2806 中国有色金属学报 2014 年 11 月由于铝合金密度小比强度高热胀系数低和导热性好, 具有较好的可焊性和力学性能而被普遍用作轻金属结构材料 [1 2] 但摩擦磨损和耐蚀性能差又限制了其在复杂环境下的进一步广泛使用通常铝合金零件的磨损腐蚀发生在表面或表面层, 为克服其固有不足,

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1 第 24 卷第 11 期中国有色金属学报 2014 年 11 月 Volume 24 Number 11 The Chinese Journal of Nonferrous Metals November 2014 文章编号 : (2014) 铝合金表面激光熔覆 NiCrAl/TiC 复合涂层的磨损行为和耐蚀性能李琦, 刘洪喜, 张晓伟, 姚爽, 张旭 ( 昆明理工大学材料科学与工程学院, 昆明 ) 摘要 : 为提高铝合金的摩擦磨损和耐蚀性能, 在 A390 铝合金基体上通过激光熔覆制备 NiCrAl/TiC 复合涂层采用 XRD 和 EDS 分析了涂层的物相组成, 结合 SEM 观察了涂层的微观组织, 运用摩擦磨损试验机和电化学工作站测试了涂层的摩擦磨损和耐腐蚀性能结果表明 : 复合涂层主要物相为 AlNi Al 3 Ni 2 TiC, 同时含有少量的 Cr 13 Ni 5 Si 2 Cu 9 Al 4 和 α(al) 涂层自下至上分别为短棒状树枝晶胞状晶柱状树枝晶和等轴晶相同磨损条件下,A390 基体发生了严重的磨粒磨损和剥层磨损, 而激光熔覆涂层只产生了轻微的磨粒磨损, 熔覆层的相对耐磨性为 3.16 在 3.5% NaCl 溶液中的极化曲线和电化学阻抗谱 (EIS) 显示 : 熔覆层自腐蚀电位较 A390 基体的正移, 腐蚀电流密度减小 ; 熔覆层呈单容抗特性, 而 A390 基体在高频区表现为容抗特性, 在中低频区则为感抗特性在 Bote 图中, 低频区熔覆层对应的相位角和中低频段熔覆层的阻抗模值均大于 A390 基体的, 表明熔覆层的耐蚀性远高于 A390 基体的熔覆层的腐蚀形貌为局部点蚀,A390 基体的腐蚀形貌为晶间腐蚀和剥蚀关键词 : 铝合金 ; 复合涂层 ; 激光熔覆 ; 磨损行为 ; 耐蚀性能中图分类号 :TN 249;TB 331 文献标志码 :A Wear behavior and corrosion resistance of NiCrAl/TiC composite coating on aluminum alloy by laser cladding LI Qi, LIU Hong xi, ZHANG Xiao wei, YAO Shuang, ZHANG Xu (Faculty of Materials Science and Engineering, Kunming University of Science and Technology, Kunming , China) Abstract: In order to improve the frictional wear behavior and corrosion resistance of aluminum alloy, NiCrAl/TiC composite coating was fabricated on A390 aluminum alloy by laser cladding. The phase constitution, microstructure, frictional wear behavior and corrosion resistance of the composite coating were analyzed using X ray diffraction (XRD), energy dispersive spectrum (EDS), scanning electron microscope (SEM), friction and wear testing machine and electrochemical workstation. The results show that the coating is mainly composed of AlNi, Al 3 Ni 2 and TiC phases, and a small amount of Cr 13 Ni 5 Si 2, Cu 9 Al 4 and α(al) phases. The microstructures of the coating from the bottom to top are dendrite crystal, cellular crystal, columnar dendrite crystal and equiaxed crystal, respectively. Under the same wear condition, A390 substrate exhibits serious abrasive wear and peeling characteristics, while the cladding coating exhibits slight abrasive wear behavior. The relative wear resistance of cladding coating is The polarization curves and electrochemical impedance spectroscopy (EIS) in 3.5% NaCl solution indicate that the corrosion potential of the coating is more positive than that of the matrix, and the corrosion current density decreases significantly. The coating exhibits capacitive reactance behavior, but A390 substrate exhibits capacitive reactance in high frequency area and impedance in medium low frequency area. In Bote diagram, the phase angle of composite coating in low frequency area and the impedance modulus value of coating in low middle frequency are larger than those in the matrix. This proves that the composite coating has better corrosion resistance compared to that of A390 aluminum alloy. The corrosion morphology of the cladding coating is localized pitting, but the corrosion morphology of A390 matrix is intergranular corrosion and erosion. Key words: aluminum alloy; composite coating; laser cladding; wear behavior; corrosion resistance 基金项目 : 国家自然科学基金资助项目 ( ); 昆明理工大学分析测试基金资助项目 ( ) 收稿日期 : ; 修订日期 : 通信作者 : 刘洪喜, 教授, 博士 ; 电话 : ;E mail:piiiliuhx@sina.com

2 2806 中国有色金属学报 2014 年 11 月由于铝合金密度小比强度高热胀系数低和导热性好, 具有较好的可焊性和力学性能而被普遍用作轻金属结构材料 [1 2] 但摩擦磨损和耐蚀性能差又限制了其在复杂环境下的进一步广泛使用通常铝合金零件的磨损腐蚀发生在表面或表面层, 为克服其固有不足, 现已采用渗碳渗氮, 微弧氧化物理气相沉积化学气相沉积离子注入等离子体浸没离子注入与沉积等不同表面改性方法在铝合金表面制备了各种耐磨耐蚀涂层 [3 8] 然而, 这些方法在实际应用中普遍存在涂层薄或涂层与基材结合强度弱等缺点, 而激光熔覆可将高熔点粉末熔覆在低熔点基材表面, 使之形成与基材呈冶金结合特征的熔覆层, 从而显著提高铝合金基材的表面硬度耐磨性和耐蚀性等性能, 因此近年来受到了研究者的青睐 [9 10] 但激光熔覆粉末与基材的热物理性能不匹配容易导致涂层出现气孔和裂纹等缺陷为得到表面光滑平整内部无气孔裂纹且与基材结合牢固的熔覆层, 人们分别从热处理调整激光工艺参数及外加能量场等多个角度进行了探索, 最终发现影响熔覆层质量的关键因素还主要在于根据基材选用合适的激光熔覆粉末材料 [11 14] 而 NiCrAl 合金是典型的第二代快速凝固高温镍基合金, 可作为一些机械零件表面耐蚀耐高温抗氧化的防护层, 并且在铝硅合金表面激光熔覆 NiCrAl 合金能减小开裂倾向 [15 16] 但 NiCrAl 熔覆涂层的耐磨性不理想, 承受高温冲蚀磨损工件表面的 NiCrAl 涂层容易发生磨损失效研究结果表明 :TiC 具有耐高温抗氧化强度和硬度高导热性及韧性好等优点, 且 TiC 增强金属基复合材料与金属配副时具有较低的摩擦因数同时,TiC 与金属 Ni 在 1450~1500 时的润湿角为 17 ~38, 有利于获得基材与涂层良好的界面结合 [17] 鉴于此, 本文作者选用 NiCrAl 和 TiC 为混合粉末, 利用 CO 2 激光器在 A390 铝合金表面制备了 NiCrAl/TiC 复合涂层, 分析了涂层的表面质量和微观结构特征, 测试了涂层的摩擦磨损和耐腐蚀性能, 并通过磨损和腐蚀形貌观测探讨熔覆涂层的磨损与腐蚀机制 1 实验 1.1 试样制备基材选用过共晶 Al Si 系 A390 铝合金, 其主要化学成分 ( 质量分数 ) 为 : Si: 16%~18% Cu: 4%~5% Mg: 0.45%~0.65% 余量为 Al) 表面经线切割后进行喷丸处理 ( 增加铝合金表面粗糙度, 以提高铝合金表面对激光能量的吸收 ), 并用丙酮和酒精反复擦洗, 以去除试样表面残存的氧化物杂质和油污等熔覆材料选择纯度为 99.8% 粒度 100 μm 的 NiCrAl(Cr: 18% Al: 6% 余量为 Ni, 质量分数 ) 和纯度为 99.8% 粒度 100 μm 的 TiC 混合粉末熔覆层表面宏观形貌随 TiC 含量增加而变差, 为兼顾熔覆层表面宏观形貌和性能, 二者质量比最终定为 88:12 用有机粘结剂将混合粉末预置在 A390 铝合金基材表面 ( 预置层厚度 1.0 mm, 宽度 5 mm) 并放入干燥箱中 70 干燥 5 h 待用熔覆涂层制备在 GS TFL 6000 型横流多模 CO 2 激光器上进行具体工艺参数如下 : 激光功率 4.0 kw, 扫描速度 400 mm/min, 离焦量 45 mm, 圆形光斑尺寸 5 mm,ar 保护气流速 25 L/min( 纯度 99.99%) 1.2 涂层结构和性能表征通过线切割将激光熔覆试样沿垂直于激光扫描方向切取后制成金相试样, 使用王水 (HNO 3 和 HCl 体积比为 1:3) 腐蚀金相试样截面 10~15 s, 并经 XL30 ESEM TMP 型扫描电子显微镜 (SEM) 观察熔覆层的组织形貌, 然后运用 XL30 ESEM TMP 型扫描电镜 (SEM) 及其所附的 Phoenix+OIM 能谱仪 (EDS) 分析熔覆层中不同区域的元素分布借助 D/max 3BXJ 型 X 射线 (Cu K α ) 衍射仪分析激光熔覆复合涂层试样的物相组成, 管压 40 kv, 管流 30 ma, 连续扫描模式, 扫描速率 10 ( )/min, 衍射角范围 20 ~90 通过 MMU 5 型屏显盘销式端面摩擦磨损试验机测试涂层在室温环境和干滑动条件下的摩擦磨损性能, 上试样为沿涂层表面截取的 d 4 mm 15 mm 圆销, 下试样为 Cr12MoV 标准环 (57~59HRC), 试验力 5 N, 转速 100 r/min, 磨损时间 125 min, 总滑动距离 1056 m 磨损质量损失采用感量为 0.1 mg 的电子天平称量熔覆层在 3.5%( 质量分数 )NaCl 溶液中的极化曲线和电化学阻抗谱 (EIS) 由 CHI660D 电化学工作站来完成电极配制为标准三电极模式, 工作电极为经砂纸打磨平整后的熔覆层, 裸露在溶液中的面积 1 cm 2, 参比电极为饱和甘汞 (SCE), 辅助电极为铂片极化曲线测量电势范围 2.2~0.2 V, 扫面速率 10 mv/s, 静置时间 2 s 在自腐蚀电位下进行电化学阻抗谱测量, 交流电压振幅为 5 mv, 频率范围为 10 mhz~100 khz 激光熔覆涂层磨损和腐蚀后的形貌通过扫描电子显微镜 (SEM) 观察

3 第 24 卷第 11 期李 2 结果与讨论 2.1 涂层的物相分析琦等铝合金表面激光熔覆 NiCrAl/TiC 复合涂层的磨损行为和耐蚀性能 2807 图 1 所示激光熔覆涂层的 XRD 谱从图 1 可知熔覆层主要组成为 AlNi Al3Ni2 和 TiC 同时还含有少量的 Cr13Ni5Si2 Cu9Al4 及 α(al)相少量 Cr13Ni5Si2 Cu9Al4 及 α(al)相的存在表明在激光熔覆过程中铝合金基体内部的合金元素进入到了涂层预置粉末中 n(ni):n(al)约为 6:1 由于 Ni 含量较高理应与 Al 反应最终形成 Ni3Al 相但熔覆层却未见 Ni3Al 相这主要是因为在熔覆过程中低熔点低密度铝合金基图1 材熔化后与熔池上部高熔点高密度的 Ni 基粉末发生 Fig. 1 XRD pattern of laser cladding coating 激光熔覆层的 XRD 谱对流从而降低了熔池中 Ni 和 Al 的摩尔比导致 Ni 与 Al 反应生成成分范围很宽且呈体心立方结构的 [18 19] β AlNi 相另外在熔覆层中亦未发现有富余单质 Ni 这从侧面也验证了熔池中对流的存在面的 SEM 像表 1 所列为图 2 中各区域对应的元素成分含量(EDS 分析结果) 由图 2 可知自结合区至熔覆层顶部分别为枝晶胞状晶和及等轴晶根据表 1 结合区 Al 的稀释作用 2.2 涂层的显微组织图 2 所示为沿垂直于激光束扫描方向熔覆层横截图2 明显这是熔覆层与基材实现冶金结合的条件熔覆层底部 n(al):n(ni)约为 3:2 对应物相为 Al3Ni2 相熔熔覆层不同部位的显微组织 Fig. 2 Microstructures of cladding coating at different positions: (a) Bonding zone (b) Bottom zone (c) Middle zone (d) Top zone

$2808 中国有色金属学报 2014 年 11 月表 1 图 2 中不同部位的 EDS 元素成分分析结果 Table 1 EDS analysis results of element chemical composition at different positions shown in Fig.2 Position Mole fraction/% Zone No.$ 14 8.50 8.58 4.70 7.63 7 50.66 36.81 2.83 2.35 7.35 8 30.02 19.59 13.22 6.78 28.12 2.28 Top 9 65.28 34.72 10 1.49 64.69 33.

14 8.50 8.58 4.70 7.63 7 50.66 36.81 2.83 2.35 7.35 8 30.02 19.59 13.22 6.78 28.12 2.28 Top 9 65.28 34.72 10 1.49 64.69 33.

4 2808 中国有色金属学报 2014 年 11 月表 1 图 2 中不同部位的 EDS 元素成分分析结果 Table 1 EDS analysis results of element chemical composition at different positions shown in Fig.2 Position Mole fraction/% Zone No. Al Ni Ti C Cr O Cl Bonding Bottom Middle Top 覆层中部 n(al):n(ni) 接近 1:1 可见柱状树枝晶为高温稳定性较好的 AlNi 相 ( 其有序无序转变温度远高于熔点, 在高温熔池中可稳定存在 ) 点 6 处 n(ti):n(c) 约为 1:1, 表明较大 TiC 颗粒发生分解后在 AlNi 柱状晶晶间发生了 Ti 与 C 的再结晶, 形成细小的 TiC 颗粒熔覆层顶部等轴晶晶间镶嵌着尺寸较小的 TiC 颗粒 ( 约 5 μm), 起到弥散强化作用得熔覆层在 125 min 内的相对耐磨性 R 为 1.99( 不同磨损时间内的相对耐磨性用 R 表示在图中 ) 由于熔覆层较脆, 在长时间的磨损过程中会有少量片状剥落, 因此, 考虑熔覆层在磨损剥落之前的相对耐磨性更能体现其耐磨性能本研究中所制备的激光熔覆复合涂层在 25 min 后开始有剥落现象发生, 故在仅考虑磨损参数对相对耐磨性影响的前提下, 前 25 min 的磨损行为更符合实际, 其相对耐磨性 R 为 3.16 为进一步了解激光熔覆复合涂层的磨损行为, 图 4 所示为 A390 铝合金基体与熔覆层磨损 125 min 后的 SEM 像表 2 所列为 A B 两点的 EDS 成分分析结果据表 2 可知,A B 两点 n(ni):n(al) 为 1:1, 结合前面的 XRD 物相分析, 可推断 A B 两点为高硬度的 AlNi 金属间化合物同时,B 点 n(ti):n(c) 约为 1:1, 可推断 B 点可能含有 TiC 硬质颗粒从图 4(a) 中可以看出, A390 铝合金基体的磨损表面粗糙不平, 出现了大面积碎片脱落和反复应力作用而产生的疲劳, 表现为大面积剥落坑宽且深的犁沟 2.3 涂层的磨损行为图 3 所列为基材和熔覆层在相同磨损条件下 125 min 内不同磨损时间段的磨损质量损失对比从图 3 中可以看出, 激光熔覆涂层试样在 125 min 内的磨损质量损失为 7.4 mg,a390 基材的为 mg, 从而求图 3 A390 基体和熔覆层的磨损性能 Fig. 3 Wear properties of A390 substrate and cladding coating 图 4 A390 基体和熔覆层磨损表面的 SEM 像 Fig. 4 SEM images of worn surface of A390 substrate (a) and cladding coating (b)

5 第 24 卷第 11 期李琦, 等 : 铝合金表面激光熔覆 NiCrAl/TiC 复合涂层的磨损行为和耐蚀性能 2809 表 2 A B 两点的 EDS 元素成分分析结果 Table 2 EDS analysis results of positions A and B shown in Fig. 3 Mass fraction/% Position Al Ni Ti C Cr O Cl A B 及严重的显微切削这主要是由于 A390 铝合金相对于对摩副 Cr12MoV 的硬度相差悬殊, 在磨损过程中, A390 铝合金表面易发生塑性变形,Cr12MoV 表面的微凸体嵌入 A390 基体后发生了硬磨粒的犁削, 脱落后受到反复挤压作用造成的从图 4(b) 中可看到, 熔覆层表面出现了不连续细且浅的轻微犁沟这主要是由于涂层中存在大量硬质颗粒 ( 包括 NiAl 硬质金属间化合物及 TiC 硬质颗粒 ), 在磨损过程中, 硬质颗粒阻断了铝合金软基体与对摩副的直接接触, 提高了抗粘着磨损能力, 显著降低了接触面的磨粒磨损可见, 基材磨损机制主要为磨粒磨损和剥层磨损, 激光熔覆层的磨损机制则表现为轻微的磨粒磨损 2.4 涂层的耐腐蚀性能图 5 所示为 A390 铝合金基体和激光熔覆层在 3.5% NaCl 溶液中的动电位极化曲线表 3 所列为由图 5 A390 基体和熔覆层的动电位极化曲线 Fig. 5 Potentiodynamic polarization curves of A390 aluminum alloy substrate and cladding coating 表 3 极化曲线拟合的腐蚀参数 Table 3 Fitting corrosion parameters from polarization curve Sample φ corr /V J corr /(10 6 A cm 2 ) R p /(Ω cm 2 ) A390 substrate Cladding layer 图 6 熔覆层与 A390 基体在 3.5% NaCl 溶液中的阻抗谱 (EIS) Fig. 6 Electrochemical impedance spectroscopy of cladding coating and A390 aluminum alloy in 3.5% NaCl Tafel 外推法得到的自腐蚀电位 (φ corr ) 腐蚀电流密度 (J corr ) 和极化电阻 R p 等拟合参数由表 3 可知, 熔覆层的自腐蚀电位 ( V(vs SCE)) 相比 A390 基体 ( V SCE ) 明显正移, 熔覆层腐蚀电流密度 ( A/cm 2 ) 低于 A390 基体腐蚀电流密度 ( A/cm 2 ) 熔覆层极化曲线位于 A390 基体右下方, 自腐蚀电位的正移和腐蚀电流密度的下降表明熔覆层的耐蚀性能较 A390 基体得到了较大提高同时, 由图 5 所示极化曲线还可看出,A390 基体出现了一个明显的活化钝化过渡区, 熔覆层相比于 A390 基体显示出了理想的钝化效果图中 A390 基体的极化电位增加至 V 时, 电流密度急剧上升, 这是因为试样表面局部钝化膜遭到破坏发生点蚀的结果, 而熔覆层的极化电流密度在击穿电位达到 V 后逐渐增大, 表明熔覆层的点蚀是由于溶液中渗透能力强的 Cl 离子被钝化膜表面吸附并与之发生反应, 从而加速钝化膜溶解所造成的此外, 表 3 中熔覆层的极化电阻 R p 也大于 A390 基体的, 而极化电阻是一个与腐蚀速率密切相关的物理量通常, 极化电阻越大, 相应腐蚀速率就越小由以上分析结果可知, 熔覆层的耐腐蚀性能优于 A390 基体的, 主要原因在于 NiCrAl 合金本身为耐腐蚀材料,Cr 在腐蚀时能形成 Cr 2 O 3 钝化膜, 可有效阻碍腐蚀的继续发生, 减缓腐蚀速率同时, 在激光熔覆过程中, 熔池内的强烈对流及快速凝固使其内部获得均匀分布的细小硬质相颗粒及均匀细化的组织结构, 均匀的显微组织结构高致密度的涂层对于优先

6 2810 中国有色金属学报 2014 年 11 月开始于晶粒边界的电化学腐蚀起到了重要作用 [20 22] 为进一步了解激光熔覆复合涂层的耐腐蚀行为, 图 5 所示为熔覆层与 A390 基体在 3.5% NaCl 溶液中的电化学阻抗谱 (EIS) 在电化学阻抗谱中, 曲线初始端为高频区域, 随着曲线的伸展, 频率逐渐降低图中 Z 与 Z 分别为阻抗的实部和虚部由图 5 可知, 熔覆层呈现出单容抗性, 容抗弧的半径明显大于 A390 基体的, 高频部分的容抗弧是涂层表面受到输入扰动信号产生的, 而中低频的容抗弧可以显著增加涂层表面的反应电阻, 此时熔覆层还没有发生活化而仍处于钝化状态 [23] 相比于熔覆层,A390 基体则表现出高频容抗特性及中低频感抗特性其中, 高频容抗弧与双电层电容传递电阻有关, 低频感抗弧则源于铝合金表面剥蚀露出与溶液相接处的新界面在中频区, A390 基体容抗弧重心下降, 表明试样出现了点蚀, 并最终导致晶间腐蚀及剥蚀 [24] 通过对比熔覆层和 A390 基体的电化学阻抗谱可发现, 熔覆层的容抗弧半径大, 而 A390 基体容抗弧半径小, 且在低频区有感抗弧存在说明随着腐蚀的进行, 腐蚀产物及新表面增多, A390 基体在低频区受到腐蚀液中 Cl 离子的点蚀加剧, 并最终导致孔蚀等严重的腐蚀破坏 [25 26] 另外, 电化学阻抗谱中交流电压频率范围很宽 (10 mhz~100 khz), 为压缩坐标, 在做频率特性曲线时, 频率 f 采用对数刻度, 相位角 Φ 及阻抗模值 Z 采用线性刻度, 这样的曲线称为波特图 (Bote) 图 7(a) 所示为熔覆层与 A390 基体在 3.5% NaCl 溶液中频率响应的相位角对频率变化的 Bote 图通过观察图中波峰或波谷的个数可以求出时间常数, 从而判断电极过程的表面反应有几个状态变量图 7(b) 所示为熔覆层与 A390 基体在 3.5% NaCl 溶液中频率响应的阻抗模值 ( 电阻和电抗平方和的开方 ) 对频率变化的 Bote 图通常, 可采用低频阻抗模值评价涂层的防护性能 [27 28], 即在低频区, 随着阻抗模值变化率减小, 涂层防护性能逐渐降低直至完全丧失从图 7(a) 可以看到, 在低频区, 熔覆层对应的相位角要大于 A390 基体的, 说明氧化膜对熔覆层的保护作用更好, 且在频率为 0.1 Hz 附近时,A390 基体的 Bote 图上出现一个新的时间常数, 说明基体的点蚀加剧, 这与 A390 基体的交流阻抗谱低频区感抗弧的存在相对应图 7(b) 中, 在中低频段, 熔覆层的阻抗模值逐渐高于 A390 基体的, 同时有一个明显上升的趋势且显示没有达到极限的迹象, 说明相对于熔覆层而言,A390 基体的表面防护性能逐渐降低直至消失为进一步了解熔覆涂层的腐蚀行为, 图 8 所示为 A390 基体和熔覆层在 3.5%NaCl 溶液中腐蚀后的 SEM 像图 8(a) 中,A390 基体出现了严重的腐蚀破坏, 形成疏松多孔的蜂窝状结构和龟裂裂纹这主要归因于点蚀加剧并沿晶界相互连接形成大的点蚀坑, 并最终导致晶间腐蚀和剥蚀图 8(b) 中, 熔覆层在 AlNi 晶间出现了局部点蚀现象, 但无大的点蚀坑, 因此, 整个涂层表面晶间腐蚀现象并不明显在快速凝固过程中, 熔池内存在的高熔点先结晶析出的 TiC 对熔池内部的晶粒起到细化作用, 使得腐蚀过程中表面活性点减少, 电位趋于一致, 减少了腐蚀微观电池数目同时, 熔覆层中大量存在的 AlNi 相和 TiC 颗粒本身就具有很强的耐腐蚀性, 在 3.5% NaCl 溶液中的化学性质稳定, 有效阻止了腐蚀现象的图 7 熔覆层与 A390 基体在 3.5%NaCl 溶液中电化学阻抗谱 Bote 图 Fig. 7 EIS Bote graphs of cladding coating and A390 substrate in 3.5% NaCl solution: (a) Frequency φ curves; (b) Frequency Z curves

7 第 24 卷第 11 期李琦, 等 : 铝合金表面激光熔覆 NiCrAl/TiC 复合涂层的磨损行为和耐蚀性能 2811 图 8 A390 基体与熔覆层的腐蚀形貌 Fig. 8 Corrosion morphologies of A390 substrate and cladding coating: (a) A390 substrate; (b) Cladding coating 发生, 这些因素都有利于熔覆层耐腐蚀性能的提高 3 结论 1) 在 A390 铝合金基体表面制备了 NiCrAl/TiC 激光熔覆复合涂层 XRD 分析表明 : 复合涂层主要物相为 AlNi Al 3 Ni 2 TiC, 同时含有少量的 Cr 13 Ni 5 Si 2 Cu 9 Al 4 和 α(al) SEM 形貌观察显示 : 涂层自下至上分别为短棒状树枝晶胞状晶柱状树枝晶和等轴晶 2) 相同磨损条件下,A390 基体发生了严重的磨粒磨损和剥层磨损, 而激光熔覆涂层只产生了轻微的磨粒磨损, 熔覆层的相对耐磨性为 ) 熔覆层自腐蚀电位较 A390 基体正移, 腐蚀电流密度减小熔覆层呈单容抗特性, 而 A390 基体在高频区表现为容抗特性, 在中低频则为感抗特性低频区熔覆层对应相位角和中低频段熔覆层的阻抗模值均大于 A390 基体的, 说明熔覆层耐蚀性能良好熔覆层的腐蚀形貌为局部点蚀,A390 铝合金基体的腐蚀形貌则为晶间腐蚀和剥蚀 REFERENCES [1] 刘兵, 彭超群, 王日初, 王小峰, 李婷婷. 大飞机用铝合金的研究现状及展望 [J]. 中国有色金属学报, 2010, 20(9): LIU Bing, PENG Chao qun, WANG Ri chu, WANG Xiao feng, LI Ting ting. Recent development and prospects for giant plane aluminum alloys[j]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(9): [2] DURSUN T, SOUTIS C. Recent developments in advanced aircraft aluminium alloys[j]. Materials & Design, 2014, 56(4): [3] ANJA B A D, HEINZ J S, ROLF Z. Studies of technological parameters influencing the nitriding behavior of spray formed Al alloys[j]. Surface & Coatings Technology, 2013, 236: [4] KACZMAREK Ł, KOPIA A, KYZIOŁ K, SZYMAŃSKI W, KOŁODZIEJCZYK Ł, GAWROŃSKI J, KLECZEWSKA J. Wear resistant carbon coatings deposited at room temperature by pulsed laser deposition method on 7075 aluminum alloy[j]. Vacuum, 2013, 97(11): [5] D'AMATO C, BETTS J C, BUHAGIAR J. Laser surface alloying of an A356 aluminium alloy using nickel and Ni Ti C: A corrosion study[j]. Surface and Coatings Technology, 2014, 2014(4): [6] SHCHEDRINA I, RAKOCH A G, HENRION G, MARTIN J. Non destructive methods to control the properties of MAO coatings on the surface of 2024 aluminium alloy[j]. Surface and Coatings Technology, 2014, 238 (1): [7] JIANG Ye hua, LIU Hong xi, ZHOU Rong, TANG Bao yin. Tribological behaviors and corrosion resistance of aluminum alloys by nitrogen plasma immersion ion implantation[j]. Reviews on Advanced Materials Science, (3): [8] PUCHI CABRERA E S, STAIA M H, SANTANA Y Y, MORA ZORRILLA E J, LESAGE J, CHICOT D, LA BARBERA SOSA J G, OCHOA PEREZ E, VILLALOBOS GUTIERREZ C J. Fatigue behavior of AA7075 T6 aluminum alloy coated with a WC 10Co 4Cr cermet by HVOF thermal spray[j]. Surface and Coatings Technology, 2013, 220(4): [9] RAGHUKIRAN N, KUMAR R. Processing and dry sliding wear performance of spray deposited hyper eutectic aluminum silicon

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untitled 20 1 2010 10 Vol.20 Special 1 The Chinese Journal of Nonferrous Metals Oct. 2010 1004-0609(2010)S1-s0127-05 Ti-6Al-4V 1 2 2 (1. 710016 2., 710049) 500~1 000 20 Ti-6Al-4V(TC4) TC4 800 TC4 800 TC4 TC4 800