冷噴涂Al6061/SiC復(fù)合涂層的制備及性能研究

鄧碧欣，孫澄川，何 超，盧 靜

(1. 季華實驗室功能涂層與再制造研究中心，廣東 佛山 528200；2. 廣東工業(yè)大學(xué)材料與能源學(xué)院，廣東 廣州 510000)

0 前 言

鋁合金具有密度小、比強度高、易加工等優(yōu)勢,廣泛應(yīng)用于汽車、航空航天、電子通信等領(lǐng)域,是重要的輕量化材料之一,對節(jié)能減排具有重要的作用[1]。例如在汽車工業(yè),鋁合金已經(jīng)應(yīng)用于汽車輪轂、發(fā)動機(jī)氣缸活塞及缸體、熱交換器等部件中,但鋁合金運動副在工作過程中容易發(fā)生表面磨損導(dǎo)致零件失效,極大地限制了其服役壽命及可靠性,“燒機(jī)油”現(xiàn)象便是鋁制活塞與缸套之間的磨損失效所致,因此提高鋁合金的表面耐磨性能非常有必要[2]。

目前鋁合金表面常用的耐磨處理技術(shù)包括微弧氧化技術(shù)、激光表面處理技術(shù)、熱噴涂技術(shù)等[3]。微弧氧化技術(shù)利用等離子體放電,高溫高壓作用下在合金表面形成具有優(yōu)異耐蝕性、耐磨性的陶瓷膜,但該膜層具有脆性大以及含微孔、微裂紋等缺陷,對基體的保護(hù)性能仍需提高[4-7]。激光表面處理包括激光重熔[8, 9]、激光表面熔覆[10, 11]、激光表面合金化[12]等,主要是利用高能量密度的光束作用于基體或已熔敷層表面,使得形成具有一定厚度的表面層以提高摩擦磨損性能,但輸入能量高、涂層熱應(yīng)力大、易開裂等因素限制了其應(yīng)用。熱噴涂技術(shù)是將粉末顆粒加熱到熔融或者半熔融狀態(tài),并以一定的速度噴射沉積到經(jīng)過預(yù)處理的基體表面形成涂層,具有操作簡單、噴涂材料種類多的優(yōu)點,但涂層孔隙率較高、熱應(yīng)力大、易發(fā)生氧化、偏析,涂層也容易在服役過程中剝落,需要配合涂層后處理技術(shù)進(jìn)行應(yīng)用[13-15],且不適合在薄板表面(厚度<2 mm)制備涂層。

與上述幾種表面處理技術(shù)相比,近年來興起的冷噴涂技術(shù)在輕質(zhì)合金表面耐磨處理中更具有優(yōu)勢。冷噴涂技術(shù)是以壓縮氣體(氮氣、氦氣、壓縮空氣或其中兩者的混合)作為加速介質(zhì),將預(yù)熱后的主氣與粉末顆粒在拉瓦爾噴槍內(nèi)混合,顆粒經(jīng)噴槍獲得較高的速度 (300～1 200 m/s) 后與基體發(fā)生碰撞,產(chǎn)生劇烈的塑性變形并沉積形成涂層。與其他表面技術(shù)相比,冷噴涂涂層孔隙率低,可避免氧化、相變及晶化,殘余應(yīng)力為壓應(yīng)力,對基體熱影響較小,結(jié)合強度高,過程能耗低且環(huán)境友好,因此在鋁合金表面制備耐磨涂層更具有應(yīng)用價值[16-20]。

一般而言,陶瓷顆粒具有硬度高、耐磨損性良好等特點可被應(yīng)用于耐磨涂層的制備[21, 22],但由于變形能力有限,難以直接通過冷噴涂的方式沉積形成涂層,故需添加塑性較好的軟質(zhì)顆粒(如Cu、Al等)以包裹的方式促使陶瓷顆粒沉積。SiC顆粒硬度高、耐磨性能優(yōu)異、成本低,具有良好應(yīng)用前景,加上鋁合金具有優(yōu)異的塑性變形能力,故SiC/Al基復(fù)合材料在摩擦領(lǐng)域的研究非常廣泛,并有相關(guān)學(xué)者針對SiC/Al復(fù)合涂層的制備及性能開展了研究[23-25]。Gao等[26]采用常壓等離子噴涂技術(shù)在鋁合金表面沉積了Al/SiC復(fù)合涂層,其硬度隨著SiC含量的增加而增加,但SiC粉末在等離子體火焰中發(fā)生脫碳和氧化,且涂層與基體之間存在裂紋、粘接性差。相較之下,冷噴涂工藝噴涂溫度較低,粉末顆粒以固態(tài)沉積,很好地避免了脫碳和氧化的問題,并且SiC硬度高,對涂層具有夯實作用,有利于獲得致密度高、結(jié)合強度高的涂層。Kumar等[27]將SiC與Al按照不同比例進(jìn)行機(jī)械混合并用冷噴涂技術(shù)制備了Al-SiC復(fù)合涂層,研究結(jié)果表明涂層中SiC含量最高達(dá)52%,涂層硬度、拉伸強度和磨損性能隨著粉末中SiC含量的增加而增加;且對涂層進(jìn)行真空熱處理后,與噴涂態(tài)涂層相比磨損率可降低約66%。Yu等[28]為探究SiC粉末粒徑對涂層性能的影響,采用平均粒徑分別為67 μm和27 μm的SiC顆粒并結(jié)合冷噴涂技術(shù)制備了Al5056/SiC復(fù)合涂層,SiC的添加均略微提高涂層的耐磨性能;2種涂層中SiC含量相當(dāng),分別為26.4%和23.1%,但由于大顆粒能產(chǎn)生更大的動能從而增加顆粒變形,故其顯微硬度和結(jié)合性能更優(yōu)。王洪濤等[29]采用高能球磨法獲得SiC體積含量為20%,30%,50%的Al基納米復(fù)合粉末并利用冷噴涂工藝制備得到致密、分布均勻的納米復(fù)合涂層,研究結(jié)果表明所制備涂層的硬度和耐磨損性能隨著SiC含量的增加而提高,SiC體積分?jǐn)?shù)為50%的涂層硬度高達(dá)515 HV3 N,磨損率為0.03 mm3/(m·N)。

目前冷噴涂制備涂層所采用的SiC類型相對比較單一,而工業(yè)中常用的SiC種類包括黑碳化硅和綠碳化硅:黑碳化硅含SiC約98.5%,其韌性高于綠碳化硅,大多用于磨料、耐火材料、冶金行業(yè)等;而綠碳化硅含SiC 99.0%以上,硬度、純度均高于黑碳化硅,導(dǎo)熱性較好,大多用于加工硬質(zhì)合金、鈦合金和光學(xué)玻璃等,但其制造成本偏高。對于不同種類SiC顆粒所制備復(fù)合涂層的性能研究尚處于空白,需在此基礎(chǔ)上針對SiC含量和SiC粒徑進(jìn)行深入系統(tǒng)性研究。

綜上,本工作采用不同種類的SiC粉末并利用機(jī)械混合制備得到Al6061/SiC復(fù)合粉末,采用冷噴涂技術(shù)在Al7075合金上制備了復(fù)合涂層,研究了SiC粉末的種類、含量以及粒徑對涂層沉積特性、微觀形貌、磨損性能及腐蝕性能的影響。

1 試 驗

1.1 粉末預(yù)處理與涂層制備

所選用的Al6061粉末粒徑為15～48 μm。SiC粉末有3種:顆粒中徑為33 μm的黑SiC、顆粒中徑為10 μm的綠SiC以及顆粒中徑為50 μm的綠SiC。粉末形貌及粒度分布如圖1所示。

圖1 粉末的形貌及粒度分布Fig. 1 Morphology and size distribution of powder

將Al6061分別和上述3種SiC粉末按照質(zhì)量比3∶7進(jìn)行機(jī)械混合,以探究SiC種類對涂層性能的影響。將Al6061和黑SiC粉末按照不同質(zhì)量比(1∶1,2∶3,3∶7,2∶8)進(jìn)行機(jī)械混合以研究SiC含量對涂層性能的影響。將上述黑SiC粉末進(jìn)行篩分,得到粒徑在15～30 μm和>30 μm的2種粉末,將Al6061分別與這2種粉末按3∶7質(zhì)量比進(jìn)行機(jī)械混合,以探究SiC粒徑對涂層性能的影響。

采用本實驗室自主設(shè)計的低壓冷噴涂設(shè)備,以壓縮空氣作為加速介質(zhì),在拉瓦爾噴槍的擴(kuò)張段送粉。設(shè)備壓力可調(diào)節(jié)范圍為0.4～0.6 MPa,溫度范圍從室溫到約450 ℃。噴涂采用的工藝參數(shù)如下:壓力0.6 MPa,預(yù)熱檔位5,移槍速率140 cm/min,噴涂距離10 mm,搭接間距3 mm。采用Al7075合金作為基體,噴涂前用120目粗砂紙對基體表面進(jìn)行打磨以去除氧化層,并用丙酮進(jìn)行超聲清洗。

1.2 測試表征

1.2.1 涂層微觀結(jié)構(gòu)

將冷噴涂試樣進(jìn)行切割并進(jìn)行熱鑲嵌處理,分別用600,1 000,1 500,2 000,3 000目的水磨砂紙對試樣進(jìn)行打磨,并用0.5 μm金剛石研磨膏對打磨后的試樣進(jìn)行拋光處理。用Thermo Scientific Verios5 UC掃描電子顯微鏡觀察涂層的截面形貌,并采用Image-Pro軟件統(tǒng)計涂層內(nèi)部的硬質(zhì)顆粒含量及孔隙率。

1.2.2 涂層摩擦磨損性能

在直徑30 mm、高10 mm的基體表面制備涂層(約200 μm),用600,1 000目的砂紙對試樣打磨后進(jìn)行超聲及干燥。采用SFT-2M型銷盤式摩擦磨損實驗機(jī)對復(fù)合涂層的摩擦磨損性能進(jìn)行測試。以Si3N4球作為摩擦副,載荷為10 N,環(huán)境溫度約為25 ℃,旋轉(zhuǎn)半徑為3 mm,轉(zhuǎn)速為500 r/min,測試時間為60 min。使用表面輪廓儀測量磨痕輪廓和磨損體積,并計算涂層磨損率,計算公式如下:

(1)

式中,K代表磨損率,mm3/(N·m);V代表磨損體積,mm3;P代表載荷,N;L代表總滑動距離,m。采用Thermo Scientific Verios5 UC掃描電子顯微鏡表征涂層磨損后的形貌。

1.2.3 涂層耐腐蝕性能

在直徑30 mm、高10 mm的基體表面制備涂層(約200 μm),用600,1 000,1 500,2 500,3 000目的砂紙對試樣進(jìn)行打磨,并超聲干燥。采用CHI-760電化學(xué)工作站對涂層的耐腐蝕性能進(jìn)行測試,采用三電極體系,涂層為工作電極,鉑作輔助電極,飽和甘汞電極為參比電極,室溫下在3.5%NaCl溶液中進(jìn)行測試。試樣在溶液中浸泡30 min,浸泡面積為1 cm2,待體系穩(wěn)定后開始極化曲線的測試,掃描速度為2 mV/s。

2 結(jié)果與討論

2.1 涂層微觀組織

2.1.1 SiC種類的影響

不同種類SiC粉末所制備的復(fù)合涂層如圖2所示。3種SiC粉末制備得到的涂層均較為致密,且SiC顆粒在涂層中分散均勻。涂層的性能如表1所示。其中黑SiC制備的涂層顆粒含量超過50%,推測其可能具有較好的耐磨性能;而綠SiC(50 μm) 的單道沉積厚度最大,綠SiC(10 μm)的單道沉積厚度最小,可能與相同質(zhì)量下的硬質(zhì)顆粒數(shù)量有關(guān):綠SiC(10 μm)的硬質(zhì)顆粒數(shù)量較多,對已沉積涂層的沖蝕作用明顯,綠SiC(50 μm)的顆粒數(shù)量較少,對已沉積涂層的沖蝕作用較弱。對比三者的硬度,綠SiC(50 μm)粒徑最大,對涂層夯實作用最大,加工硬化最明顯。

表1 不同種類SiC所制備涂層的性能Table 1 Property characterization of the composite coatings prepared by different kinds of SiC powder

2.1.2 SiC含量的影響

考慮到添加黑色SiC的涂層內(nèi)部硬質(zhì)顆粒含量最高,可能具有較好的耐磨損性,故在此基礎(chǔ)上研究SiC含量對涂層微觀形貌的影響。Al6061和黑SiC粉末以不同質(zhì)量比混合所制備的涂層形貌如圖3所示。涂層性能見表2。涂層內(nèi)部SiC顆粒含量隨著所添加SiC比例的增加,呈現(xiàn)出先增加后下降的趨勢。當(dāng)粉末配比為1∶1時,涂層內(nèi)部的SiC顆粒分散均勻、清晰可辨;當(dāng)粉末配比為2∶3時,SiC顆粒仍然均勻分散,但顆粒之間距離較近或相接觸;當(dāng)粉末配比為3∶7時,SiC含量較高,顆粒與顆粒之間相連并分散在涂層內(nèi)部,較難分辨單個顆粒;當(dāng)粉末配比為2∶8時,涂層內(nèi)部的SiC顆粒含量和氣孔率下降,推測原因是此時Al6061的比例較低,SiC顆粒缺乏軟質(zhì)Al6061粉末的包裹,在碰撞過程中容易反彈或掉落,導(dǎo)致SiC粉末含量降低,但SiC的夯實作用更明顯,使得氣孔率下降。原始粉末中硬質(zhì)顆粒越多,對涂層的夯實作用越大,所以涂層硬度大小按照SiC含量排列為1∶1<2∶3<3∶7<2∶8。

表2 不同含量SiC所制備涂層的性能Table 2 Property characterization of the composite coatings prepared by different SiC ratios

圖3 不同含量黑SiC粉末所制備的涂層截面形貌Fig. 3 The cross-section of the composite coatings prepared by different SiC ratios

2.1.3 SiC粒徑的影響

為探究粉末粒徑對涂層微觀形貌的影響,將黑SiC粉末篩分并制備得到涂層,如圖4所示。2種粒徑SiC粉末制備的涂層較致密,且硬質(zhì)顆粒分散均勻。涂層的性能如表3所示。2種涂層的SiC含量相當(dāng),但對比上述其他涂層,其SiC含量明顯偏少,可能原因是涂層缺少大顆粒的夯實作用或缺少小顆粒的填隙作用。粒徑大于30 μm的SiC所制備的涂層加工硬化明顯,與其粒徑較大有關(guān)。

表3 不同粒徑SiC所制備涂層的性能Table 3 Property characterization of the composite coatings prepared by different sizes of SiC particles

圖4 不同粒徑SiC所制備的涂層截面形貌Fig. 4 The cross-section of the composite coatings prepared by different sizes of SiC particles

2.2 涂層摩擦磨損性能

2.2.1 SiC種類的影響

不同種類SiC粉末所制備涂層的磨損性能如圖5所示。

圖5 不同種類SiC所制備涂層的磨損性能Fig. 5 Wear performance of the composite coatings prepared by different kinds of SiC powder

總的來說,黑SiC所制備涂層的摩擦系數(shù)要小于2種綠SiC所制備涂層。在磨合階段(約10 min),黑SiC所制備涂層的摩擦系數(shù)迅速升高并維持在0.60隨后降低至0.54并上下波動。產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因是:在磨合初期,涂層表面包覆的Al6061軟質(zhì)顆粒被磨除,逐漸暴露出硬質(zhì)顆粒SiC,此時摩擦系數(shù)迅速增大;當(dāng)硬質(zhì)顆粒發(fā)生掉落形成碎屑,此時發(fā)生磨粒磨損,摩擦系數(shù)稍有降低且相對穩(wěn)定。

2種綠SiC所制備的涂層,在初始磨合階段以及磨損后期階段的摩擦系數(shù)都比黑SiC更大;綠SiC(50 μm)的顆粒直徑較大,顆粒剝落及對涂層磨削效應(yīng)更強且摩擦所產(chǎn)生熱量更多,更容易導(dǎo)致鋁合金黏附于磨球表面,導(dǎo)致在磨損后期階段摩擦系數(shù)的明顯波動。3種類型涂層磨損量及磨損率依次為:黑SiC<綠SiC(10 μm)<綠SiC(50 μm)。

圖6為不同種類SiC所制備涂層的磨損形貌。從磨損形貌上來看,3種涂層的磨損機(jī)制均為磨粒磨損和黏著磨損,能明顯觀察到磨粒造成的犁溝狀劃痕和涂層表面撕裂的情況,其中綠SiC(50 μm)所制備涂層的黏著磨損較為嚴(yán)重,磨痕難以辨別。

圖6 不同種類SiC所制備涂層在不同放大倍數(shù)下的磨損形貌Fig. 6 The wear morphology at different magnifications of composite coatings prepared by different kinds of SiC powder

磨損初期,涂層表面的Al6061顆粒被快速磨除,暴露出較硬的SiC顆粒,起到承受表面載荷的作用,此時Al6061不參與摩擦,磨損機(jī)制主要是磨粒磨損,磨損率較低。摩擦過程中部分SiC顆粒掉落,涂層表面形成凹坑并產(chǎn)生碎屑,如圖6中低倍圖所示。

隨著摩擦的繼續(xù)進(jìn)行,摩擦副表面熱量逐漸累積,磨損表面溫度也逐漸升高,較軟的Al6061顆粒發(fā)生軟化并黏附在磨球的表面,并隨著磨球的滑動產(chǎn)生黏著-撕裂-再黏著的循環(huán),造成涂層表面的破壞,因此產(chǎn)生了磨粒磨損與黏著磨損的形貌。

綜合摩擦系數(shù)、磨損率及磨損形貌的分析來看,在10 N的載荷下,黑SiC粉末所制備涂層的磨損性能最佳,因此選擇其進(jìn)行后續(xù)的研究。

2.2.2 SiC含量的影響

Al6061粉末與黑SiC粉末按不同比例所制備涂層的摩擦磨損性能如圖7所示。

圖7 不同SiC含量所制備涂層的磨損性能Fig. 7 Wear performance of the composite coatings prepared by different SiC ratios

隨著SiC粉末含量的增加,涂層磨損量及磨損率先減小后增加,Al6061與SiC比例為3∶7時達(dá)到最低,此時磨損量和磨損率分別為1.011 1 mm3和1.787 6×10-4mm3/(N·m),這與涂層中SiC的含量相關(guān)(表2),涂層中硬質(zhì)顆粒的含量越多,耐磨性能越好。

從摩擦曲線分析可知:①粉末比例為1∶1時,磨損初期摩擦系數(shù)迅速增大至0.55,而后緩慢下降至0.37左右,后維持穩(wěn)定?？赡茉蚴窃谀p初期涂層表面的Al6061被磨除,暴露出硬質(zhì)顆粒,由于其硬度較大,摩擦系數(shù)迅速增加;隨后硬質(zhì)顆粒掉落形成碎屑,進(jìn)入磨粒磨損階段,此時摩擦系數(shù)緩慢下降。②粉末比例為2∶3時,涂層中的硬質(zhì)顆粒含量增加,在摩擦過程中Al6061顆粒不斷被磨除的同時伴隨著SiC顆粒的不斷暴露,因此摩擦系數(shù)不斷波動;粉末配比為3∶7和2∶8的涂層在摩擦過程中,摩擦系數(shù)在一定范圍內(nèi)周期性地上升下降,與上述類似。

圖8～圖11為不同含量SiC所制備涂層的磨損形貌。4種涂層的磨損機(jī)制均為磨粒磨損和黏著磨損的結(jié)合。

圖8 Al6061/SiC比例1∶1所制備涂層的磨損形貌Fig. 8 The wear morphology of composite coatings prepared at a Al6061/SiC ratio of 1∶1

圖9 Al6061/SiC比例2∶3所制備涂層的磨損形貌Fig. 9 The wear morphology of composite coatings prepared at a Al6061/SiC ratio of 2∶3

圖10 Al6061/SiC比例3∶7所制備涂層的磨損形貌Fig. 10 The wear morphology of composite coatings prepared at a Al6061/SiC ratio of 3∶7

圖11 Al6061/SiC比例2∶8所制備涂層的磨損形貌Fig. 11 The wear morphology of composite coatings prepared at a Al6061/SiC ratio of 2∶8

除比例為3∶7涂層外,其余比例涂層表面破壞較嚴(yán)重。由于涂層中硬質(zhì)顆粒含量相對少,在摩擦過程中承受載荷的能力相對較弱,磨球更多地與Al6061顆粒相互作用,因此在摩擦導(dǎo)致溫度不斷升高的情況下,導(dǎo)致Al6061顆粒黏著與撕裂占主導(dǎo),對涂層表面的破壞更明顯。

粉末比例為3∶7的涂層表面也明顯可見黏著磨損的形貌,對比其他比例粉末的磨損形貌及磨痕深度可知,其發(fā)生黏著磨損面積相比較小。產(chǎn)生該現(xiàn)象可能的原因是該涂層硬質(zhì)顆粒的含量較多,即使摩擦過程中有部分的硬質(zhì)顆粒脫落(如圖10a),但剩余的硬質(zhì)顆粒仍然具有良好的承受載荷的作用,磨球與Al6061顆粒的接觸較少,引起的黏附和撕裂也較少,對應(yīng)的摩擦系數(shù)變化也相對平穩(wěn)(圖7a)。

2.2.3 SiC粒徑的影響

Al6061粉末與2種粉末粒徑黑SiC粉末按3∶7比例所制備涂層的磨損性能如表4所示。

表4 不同粒徑黑SiC粉末所制備涂層的磨損性能Table 4 Wear performance of composite coatings prepared by different sizes of black SiC

對比可知,這2種涂層的磨損量和磨損率均高于未篩分的黑SiC所制備的涂層。

圖12為2種粒徑黑SiC所制備涂層的磨損形貌。2種涂層的磨損機(jī)制均為磨粒磨損和黏著磨損,且表面破壞均較為嚴(yán)重。黑SiC(15～30 μm)所制備的涂層,在摩擦磨損過程中出現(xiàn)較多顆粒掉落的現(xiàn)象,如圖12a和12b,由于小顆粒獲得的動能較小,對基體涂層的夯實作用較小(見表3硬度),在磨損過程中顆粒容易掉落形成碎屑,導(dǎo)致涂層表面有明顯的磨損。黑SiC(>30 μm)制備的涂層黏著磨損較為嚴(yán)重,如圖12f,推測原因與綠SiC(50 μm)類似,硬質(zhì)顆粒粒徑較大,在噴涂過程中有部分顆粒掉落或反彈,所形成的涂層中的SiC顆粒含量較低,在磨損過程中,磨球與Al6061顆粒的作用更多,黏著、撕裂更為劇烈。綜上,粉末粒徑對涂層的磨損性能有明顯影響,應(yīng)選擇合適的粒徑進(jìn)行噴涂以獲得磨損性能優(yōu)的涂層。

2.3 涂層耐腐蝕性能

2.3.1 SiC種類的影響

不同種類SiC所制備涂層的極化曲線如圖13所示。涂層腐蝕電位與腐蝕電流密度見表5。

表5 不同種類SiC所制備涂層腐蝕電位和腐蝕電流密度Table 5 Corrosion potential and corrosion current density of composite coatings prepared by different kinds of SiC powder

圖13 不同種類SiC所制備涂層的極化曲線Fig. 13 Polarization curves of composite coatings prepared by different kinds of SiC powder

涂層的極化曲線較為相似,當(dāng)電位達(dá)到開路電位時,進(jìn)入陽極活性溶解區(qū),此時電流隨著電位的增加迅速增加,隨后進(jìn)入鈍化區(qū),電流隨電壓的增加緩慢增加。從表5可以看出,3種SiC粉末所制備涂層的腐蝕電位及腐蝕電流密度接近,其中綠SiC(10 μm)涂層的腐蝕電流密度最低,原因可能是SiC顆粒的粒徑較小,且在沉積過程中硬質(zhì)顆粒被Al6061顆粒包裹,限制了腐蝕通道的延伸,與大粒徑顆粒SiC(50 μm)比較,不容易形成連續(xù)和距離較長的縱向腐蝕通道;黑SiC中含有較多的金屬元素雜質(zhì),易發(fā)生原電池腐蝕,導(dǎo)致腐蝕電流較高。

2.3.2 SiC含量的影響

不同含量黑SiC所制備涂層的極化曲線如圖14所示,涂層腐蝕電位與腐蝕電流密度如表6所示?？梢钥吹?∶1,2∶3,2∶8這3種涂層的腐蝕電位與腐蝕電流密度相近,與這三者相比,3∶7涂層的腐蝕電位有所降低、腐蝕電流密度有所增加,這反映了其耐腐蝕性能略有下降,可能原因是該涂層中SiC顆粒含量較多,且Al6061顆粒與SiC顆粒之間的潤濕性較差,相應(yīng)地增加了涂層的孔隙率,因此容易發(fā)生沿涂層徑向的腐蝕,腐蝕溶液更快觸達(dá)基體,使得腐蝕電位降低、腐蝕電流密度增大。關(guān)于涂層的腐蝕機(jī)理,后續(xù)還需深入研究。

表6 不同含量SiC所制備涂層的腐蝕電位和腐蝕電流密度Table 6 Corrosion potential and corrosion current density of composite coatings prepared by different SiC ratios

圖14 不同含量SiC所制備涂層的極化曲線Fig. 14 Polarization curves of composite coatings prepared by different SiC ratios

2.3.3 SiC粒徑的影響

不同粒徑SiC所制備涂層的極化曲線如圖15所示,相應(yīng)的涂層腐蝕電位與腐蝕電流密度如表7所示。與原始黑SiC相比,2種粒徑黑SiC所制備涂層的腐蝕電流密度均明顯下降,可能原因是經(jīng)篩分后粉末粒度變化范圍較窄,所制備涂層的SiC顆粒含量較低,Al6061含量較高,兩相界面較少,大部分SiC顆粒沒有相互接觸,而是被Al6061粉末包裹,不易形成連續(xù)的腐蝕通道,因此與原始粉末所制備涂層相比,該涂層的耐腐蝕性能較好。

表7 2種粒徑黑SiC所制備涂層的腐蝕電位和腐蝕電流密度Table 7 Corrosion potential and corrosion current density of composite coatings prepared by two particle size of black SiC

圖15 2種粒徑黑SiC所制備涂層的極化曲線Fig. 15 Polarization curves of composite coatings prepared by two particle size of black SiC

3 結(jié) 論

(1)黑SiC、綠SiC(10 μm)、綠SiC(50 μm) 3種粉末所制備的涂層中,黑SiC所制備涂層的SiC顆粒含量最高,在10 N的載荷下,磨損性能最佳;3種涂層的耐腐蝕性能相近。

(2)黑SiC粉末制備的涂層中,涂層的磨損率隨著SiC含量的增加而先減小后增加,3∶7涂層磨損性能最優(yōu)。

(3)黑SiC粉末制備的涂層中,1∶1,2∶3,2∶8涂層腐蝕電位和腐蝕電流密度較為接近,而3∶7涂層的防腐性能對比其余幾種比例的涂層有下降。

(4)經(jīng)篩分的黑SiC粉末所制備的涂層,SiC顆粒含量較低,其磨損性能均不如原始粉末,但耐腐蝕性能均優(yōu)于原始粉末。