DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2004.s1.022

高速电弧喷涂Fe-Al金属间化合物涂层

徐滨士 朱子新 刘燕 马世宁 张伟

  装甲兵工程学院装备再制造技术国防科技重点实验室  

  装甲兵工程学院装备再制造技术国防科技重点实验室 北京100072  

摘 要：

采用粉芯丝材和高速电弧喷涂技术 (HVAS) 制备了Fe Al金属间化合物涂层, 并研究了涂层的显微组织和室温至650℃的滑动摩擦磨损性能。结果表明:Fe Al涂层的平均成分为Fe 20.0Al 14.1O (摩尔分数, %) , 主要相是Fe3Al, FeAl, α Fe, Al2O3及少量Al;涂层具有较高的结合强度和硬度、较低的孔隙率及较高的高温耐磨性;高温下磨损面形成了大面积的氧化物保护层, 降低了涂层的摩擦因数, 而剥层磨损是涂层的主要磨损机制。涂层中Fe3Al和FeAl金属间化合物相较高的高温强度和硬度能有效地阻碍裂纹的产生、扩展及扁平颗粒的断裂, 从而使Fe Al涂层表现出优异的高温耐磨性。

关键词：

FeAl金属间化合物;涂层;高速电弧喷涂;显微组织;高温滑动磨损;

中图分类号： TG174

基金：国家自然科学基金重点资助项目 (50235030);国家自然科学基金资助项目 (50005024);

Fe-Al intermetallics coating produced by high velocity arc spraying

Abstract：

The Fe-Al intermetallics coating was produced by cored wires and high velocity arc spraying (HVAS) , and the microstructure and sliding wear behavior from room temperature up to 650 ℃ of the coating were investigated. The results show that the average chemical composition of the coating is Fe-20.0Al-14.1O (molar fraction, %) . The microstructure is found to consist of Fe₃Al, FeAl and α-Fe phases mainly, together with fine oxide (Al₂O₃) layers and a little Al. The results of sliding wear indicate that the Fe-Al coating exhibits low wear rate from room temperature to 650 ℃. The reason of the friction coefficient decreasing at elevated temperatures is that protective oxide film forms on the worn surface during sliding wear process. And delamination is the predominant wear mechanism of the coatings. Fe₃Al and FeAl intermetallics which have higher strength and hardness at elevated temperatures can effectively resist crack initiation, propagation and fracture of splat particles, resulting in excellent high temperature wear resistance of the Fe-Al coating.

Keyword：

Fe-Al intermetallics; coating; high velocity arc spraying; microstructure; high temperature sliding wear;

Fe-Al金属间化合物 (包括Fe₃Al 和FeAl) 具有低成本、 较低的密度和显著的高温硫化、 氧化抗力, 以及高硬度和优异的抗冲蚀性能, 是极具潜力的高温结构材料 ^[1] 。 然而, 其室温韧性较差且加工成形困难, 从而限制了Fe-Al合金的工业应用。 研究表明, 利用热喷涂技术在结构材料上喷涂一层Fe-Al金属间化合物涂层, 既能解决其难以加工成型的问题, 又能充分发挥其优异的耐蚀、 耐磨性能。 这些涂层技术包括超音速火焰粉末喷涂 ^[2] 、 自蔓延燃烧合成 ^[3] 、 磁控溅射沉积 ^[4] 、 等离子喷涂 ^[5] 等方法。 采用优质、 高效、 低成本的高速电弧喷涂技术 (HVAS) 制备出的Fe-Al金属间化合物涂层具有优异的高温氧化抗力及磨损抗力 ^[6,7] , 有希望用作电厂锅炉管道受热面、 汽轮机叶片等高温腐蚀/磨损环境下服役零部件的防护涂层。 但目前有关Fe-Al金属间化合物涂层高温磨损性能的报道较少。 本文作者采用粉芯丝材和高速电弧喷涂技术, 在低碳钢基体上制备Fe-Al金属间化合物涂层, 分析涂层的显微组织及相组成, 并采用滑动磨损实验方法研究从室温至650 ℃涂层与Si₃N₄陶瓷球配副时的摩擦磨损性能, 探讨涂层高温摩擦磨损机理, 为这种金属间化合物涂层的工业应用提供理论依据。

1 实验方法

1.1 涂层制备

使用d3 mm的粉芯丝材制备Fe-Al涂层。 粉芯丝材的外皮选用08F高级优质带钢, 主要填充物为Al粉。 为了改善涂层的组织和性能, 还加入了少量的Cr和稀土元素。 采用CDM AS300系统和装甲兵工程学院装备再制造技术国防科技重点实验室研制的HAS-01型高速喷枪在20^#钢基体上喷涂制备Fe-Al涂层。 经优化的喷涂工艺参数为 ^[8] : 喷涂电压32 V, 喷涂电流180 A, 压缩空气压力0.43 MPa, 喷涂距离300 mm。

1.2 摩擦磨损实验

摩擦磨损实验采用瑞士产THT07-135型高温摩擦磨损实验机, 采用球-盘接触方式进行。 上试样为d3 mm的烧结Si₃N₄球, 硬度为HV₃₀₀ 1 590。 在d25 mm×7.6 mm的20^#钢基体上进行高速电弧喷涂后, 涂层表面经磨削加工, 涂层试样最终尺寸为d25 mm×8 mm, 涂层表面粗糙度R_a为 0.4~0.6 μm, 涂层厚度为0.4 mm。 实验在大气和干摩擦条件下进行, 空气相对湿度为30%。 实验温度分别为室温 (23 ℃) , 300 ℃, 450 ℃, 550 ℃和650 ℃。 试样加热到实验温度后保温30 min, 然后进行摩擦磨损实验。 滑动速度为0.8 m/s, 载荷为5 N, 滑行距离为500 m。 实验前, 试样用丙酮超声清洗10 min。 摩擦因数的变化由计算机监控, 采样频率为1 Hz。 以体积磨损率评价涂层的耐磨性, 体积磨损率的计算公式为

$W=\frac{V}{L}\text{?}\text{?}\text{?}(1)$

式中 W为体积磨损率, mm³/m; V为涂层试样的磨损体积, mm³; L为滑动距离, m。

材料的磨损体积由下式近似计算:

V=2πR·A (2)

式中 R为磨痕半径, mm; A为磨痕截面积, mm²。 其中R=6 mm, A由表面轮廓仪测定。 摩擦因数和磨损率均为3个试样的平均值。

1.3 显微组织及磨损面形貌分析

用带有EDS的CSM-950型和Philips XL30型扫描电镜分析涂层试样横截面的显微组织形貌、 涂层的化学成分及磨痕形貌。 用Philips X'Pert MPD 型X射线衍射仪分析涂层的相组成。 用胶粘拉伸法测试涂层的结合强度。 在IIMT-3型显微硬度计上测试涂层横截面的显微硬度HV_0.1。 在Olympus PMG3 金相显微镜和ISA4图像分析系统上测量涂层的孔隙率。 采用Talysurf6型表面轮廓仪测试磨痕的截面积。

2 结果与讨论

2.1 涂层的组织

图1所示为Fe-Al涂层的X射线衍射谱。 可见涂层中的主要相是铁铝金属间化合物 (Fe₃Al和FeAl) 、 α相和Al₂O₃, 还有少量Al。 在涂层的XRD谱上Fe₃Al和FeAl的超点阵衍射线条很微弱, 难以分辨。 这可能是由于涂层中Fe₃Al和FeAl相的有序程度较低, 或是由于高速电弧喷涂过程快速冷却和凝固所产生的晶粒尺寸极小的缘故。 图2所示是涂层横截面的组织形貌, 显示出典型的层状结构特征, 涂层组织致密。 其中深色的扁平颗粒 (区域A) 为Fe₃Al, 浅色的扁平颗粒 (区域B) 为FeAl, 白色相 (区域C) 为α相, 扁平颗粒之间为黑色Al₂O₃氧化物膜 (区域D) 和孔隙 (区域E) 。 EDS分析表明, Fe-Al涂层的平均成分为Fe-20.0Al-14.1O

图1 Fe-Al涂层的X射线衍射谱

图2 Fe-Al涂层横截面组织形貌的SEM照片 (二次电子像)

(摩尔分数, %) 。 涂层中孔隙率为1.83%, 涂层的结合强度为24.5 MPa, 平均显微硬度为HV_0.1 238.9。 可见涂层具有较高的结合强度和硬度及较低的孔隙率。

2.2 涂层的高温摩擦磨损性能

图3显示了Fe-Al涂层和20^#钢基体的摩擦因数 (最后200 m的平均值) 与实验温度的关系。 在室温下Fe-Al涂层的摩擦因数高于20^#钢; 随着实验温度的升高, 二种材料的摩擦因数均急剧下降, 其中Fe-Al涂层的摩擦因数降低幅度较大; 而在450 ℃以上, Fe-Al涂层和20^#钢的摩擦因数下降平缓, 且二者相差不大。

图3 Fe-Al涂层的摩擦因数与实验温度的关系

图4显示了实验温度为室温至650 ℃时, Fe-Al涂层和20^#钢的磨损率曲线。 可以看出, 20^#钢基体的磨损率随着温度的升高而急剧增大; 而Fe-Al涂层的磨损率在室温下大致与20^#钢基体的相当, 随实验温度的升高而大幅度降低, 在450~650 ℃范围内基本保持稳定。 Fe-Al涂层在高温下的磨损率远低于20^#钢基体, 表明该涂层具有较好的高温耐磨性。

图4 Fe-Al涂层的磨损率与实验温度的关系

2.3 涂层磨损面形貌

图5所示是涂层在室温及 650 ℃时的磨损面形貌及EDS分析结果。 可以看出, 650 ℃时Fe-Al涂层磨损面 (图5 (b) ) 较室温下的 (图5 (a) ) 更为平坦, 大部分磨损面都覆盖着深色的氧化物保护层。

图6所示是室温及650 ℃时Fe-Al涂层磨损横截面的SEM形貌。 均显示出涂层近表面裂纹沿着扁平颗粒界面扩展、 连接, 造成扁平颗粒脱落, 即剥层磨损 ^[9] 。 同时, 650 ℃时涂层磨损横截面SEM形貌上还可以看到涂层磨损面上覆盖着一层不连续的氧化物层。

2.4 涂层的高温摩擦磨损机理

滑动摩擦因数随着实验温度的升高而降低的主要原因是由于磨损面发生摩擦氧化反应而形成的氧化物保护层。 磨损面上的氧化物保护层起到了固体润滑的作用, 从而减少了摩擦副的直接接触 ^[10,11] 。 室温和高温下Fe-Al涂层的主要磨损破坏机理均为扁平颗粒的剥层脱落。 在法向载荷与切向摩擦力的共同作用下在涂层近表面产生裂纹, 之后裂纹沿着扁平颗粒的边界萌生和扩展, 最终导致扁平颗粒的整体脱落或破碎, 进而成为磨屑。 Fe-Al涂层和20^#钢在高温下表现出不同的磨损特性, 表明这两种材料不同的高温强度和高温硬度是决定其耐磨性的主要因素。 对于Fe-Al涂层, 其扁平颗粒内部的Fe₃Al和FeAl金属间化合物相在高温下出现反常的屈服行为 ^[1] , 随温度的升高其屈服强度值从300 ℃开始增大, 在550 ℃左右达到峰值之后下降; 而且从室温到550℃范围内Fe-Al金属间化合物能保

图5 涂层磨损面SEM形貌及EDS分析结果 (a) —室温形貌; (b) —650 ℃时磨损面形貌; (c) —A区EDS分析结果; (d) —B区EDS分析结果

图6 Fe-Al涂层磨损截面SEM形貌 (a) —室温; (b) —650 ℃

持很高的硬度 ^[12] 。 因此在高温下Fe-Al涂层的硬度仍然能够保持在较高的水平, 从而在滑动摩擦磨损过程中能有效阻碍裂纹的产生、 扩展及扁平颗粒的断裂, 使涂层表现出优异的高温耐磨性。 20^#钢的强度和硬度随着实验温度的升高而急剧下降 ^[13] , 材料的高温软化是其耐磨性降低的主要原因。

3 结论

1) Fe-Al涂层的主要相是Fe-Al金属间化合物 (Fe₃Al和FeAl) 、 α相和Al₂O₃; 涂层具有较高的结合强度和显微硬度、 较低的孔隙率以及较高的高温耐磨性。

2) 高温下Fe-Al涂层磨损面形成了大面积的氧化物保护层, 降低了涂层的滑动摩擦因数; 而剥层磨损是涂层的主要磨损机理。

3) 涂层中Fe₃Al和FeAl金属间化合物相较高的高温强度和硬度, 能有效阻碍裂纹的产生、 扩展及扁平颗粒的断裂, 从而使Fe-Al涂层表现出优异的高温耐磨性。

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