冷噴涂制備銅基合金涂層研究進(jìn)展

孫澄川，盧 靜，解 路，吳應(yīng)東，陳 東，但幸東

(季華實(shí)驗(yàn)室，廣東 佛山 528200)

[收稿日期] 2022-03-10

[基金項(xiàng)目] 國家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃“先進(jìn)結(jié)構(gòu)與復(fù)合材料”重點(diǎn)專項(xiàng)(2012YFB3702000)；季華實(shí)驗(yàn)室自主立項(xiàng)項(xiàng)目(X190391TJ190)資助

[通信作者] 盧 靜(1984-)，碩士，高級(jí)工程師，主要從事熱噴涂及冷噴涂技術(shù)研究，電話：0757-63220902，E - mail: lujing@jihualab.ac.cn

0 前 言

銅合金及相應(yīng)的復(fù)合材料(以下簡稱銅基合金)憑借著自身優(yōu)異的導(dǎo)電、導(dǎo)熱、減磨、耐蝕等性能，被廣泛用于電子電氣通信、高速軌道交通、機(jī)械模具、石油化工、能源等領(lǐng)域[1-4]。目前較常使用的銅基合金種類包括白銅、黃銅(如錫黃銅和鋁黃銅)、青銅(錫青銅和鋁青銅)、Cu - Ni - Sn及Cu - Cr等[2, 5-7]，在實(shí)際應(yīng)用中往往作為塊材或線材而使用。利用銅基合金材料優(yōu)異的導(dǎo)熱、導(dǎo)電及耐磨抗腐蝕性，在關(guān)鍵裝備表面制備銅基合金涂層可明顯延長被保護(hù)工件的服役壽命，拓展銅基合金的應(yīng)用領(lǐng)域和研究范圍，因而銅基合金涂層在表面防護(hù)領(lǐng)域逐漸成為了研究熱點(diǎn)。

目前已經(jīng)有研究[8-14]利用熱噴涂技術(shù)(如等離子噴涂、HVOF、電弧噴涂等)及激光熔覆技術(shù)等制備出了銅基合金涂層。但是熱噴涂技術(shù)制備出的涂層內(nèi)部存在明顯的孔隙和氧化物夾雜，甚至還會(huì)出現(xiàn)元素偏析的現(xiàn)象，不利于發(fā)揮銅基合金的優(yōu)異性能；而在激光熔覆過程中，由于銅合金熱導(dǎo)率和反射率高，導(dǎo)致熔池內(nèi)單位面積的能量密度不夠，使得基體和熔覆粉末表面局部未熔化或者熔化不完全，使得表面張力過高且結(jié)合較差，對(duì)涂層服役壽命造成不良影響，因此需要嘗試新的銅基合金涂層制備技術(shù)。

冷噴涂技術(shù)是近30年來迅速發(fā)展的涂層制備技術(shù)之一，固態(tài)顆粒在高壓氣體(壓縮空氣、氮?dú)?、氦氣或其?者的混合)的帶動(dòng)下，經(jīng)過縮放型的Laval噴槍加速后(400～1 200 m/s)與基體碰撞發(fā)生劇烈塑性變形從而沉積形成涂層[15-17]，在噴涂過程中可避免產(chǎn)生氧化及相變等，且涂層致密、沉積效率及結(jié)合強(qiáng)度高，所以在制備銅基合金涂層領(lǐng)域具有明顯優(yōu)勢(shì)。目前關(guān)于冷噴涂制備純銅涂層的研究和總結(jié)較為豐富[17-19]，而對(duì)銅基合金涂層的研究尚未有較系統(tǒng)的總結(jié)。本文綜合了國內(nèi)外相關(guān)研究，在聚焦不同冷噴涂裝置的基礎(chǔ)上，著重闡述及總結(jié)了不同體系銅基合金涂層的制備工藝及性能特點(diǎn)，并對(duì)銅基合金未來發(fā)展趨勢(shì)進(jìn)行了展望。

1 冷噴涂銅基合金涂層研究進(jìn)展

1.1 青 銅

目前采用冷噴涂所制備的青銅涂層種類主要包括錫青銅、鋁青銅(Al元素含量不超過11.5%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)和高鋁青銅(Al元素含量在11.5%～16.0%)。此外為了提高青銅粉末的沉積效率或性能，還會(huì)適量添加其他粉末。

1.1.1 錫青銅

Guo等[20，21]利用德國CGT冷噴涂裝置針對(duì)錫青銅涂層開展了一系列研究，在低碳鋼表面分別制備了Cu - 6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)Sn和Cu - 8% Sn涂層，并測(cè)試了涂層熱處理(3 h、600 ℃真空條件)前后的微觀組織結(jié)構(gòu)、硬度及摩擦磨損性能的變化，結(jié)果如表1所示。

2種涂層噴涂態(tài)的氣孔率相近，而經(jīng)熱處理后的氣孔率及涂層硬度明顯降低，與涂層內(nèi)部應(yīng)力得到釋放有關(guān)；磨損結(jié)果表明噴涂態(tài)Cu - 6% Sn涂層由于沉積顆粒間結(jié)合較弱，在剪應(yīng)力反復(fù)作用下，在垂直滑動(dòng)方向上有磨損產(chǎn)生，而噴涂態(tài)Cu - 8% Sn涂層還伴隨著沉積顆粒的破碎，但由于其較高的硬度顯著降低了其磨損率，經(jīng)熱處理后，涂層硬度降低導(dǎo)致其摩擦系數(shù)和磨損率均有所提升，磨損表面產(chǎn)生的微裂紋明顯降低，2種涂層磨損后的表面形貌無明顯差異。在此基礎(chǔ)上，將Cu - 8%Sn分別與TiN和AlCuFeB等體積混合并制備復(fù)合涂層，由于硬質(zhì)粒子的夯實(shí)作用，復(fù)合涂層的氣孔率明顯降低且硬度明顯提升；在摩擦磨損性能方面，與Cu - 8%Sn涂層相比，添加AlCuFeB顆粒的涂層摩擦系數(shù)和磨損量均為最低，這是由于AlCuFeB顆粒在摩擦過程中起到了固體潤滑作用，降低了磨損率，而不規(guī)則的硬質(zhì)TiN顆粒對(duì)磨削面起到了明顯的微切削作用，導(dǎo)致磨損量明顯增加。

1.1.2 鋁青銅

Krebs等[22]使用CGT - Kinetiks 8000高壓冷噴涂裝置(氣體預(yù)熱溫度可達(dá)1 000 ℃)在鋼基體表面制備了CuAl10Fe5Ni5涂層并研究了單顆粒的沉積行為，結(jié)果表明：涂層的沉積效率最高可達(dá)70%、氣孔率<2%、顯微硬度達(dá)368 HV3 N；單個(gè)顆粒與基體撞擊后形貌有3種——反彈后留下孔洞、在基體表面鋪展變形及嵌入基體中，其中后2種對(duì)涂層的形成有促進(jìn)作用；氣蝕腐蝕結(jié)果表明冷噴涂涂層的質(zhì)量損失高于鑄態(tài)青銅合金，但性能仍優(yōu)于采用HVOF(超音速火焰噴涂)在鋼表面噴涂的SS316L涂層。孫曉峰等[23,24]采用CGT - Kinetiks 4000高壓冷噴涂設(shè)備(氣體預(yù)熱溫度可達(dá)800 ℃)在鎳鋁青銅9442合金表面制備了鎳鋁青銅涂層(Cu402F)，并研究了涂層在不同pH值環(huán)境中的電化學(xué)腐蝕及腐蝕磨損性能，結(jié)果表明：冷噴涂涂層內(nèi)部致密且顆粒發(fā)生明顯變形，但涂層表面缺乏后續(xù)顆粒夯實(shí)，故有孔隙和裂紋發(fā)生，冷噴涂涂層沒有相變產(chǎn)生，但是有氧化發(fā)生；涂層電化學(xué)腐蝕結(jié)果表明，涂層在酸性和堿性條件下的耐腐蝕性能好于基體，而在中性環(huán)境下的耐腐蝕性能比基體差；涂層腐蝕磨損的測(cè)試結(jié)果表明，在pH=3和pH=11的條件下，基體與涂層在摩擦過程中表面發(fā)生了表面疲勞磨損及選相腐蝕，但在pH=7的中性環(huán)境下，基體與涂層表面發(fā)生了黏著磨損，涂層主要發(fā)生磨粒磨損，顆粒經(jīng)歷了擠壓破碎→陽極溶解→鈍化→去鈍化的過程，而基體在黏著磨損與腐蝕的共同作用下，造成Cu陽極溶解，導(dǎo)致其含量明顯降低，與靜態(tài)摩擦相比，涂層的耐蝕性能比基體有所降低。

陳正涵等[25，26]還對(duì)冷噴涂鎳鋁青銅涂層(Cu402F，采用CGT - Kinetiks 4000冷噴涂設(shè)備)表面進(jìn)行了激光重熔表面改性處理(IPG激光器)，使得較疏松的涂層表面變得更加平整致密，粒子間結(jié)合變?yōu)橐苯鸾Y(jié)合；涂層經(jīng)重熔后分為重熔區(qū)、重熔過渡區(qū)及未重熔區(qū)，其中在過渡區(qū)由于金屬蒸汽形成的蒸汽渦流使卷入的CO2來不及逸出而有氣孔形成；涂層內(nèi)部未有新相析出且表面均為殘余壓應(yīng)力，顯微硬度(354.4 HV2 N)甚至高于噴涂態(tài)涂層(290.7 HV2 N)；在20 N載荷下的減摩性能(平均摩擦系數(shù)為0.141)好于噴涂態(tài)涂層及基體(平均摩擦系數(shù)分別為0.155和0.228)，隨著載荷的增加，重熔態(tài)涂層的磨損率逐漸增加，這與材料剝落導(dǎo)致磨削表面發(fā)生劇烈的三體摩擦有關(guān)；激光重熔態(tài)涂層的耐腐蝕性能和抗空蝕性能也優(yōu)于噴涂態(tài)涂層和基體。

Miguel等[27]采用CGT - Kinetiks 4000冷噴涂設(shè)備將鋁青銅粉末(Cu89Al10Fe1，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)與Al2O3粉末按不同質(zhì)量比混合并分別采用冷噴涂及大氣等離子噴涂技術(shù)(APS)制備涂層，結(jié)果表明冷噴涂制備的涂層致密度更高且沒有氧化物夾雜；冷噴涂涂層硬度隨著Al2O3含量的增加而提高，且硬度高于同等條件下APS制備的涂層；冷噴涂涂層的結(jié)合強(qiáng)度也隨著Al2O3含量的增加而增加(最大值為44 MPa)，但低于同等條件下APS所制備涂層的。對(duì)涂層磨損測(cè)試的結(jié)果表明，相比未添加Al2O3的鋁青銅涂層，添加Al2O3顆粒能明顯改善冷噴涂涂層的磨損性能(體積磨損最大可降低38%)，但Al2O3顆粒易碎的特性導(dǎo)致其難以抵抗侵蝕物體的撞擊，故含量低的復(fù)合涂層具有好的抗侵蝕性能。

為解決鋁青銅粉末硬度高導(dǎo)致冷噴涂沉積困難的問題，Ryashin等[28]采用俄羅斯西伯利亞理論與應(yīng)用力學(xué)研究所自主研發(fā)的冷噴涂裝置將CuAl8.5Fe4Ni5Mn1.5粉末按照50%～95%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))與Cu顆粒混合，并在激光熔覆后的WC - Ni基體上沉積，結(jié)果表明隨著鋁青銅粉末含量的增加，沉積涂層內(nèi)部的鋁青銅粉末含量不斷增加(從約21%增加到約59%)，涂層硬度也逐漸增加(最大約200 HV1 N)，但涂層的沉積效率從約89%降至約30%。Kosarev等[29]對(duì)CuAl10Fe3Mn2粉末分別進(jìn)行了真空熱處理和在氬氣保護(hù)氣氛中的熱處理，并測(cè)試了熱處理前后的粉末硬度，結(jié)果表明熱處理后的粉末硬度[分別為(166±18.6) HV1 N和(184±23.1) HV1 N]明顯低于原始粉末的[(248±21.9) HV1 N]，這是因?yàn)樵挤勰┙?jīng)過熱處理后，β相分解為α相和γ2相。Hauer等[9]在噴涂前對(duì)鎳鋁青銅(CuAl10Ni5Fe5)粉末進(jìn)行了熱處理(600 ℃退火7 h)后，還對(duì)采用CGT - Kinetiks 8000冷噴涂設(shè)備制備的涂層進(jìn)行了熱處理(500 ℃退火1 h)，發(fā)現(xiàn)與未進(jìn)行粉末熱處理(只進(jìn)行涂層后續(xù)熱處理)的涂層相比，經(jīng)過粉末熱處理和涂層后續(xù)熱處理的冷噴涂涂層致密度有明顯提升；與鑄態(tài)塊體鎳鋁青銅相比，經(jīng)過粉末熱處理和涂層后續(xù)熱處理的冷噴涂涂層耐氣蝕能力接近甚至更優(yōu)，其涂層硬度(278 HV3 N)也高于鑄態(tài)塊體鎳鋁青銅(240 HV3 N)，但涂層拉伸強(qiáng)度(363 MPa)仍明顯低于鑄態(tài)塊體鎳鋁青銅的(>600 MPa)。

1.1.3 高鋁青銅

與鋁青銅相比，通過提高鋁元素含量可以使其具有更高的硬度、粉末流動(dòng)性及耐磨擦性等[30]，因此將其應(yīng)用到表面工程領(lǐng)域很有前景。關(guān)暢等[30]、Feng等[31]將高鋁青銅粉末在不同溫度下熱處理后與不同體積含量的Al2O3粉末相混合，并采用白羅斯生產(chǎn)的GDU - 3 - 15型低壓冷噴涂裝置進(jìn)行噴涂，結(jié)果發(fā)現(xiàn)隨著Al2O3顆粒含量的增加，高鋁青銅顆粒的變形程度逐漸增加，當(dāng)Al2O3顆粒體積分?jǐn)?shù)為29%時(shí)，高鋁青銅顆粒的變形最劇烈，但當(dāng)含量為33%時(shí)，會(huì)對(duì)已沉積涂層表面產(chǎn)生沖蝕并形成裂紋；涂層硬度、厚度及結(jié)合強(qiáng)度一方面隨著粉末熱處理溫度的提高而提高，另一方面隨著Al2O3粉末體積含量的增加先提高后下降，在400 ℃熱處理?xiàng)l件、Al2O3粉末含量為29%時(shí)，涂層硬度(約470 HV)、厚度(3.72 mm)和結(jié)合強(qiáng)度(40.3 MPa)最高；摩擦磨損性能研究表明，當(dāng)粉末中Al2O3含量為29%時(shí)，涂層摩擦系數(shù)最低、磨損量及粗糙度最小，這與該條件下涂層的高硬度和高結(jié)合強(qiáng)度有關(guān)；隨后Feng等[32]將高鋁青銅粉末按照相同比例(16%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))與Al2O3機(jī)械混合后在400 ℃下保溫2 h后制備涂層，并研究Al2O3粉末粒度范圍對(duì)涂層微觀結(jié)構(gòu)及性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著Al2O3粒度范圍逐漸降低，涂層內(nèi)部的裂紋逐漸降低甚至消失，高鋁青銅顆粒的變形程度逐漸增加，由此帶來的加工硬化的提升使得涂層硬度也隨之提高(從416 HV提高到514 HV)，涂層結(jié)合強(qiáng)度也逐漸提高(從13 MPa提高到32 MPa)；產(chǎn)生這種現(xiàn)象是因?yàn)樾☆w粒經(jīng)噴槍加速后的速度更快，動(dòng)能越大，對(duì)已沉積涂層的夯實(shí)作用越強(qiáng)，對(duì)內(nèi)部氣孔的填充也越明顯，從而帶來了涂層性能的提高，因此最合適的Al2O3粉末粒度范圍為23～25 μm。

唐麗芳等[33]為了實(shí)現(xiàn)涂層摩擦磨損情況的在線觀測(cè)，在45鋼表面分別采用GDU - 3 - 15型裝置制備了高鋁青銅合金涂層、摻雜磷光粉SrAl2O4的復(fù)合高鋁青銅涂層及包含SiO2包覆SrAl2O4的復(fù)合高鋁青銅涂層。高鋁青銅表面由于缺乏后續(xù)顆粒的夯實(shí)作用導(dǎo)致涂層表面存在較淺的層片脫落現(xiàn)象，摻雜SrAl2O4后涂層表面由于部分顆粒撞擊后發(fā)生反彈導(dǎo)致表面存在少量凹坑和凸起顆粒，而摻雜SiO2包覆SrAl2O4的涂層表面平整致密，這是因?yàn)榘驳腟iO2硬質(zhì)殼層具有良好的增強(qiáng)增韌性，使得涂層有好的抗沖蝕和抗沖擊性能，且涂層更加致密；3種涂層的性能如表2所示，可知摻雜SiO2包覆SrAl2O4粉末的涂層磨損率最小，涂層摩擦磨損性能的差異一方面與涂層的硬度有關(guān)，硬度越高，則耐磨性能越好，另一方面也是由于磷光顆粒不易脫落且具有承載作用，并且SiO2富集在磨損表面形成邊界潤滑膜，使得涂層具有良好的耐磨性；觀測(cè)結(jié)果表明，包覆SiO2的涂層的發(fā)光強(qiáng)度有明顯提高，指示性更優(yōu)。

雖然高鋁青銅涂層在耐磨領(lǐng)域等表現(xiàn)出了良好的性能，但氣霧化制粉成本較高，限制了其在工業(yè)中的應(yīng)用，因此，李洞亭[34]、馮力等[35]將制備的高鋁青銅所需的各種金屬粉末與Al2O3粉末混合后采用GDU - 3 - 15型裝置進(jìn)行冷噴涂，并采用感應(yīng)線圈重熔的方法原位合成高鋁青銅涂層。研究結(jié)果顯示冷噴涂輔助原位感應(yīng)重熔后形成的涂層結(jié)構(gòu)致密，基體與涂層的結(jié)合變?yōu)橐苯鸾Y(jié)合；重熔后涂層內(nèi)部由β相、α相、γ2相和k相組成，是典型的高鋁青銅組織，冷噴涂涂層內(nèi)部各元素獨(dú)立存在的特性已消失，重熔過程中少量鋁發(fā)生了內(nèi)氧化導(dǎo)致氧化鋁含量有所增加。冷噴涂輔助原位感應(yīng)重熔制備涂層的硬度值(364.3 HV)高于激光熔覆(286.7 HV)或等離子噴涂(336.7 HV)涂層的。冷噴涂輔助原位感應(yīng)重熔涂層的摩擦系數(shù)明顯低于45鋼基體的，這與涂層中α相在摩擦過程中受力發(fā)生脫落、具有一定減磨潤滑作用有關(guān)；此外涂層在鹵鹽中的耐腐蝕性能較強(qiáng)，而在酸性介質(zhì)中較弱。

1.2 Cu - Zn

Theimer等[36]研究了噴砂后鋼基體表面粗糙度對(duì)Cu - Zn涂層(CuZn37Mn3Al2Si，采用CGT - Kinetiks 4000冷噴涂設(shè)備)結(jié)合強(qiáng)度的影響，結(jié)果表明結(jié)合強(qiáng)度隨著粗糙度的增加呈現(xiàn)出先提高后降低的趨勢(shì)，當(dāng)粗糙度為62 μm時(shí)(對(duì)應(yīng)粉末粒度d80)，結(jié)合強(qiáng)度最大(47 MPa)，此時(shí)在基體與涂層界面處存在機(jī)械互鎖，但仍有間隙存在。分析認(rèn)為當(dāng)基體表面粗糙度與噴涂粉末粒度范圍相接近時(shí)，結(jié)合強(qiáng)度最好，此時(shí)絕熱剪切失穩(wěn)區(qū)域最大且范德華力也對(duì)涂層結(jié)合起推動(dòng)作用。

Huang等[37-39]綜合研究了冷噴涂Muntz合金[Cu60Zn40，采用CGT - Kinetiks 3000高壓冷噴涂設(shè)備(氣體預(yù)熱溫度可達(dá)600 ℃)]涂層的微觀結(jié)構(gòu)及后續(xù)性能優(yōu)化(所采用冷噴涂設(shè)備型號(hào)預(yù)熱溫度較低，對(duì)顆粒加速及沉積的促進(jìn)作用有限，故需要進(jìn)行后續(xù)處理)，主要集中在3個(gè)方面：

(1)在工藝上分別采用真空等離子噴涂(VPS)和冷噴涂制備涂層并進(jìn)行了對(duì)比(表3)：冷噴涂涂層氣孔率更高，這歸因于Muntz合金硬度較高，且采用冷噴涂設(shè)備加速及軟化顆粒能力有限，導(dǎo)致顆粒變形不充分及顆粒間空隙無法完全被填充；VPS涂層在噴涂過程中經(jīng)歷了再結(jié)晶過程及Zn元素的高溫蒸發(fā)，導(dǎo)致涂層內(nèi)部晶粒尺寸較細(xì)、大角度晶界占比高且Zn含量明顯降低；VPS涂層內(nèi)部為α相，冷噴涂涂層內(nèi)部由α+β″相組成并發(fā)生衍射峰的寬化；由于冷噴涂涂層存在加工硬化效應(yīng)及β″相，故其硬度值明顯高于VPS涂層；對(duì)2種涂層摩擦磨損及腐蝕試驗(yàn)的測(cè)試結(jié)果進(jìn)行對(duì)比，結(jié)果表明，冷噴涂涂層的摩擦系數(shù)及磨損率更低，磨損后涂層表面無明顯分層，且在3.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))NaCl溶液中的腐蝕電位更低、阻抗更高，表現(xiàn)出了更好的抗腐蝕性能。

表3 冷噴涂和VPS涂層性能對(duì)比

(2)從噴涂粉末入手：將SiC和Al2O3粉末分別與Muntz合金粉末(SiC和Al2O3粉末含量分別為15%，30%和45%，體積分?jǐn)?shù)，下同)混合后噴涂，隨著混合比例的提升，復(fù)合涂層內(nèi)部的陶瓷顆粒含量不斷增加，但沉積效率及涂層厚度逐漸下降；陶瓷顆粒在涂層內(nèi)部均勻分布，表面形貌在陶瓷顆粒的沖蝕作用下變得更粗糙(類似噴砂作用)；復(fù)合涂層內(nèi)部的相組成仍為α+β″相，涂層硬度隨著陶瓷顆粒含量的增加從約210 HV提高至約227 HV，但所添加粉末的種類對(duì)硬度值的影響很低；復(fù)合涂層中陶瓷顆粒周圍的缺陷更易遭受腐蝕，故添加陶瓷顆粒不利于涂層的耐腐蝕性能；對(duì)比Muntz合金涂層和添加了45% SiC粉末的Muntz合金復(fù)合涂層的摩擦磨損性能可知，盡管復(fù)合涂層的摩擦系數(shù)較高，但是均勻分布的陶瓷顆粒使其磨損率降低、耐磨損性能更好。

(3)采用攪拌摩擦焊(FSW)方法對(duì)涂層進(jìn)行處理：噴涂態(tài)涂層與FSW處理后涂層相組成均為α+β″相，其性能對(duì)比如表4所示，經(jīng)過FSW處理后，發(fā)生了再結(jié)晶過程，晶粒發(fā)生細(xì)化，對(duì)提高力學(xué)性能有利的大角度晶界及β″相所占比例明顯提升，故FSW處理后的拉伸強(qiáng)度提高了近2倍；噴涂態(tài)涂層斷面處有未緊密結(jié)合的顆粒存在且無韌窩產(chǎn)生，這與噴涂態(tài)涂層內(nèi)部的結(jié)合以機(jī)械自鎖為主有關(guān)，這導(dǎo)致了涂層內(nèi)部的結(jié)合較弱、拉伸強(qiáng)度較低，而經(jīng)過FSW處理后，斷口有韌窩出現(xiàn)但缺少撕裂棱，均勻析出的脆性相(β″相和極少γ相)導(dǎo)致了其脆性斷裂的形貌。

表4 FSW處理前后涂層性能對(duì)比

馮力等[40]、暢繼榮[41]將銅粉和鋅粉按照不同質(zhì)量比例混合后[比例為10∶0、9∶1、8∶2、7∶3、6∶4、5∶5，額外加入10%(體積分?jǐn)?shù))Al2O3粉末促進(jìn)沉積]，分別在45鋼及含有受損鍍鉻層的45鋼表面制備復(fù)合涂層(采用GDU - 3 - 15型裝置)并測(cè)試其腐蝕性能，結(jié)果表明：當(dāng)原始粉末中的Zn含量占40%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)，涂層及涂層加鍍鉻層試樣最為致密，在靜態(tài)浸泡試驗(yàn)中2者的腐蝕速率最低(涂層試樣腐蝕速率更低)，涂層試樣表面未出現(xiàn)明顯腐蝕層，涂層加鍍鉻層表面未出現(xiàn)明顯腐蝕坑；對(duì)涂層試樣而言，孔隙率降低阻止了腐蝕介質(zhì)的滲入，所生成的腐蝕產(chǎn)物Zn(OH)2依附性高且能提高耐腐蝕性能，對(duì)于涂層加鍍鉻層試樣而言，鉻電位低于銅，導(dǎo)致原電池效應(yīng)，鈍化膜被擊穿，鉻作為陽極很快發(fā)生腐蝕而溶解，故在相同條件下其腐蝕速率高于涂層試樣的；在銅加速醋酸鹽霧試驗(yàn)(CASS)中，涂層試樣、涂層加鍍層試樣及鍍鉻層試樣的耐腐蝕性能基本一致(耐腐蝕6級(jí))，分析腐蝕機(jī)理表明，涂層在CASS溶液中發(fā)生了氫的去極化腐蝕反應(yīng)，而涂層加鍍鉻層在此基礎(chǔ)上還發(fā)生了化學(xué)腐蝕。

在上述研究基礎(chǔ)上，暢繼榮[41]、馮力等[42]將Cu - Zn - Al2O3按照6∶3∶1的體積比機(jī)械混合后制備涂層，并在200～450 ℃范圍內(nèi)進(jìn)行退火處理，結(jié)果發(fā)現(xiàn)：噴涂態(tài)涂層與基體結(jié)合緊密，無貫穿裂紋與孔隙存在(孔隙率0.32%)，涂層經(jīng)退火處理后，孔隙率先減小后增加，當(dāng)退火溫度為400 ℃時(shí)，孔隙率最低(0.12%)，這是因?yàn)樵谳^低溫度退火時(shí)，噴涂時(shí)少量殘留于孔隙內(nèi)部的高壓氣體受熱膨脹，并在沉積顆粒間的界面和微孔處得到釋放，使得其擴(kuò)展形成孔隙，而在較高溫度下熱處理時(shí)，Cu、Zn元素的擴(kuò)散遷移有利于涂層內(nèi)部顆粒界面及孔隙的消除，在450 ℃退火后涂層孔隙率增加與涂層內(nèi)部發(fā)生的固相燒結(jié)和液相燒結(jié)導(dǎo)致的孔隙合并長大有關(guān)；隨著熱處理溫度的提高，涂層內(nèi)部有β相和γ相產(chǎn)生，但是當(dāng)退火溫度超過350 ℃時(shí)，無β相和γ相的衍射峰出現(xiàn)；當(dāng)退火溫度為200 ℃時(shí)，涂層硬度最高(161.0 HV2 N)、結(jié)合強(qiáng)度最低(7.5 MPa)，但硬度隨退火溫度的提高而下降(最低為104.5 HV2 N，與無法起到中間相強(qiáng)化效果及涂層內(nèi)部加工硬化得以消除有關(guān))、結(jié)合強(qiáng)度隨之提高(最高13.9 MPa，與涂層孔隙率有關(guān)，涂層致密度越高，結(jié)合強(qiáng)度越大)。

邵龍[43]則采用低壓冷噴涂裝置(設(shè)備型號(hào)：DYMET - 423)分別在鎂合金表面制備了摻雜不同質(zhì)量的Al2O3的銅鋅合金復(fù)合涂層(Cu60Zn40∶Al2O3=1∶1)和銅鋅復(fù)合涂層(Cu∶Zn∶Al2O3=3∶2∶5)，并對(duì)2種涂層的結(jié)構(gòu)和性能進(jìn)行了對(duì)比分析(表5)：(1)在最優(yōu)工藝參數(shù)下，銅鋅合金復(fù)合涂層內(nèi)部有氧化鋁顆粒存在且涂層相組成與原始粉末一致；對(duì)于銅鋅復(fù)合涂層而言，涂層內(nèi)部銅顆粒和鋅顆粒均勻分布，但涂層相組成除Cu、Zn外，還有CnZn5存在，可能是由于Cu、Zn顆粒在界面處發(fā)生了相互擴(kuò)散和化學(xué)反應(yīng)所致。(2)對(duì)涂層力學(xué)性能的測(cè)試結(jié)果表明：2種涂層在靠近基體處的硬度最高，表面處最低，銅鋅合金復(fù)合涂層的結(jié)合強(qiáng)度略低，兩者斷裂位置均發(fā)生在涂層內(nèi)部。(3)對(duì)涂層摩擦磨損性能的研究結(jié)果表明：2種涂層的摩擦系數(shù)均高于基體的，對(duì)鎂合金基體基本無減摩作用，銅鋅合金復(fù)合涂層最大磨損率明顯較高，涂層磨痕寬度和深度隨著載荷的增加而增大，銅鋅復(fù)合涂層磨損過程中的堆積物覆蓋了磨痕，可保護(hù)涂層不被磨損。(4)對(duì)涂層腐蝕性能的研究結(jié)果表明：銅鋅合金復(fù)合涂層的自腐蝕電流密度高于銅鋅復(fù)合涂層的，均對(duì)鎂合金起到腐蝕防護(hù)效果，2種涂層的阻抗譜隨時(shí)間推移的變化大致相同，但是所發(fā)生的頻率范圍不同，這與2種涂層的腐蝕機(jī)制有關(guān)：銅鋅合金發(fā)生點(diǎn)蝕，生成的產(chǎn)物致密性好，能抑制離子向涂層內(nèi)部的擴(kuò)散，而銅鋅復(fù)合涂層發(fā)生層蝕，表面裸露的純鋅快速腐蝕并向內(nèi)部推進(jìn)，當(dāng)生成一定深度的腐蝕產(chǎn)物(ZnO)時(shí)，阻抗才基本穩(wěn)定。

表5 銅鋅合金復(fù)合涂層和銅鋅復(fù)合涂層性能對(duì)比

1.3 Cu - Cu2O復(fù)合涂層

丁銳等[44-47]將Cu粉與Cu2O粉末按照不同質(zhì)量比例混合(Cu2O占比分別為0，10%，20%，30%)后在Q235鋼表面制備了復(fù)合涂層(設(shè)備型號(hào)：CGT - Kinetiks 3000)，并對(duì)涂層的微觀結(jié)構(gòu)、腐蝕行為及防海洋污染能力等進(jìn)行了研究，得到了以下結(jié)論：

(1)涂層與基體結(jié)合緊密，內(nèi)部存在少量不貫通空隙，涂層內(nèi)部無新相產(chǎn)生，隨著Cu2O含量的增加：涂層內(nèi)部Cu顆粒的塑性變形量隨之增加，復(fù)合涂層中Cu2O實(shí)際含量逐漸增加(分別為8.35%、15.72%和22.57%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))，孔隙率逐漸降低(分別為1.16%、0.93%和0.91%)，涂層硬度也隨之提高(最大約163.7 HV)。

(3)對(duì)防污性能的研究表明：隨著涂層中Cu2O實(shí)際含量的增加，銅離子滲出率越大，對(duì)防止海洋生物污染(如藻類等)的效果越好，達(dá)到100%抑制所需的時(shí)間越短；銅離子滲出率源自銅金屬的電化學(xué)溶解和氧化亞銅的化學(xué)溶解，而海水中溶解氧的增加、鹽度的升高、流速的提升及溫度的提高都有利于銅滲出率的增加；隨著浸泡時(shí)間的延長，由于難溶產(chǎn)物的累積使得銅滲出率降低，但防污效果最好的始終為添加30%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Cu2O粉末所制備的涂層。

此外，還有研究[48]討論了Cu - Cu2O涂層的電化學(xué)行為，結(jié)果表明隨著Cu2O含量的增加，在NaCl電解液中涂層的開路電位和腐蝕電位均正移；隨著NaCl電解液濃度的增加，開路電位先緩慢負(fù)移后快速負(fù)移，腐蝕電位逐漸負(fù)移。

1.4 Cu - Cr系

1.4.1 Cu - Cr復(fù)合涂層

Wu等[49]將球形銅粉和不規(guī)則形狀的Cr粉末按照不同質(zhì)量配比(Cu - 50%Cr和Cu - 75%Cr)機(jī)械混合后采用自主研制的冷噴涂裝置制備了復(fù)合涂層，研究結(jié)果如下：(1)25 μm的Cu顆粒在噴槍出口的速度(440 m/s)不如不規(guī)則形狀的Cr顆粒(665 m/s)；(2)納米硬度測(cè)試結(jié)果表明：Cr的硬度(2.96 GPa)明顯高于Cu(1.77 GPa)，且Cr變形能力不如Cu；(3)對(duì)單個(gè)顆粒的沉積測(cè)試結(jié)果表明：大部分沉積的顆粒為Cu，少部分為Cr，Cu顆粒留下的撞擊坑表面平滑，而Cr顆粒撞擊坑表面存在褶皺，兩者沉積特性的差異源于顆粒速度及變形能力的差異；(4)對(duì)復(fù)合涂層性能的測(cè)試表明：Cu - 75%Cr內(nèi)部的Cr含量更高(約為15.3%)，氣孔率約為0.24%，硬度約為232 HV，導(dǎo)電率為41.47 MS/m，其性能已滿足在電觸頭領(lǐng)域的行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)，但是在如何提高Cr含量方面還需繼續(xù)研究。

Kikuchi等[50]將Cu與Cr按照20%、35%、50%及65%的質(zhì)量比相混合并制備了復(fù)合涂層(設(shè)備型號(hào)：PCS - 304H，Plasma Giken，Japan)，同樣因?yàn)镃r高硬度低塑性，導(dǎo)致涂層沉積效率隨著Cr含量的增加及壓力的降低而降低；在涂層內(nèi)部，銅顆粒發(fā)生明顯的扁平，且在界面處有明顯射流產(chǎn)生，但是Cr顆粒在沉積后依然保持原有形貌，并在顆粒邊緣有間隙存在；涂層內(nèi)部的Cr含量隨著混合粉末中Cr含量的增加及噴涂壓力的增大而增加，最高可到約37%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))[65%Cr(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，5 MPa]；經(jīng)過熱處理后，涂層內(nèi)的銅顆粒發(fā)生了再結(jié)晶過程導(dǎo)致顆粒邊界消失。

Chang等[51]將枝晶銅粉與Cr粉按照55∶45的質(zhì)量比混合后采用自主研發(fā)的冷噴涂裝置制備了復(fù)合涂層，結(jié)果表明涂層內(nèi)部Cr顆粒分布較為均勻，但從涂層內(nèi)部到涂層表面Cr 含量分布仍有差異，且Cr顆粒附近存在裂紋，涂層中Cr的平均含量約為14.57%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))；與真空熔煉制備的CuCr合金相比(表6)，對(duì)加工性能、力學(xué)性能及導(dǎo)電性能有明顯影響的氧、碳元素，冷噴涂涂層均表現(xiàn)出一定優(yōu)勢(shì)，涂層硬度為145.7 HV，明顯高于真空熔煉樣品，但電導(dǎo)率略低于真空熔煉的樣品；Cu - Cr復(fù)合涂層的摩擦系數(shù)(0.6)低于純銅涂層的(0.8)，這與Cr元素導(dǎo)致的加工硬化及對(duì)產(chǎn)生的犁溝有阻礙效應(yīng)有關(guān)。

表6 冷噴涂CuCr涂層與真空熔煉CuCr合金性能對(duì)比

1.4.2 Cu - Cr - Zr

張?zhí)镉畹萚52，53]在結(jié)晶器CuCrZr板表面制備了與基體緊密結(jié)合的CuCrZr涂層(設(shè)備型號(hào)：CGT - Kinetiks 3000)，涂層的沉積效率可達(dá)78%、致密度為塊材的98.02%，且涂層內(nèi)部不存在氧化物和合金相；隨著涂層退火溫度的不斷提高，涂層內(nèi)部逐漸發(fā)生回復(fù)及再結(jié)晶過程，但致密度不斷降低，在920 ℃退火時(shí)，顆粒界面逐漸被均勻組織取代。噴涂態(tài)涂層顯微硬度為159.69 HV，但隨著退火溫度的提升高而降低(在550 ℃退火時(shí)為77.57 HV)；對(duì)涂層拉伸性能的研究表明，噴涂態(tài)涂層的抗拉強(qiáng)度為87 MPa、斷后延伸率不超過0.1%，斷口呈河流狀；而在350 ℃熱處理后，抗拉強(qiáng)度增加到121 MPa、斷后延伸率增加到1.35%，斷口呈明顯脆斷特征；進(jìn)一步提高退火溫度，抗拉強(qiáng)度不會(huì)有明顯提升，但是延伸率增加到約10.8%、斷口表面布滿等軸韌窩；涂層導(dǎo)熱系數(shù)隨著退火溫度的升高表現(xiàn)出先增大后減小的變化趨勢(shì)[最大約230 W/(m·K)]，這是因?yàn)榈蜏赝嘶鹉芙档屯繉觾?nèi)部的缺陷，使得熱導(dǎo)率提高，但是當(dāng)熱處理溫度進(jìn)一步提高時(shí)，孔隙率的提升導(dǎo)致了熱導(dǎo)率的下降。張俊寶等[54]也采用冷噴涂技術(shù)在結(jié)晶器表面制備了復(fù)合涂層及梯度涂層，2種涂層均與基材緊密結(jié)合，涂層加工性能良好且對(duì)基體無明顯熱效應(yīng)。

肖正濤等[55]在Q235碳鋼表面制備了Cu - Cr - Zr涂層(設(shè)備型號(hào)：CGT - Kinetiks 4000)，并測(cè)試了其電化學(xué)性能，結(jié)果表明：與鑄態(tài)Cu - Cr - Zr相比，冷噴涂涂層的自腐蝕電位正移約20 mV，浸泡后表面無明顯的點(diǎn)蝕發(fā)生，涂層表面腐蝕產(chǎn)物的主要成分為Cu2O；但隨著浸泡時(shí)間的延長，涂層的自腐蝕電流突然下降，這與涂層表面積聚的腐蝕產(chǎn)物膜阻礙了腐蝕介質(zhì)的進(jìn)入有關(guān)；涂層阻抗譜由高頻區(qū)容抗弧(反映涂層的電荷轉(zhuǎn)移反應(yīng)電阻)和低頻區(qū)擴(kuò)散弧組成(反映腐蝕產(chǎn)物向本體溶液的擴(kuò)散或Cl-的擴(kuò)散過程)。Coddet等[56]也研究了熱處理對(duì)Cu - Cr - Zr涂層性能的影響[見表7，設(shè)備型號(hào)：CGT Kinetiks - 2000(便攜式冷噴涂裝置，最大預(yù)熱溫度僅為400 ℃)]，結(jié)果表明：(1)在470 ℃熱處理后涂層的拉伸強(qiáng)度有所提升，與Cr的析出強(qiáng)化有關(guān)，進(jìn)一步提高熱處理溫度(510 ℃)，涂層的拉伸強(qiáng)度降低(約410 MPa)，但伸長率迅速提升(23%)，且斷口處有韌窩產(chǎn)生；與鍛造態(tài)合金及真空等離子噴涂制備的樣品相比，冷噴涂涂層強(qiáng)度占優(yōu)但伸長率處于劣勢(shì)；(2)在375 ℃熱處理后由于Cr的析出，涂層硬度最大(約為224 HV2 N)，當(dāng)熱處理溫度超過400 ℃時(shí)，涂層硬度逐漸降低(在700 ℃熱處理后為100 HV2 N)，真空等離子噴涂涂層由于缺乏加工硬化效應(yīng)，硬度明顯低于冷噴涂涂層；(3)經(jīng)熱處理后涂層電導(dǎo)率從25% IACS增加至84.5% IACS，這與熱處理消除了涂層內(nèi)部的缺陷及少量Cr元素的固溶有關(guān)。

表7 熱處理前后Cu - Cr - Zr涂層性能對(duì)比

1.4.3 其他

Li等[57]采用冷噴涂技術(shù)在銅基體表面采用CGT冷噴涂裝置制備了Cu - Cr - Nb涂層，研究了熱處理對(duì)涂層性能的影響并與真空等離子噴涂制備的Cu - Cr - Nb涂層進(jìn)行對(duì)比，結(jié)果表明：(1)2種工藝制備的涂層均較為致密，孔隙率<1%，且有Cr2Nb相均勻分布，但冷噴涂涂層析出的Cr2Nb尺寸較??；隨著熱處理溫度的提高，冷噴涂涂層的界面逐漸消失，并發(fā)生Cr2Nb相的繼續(xù)生長(>650 ℃)；(2)涂層硬度也隨著預(yù)熱溫度的升高先提高后下降(涂層硬度值最大約200 HV1 N)，這與析出Cr2Nb相的粗化有關(guān)，而真空等離子噴涂涂層的硬度僅約為110 HV1 N；(3)與純銅涂層相比，在熱處理過程中由于Cr2Nb相產(chǎn)生的彭寧效應(yīng)導(dǎo)致晶粒的生長及邊界的運(yùn)動(dòng)較為困難，故使得邊界愈合需要更高的熱處理溫度。Raj等[58]采用冷噴涂技術(shù)在GRCop - 84基體表面制備了Cu - Cr - Al涂層(設(shè)備型號(hào)：CGT - Kinetiks 3000)，并對(duì)比了基體噴涂前后的循環(huán)抗高溫氧化情況(250 h 500次熱循環(huán))，結(jié)果表明在773 K和873 K的條件下，在表面噴涂涂層的試樣未有明顯質(zhì)量損失，在 973 K和1 073 K的條件下，質(zhì)量損失也僅為10%，而在相同條件下未噴涂涂層的樣品有明顯的質(zhì)量損失(最大可達(dá)80%)，說明Cu - Cr - Al涂層在高溫條件下能夠較好地保護(hù)GRCop - 84基體。

1.5 Cu - TiB2/B4C涂層

Kim等[59]采用機(jī)械處理及自蔓延高溫合成技術(shù)，獲得了粒徑<40 μm的Cu - TiB2(43%，體積分?jǐn)?shù))粉末，且粉末內(nèi)部的TiB2顆粒均勻分布、粒徑為50～100 nm；采用自主研發(fā)的冷噴涂裝置所制備的涂層厚度約為70 μm且內(nèi)部致密，生成的納米相得以在涂層內(nèi)部保存；涂層硬度約為378 HV，明顯高于一般的冷噴涂銅涂層。Calli等[60]將12.5%(體積分?jǐn)?shù))的B4C與TiB2粉末分別與Cu粉相混合，在銅基體上制備了復(fù)合涂層(型號(hào)：RUSONIC Model K - 201)，結(jié)果表明：(1)陶瓷顆粒無明顯變形但均勻分布于涂層內(nèi)部，涂層與基體結(jié)合良好，涂層內(nèi)部無新相生成；與原始粉末相比，涂層內(nèi)部的陶瓷顆粒含量有明顯降低(分別為1.4%，體積分?jǐn)?shù)，下同和4.1%)；(2)與純銅涂層相比，復(fù)合涂層的硬度沒有明顯的提高，電導(dǎo)率及腐蝕速率無明顯變化，但磨損率有明顯提升，這是因?yàn)橛操|(zhì)顆粒在磨損過程中剝落，對(duì)表面形成的保護(hù)性氧化膜起到破壞作用。張夢(mèng)清等[61，62]采用高壓冷噴涂技術(shù)在純銅基體表面制備了Cu - Ti - B4C涂層(設(shè)備型號(hào)：CS2000，西安交通大學(xué)自主研發(fā))，涂層中未見氧化峰存在，涂層內(nèi)部致密(氣孔率1.02%)，厚度可達(dá)500 μm，涂層硬度約為160 HV；涂層經(jīng)過500 h中性鹽霧腐蝕后，涂層表面變暗、存在點(diǎn)蝕痕跡并發(fā)生明顯氧化，元素以Cu、O、Na為主。

1.6 Cu基非晶合金

Lee等[63]將Cu基非晶合金粉末預(yù)熱后再噴涂，但涂層內(nèi)部仍有較多孔隙，且非晶合金顆粒無明顯變形。List等[64]研究了預(yù)熱溫度對(duì)制備Cu基非晶合金涂層的影響(自主研發(fā)冷噴涂裝置，與CGT - Kinetiks 3000類似)，發(fā)現(xiàn)在800 ℃的條件下涂層發(fā)生了明顯的晶化；單個(gè)Cu基非晶合金顆粒的沉積形貌可分為無結(jié)合、弱結(jié)合、良好結(jié)合及粘性流動(dòng)，只有后2種能促進(jìn)顆粒沉積；當(dāng)沉積效率最高時(shí)，涂層硬度僅為455 HV3 N。El - Eskandrany等[65]在SUS304基體表面制備了Cu基非晶合金涂層(設(shè)備信息：Startack Co. Ltd.，Japan)，研究結(jié)果表明：非晶合金涂層的摩擦系數(shù)明顯低于SUS304，這歸因于涂層硬度明顯高于基體；抗菌性測(cè)試結(jié)果表明經(jīng)過72 h后非晶合金涂層無明顯細(xì)菌增長，而在基體表面有明顯的細(xì)菌菌落，這說明冷噴涂非晶合金涂層可抑制細(xì)菌生長。

1.7 其他

Pialago等[66]采用機(jī)械合金化的方法制備了不同含量(5%、10%、15%，體積分?jǐn)?shù))的CNT - Cu粉末，利用冷噴涂技術(shù)制備了CNT - Cu涂層(設(shè)備信息：Taek - wang Tech，Korea)，并研究了其在沸騰傳熱領(lǐng)域的性能表現(xiàn)，研究結(jié)果表明：(1)5%(體積分?jǐn)?shù)，下同)涂層內(nèi)部顆粒結(jié)合緊密，而10%和15% 涂層內(nèi)部顆粒界面清晰可見，表面粗糙度及涂層厚度隨著CNT含量的增加而下降；(2)CNT - Cu的沸騰過熱范圍為5～6 K，低于銅板的8 K，15%的CNT涂層展示出了最好的沸騰傳熱表現(xiàn)及最明顯的性能提升，這與涂層內(nèi)部多孔結(jié)構(gòu)有關(guān)。Choi等[67]先將石墨用CVD的方式沉積于銅顆粒表面，然后利用低壓冷噴涂裝置在鋁合金表面制備復(fù)合涂層(設(shè)備型號(hào)：DYMET 412)，與相同條件下制備的純銅涂層相比，結(jié)果表明：復(fù)合涂層的厚度僅為470 μm (純銅為976 μm)，這是因?yàn)槌练e于銅顆粒表面的石墨硬且脆，不利于顆粒沉積，導(dǎo)致了沉積效率的降低；但復(fù)合涂層的摩擦系數(shù)(0.46)及磨損量(5.2×10-4mm3/Nm)均低于純銅涂層的(0.60，8.6×10-4mm3/Nm)，這是因?yàn)槭拇嬖诔洚?dāng)了鈍化膜的角色，減少了磨損過程中的氧化及涂層與摩擦球之間的直接接觸，因此降低了黏著磨損的磨損量。

Coddet等[68]制備了不同成分的冷噴涂Cu - Ag及Cu - Ag - Zr合金涂層(設(shè)備型號(hào)：CGT Kinetiks - 2000)，噴涂態(tài)涂層致密(氣孔率<0.1%)，隨著Ag含量的增加(從0.1%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同，增加到5.7%)，屈服強(qiáng)度提高(從438 MPa提高到643 MPa)，但延伸率隨之降低(從4.04%下降到1.25%)，析出富Ag相起到了增強(qiáng)的作用；當(dāng)添加少量的Zr元素后，可起到細(xì)晶強(qiáng)化及提升屈服強(qiáng)度的作用，但對(duì)導(dǎo)電明顯不利；經(jīng)熱處理后，合金的力學(xué)性能及導(dǎo)電率得到提高，但Ag含量越高，所需熱處理溫度越高；冷噴涂制備的沉積體表現(xiàn)出各向同性，適用于制備塊體材料。

Li等[69]采用CGT冷噴涂裝置制備了Cu36Ni5In涂層，涂層內(nèi)部有少量孔隙存在(孔隙率<0.5%)但總體上與基體結(jié)合良好，涂層內(nèi)部未存在氧化；涂層經(jīng)過彎曲后，斷口有韌窩存在，為典型的韌性斷裂；噴涂態(tài)涂層的硬度約為240 HV2 N，與等離子噴涂制備的涂層硬度(250 HV2 N)相接近。Winnicki等[70]分別使用電解銅粉和球形銅粉與SiC顆粒混合后，采用不同低壓冷噴涂工藝制備了Cu+SiC復(fù)合涂層(設(shè)備型號(hào)：DYMET 413)，當(dāng)對(duì)已沉積的Cu - SiC涂層表面繼續(xù)噴涂一層SiC時(shí)，采用電解銅及球形銅粉制備的復(fù)合涂層均有較好的電子發(fā)射能力，與碳納米管的發(fā)射性能具有可比性。

馮力等[71]將Cu、Fe、Cr、Al、Ni、Ti元素按照質(zhì)量比1∶1進(jìn)行機(jī)械混合，然后采用冷噴涂技術(shù)制備涂層(采用GDU - 3 - 15型裝置)并采用感應(yīng)重熔技術(shù)對(duì)涂層進(jìn)行處理以得到高熵合金涂層，研究結(jié)果發(fā)現(xiàn)：(1)噴涂態(tài)涂層較為致密且無明顯空隙存在，涂層與基體有明顯分界且界面不平整，涂層內(nèi)部無大量氧元素存在；(2)重熔后涂層由FCC和BCC相組成，但由于涂層內(nèi)部存在孔隙，導(dǎo)致涂層內(nèi)部有金屬氧化物產(chǎn)生，涂層內(nèi)部的元素含量基本滿足1∶1的比例；(3)噴涂態(tài)涂層硬度為543.4 HV，摩擦系數(shù)及磨損率僅為45鋼基體的62%和60%，這與高熵合金具有較高的強(qiáng)度硬度有關(guān)，且所制備的高熵合金涂層更耐氯鹽腐蝕。

2 總結(jié)及展望

目前不少研究者采用不同的預(yù)處理工藝方法制備了含有不同元素、成分及含量的銅合金粉末，并結(jié)合不同的工藝處理方法制備了銅基復(fù)合涂層，并在耐磨防腐等方面的應(yīng)用開展了大量的研究。但與現(xiàn)有的銅合金牌號(hào)體系相比，所研究的銅合金范圍仍有限，例如對(duì)黃銅的研究主要為四六合金，對(duì)Cu含量更高的黃銅合金涂層尚未有報(bào)道；目前對(duì)高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金研究較為系統(tǒng)[72]，研究出了如Cu - Fe、Cu - Ni - Si等體系的塊體銅合金，但尚未制備出上述合金體系的銅合金粉末并將其應(yīng)用于冷噴涂技術(shù)中，導(dǎo)致相應(yīng)的高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金涂層的研究較為缺乏；之前制備銅基合金所采用的冷噴涂裝置多為型號(hào)較早的高壓冷噴涂裝置、低壓冷噴涂裝置及自研裝置，幾乎很少采用現(xiàn)代冷噴涂裝置制得銅基涂層，且缺乏后續(xù)對(duì)涂層性能優(yōu)化手段的研究。此外，根據(jù)實(shí)際噴涂經(jīng)驗(yàn)，高強(qiáng)銅合金更難以沉積制備出高致密度、高沉積率、大尺寸的沉積體；對(duì)銅合金粉末的制備工藝還多以氣霧化為主，新興工藝尚未大規(guī)模開展研究與應(yīng)用。所以，后續(xù)關(guān)于冷噴涂銅基合金涂層的研究應(yīng)該著重于粉末的預(yù)處理工藝、可噴涂銅合金種類擴(kuò)展、現(xiàn)代冷噴涂裝置的應(yīng)用、涂層性能優(yōu)化、高強(qiáng)高導(dǎo)銅合金涂層的制備及研究等方面。