近年來,國內(nèi)外對(duì)于材料表面涂層的研究逐漸增多。利用表面改性技術(shù)在金屬表面制備涂層顯著提高了金屬的耐蝕性[1]。Ni-Al合金由于其優(yōu)異的性能,如低密度、高熔點(diǎn)、高耐酸堿腐蝕等[2-5],受到人們的廣泛關(guān)注。Ni-Al金屬間化合物中NiAl具有有序立方B型結(jié)構(gòu),晶粒中Ni原子和Al原子分別占據(jù)亞晶格的頂點(diǎn),有望成為高溫結(jié)構(gòu)材料的替代材料[6-8]。Ni3Al具有Cu3Au型面心立方有序結(jié)構(gòu),在接近熔點(diǎn)時(shí)仍能保持高度長程有序等優(yōu)點(diǎn)[9-10]。由于Ni-Al金屬間化合物性能優(yōu)越,將其作為防高溫氧化涂層極具意義。 

目前,Ni-Al金屬間化合物的加工較為困難,一般不作為整體材料使用,利用表面改性技術(shù)在金屬或合金基體上制備Ni-Al金屬間化合物涂層可以改善材料的表面性能[11-12]。張佼等[13]等利用Ni、Al兩種金屬箔片交替疊層后加熱在兩種金屬界面處形成金屬間化合物層,控制加熱溫度和時(shí)間可以得到不同厚度和物相的金屬間化合物。陳旋旋等[14]利用電弧噴涂在基體上噴涂一層Ni-Al-Hf涂層并對(duì)其進(jìn)行高溫氧化試驗(yàn),但是電弧噴涂涂層與基體的結(jié)合強(qiáng)度較低。為提高涂層和基體的結(jié)合強(qiáng)度,筆者在激光熔覆的基礎(chǔ)上,通過噴涂、高溫?cái)U(kuò)散等技術(shù)相結(jié)合的方法在316L不銹鋼表面制備一層Ni-Al系金屬間化合物涂層,并研究了其性能。 

1.   試驗(yàn)

1.1   試驗(yàn)流程

如圖1所示,采用不同激光熔覆參數(shù),在316L不銹鋼表面熔覆Ni60合金粉末。通過比較激光熔覆試樣橫截面的宏觀形貌、硬度變化等選擇合適的熔覆參數(shù)制備了激光熔覆Ni60合金涂層試樣（下文簡稱Ni60涂層）。再采用熱噴涂技術(shù)在Ni60涂層表面噴涂Al層,Al層的噴涂參數(shù)如下：噴涂電壓25 V,噴涂電流80 A,送絲電壓18 V。最后將試樣放入熱處理爐中進(jìn)行不同時(shí)間的620 ℃高溫?cái)U(kuò)散試驗(yàn)。在高溫?cái)U(kuò)散的過程中,Ni60合金中Ni元素和Al層中Al元素會(huì)發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)生成Ni-Al金屬間化合物,最后采用掃描電鏡（SEM）、X射線衍射儀（XRD）及能譜儀（EDS）等對(duì)試樣進(jìn)行分析。 

圖  1  試驗(yàn)流程

Figure  1.  Test process

1.2   試樣

試驗(yàn)基材為316L不銹鋼,熔點(diǎn)為1 200~1 300 ℃,密度為7.98 g/cm3,尺寸為100 mm×50 mm×10 mm。激光熔覆所用合金粉末為Ni60合金,粒徑為0.045~0.100 mm。兩種材料的化學(xué)成分見表1。 

激光設(shè)備是通快公司生產(chǎn)的Tru Disk 6002碟片式激光器,額定功率6 000 W,輸出激光波長1 064 nm,聚焦鏡焦距300 mm,光斑直徑4 mm,采用同步送粉方式。316L不銹鋼表面用砂紙逐級(jí)打磨（200~400號(hào)）,以保證表面干凈、平整,隨后用無水乙醇清洗,以保證板塊表面清潔無污漬。在真空干燥箱中對(duì)Ni60合金粉末進(jìn)行80 ℃×2.5 h干燥處理。噴涂設(shè)備為上海法焊噴涂機(jī)械有限公司QD8-600電弧噴涂設(shè)備。 

2.   結(jié)果和討論

2.1   激光熔覆Ni60涂層

激光熔覆層的稀釋率、力學(xué)性能等是判斷熔覆層質(zhì)量的主要指標(biāo),采用激光熔覆層截面宏觀形貌（稀釋率）、顯微硬度判斷最佳熔覆參數(shù)。在課題組前期工作基礎(chǔ)上進(jìn)行了參數(shù)優(yōu)化,詳見表2。圖2是熔覆層的宏觀形貌,可以看出單道熔覆層表面比較光滑、無明顯裂紋,熔覆效果較好。 

圖  2  部分熔覆層的宏觀形貌

Figure  2.  Macro morphology of partially melted layer

圖3是不同參數(shù)下熔覆層截面宏觀形貌。熔覆層稀釋率簡化算法見式（1） 

式中：η為稀釋率；H為熔覆層余高；h為熔覆層熔深。由表2可見：當(dāng)激光功率和送粉量一定時(shí),掃描速率越慢稀釋率越大；當(dāng)掃描速率和送粉量一定時(shí),功率越大,稀釋率越大。稀釋率的大小直接決定了熔覆層的質(zhì)量,過大會(huì)增大熔覆層開裂、變形的可能,過小則基體和熔覆層不能在界面處形成良好結(jié)合。 

圖  3  不同條件下熔覆層的截面宏觀形貌

Figure  3.  Macro morphology of the cross-section of the cladding layer under different conditions

由圖4可見：不同條件下所得熔覆層最小硬度（平均值）約為450 HV,316L基體的平均硬度約為180 HV,Ni60合金涂層的硬度比316L基體提高約3倍。當(dāng)激光功率為1.5 kW時(shí),隨著掃描速率的降低,涂層的平均顯微硬度略有提高。當(dāng)掃描速率為400 mm/min時(shí),隨激光功率的上升,涂層的平均顯微硬度略有下降。綜上,3、4、5號(hào)條件下所得熔覆層的硬度比較穩(wěn)定、2、3、4號(hào)條件下所得熔覆層的稀釋率較小。最終選擇3號(hào)條件下所得熔覆層（3號(hào)激光熔覆層）繼續(xù)進(jìn)行試驗(yàn)。 

圖  4  硬度取值示意及不同條件下熔覆層的硬度

Figure  4.  Schematic of hardness values (a) and hardness of cladding layers under different conditions (b)

由圖5可見：3號(hào)激光熔覆層試樣從右到左分別是基體、熔合線、熔合區(qū)以及熔覆層。熔覆層中的組織主要是樹枝晶,其組織特征是由溫度梯度和凝固速率決定的。在熔合界面處,熔池的溫度沿熔覆層的方向逐漸降低。隨著至界面距離的增大,熔池中的溫度梯度變小,熔池向冷卻方向逐漸凝固即為樹枝晶,呈現(xiàn)一定的方向性；而遠(yuǎn)離融合區(qū)的區(qū)域散熱為多方向性,生成等軸晶的可能性增大。如圖6所示,當(dāng)搭接率為50%時(shí),3號(hào)激光熔覆層表面較為平整、光亮,沒有裂紋等缺陷。 

圖  5  激光熔覆層的顯微組織（3號(hào)）

Figure  5.  Micro structure of laser cladding layer (No.3)

圖  6  3號(hào)激光熔覆層的表面宏觀形貌

Figure  6.  Macro morphology of the surface of No.3 laser cladding layer

2.2   金屬間化合物涂層

由圖7可見：Ni60涂層表面平整連續(xù),熔覆后的表面成型質(zhì)量較好。在熔覆層表面電弧噴涂約100 μm厚的Al層后,可見純Al層的表面均勻致密,結(jié)合情況良好。為了更好地探究擴(kuò)散后試樣表面和截面的物相組成、元素分布等情況。將用于表面分析的試樣用飽和NaOH溶液反復(fù)浸泡三次,讓NaOH與覆蓋在試樣表面的鋁以及氧化鋁充分反應(yīng),使Ni-Al金屬間化合物層裸露出來,由圖7（c）可見,Ni-Al金屬間化合物涂層表面呈暗黑色。 

圖  7  幾種涂層的表面形貌

Figure  7.  Surface morphology of several coatings: (a) Ni60 coating; (b) sprayed Al layer; (c) intermetallic compound coating

2.3   金屬間化合物層

由圖8可見：620 ℃擴(kuò)散2 h,Ni60涂層和Al涂層之間生成了一層整體不均勻的金屬間化合物,部分均勻區(qū)域厚度約為10 μm?；衔镯敳亢懿黄秸?呈碎塊狀,彼此間沒有很好連接在一起?；衔镏胁看嬖诖罅苛鸭y,底部比中上層光滑、致密。這是由于元素之間擴(kuò)散時(shí)間較短,Ni、Al等元素沒有時(shí)間進(jìn)一步擴(kuò)散。隨著擴(kuò)散時(shí)間的延長,金屬間化合物質(zhì)量大幅提升。擴(kuò)散3 h生成的金屬間化合物的裂紋相比于擴(kuò)散2h時(shí)的少很多,均勻區(qū)域的厚度約為12 μm?；衔镏g致密度相比擴(kuò)散2 h試樣的有較大提升,但是化合物頂部部分區(qū)域也呈碎塊狀,化合物之間沒有很好連接。經(jīng)過5 h擴(kuò)散生成的金屬間化合物相比擴(kuò)散2 h、3 h時(shí)的更加均勻、平整和致密；化合物厚度約為21 μm。經(jīng)過10 h擴(kuò)散,金屬間化合物厚度約為20 μm?？梢钥闯?經(jīng)過5 h和10 h擴(kuò)散所生成的金屬間化合物在厚度和形貌上沒有明顯區(qū)別。綜上所述,在本試驗(yàn)中,隨著擴(kuò)散時(shí)間的增加,金屬間化合物的厚度和致密性逐漸增加；而當(dāng)擴(kuò)散時(shí)間超過5 h后,金屬間化合物隨著擴(kuò)散時(shí)間的增加并不會(huì)出現(xiàn)明顯變化。 

圖  8  試樣在620 ℃熱處理爐中保溫不同時(shí)間的截面SEM形貌

Figure  8.  SEM morphology of the cross-section of the sample at different insulation times in a 620 ℃ heat treatment furnace

由圖9可見：經(jīng)過5 h擴(kuò)散后,試樣表面形成塊狀Ni-Al金屬間化合物,塊與塊之間有縫隙和凹坑。此外,試樣表面呈現(xiàn)兩種不同亮度區(qū)域,能譜分析結(jié)果表明,點(diǎn)1處wNi∶wAl≈3∶1,可以推測(cè)此處為Ni3Al相；點(diǎn)2處wNi∶wAl≈2∶1,推測(cè)此處存在多種Ni-Al系金屬間化合物。XRD分析結(jié)果進(jìn)一步確定試樣表面存在的金屬間化合物是Ni3Al和NiAl。除此之外,試樣表面還存在（FeCr）、FeCr2O4等相。 

圖  9  經(jīng)過5 h擴(kuò)散后,試樣表面微觀形貌及能譜分析結(jié)果

Figure  9.  After 5 hours of diffusion, the microstructure (a) and energy spectrum analysis results (b), (c) on the surface of sample

由圖10可見：試樣在620 ℃擴(kuò)散5 h后,金屬間化合物表層不平整,這是因?yàn)橥繉又械腘i和Al元素在擴(kuò)散時(shí),無法與界面處元素的擴(kuò)散保持一致。根據(jù)化合物截面面掃描結(jié)果,化合物中主要有Al、Ni、Fe、Cr元素；擴(kuò)散時(shí)O元素主要分布在Al層表面,并未擴(kuò)散進(jìn)入化合物涂層內(nèi)部。結(jié)合圖8中涂層在保溫5 h之后厚度增加效果不明顯,推測(cè)其原因是Al層中的Al元素被氧化生成穩(wěn)定的Al2O3,Al元素?zé)o法進(jìn)一步擴(kuò)散。金屬間化合物經(jīng)過900 ℃高溫氧化試驗(yàn),可以觀察到原先的金屬間化合物轉(zhuǎn)變成為第一層主要由尖晶石（FeCr2O4）等金屬氧化物組成,第二層由Al2O3組成的雙層金屬氧化物涂層。尖晶石和Al2O3等金屬氧化物本身性質(zhì)穩(wěn)定、熔點(diǎn)高,可以很好地抗氧化,保護(hù)基體。 

圖  10  試樣的橫截面微觀形貌、XRD圖譜及面掃描結(jié)果

Figure  10.  The cross-sectional microstructure, XRD pattern, and surface scan results of samples: (a) 620 ℃ diffusion for 5 hours; (b) high temperature oxidation at 900 ℃ for 40 h

3.   結(jié)論

（1）316L表面激光熔覆Ni60合金粉末,不同熔覆參數(shù)下所得合金涂層平均最小顯微硬度為450 HV,316L表面平均顯微硬度約為180 HV。涂層顯微硬度比316L提高了將近3倍； 

（2）Ni60合金涂層和Al層在620 ℃環(huán)境中擴(kuò)散能夠在界面處生成NiAl、Ni3Al等金屬間化合物,當(dāng)擴(kuò)散時(shí)間為2 h和3 h時(shí),Ni-Al金屬間化合物層裂紋較多、不致密；當(dāng)擴(kuò)散時(shí)間為5 h和10 h時(shí),Ni-Al金屬間化合物層裂紋較少,比較致密； 

（3）Ni60合金涂層和Al層擴(kuò)散時(shí)間超過5 h之后,界面生成的金屬間化合物厚度沒有明顯增加； 

（4）金屬間化合物層經(jīng)過900 ℃/40 h高溫氧化試驗(yàn)后,涂層轉(zhuǎn)變?yōu)榧饩?Al2O3雙層結(jié)構(gòu),可以提高抗氧化性能。

文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)