等離子弧功率對(duì)Al2O3-13wt%TiO2涂層組織與磨損性能的影響

張 景，李新梅

（新疆大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，新疆 烏魯木齊 830047）

1 引言

機(jī)電產(chǎn)品提前失效的原因70%屬于腐蝕和磨損，機(jī)電產(chǎn)品制造和使用中大約1/3的能源直接消耗于摩擦磨損[1]。等離子噴涂Al2O3-TiO2涂層由于其具有良好的耐磨損、耐高溫、耐腐蝕性能，在宇航、國(guó)防、化工、石油等部門(mén)中具有廣闊的應(yīng)用前景[2]。等離子噴涂是利用等離子弧的高溫作用將粉體熔融并噴涂至基體的表面加工技術(shù)。噴涂過(guò)程涉及較為復(fù)雜的等離子體電弧的傳熱與流動(dòng)，這使得涂層綜合性能對(duì)等離子弧功率較為敏感。大氣等離子噴涂是采用Ar、N2和H2作為工作氣體，通過(guò)陰極和噴嘴內(nèi)壁之間產(chǎn)生的高溫電弧電離形成等離子弧；Ar和N2作為主氣提高粉體動(dòng)量并電離形成等離子體熔融粉體；H2作為次氣可提高等離子弧電壓，在弧電流不變的情況下提高粉體的熔融程度。等離子弧功率過(guò)低會(huì)導(dǎo)致粒子熔融不足而結(jié)合強(qiáng)度差，過(guò)高則會(huì)增加熱應(yīng)力和相變對(duì)涂層性能的影響。不同噴涂材料和不同粉體粒度在達(dá)到理想熔融狀態(tài)時(shí)所需的等離子弧功率各不相同，因此優(yōu)化等離子弧功率十分必要。

文獻(xiàn)[3]研究了Al2O3-13%TiO2粉末粒度對(duì)涂層組織與結(jié)構(gòu)的影響，（38～44）μm下涂層孔隙率較低，但沒(méi)有考慮等離子弧功率對(duì)涂層組織的影響。文獻(xiàn)[4]研究了電源功率對(duì)等離子噴涂Al2O3-13%TiO2涂層結(jié)構(gòu)的影響，但并未考慮等離子弧參數(shù)和粉體燒熔程度對(duì)涂層耐磨性能的影響。文獻(xiàn)[5]研究了特征噴涂參數(shù)（CPSP）對(duì)等離子噴涂納米AT13涂層的微觀結(jié)構(gòu)及耐磨性能的影響。CPSP定義為：CPSP=I×U/Q（I為電流，U為電壓，Q為主氣流量）。但CPSP參數(shù)中主氣流量Q會(huì)改變噴涂速度，從而會(huì)在熔融程度和噴涂速度兩個(gè)層面影響到涂層的綜合性能。在主氣流量和噴涂距離不變的情況下，等離子弧功率直接影響到了粉末的溫度、熔融速度、熔融程度，從而影響到涂層的整體性能。在不同等離子弧功率下制備粒度為（20～40）μm 的Al2O3-13wt%TiO2涂層。研究不同等離子弧功率對(duì)涂層的組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能以及耐磨損性能的影響，并分析涂層干摩擦磨損失效機(jī)理，為優(yōu)化粒度為（20～40）μm 的Al2O3-13wt%TiO2涂層和對(duì)耐干摩擦磨損性能涂層的制備提供數(shù)據(jù)參考。

2 實(shí)驗(yàn)材料與方法

2.1 涂層試樣制備

制備Φ（20×5）mm 的Q235鋼試樣作為基體材料，磨損試樣尺寸為（8×8×30）mm，涂層分為過(guò)渡層和陶瓷層，粉體分別采用NiCrAl 合金粉末和微米Al2O3-13wt%TiO2陶瓷粉末。Al2O3-13wt%TiO2粉末的松比為2.3g/cm3，硬度為60-70HRC，陶瓷粉末的掃描電鏡圖，如圖1所示。粉末成分為α-Al2O3和銳鈦礦，還有少量的Ti3O5。噴涂前進(jìn)行6h70℃的烘干處理以增加粉末的流動(dòng)性。用砂紙將Q235基體表面打磨平整后浸入丙酮溶液中超聲波除油30min，取出后鼓風(fēng)機(jī)低溫吹干。用噴砂槍垂直噴擊試樣表面，距離10mm，噴砂10s。沙粒為46目棕剛玉，空氣壓縮機(jī)壓力為0.6MPa。于2h 內(nèi)完成等離子噴涂。等離子噴涂設(shè)備為DH-2080等離子噴涂系統(tǒng)。噴涂設(shè)定噴涂電流、氫氣流量作為主要影響因子，電流和次氣流量參數(shù)的設(shè)定以及其對(duì)應(yīng)等離子弧電流與電壓值，如表1所示。其余工藝參數(shù)，如表2所示。

圖1 Al2O3-13wt%TiO2陶瓷粉末形貌Fig.1 Microst ructure of Al2O3-13wt%Ti O2 Powder

表1 不同等離子弧功率工藝參數(shù)Tab.1 Parameters of Different Plasma Arc Power

表2 其余工藝參數(shù)Tab.2 The Rest of Parameters

2.2 涂層的分析與表征

采用D&Advance型號(hào)X衍射儀和OXFORD-2000型能譜儀測(cè)定涂層物相及成分。采用HXD-1000TB型顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試涂層硬度，壓頭載荷200g，加載時(shí)間15s。采用LEO-1430VP型掃描電子顯微鏡分析表面及橫截面形貌。采用ImageJ2x軟件對(duì)涂層截面顯微組織進(jìn)行孔隙率的定量分析。采用M-2000型磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)涂層在室溫?zé)o潤(rùn)滑條件下進(jìn)行干摩擦滑動(dòng)磨損實(shí)驗(yàn)，摩擦副選用GCr15軸承鋼，淬火后硬度為（60～62）HRC。磨損60min并測(cè)定涂層摩擦系數(shù)。采用型號(hào)FA2004精度為0.1mg的電子天平稱量試樣的磨損失重情況。磨損示意圖，如圖2所示。磨損試驗(yàn)為環(huán)/塊磨損。

圖2 磨損試驗(yàn)示意圖Fig.2 Wear Test Schematic Diagram

3 結(jié)果與分析

3.1 涂層X(jué)射線衍射圖譜分析

不同等離子弧功率下XRD圖譜，如圖3所示。涂層物相為α-Al2O3，γ-Al2O3，Al2TiO5和少量的Rutile-TiO2。噴涂喂料主要是α-Al2O3，在噴涂過(guò)程中在等離子弧高溫作用下大部分α-Al2O3熔化，在快速冷卻的過(guò)程中三方晶系發(fā)生非平衡結(jié)晶轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)定相γ-Al2O3。較小尺寸的Al2O3熔滴在凝固過(guò)程中低界面能的γ-Al2O3優(yōu)先成核并得到保留[6]。Al2O3和TiO2發(fā)生固溶，產(chǎn)生了Al2TiO5相。少量銳鈦礦型TiO2轉(zhuǎn)化為穩(wěn)定的Rutile-TiO2[7]。在主氣流量不變情況下，隨著等離子弧功率增加導(dǎo)致粉體溫度增高，粉體熔融程度增加，α-Al2O3相向γ-Al2O3相轉(zhuǎn)化增多。Al2TiO5相衍射峰隨等離子弧功率的增加無(wú)明顯變化。Al2TiO5相衍射峰較寬，晶粒較為細(xì)小。

圖3 不同等離子弧功率下涂層X(jué)RD圖譜Fig.3 XRD Patterns of Coating with Different Plasma Arc Power

3.2 涂層的組織結(jié)構(gòu)

涂層截面SEM形貌，如圖4（a）所示。涂層為層狀結(jié)構(gòu)，陶瓷層、過(guò)渡層、Q235基體層界面明顯。陶瓷層主要以亮白區(qū)和灰黑區(qū)為主，亮白區(qū)和灰黑區(qū)EDS能譜圖顯示亮白區(qū)Al和O含量占比為99.48%，灰黑區(qū)也存在Al、O，且富含Ti 元素，質(zhì)量占比為16.5%，原子量占比為7.45%。通過(guò)XRD物相分析可知涂層主相為α-Al2O3和γ-Al2O3，其次是Al2TiO5相和極少量的Rutile-TiO2。Al2O3的含量為87%，結(jié)合能譜分析可知亮白區(qū)應(yīng)為Al2O3，灰黑區(qū)應(yīng)為Al2O3和Al2TiO5混合相。涂層經(jīng)放大后，灰黑區(qū)夾雜著灰色條帶，如圖4（b）所示。α-Al2O3導(dǎo)電性較差，禁帶寬度為5.964eV，常溫下表現(xiàn)為絕緣體的特征[8]，在掃描電鏡下為亮白色。故亮白區(qū)為α-Al2O3，灰黑區(qū)為γ-Al2O3，灰色條帶為Al2TiO5相。涂層截面空隙依稀可見(jiàn)，空隙較多存在于γ-Al2O3相層和Al2TiO5相層之間。這是由于α-Al2O3粉體在等離子弧中燒熔達(dá)到全熔或半熔狀態(tài)（外層熔化，中心未熔），堆疊至涂層后融化區(qū)鋪展開(kāi)，在快速冷卻的過(guò)程中向低界面能的γ-Al2O3相轉(zhuǎn)化，在涂層微凹處快速堆疊搭接的過(guò)程中形成空隙，并在堆疊的過(guò)程中和全熔態(tài)的TiO2粉體發(fā)生固溶產(chǎn)生了Al2TiO5相。空隙夾雜與Al2TiO5相與γ-Al2O3相之間。

圖4 涂層組織結(jié)構(gòu)Fig.4 Microstructure of Coating

不同噴涂功率下涂層表面形貌，如圖5所示。不同等離子弧功率下涂層表面形貌差異不大，涂層鋪展較為良好，局部存在濺射顆粒，鋪展形貌有濺射狀和圓盤(pán)狀[9]。#3涂層中有明顯的濺射狀形貌，當(dāng)功率較高時(shí)粉體燒熔較高，更易形成濺射狀。

圖5 不同等離子弧功率下涂層表面形貌Fig.5 Surface Morphology of Coatings under Different Plasma Arc Power

3.3 涂層的組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能檢測(cè)

涂層顯微維氏硬度變化，如圖6所示。測(cè)試沿涂層向基體截面處每隔50μm取點(diǎn)，直至涂層基體。涂層厚度在（180～300）μm不等。沿截面顯微硬度的變化較為明顯，由于Al2TiO5相和α-Al2O3相硬度不同而出現(xiàn)跳動(dòng)。α-Al2O3分布均勻且熔合態(tài)較好時(shí)硬度較高，TiO2轉(zhuǎn)變?yōu)橛捕容^高的Rutile-TiO2時(shí)也會(huì)使得涂層局部顯微硬度較大。試樣的平均硬度分別為912HV、924HV、1145 HV。涂層的孔隙率、沉積厚度，如表3所示。#3試樣等離子弧功率最高，且孔隙率較低，沉積厚度較大，分別為3.9%和338μm，具有較好的截面硬度。顯示隨著弧功率的增加，粉體的熔融程度增加，涂層的結(jié)合程度越緊密，孔隙減少，沉積厚度和顯微硬度增加。

圖6 不同噴涂功率下涂層到基體的顯微硬度Fig.6 Microhardness of Cross Section under Different Plasma Arc Power

表3 不同噴涂功率下涂層組織結(jié)構(gòu)Tab.3 Microstructure of Coatings under Different Spraying Power

3.4 涂層干摩擦磨損性能

涂層在40N加載力下涂層失重隨磨損時(shí)間的變化，如圖7所示。磨損60min后涂層失重量分別為3.7mg、2.5mg、2.3mg，#3涂層失重量少，耐磨損性能最佳。涂層在磨損初期失重量較多，隨磨損時(shí)間的增加，#2和#3涂層失重明顯趨于緩和。干摩擦狀態(tài)下摩擦系數(shù)μ隨摩擦行程的變化曲線，如圖8所示。在磨損初期為線接觸且涂層表面粗糙度高使得摩擦系數(shù)較大且不穩(wěn)定，隨著線接觸轉(zhuǎn)變?yōu)槊娼佑|且粗糙度減小時(shí)磨擦系數(shù)趨于穩(wěn)定。涂層摩擦系數(shù)總體隨摩擦行程的增加逐漸降低，顯示隨著磨損的深入，磨損接觸面逐步增加，均布載荷隨之減小，且磨損中會(huì)存在一定的元素遷移，磨損面趨于光滑因而摩擦系數(shù)逐漸降低。

圖7 涂層隨時(shí)間摩擦磨損量Fig.7 Friction and Wear of Coatings with Time

圖8 干摩擦狀態(tài)下摩擦系數(shù)μ隨滑動(dòng)行程的變化Fig.8 Variation of Friction Coefficient μ under Condition of Dry Sliding

涂層磨損形貌，如圖9所示。#1涂層形貌較為粗糙，涂層磨損中摩擦系數(shù)較高，磨損形貌中α-Al2O3顆粒較為明顯，但扁平度不足，與涂層熔合較差，在磨損的過(guò)程中易于剝落，形貌中局部伴有犁溝，這是由α-Al2O3顆粒剝落劃擦產(chǎn)生。#2涂層磨損形貌中也存在凸出的α-Al2O3硬質(zhì)顆粒，但相對(duì)于#1試樣較少，#3涂層幾乎不存在，且涂層磨損形貌隨等離子弧功率的增加趨于光整，顯示增加功率可提高涂層的熔合度，提高涂層耐磨損性能。同時(shí)沿摩擦方向的變形隨功率的增加趨于明顯，顯示涂層韌性逐漸提高，耐磨性能增加。由XRD圖譜分析顯示出涂層隨等離子弧功率的增加，α-Al2O3和γ-Al2O3衍射峰逐漸增強(qiáng)，表明α-Al2O3結(jié)晶度增加的同時(shí)向γ-Al2O3轉(zhuǎn)化增加，隨著等離子弧功率的增強(qiáng)使得粉末在燒熔和冷卻再結(jié)晶的過(guò)程中涂層性能得以體現(xiàn)。#3涂層磨損形貌中存在較多凹坑，這是磨損的過(guò)程中α-Al2O3顆粒的剝落造成的。在凹坑出現(xiàn)時(shí)會(huì)形成應(yīng)力集中，造成破壞。

圖9 不同功率下涂層磨損形貌Fig.9 Wear Morphology of Coatings at Different Spraying Power

對(duì)耐磨損性能較好的#3涂層在載荷分別為40N、80N、120N下進(jìn)行干摩擦磨損實(shí)驗(yàn)。磨損失重量分別為2.4mg、3.8mg、5.1mg。40N載荷下磨損形貌，如圖10（a）所示。涂層整體十分光整，塑性變形明顯，涂層出現(xiàn)較多微磨痕和少量的微裂紋，顯微犁削顯著。涂層磨損失效形式主要表現(xiàn)為因沿摩擦方向微觀切削產(chǎn)生的微觀脆性斷裂。80N 載荷下磨損形貌，如圖10（b）所示。與40N載荷相比塑性變形減弱，有少量犁溝變形脊[10]。涂層局部變形嚴(yán)重，同時(shí)擴(kuò)展裂紋較多，涂層層片結(jié)構(gòu)明顯。在摩擦力的周期作用下，層片狀涂層堆疊界面處發(fā)生裂紋擴(kuò)展，層片疲勞失效剝落[11]。涂層失效形式主要以疲勞剝落為主。120N載荷下磨損形貌，如圖10（c）所示。涂層犁溝效應(yīng)十分明顯，溝壑清晰可見(jiàn)，局部有微裂紋。涂層有較多細(xì)小α-Al2O3顆粒和剝落凹坑，由剝落的α-Al2O3顆粒對(duì)涂層的劃擦產(chǎn)生犁溝。涂層主要失效形式為硬質(zhì)顆粒剝落和犁削，隨著硬質(zhì)顆粒的剝落，在涂層與摩擦副之間形成磨粒顆粒，發(fā)生磨粒磨損。硬質(zhì)顆粒對(duì)涂層的滑擦和犁削造成較為嚴(yán)重的破壞，使得涂層失重較多。

圖10 不同加載力下涂層磨損形貌Fig.10 Wear Morphology of Coatings under Different Loading Forces

4 結(jié)論

（1）涂層形成過(guò)程：α-Al2O3顆粒粒子在等離子弧中熔融達(dá)到全熔或半熔狀態(tài)，撞擊涂層后鋪展，在冷卻再結(jié)晶的過(guò)程中α-Al2O3晶體結(jié)構(gòu)向γ-Al2O3晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)化，在凹陷處的快速堆疊搭接中形成空隙，并在堆疊的過(guò)程中和全熔態(tài)的TiO2發(fā)生固溶產(chǎn)生了Al2TiO5相。空隙夾雜與Al2TiO5相與γ-Al2O3相之間。

（2）不同等離子弧功率下涂層結(jié)構(gòu)性能差異明顯，功率為29640W時(shí)涂層表現(xiàn)出較好的截面顯微硬度、沉積厚度。功率增加使得涂層熔合程度和沉積效率增加，空隙相應(yīng)減少，耐磨性能提高。

（3）不同加載力下涂層磨損失效方式不同。載荷較大時(shí)磨損犁溝效應(yīng)明顯，涂層失效形式表現(xiàn)為顆粒剝落、磨粒磨損。較小載荷下，磨損失效形式為疲勞剝落和微觀切削引起的脆性斷裂。