基于COMSOL的Ni-Co-SiC納米鍍層摩擦性能研究

朱兆閣 李 強 張紅哲

（東北石油大學機械科學與工程學院）

隨著傳統(tǒng)制造業(yè)向數(shù)字化、智能化生產(chǎn)的快速轉(zhuǎn)型升級，傳統(tǒng)鎳基復合材料的耐磨性能已無法滿足智能制造領域生產(chǎn)需求，眾多學者通過在鍍液中引入多元金屬離子以提高金屬表面的機械性能，故多元合金鍍層應運而生［1～3］。 作為硬度僅次于金剛石的陶瓷材料，SiC納米顆粒常被當作不溶性增強相顆粒與金屬共沉積形成納米鍍層。研究表明，SiC納米顆粒的引入能夠顯著增強復合鍍層的顯微硬度和耐磨性能［4～7］。

傳統(tǒng)電沉積技術(shù)制備的鍍層大多出現(xiàn)組織不均勻、性能不穩(wěn)定等缺陷，缺陷產(chǎn)生原因與鍍層生長速度、沉積過程陰極析氫速率等因素密切相關(guān)。 脈沖電沉積技術(shù)通過其脈沖關(guān)斷控制，調(diào)節(jié)金屬形核沉積與晶粒生長時間，可改善上述鍍層缺陷［8～11］。 目前，國內(nèi)外學者針對納米鍍層制備及其表征的研究較多， 但鮮有學者利用COMSOL軟件對納米鍍層金屬晶粒的生長過程進行仿真以及探究其生長機理［12～15］。 因此，筆者將利用COMSOL軟件對脈沖電沉積納米鍍層生長過程進行仿真，并與實驗制得的納米鍍層表征結(jié)果進行比對，分析不同電流密度下Ni-Co-SiC納米鍍層表現(xiàn)優(yōu)劣的原因。

1 實驗

1.1 實驗材料及制備工藝

以純鎳板作為陽極（50 mm×50 mm×5 mm），Q235鋼作為陰極基體（30 mm×12 mm×3 mm），利用脈沖電沉積技術(shù)在Q235鋼表面制備Ni-Co-SiC納米鍍層。 在此之前， 需依次采用100#、500#、1200#、1500#金相砂紙對Q235鋼基體進行打磨，而后進行拋光、除油、除銹及活化等處理。采用SMD-60D型數(shù)控脈沖電源為電鍍電源， 設置脈沖電源占空比為20%，脈沖頻率為300 Hz，實驗裝置示意圖如圖1所示。

圖1 脈沖電沉積實驗裝置示意圖

其鍍液成分（含量）和工藝參數(shù)如下：

鍍液成分（含量）

1.2 Ni-Co-SiC納米鍍層表征

采用Quanta FEG450型掃描電子顯微鏡觀察Ni-Co-SiC納米鍍層試樣的微觀組織； 利用XRD-6000型X射線衍射儀測定納米鍍層的物相結(jié)構(gòu)；通過SGW-10A型摩擦磨損試驗機測試其摩擦系數(shù)，加載載荷20 N，施載時間30 min；選用DP-T8型測厚儀測量Ni-Co-SiC納米鍍層厚度。

1.3 COMSOL模型建立

利用COMSOL Multiphysics軟件的幾何模塊建立脈沖電沉積制備Ni-Co-SiC納米鍍層的仿真模型，模型的尺寸和試驗所用的材料、陰極和陽極形狀、尺寸均保持一致，脈沖電沉積Ni-Co-SiC的仿真模型形態(tài)如圖2所示。 模型建立后，在全局定義中設置模擬需要的參數(shù)：材料的密度、電導率、陰極電流密度及溫度等，其中將陰極電流密度分別設置為1.5、2.0、2.5 A/dm2， 其余參數(shù)與試驗參數(shù)保持一致。 然后，添加仿真模型所需的物理場和參數(shù)，并在變形幾何中設置自由變形和不變形邊界。 最后，利用物理場控制網(wǎng)格進行網(wǎng)格劃分，網(wǎng)格化模型如圖3所示。 劃分網(wǎng)格后采用瞬態(tài)的研究方法進行計算，仿真電鍍和試驗的時間均為60 min。

圖2 脈沖電沉積Ni-Co-SiC納米鍍層的仿真模型

圖3 網(wǎng)格化模型

2 實驗結(jié)果及分析

2.1 不同電流密度下的COMSOL仿真結(jié)果

利用COMSOL軟件中的域點探針測量各電流密度下的鍍層厚度，為減小實驗誤差且直觀表現(xiàn)出鍍層各區(qū)域的厚度，選取如圖4所示的5個測試點進行測量，并導出數(shù)據(jù)進行統(tǒng)計。 不同電流密度下納米鍍層厚度隨時間變化曲線如圖5所示，由圖可知，當電流密度為1.5、2.5 A/dm2時，試樣兩邊測試點厚度均大于中間測試點厚度；而當電流密度為2.0 A/dm2時， 在施鍍過程前2 500 s中，兩邊測試點的鍍層生長速度較中間快；當時間超過2 500 s后，兩邊測試點鍍層生長速率變慢，脈沖電沉積結(jié)束時鍍層兩邊測試點厚度?。?不僅如此，由脈沖電沉積結(jié)束時不同測試點鍍層厚度分布情況可知，當電流密度為2.0 A/dm2時，5個測試點厚度值較為接近，而其他電流密度下，5個測試點厚度值相對分散。

圖4 鍍層試樣測試點位置

圖5 不同陰極電流密度下納米鍍層厚度隨時間變化的曲線

圖6為COMSOL軟件模擬的不同電流密度下制備Ni-Co-SiC納米鍍層沉積過程中的電流密度分布云圖，結(jié)合對沉積過程中電流密度分布情況進行分析，可較為直觀地說明鍍層厚度問題。 由電流密度分布云圖可知，3種不同的電流密度下，脈沖電沉積過程中陽極上下邊緣電勢較高，而中間區(qū)域電勢較低。 但3種電流密度下電流密度矢量線分布卻有較大差異，當電流密度為2.0 A/dm2時，電流密度矢量線分布較為均勻。 相對而言，電流密度為1.5、2.5 A/dm2時， 電流密度矢量線分布較為集中，甚至線之間會形成交叉區(qū)域。 電流密度通過改變陰極產(chǎn)生的電化學極化現(xiàn)象，影響鍍層生長速度， 即可闡明當電流密度為2.0 A/dm2時，鍍層厚度較為平整的原因。

圖6 Ni-Co-SiC納米鍍層電沉積過程中的電流密度分布情況

2.2 Ni-Co-SiC納米鍍層表征分析及性能測試

不同電流密度下制得的Ni-Co-SiC納米鍍層掃描電鏡圖如圖7所示，由圖可知，電流密度為1.5 A/dm2時，納米鍍層表面起伏明顯，鍍層內(nèi)晶胞粗大，且存在納米顆粒大型團聚處，簇狀團聚間伴有明顯空隙存在； 電流密度為2.0 A/dm2時，鍍層表面平整、鎳鈷晶粒細小，大量SiC納米顆粒嵌入其中，顆粒間團聚現(xiàn)象明顯改善；電流密度2.5 A/dm2時，鍍層表面存在較多大型晶胞，且存在較為輕微的顆粒團聚，團聚簇邊仍伴有較大空隙。

圖7 不同電流密度制備的Ni-Co-SiC納米鍍層表面形貌圖

產(chǎn)生此現(xiàn)象主要源于： 當電流密度較小時，電極間的電場力過小，難以支撐SiC納米顆粒遷移到陰極表面，使附著在陰極表面的SiC納米顆粒數(shù)量大幅降低，鍍層結(jié)構(gòu)疏松。 另一方面，將SiC納米顆粒作為增強相引入鍍液中，SiC納米顆粒能夠起到細化晶粒的作用，SiC顆粒沉積數(shù)量不足導致鍍層表面鎳、鈷晶粒粗大，鍍層表面粗糙且存在空隙；當電流密度過大時，電化學反應速率加快，致使陽極生成Ni2+速率大幅提升，同時鍍液中Ni2+含量增大，降低了SiC顆粒對鎳、鈷晶粒生長的抑制作用，鎳、鈷晶粒粗大，鍍層表面凹凸不平。 此外，電化學反應加劇后，陰極表面析氫量大幅增加，氫氣從陰極析出穿過鍍層，使鍍層表面出現(xiàn)較大空隙， 宏觀上可以觀察到鍍層表面留有麻點、凹坑；電流密度適宜的情況下，陰極對SiC納米顆粒的吸附速率與金屬離子沉積速率相適應，SiC納米顆粒吸附至陰極表面后可抑制鎳、鈷晶粒的生長，鎳、鈷晶粒形核時會對其進行包裹，且SiC納米顆?？梢猿洚斝碌男魏它c，減少晶粒的生長速率、增大形核率，使鍍層中顆粒分布均勻、結(jié)構(gòu)致密。

不同電流密度下制得的Ni-Co-SiC納米鍍層經(jīng)摩擦磨損實驗后的掃描電鏡圖如圖8所示，由圖可觀察到， 在電流密度1.5 A/dm2和2.5 A/dm2下，Ni-Co-SiC納米鍍層表面劃痕比較深， 并且軟組織相發(fā)生脫落， 使下面較硬的組織相露出，對磨時， 硬組織相碎片將加劇納米鍍層表面磨損，從而產(chǎn)生較深的磨痕。 其原因在于，鍍層表面與摩擦副高速摩擦時， 納米鍍層表面溫度迅速升高，納米鍍層材料軟化，此時的Ni-Co-SiC納米鍍層承載能力低， 導致納米鍍層發(fā)生黏著磨損，大量顆粒被剝離納米鍍層表面。

圖8 不同工藝參數(shù)制備Ni-Co-SiC納米鍍層磨損后表面形貌

但是，電流密度2.0 A/dm2下制得的Ni-Co-SiC納米鍍層經(jīng)磨損后僅出現(xiàn)輕微劃痕，圖中顯示該鍍層僅有一兩處發(fā)生顆粒脫落并無碎屑產(chǎn)生，Ni-Co-SiC納米鍍層仍舊光滑平整。這是因為，在該參數(shù)下制得的Ni-Co-SiC納米鍍層表面平整，鍍層內(nèi)晶粒細小，即使摩擦時產(chǎn)生較高溫度，但此時鍍層與基體間結(jié)合力較強，不易與對磨試件發(fā)生黏著，因?qū)δピ嚰捕容^高，會在Ni-Co-SiC納米鍍層表面產(chǎn)生輕微磨損。 證明在電流密度2.0 A/dm2下，脈沖電沉積制得的Ni-Co-SiC納米鍍層耐磨性能最佳，鍍層與基體間結(jié)合力最好。

圖9為不同電流密度下制備的Ni-Co-SiC納米鍍層的XRD衍射圖譜， 由圖可知， 在34.2、41.6、59.7°出現(xiàn)SiC衍射峰，證明了SiC相的存在。 并且，在電流密度1.5 A/dm2下制得的納米鍍層中SiC顆粒復合量最少，此時Ni、Co衍射峰峰態(tài)尖銳，說明其晶粒尺寸較大；在電流密度2.0 A/dm2下制得的納米鍍層中SiC峰面積最大， 說明其SiC納米顆粒復合量最多，相較電流密度1.5 A/dm2下，此時Ni、Co衍射峰變寬變矮， 證明Ni、Co晶粒已得到顯著細化；在電流密度2.5 A/dm2下制得的納米鍍層SiC納米顆粒復合量居中， 此時Ni、Co衍射峰又呈現(xiàn)尖銳形貌，證明此時Ni、Co晶粒同樣粗大。

圖9 不同電流密度下制備的Ni-Co-SiC納米鍍層XRD衍射圖譜

通過摩擦磨損試驗機測量采用不同電流密度制備的Ni-Co-SiC納米鍍層的摩擦系數(shù)，其結(jié)果如圖10所示。 由圖可知，在電流密度2.0 A/dm2下制得的Ni-Co-SiC納米鍍層摩擦系數(shù)最小，其平均值為0.423，證明此時脈沖電沉積制備的Ni-Co-SiC納米鍍層的耐磨性能最好。

圖10 不同電流密度下制備的Ni-Co-SiC納米鍍層的摩擦系數(shù)

一方面，納米鍍層的耐磨性能與其本身材質(zhì)有關(guān)，作為鎳鈷二元合金鍍層，鎳、鈷金屬本身就具有較高硬度與較強的耐磨性能，且鈷的硬度較鎳要高，因此鍍層中鈷含量成為影響納米鍍層性能的一項重要指標。 電流密度越高，鈷離子沉積量越多，但若電流密度過高，會使陽極鎳板反應劇烈，分解出大量Ni2+，使鍍層中鈷生長位置被鎳擠壓，鍍層中鈷含量降低，影響鍍層耐磨性能。 另一方面，納米鍍層中SiC顆粒復合量和分布均勻度與其耐磨性能也有較大聯(lián)系， 一般情況下鍍層中SiC顆粒數(shù)量越多、均勻性越好、顆粒尺寸越小，納米鍍層耐磨性能越優(yōu)異。在電流密度1.5、2.5 A/dm2下，納米鍍層中SiC顆粒復合量較少，鍍層抵抗外界摩擦能力低，在摩擦過程中鍍層更易損壞。 并且，磨損產(chǎn)生的碎屑在后續(xù)摩擦過程中對鍍層造成二次傷害，還易堆積在鍍層的磨痕處，積累到一定程度后發(fā)生塑形變形，增大摩擦阻力，進一步降低鍍層耐磨性； 在電流密度2.0 A/dm2下，鍍層中SiC顆粒復合量較高，結(jié)合上述分析可知，該條件下納米鍍層表面最為平整，能有效降低摩擦阻力。 且該條件下SiC納米顆粒分布致密、均勻，鍍層中的SiC納米顆粒能對鍍層中空隙進行有效填充， 磨損下的SiC納米顆粒能起到摩擦載荷承載、潤滑作用，降低摩擦過程中的黏著磨損效應。

采用脈沖電沉積法，在不同電流密度下制備Ni-Co-SiC納米鍍層， 并使用超聲測厚儀對Ni-Co-SiC納米鍍層實際厚度進行測試，測試點與仿真測試點保持一致。 Ni-Co-SiC納米仿真鍍層平均厚度值與實際鍍層平均厚度值比較結(jié)果見表1， 結(jié)果顯示，隨電流密度增大，鍍層厚度逐漸增大，且實際測量結(jié)果與COMSOL仿真結(jié)果十分接近， 雖存在較小誤差， 但COMSOL仿真預測鍍層平均厚度與其真實平均厚度最高均方根誤差僅為2.36%，這是由于實際實驗操作效果并不能達到仿真過程中的精準設置，極易出現(xiàn)少量誤差。 并且，不同電流密度下制得的鍍層不同位置的厚度差異與仿真結(jié)果高度一致， 相對電流密度1.5、2.5 A/dm2下制得的鍍層的不同位置厚度值，在電流密度2.0 A/dm2下制得的鍍層的不同位置厚度值較為集中，證明該電流密度下制得的鍍層表面較為平整， 這是因為電流密度2.0 A/dm2下粒子分布均勻，Ni、Co晶粒得到細化， 鍍層生長速率適中，對SiC粒子與Ni、Co晶粒共沉積起到促進作用，符合上述鍍層表征分析結(jié)果。綜上，COMSOL可對鍍層生長過程進行準確預測。

表1 Ni-Co-SiC納米鍍層仿真鍍層平均厚度值與實際鍍層平均厚度值比較表

3 結(jié)論

3.1 利用COMSOL仿真軟件能夠?qū)γ}沖電沉積Ni-Co-SiC納米鍍層制備過程中電流密度分布及鍍層的厚度進行準確預測，其預測結(jié)果與實驗值相差較小，誤差值最大時僅為2.36%；并且，Ni-Co-SiC納米鍍層厚度與反應發(fā)生時電流密度分布息息相關(guān)。

3.2 通過對脈沖電沉積Ni-Co-SiC納米鍍層進行表征測試發(fā)現(xiàn)，當電流密度為2.0 A/dm2時，Ni-Co-SiC納米鍍層厚度均勻，表面平整，其微觀結(jié)構(gòu)緊密，晶粒較為細小。

3.3 摩擦磨損實驗結(jié)果顯示，在電流密度為2.0 A/dm2下，脈沖電沉積法制得的Ni-Co-SiC納米鍍層耐磨性能最優(yōu)， 此時鍍層平均摩擦系數(shù)最小，其平均值為0.423。SEM結(jié)果顯示，此電流密度下，其表面無明顯溝壑和大片顆粒脫落區(qū)域。