉末(純度99.5%，平均粒徑40μm)、Ni粉(純度99.5%，平均粒徑1.5μm)，考慮到Al的熔點(diǎn)較低，其強(qiáng)度與耐熱性也偏低，而Ni,CeO2,TiC熔點(diǎn)較高，因此，本工作選用的熔覆粉末中采用了大量Al粉，從而在熔覆層和基體之間起到良好的過渡作用，使得涂層與基體的結(jié)合力提高。因此按質(zhì)量比15∶3∶1混合后加入0.6%CeO2(純度99.0%，平均粒徑20nm)，然后利用行星式球磨機(jī)充分混合均勻。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

激光熔覆實(shí)驗(yàn)采用ZKSX-2008型2kW固態(tài)激光器，熔覆方式為送粉熔覆，以氬氣作為送粉動力源，實(shí)現(xiàn)同步送粉熔覆，具體激光熔覆原理與工藝參數(shù)如圖1和表1所示。實(shí)驗(yàn)前先將基體表面用砂紙打磨除銹，然后用無水乙醇擦拭表面，待表面烘干后再進(jìn)行熔覆處理。熔覆完成后，采用線切割的方法切取尺寸為10mm×10mm×3mm的拉伸試樣，試樣尺寸如圖2所示，熔覆層表面用砂紙逐級打磨，預(yù)磨至1000#水磨砂紙，然后用Al2O3拋光液進(jìn)行機(jī)械拋光，丙酮超聲除油。采用JSM-6510掃描電子顯微鏡(SEM)和能譜儀(EDS)觀察腐蝕涂層的高倍組織與成分。采用X射線衍射儀(XRD)對涂層的物相進(jìn)行分析。利用HMV-1T數(shù)字顯微硬度計(jì)測量熔覆層的顯微硬度，每隔100μm打1個點(diǎn)，加載載荷為2.0N。

圖1 激光熔覆工藝原理圖Fig.1 Schematic diagram of laser cladding process

Laserpower/WLaserscanningrate/(mm·min-1)Powderfeedingrate/(g·min-1)Argongasvelocity/(L·min-1)Spotdiameter/mm15003608153

腐蝕磨損實(shí)驗(yàn)采用CFT-1型材料表面性能綜合測試儀，磨損介質(zhì)為3.5%NaCl溶液，對磨材料為45鋼，加載載荷為2.0N，電機(jī)轉(zhuǎn)速為500r/min，采用往復(fù)滑動模式，磨痕半徑為5mm，運(yùn)行時(shí)間為60min，同時(shí)采用電化學(xué)工作站測量磨蝕過程中腐蝕電位與電流的變化，磨蝕后對磨蝕試樣進(jìn)行形貌觀察分析。應(yīng)力腐蝕主要通過慢應(yīng)變速率拉伸(slow strain rate tension,SSRT)實(shí)驗(yàn)來測試材料SCC力學(xué)性能和SCC敏感性。SSRT采用WPML-1型拉伸試驗(yàn)機(jī)。拉伸試樣尺寸如圖2所示(涂層連著基體)。實(shí)驗(yàn)前先將試樣用1200#砂紙打磨至光亮，再放入丙酮中超聲清洗干凈，最后用環(huán)氧樹脂密封非工作區(qū)域。在空氣狀態(tài)下拉伸為對照組，在腐蝕介質(zhì)(3.5%NaCl溶液)下為測試組。將試樣置于拉伸試驗(yàn)機(jī)上并施加200N的預(yù)緊力以消除試樣內(nèi)部各方向間隙，拉伸試樣應(yīng)變速率為1.5×10-6。拉伸實(shí)驗(yàn)后觀察分析腐蝕斷口形貌，并用EMGA-621定氫儀測量試樣斷裂后的氫含量。動電位極化測試采用CS350電化學(xué)工作站。工作電極為試樣，參比電極為飽和甘汞電極，輔助電極為鉑電極，測試前先在3.5%NaCl溶液中浸泡30min左右直到開路電位穩(wěn)定。

圖2 慢應(yīng)變速率拉伸試樣尺寸示意圖Fig.2 Schematic diagram of the SSRT specimen

2 結(jié)果與分析

2.1 涂層結(jié)構(gòu)

圖3為激光熔覆涂層表面XRD圖?？梢钥吹皆?4°左右涂層出現(xiàn)了Al相和AlNi3相的高晶態(tài)衍射主峰。在40°和80°左右出現(xiàn)了AlFe3相的低晶態(tài)衍射主峰，這表明在涂層中，Al和Fe之間不僅相互擴(kuò)散，而且相互結(jié)合形成新物相，使得涂層與基體之間呈現(xiàn)冶金結(jié)合，從而提高了界面的結(jié)合強(qiáng)度，增加了涂層的可靠性。在38°和65°左右檢測出了硬質(zhì)增強(qiáng)相TiC，并且在55°和65°時(shí)出現(xiàn)了Al2O3相低晶態(tài)衍射主峰，表明涂層在熔覆時(shí)可能存在輕微的氧化。其中涂層在30°和55°左右出現(xiàn)AlCe3相的低晶態(tài)衍射峰。這主要是由于CeO2在高能激光束的作用下，分解成Ce和O，Ce是一種較強(qiáng)化學(xué)性質(zhì)的元素，容易吸附在相界面上，且與鋁的電負(fù)性差值較大，極易形成金屬化合物，因此，涂層中會出現(xiàn)Al-Ce相，表明稀土與涂層內(nèi)的Al反應(yīng)以達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。

圖3 激光熔覆涂層表面XRD圖Fig.3 XRD patterns of laser cladding coating

圖4(a)為熔覆后涂層表面原始形貌，可以看到涂層表面較為平整，無明顯可見的裂紋。圖4(b)為涂層表面SEM形貌圖，可以看到增強(qiáng)相TiC彌散分布在熔覆涂層表面，增強(qiáng)相TiC形貌大多為細(xì)顆粒狀，近似球形。這是由于CeO2具有良好的細(xì)晶強(qiáng)化作用，因而組織更加細(xì)小均勻,但也有部分TiC連接長大為樹枝晶狀,涂層表面裂紋和氣孔較少，熔覆質(zhì)量較好。圖4(c)為涂層表面三維形貌，可以看到涂層呈現(xiàn)出波浪紋，最高處為682μm，涂層粗糙度Ra為1.561，較為平滑。

圖4 涂層表面形貌 (a)原始形貌；(b)SEM圖；(c)三維形貌Fig.4 Surface morphologies of the coating (a)original morphology;(b)SEM image;(c)three-dimensional topography

圖5 涂層截面形貌及EDS分析結(jié)果(a)SEM圖；(b)EDS分析結(jié)果；(c)Al元素；(d)Fe元素；(e)Ti元素；(f)Ni元素Fig.5 Cross-sectional morphologies and EDS analysis result of the coating(a)SEM image;(b)EDS analysis result;(c)Al element;(d)Fe element;(e)Ti element;(f)Ni element

圖5(a)為熔覆涂層截面形貌圖。可以看到涂層界面依次分為3個區(qū)域：熔覆層、熱影響區(qū)(HAZ)、基體。熱影響區(qū)寬度約為50μm，熔覆層厚度為1mm。由于稀釋率大小直接影響涂層的性能，稀釋率λ由公式(1)表示：

(1)

式中：H為熔覆層高度；h為基材熔深。由此可以計(jì)算出熔覆涂層的稀釋率為5%，在較好的范圍內(nèi)。

圖5(b)為涂層EDS分析結(jié)果。可以看到熔覆涂層中Al,Ni,C,Ti,Fe為主要元素，Al與Fe原子比接近3∶1。各元素呈現(xiàn)三層式分布，分布區(qū)域主要集中在基體、熱影響區(qū)以及涂層內(nèi),如圖5(c)～(f)所示。各元素分布較均勻，其中涂層內(nèi)的Fe元素主要來自基體和擴(kuò)散層，表明涂層與基體形成較好的冶金結(jié)合。

2.2 顯微硬度

圖6為熔覆涂層沿層深方向的顯微硬度分布與壓痕圖?？梢钥闯?，熔覆后的涂層相較于基體而言，其顯微硬度明顯提升，最大約為基體的3.5倍。熔覆涂層曲線變化相對平緩，在距涂層表面300μm處達(dá)到最大值967.5HV0.2。這主要是由于涂層內(nèi)彌散分布著大量的硬質(zhì)增強(qiáng)相TiC的緣故。隨著距離的增加，此時(shí)TiC分布不均勻，含量較少，顆粒較大，細(xì)晶強(qiáng)化作用不明顯，硬度逐漸降低?？梢钥闯?，隨著距離的增加，顯微硬度呈先增大后減小的趨勢。圖6(b)為截面熱影響區(qū)壓痕形貌圖，可以看到隨著距離的增加，壓痕逐漸增大，即硬度逐漸減小，由于熱影響區(qū)內(nèi)組織分布不均勻，其硬度分布梯度大，隨著距離的增加，其組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮鸟R氏體組織，因而其硬度逐漸降低。

圖6 涂層截面顯微硬度分布(a)與壓痕圖(b)Fig.6 Microhardness distribution(a) of the coating cross-section and indentation image(b)

2.3 腐蝕磨損

圖7為涂層在3.5%NaCl溶液中摩擦因數(shù)隨時(shí)間的變化曲線?；w在0～3min內(nèi)，摩擦因數(shù)迅速上升至0.8左右，之后反復(fù)下降上升，最后摩擦因數(shù)穩(wěn)定在0.9左右。這是因?yàn)榛w表面生成一層氧化膜。在氧化膜未劃破之前，摩擦力逐漸上升，因而摩擦因數(shù)也迅速上升，直至對磨材料45鋼劃破氧化膜與S355鋼直接接觸。由于45鋼硬度在55HRC左右，要大于S355鋼基體，對磨材料相對于基體來說是硬磨粒，能夠很輕易地劃入基體形成顯微切削。因此在此階段摩擦因數(shù)會逐漸下降最后穩(wěn)定在一定范圍。對于熔覆涂層，由于其表面都分布有不均勻的硬質(zhì)增強(qiáng)相TiC，其硬度明顯高于對磨材料，其磨損方式主要為少量的擦劃，因而其摩擦因數(shù)曲線整體波動較小，摩擦因數(shù)最終穩(wěn)定在0.55左右。

圖7 涂層與基體的摩擦因數(shù)Fig.7 Friction coefficients of coating and substrate

圖8為基體與涂層在3.5%NaCl溶液中腐蝕磨損后的表面磨痕形貌。如圖8(a)所示，基體的磨痕寬度約為500μm，表面沒有出現(xiàn)宏觀裂紋，磨痕周圍腐蝕顏色較深，腐蝕嚴(yán)重；涂層的磨痕寬度為150μm，磨深較小，表面腐蝕顏色較淺，腐蝕較輕微(圖8(b))，由于涂層表面分布有不均勻的硬質(zhì)增強(qiáng)相TiC，其表面平均顯微硬度達(dá)到809.3HV0.2，為基體硬度(350HV0.2)的2.3倍，因而涂層表現(xiàn)出較高的耐磨與耐蝕性。從基體磨痕高倍顯微照片可以看到，磨痕表面出現(xiàn)了相等的粒片狀磨屑以及較多的微裂紋。這是由于基體表面受到碾壓后，材料表面變脆而出現(xiàn)剝落，剝落區(qū)內(nèi)無犁溝，由于腐蝕介質(zhì)Cl-的存在，基體材料的流失機(jī)制逐漸由塑性流變和輕度犁削轉(zhuǎn)變?yōu)橛筛g促進(jìn)的脆性剝落，反映出腐蝕對磨損的加速。在涂層磨痕高倍形貌中，可以看到磨損后表面腐蝕輕微，產(chǎn)物堆積較少，但仍能看到被刮破的膜層和淺平的犁溝，這是由于涂層表面鈍化膜和增強(qiáng)相TiC抑制了部分腐蝕，促進(jìn)其減磨能力。

圖8 磨蝕后表面SEM形貌 (a)基體；(b)涂層Fig.8 SEM morphologies of corrosive wear surface (a)substrate;(b)coating

圖9 基體與涂層在穩(wěn)態(tài)及磨損狀態(tài)下的動電位極化曲線Fig.9 Potentiodynamic polarization curves of substrate and coating at steady and wear states

圖9為穩(wěn)態(tài)和磨損狀態(tài)下測得基體與涂層的Tafel極化曲線，可以看到基體在穩(wěn)態(tài)時(shí)自腐蝕電位為-0.817V，在磨損時(shí)自腐蝕電位為-0.552V，電位正移，活性峰降低，鈍態(tài)電流密度下降，這意味著基體在剪切力的作用下耐蝕性提升，表明腐蝕對磨損的加速。涂層在穩(wěn)態(tài)時(shí)自腐蝕電位為-0.451V，在磨損時(shí)自腐蝕電位為-0.752V，電位負(fù)移，活性峰增高，穩(wěn)定鈍態(tài)電流密度上升，意味著涂層在表面剪切力的作用下耐蝕性降低，表明磨損對腐蝕的加速。

表2是對圖9極化曲線擬合后得到的數(shù)據(jù)結(jié)果?？梢钥闯觯徽撛诜€(wěn)態(tài)下還是磨損狀態(tài)下，涂層腐蝕電流密度要比基體低一個數(shù)量級，極化電阻也要比基體高一個數(shù)量級，說明涂層能夠明顯提升基體的耐磨蝕性能。

表2 基體與涂層極化曲線擬合數(shù)據(jù)Table 2 Fitting data of polarization curves related to substrate and coating

由于交互作用通常表現(xiàn)為加速，用公式(2),(3)表示:

W=Wcorr+Wwear+ΔW

(2)

ΔW=ΔWc+ΔWw

(3)

式中：W為腐蝕磨損總的流失量；Wcorr為靜態(tài)下的腐蝕失重；Wwear為靜態(tài)下的磨損失重；ΔW為交互作用失重；ΔWc為腐蝕增量；ΔWw為磨損增量。圖10為基體與涂層磨蝕交互作用量，可以看出基體材料的流失主要以腐蝕為主，磨損分量較小，交互作用中主要以腐蝕加速磨損為主，而涂層卻相反，材料流失磨損要稍強(qiáng)于腐蝕，交互作用中以磨損加速腐蝕為主。涂層的交互作用失重要遠(yuǎn)低于基體，表明涂層具有較好的抗磨蝕性。

圖10 基體與涂層磨蝕交互作用量Fig.10 Interaction of corrosive wear of substrate and coating

2.4 應(yīng)力腐蝕

圖11為基體與涂層在空氣和3.5%NaCl溶液中的應(yīng)力-應(yīng)變曲線?？梢园l(fā)現(xiàn)，在空氣中基體和涂層的應(yīng)變明顯要高于其在NaCl溶液中的應(yīng)變，在pH相同的情況下，涂層的應(yīng)變也要明顯高于基體。基體試樣在腐蝕介質(zhì)中進(jìn)行慢應(yīng)變速率拉伸實(shí)驗(yàn)時(shí),當(dāng)基體達(dá)到屈服強(qiáng)度后,強(qiáng)度有所損失,明顯低于空氣中的試樣，而涂層試樣在腐蝕介質(zhì)中則要推遲到塑性變形后半段,這歸因于涂層對陽極溶解的抑制作用。涂層試樣在空氣中與腐蝕介質(zhì)中的伸長率均有所上升。通過計(jì)算不同狀態(tài)下的基體與涂層的極限抗拉強(qiáng)度(ultimate tensile strength,UTS)得到如圖12所示的結(jié)果,可以發(fā)現(xiàn)，基體在空氣和腐蝕介質(zhì)中的抗拉強(qiáng)度分別為616.45,400.62MPa，涂層在空氣和腐蝕介質(zhì)中的抗拉強(qiáng)度分別為707.91,589.74MPa，很明顯，涂層的抗拉強(qiáng)度在兩種介質(zhì)中都要高于基體，由此推斷激光熔覆涂層可以顯著改善S355鋼的力學(xué)性能且可顯著增加其在腐蝕介質(zhì)中的服役時(shí)間。

圖11 基體與涂層應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.11 Stress-strain curves of substrate and coating

圖12 基體與涂層的抗拉強(qiáng)度Fig.12 UTS of substrate and coating

圖13為基體與涂層在兩種不同介質(zhì)中進(jìn)行慢應(yīng)變速率拉伸實(shí)驗(yàn)后的斷口形貌。可以看出，在空氣中，基體的韌窩尺寸較大，深度較小，且出現(xiàn)了一些準(zhǔn)解理面(圖13(a-1))。涂層的韌窩尺寸較小，數(shù)量較多，深度較大(圖13(b-1))，這表明涂層的塑性要優(yōu)于基體，宏觀上表現(xiàn)為基體的脆化程度較高。由于CeO2能夠細(xì)化晶粒，使得涂層內(nèi)細(xì)晶粒較多，硬度變大，塑性變形時(shí)向上滑移的晶粒也較多，晶粒中部的應(yīng)變和外部的應(yīng)變差異較小，晶粒中變形的分布較均勻，不會造成明顯的應(yīng)力集中；另一方面，涂層表面裂紋和氣孔較少，且增強(qiáng)相TiC顆粒大多為球狀，分布較為均勻，不易產(chǎn)生局部空洞匯聚，因而促進(jìn)塑性的上升。在3.5%NaCl溶液中，基體和涂層都出現(xiàn)了脆性斷裂現(xiàn)象，但基體斷口表面平坦且韌窩特征消失，并且有明顯的沿晶微孔，由此可見基體在腐蝕介質(zhì)中具有較高的SCC敏感性，應(yīng)力腐蝕開裂特征明顯(圖13(a-2))，涂層在腐蝕介質(zhì)中斷面形貌表現(xiàn)為解理開裂，沿晶特征不明顯，同時(shí)韌窩尺寸變小，說明涂層明顯抑制了試樣的應(yīng)力腐蝕開裂(圖13(b-2))，由于材料表面形成一定的位錯結(jié)構(gòu)，密度提高，晶粒細(xì)化，同時(shí)在試樣表面殘留一定的壓應(yīng)力，從而破壞應(yīng)力腐蝕發(fā)生的條件，提高材料的抗腐蝕性能。

金屬在失效前后的塑性變形量，常用來判斷金屬是否發(fā)生脆化，脆化是以材料應(yīng)力腐蝕敏感性定義：

Iscc=1-εscc/ε0

(4)

式中：εscc用來表征試樣在腐蝕介質(zhì)中的伸長率；ε0表示在空氣中的伸長率。Iscc數(shù)值越大表示材料的敏感性越大。試樣斷裂后的氫含量以及在腐蝕介質(zhì)中材料的敏感性如圖14所示?？梢钥吹?，基體在腐蝕介質(zhì)中的氫含量要明顯高于空氣中，且涂層的氫含量在兩種介質(zhì)下都要低于基體，基體材料的SCC敏感性為35.01%，涂層為17.69%。由于陽極溶解反應(yīng)伴隨自由氫的生成，當(dāng)腐蝕裂紋產(chǎn)生后,基體膜層出現(xiàn)破壞,使得其在裂紋尖端和縫隙中出現(xiàn)析氫反應(yīng)，加速了氫致開裂的萌生和擴(kuò)展。由于涂層能夠有效降低晶間腐蝕溶解速率,抑制陽極溶解，降低材料SCC敏感性，使得基體與未破壞的膜層間難以形成腐蝕原電池,而原始基體試樣在腐蝕過程中會形成這一現(xiàn)象,最終導(dǎo)致基體試樣的裂紋擴(kuò)展速率遠(yuǎn)高于激光熔覆試樣。

圖14 基體與涂層的氫含量及SCC敏感性Fig.14 Hydrogen concentration and dependence of SCC susceptibility of substrate and coating

3 結(jié)論

(1)通過激光熔覆技術(shù)制備Al-Ni-TiC-CeO2復(fù)合涂層，涂層主要由硬質(zhì)增強(qiáng)相TiC和連續(xù)相AlFe3組成，涂層表面增強(qiáng)相TiC彌散分布，主要為細(xì)顆粒狀和樹枝晶狀，有連接長大的趨勢。涂層截面呈現(xiàn)層式分布，元素分布均勻，熔覆涂層的稀釋率為5%。

(2)涂層的平均顯微硬度為809.3HV0.2，耐磨性能要明顯優(yōu)于基體。

(3)基體磨蝕材料的流失主要以腐蝕為主，磨損分量較小，交互作用中主要以腐蝕加速磨損為主，涂層材料流失磨損要稍強(qiáng)于腐蝕，交互作用中以磨損加速腐蝕為主。涂層的交互作用失重要遠(yuǎn)低于基體，表明涂層具有較好的抗磨蝕性。

(4)涂層試樣在空氣中與腐蝕介質(zhì)中的伸長率和抗拉強(qiáng)度明顯高于基體，基體材料的SCC敏感性為35.01%，應(yīng)力腐蝕開裂特征明顯，涂層為17.69%，陽極溶解反應(yīng)受到抑制，降低了試樣的應(yīng)力腐蝕開裂傾向。