等离子弧功率对Al2O3-13wt%TiO2涂层组织与磨损性能的影响

张 景，李新梅

（新疆大学机械工程学院，新疆 乌鲁木齐 830047）

1 引言

机电产品提前失效的原因70%属于腐蚀和磨损，机电产品制造和使用中大约1/3的能源直接消耗于摩擦磨损[1]。等离子喷涂Al2O3-TiO2涂层由于其具有良好的耐磨损、耐高温、耐腐蚀性能，在宇航、国防、化工、石油等部门中具有广阔的应用前景[2]。等离子喷涂是利用等离子弧的高温作用将粉体熔融并喷涂至基体的表面加工技术。喷涂过程涉及较为复杂的等离子体电弧的传热与流动，这使得涂层综合性能对等离子弧功率较为敏感。大气等离子喷涂是采用Ar、N2和H2作为工作气体，通过阴极和喷嘴内壁之间产生的高温电弧电离形成等离子弧；Ar和N2作为主气提高粉体动量并电离形成等离子体熔融粉体；H2作为次气可提高等离子弧电压，在弧电流不变的情况下提高粉体的熔融程度。等离子弧功率过低会导致粒子熔融不足而结合强度差，过高则会增加热应力和相变对涂层性能的影响。不同喷涂材料和不同粉体粒度在达到理想熔融状态时所需的等离子弧功率各不相同，因此优化等离子弧功率十分必要。

文献[3]研究了Al2O3-13%TiO2粉末粒度对涂层组织与结构的影响，（38～44）μm下涂层孔隙率较低，但没有考虑等离子弧功率对涂层组织的影响。文献[4]研究了电源功率对等离子喷涂Al2O3-13%TiO2涂层结构的影响，但并未考虑等离子弧参数和粉体烧熔程度对涂层耐磨性能的影响。文献[5]研究了特征喷涂参数（CPSP）对等离子喷涂纳米AT13涂层的微观结构及耐磨性能的影响。CPSP定义为：CPSP=I×U/Q（I为电流，U为电压，Q为主气流量）。但CPSP参数中主气流量Q会改变喷涂速度，从而会在熔融程度和喷涂速度两个层面影响到涂层的综合性能。在主气流量和喷涂距离不变的情况下，等离子弧功率直接影响到了粉末的温度、熔融速度、熔融程度，从而影响到涂层的整体性能。在不同等离子弧功率下制备粒度为（20～40）μm 的Al2O3-13wt%TiO2涂层。研究不同等离子弧功率对涂层的组织结构、力学性能以及耐磨损性能的影响，并分析涂层干摩擦磨损失效机理，为优化粒度为（20～40）μm 的Al2O3-13wt%TiO2涂层和对耐干摩擦磨损性能涂层的制备提供数据参考。

2 实验材料与方法

2.1 涂层试样制备

制备Φ（20×5）mm 的Q235钢试样作为基体材料，磨损试样尺寸为（8×8×30）mm，涂层分为过渡层和陶瓷层，粉体分别采用NiCrAl 合金粉末和微米Al2O3-13wt%TiO2陶瓷粉末。Al2O3-13wt%TiO2粉末的松比为2.3g/cm3，硬度为60-70HRC，陶瓷粉末的扫描电镜图，如图1所示。粉末成分为α-Al2O3和锐钛矿，还有少量的Ti3O5。喷涂前进行6h70℃的烘干处理以增加粉末的流动性。用砂纸将Q235基体表面打磨平整后浸入丙酮溶液中超声波除油30min，取出后鼓风机低温吹干。用喷砂枪垂直喷击试样表面，距离10mm，喷砂10s。沙粒为46目棕刚玉，空气压缩机压力为0.6MPa。于2h 内完成等离子喷涂。等离子喷涂设备为DH-2080等离子喷涂系统。喷涂设定喷涂电流、氢气流量作为主要影响因子，电流和次气流量参数的设定以及其对应等离子弧电流与电压值，如表1所示。其余工艺参数，如表2所示。

图1 Al2O3-13wt%TiO2陶瓷粉末形貌Fig.1 Microst ructure of Al2O3-13wt%Ti O2 Powder

表1 不同等离子弧功率工艺参数Tab.1 Parameters of Different Plasma Arc Power

表2 其余工艺参数Tab.2 The Rest of Parameters

2.2 涂层的分析与表征

采用D&Advance型号X衍射仪和OXFORD-2000型能谱仪测定涂层物相及成分。采用HXD-1000TB型显微维氏硬度计测试涂层硬度，压头载荷200g，加载时间15s。采用LEO-1430VP型扫描电子显微镜分析表面及横截面形貌。采用ImageJ2x软件对涂层截面显微组织进行孔隙率的定量分析。采用M-2000型磨损试验机对涂层在室温无润滑条件下进行干摩擦滑动磨损实验，摩擦副选用GCr15轴承钢，淬火后硬度为（60～62）HRC。磨损60min并测定涂层摩擦系数。采用型号FA2004精度为0.1mg的电子天平称量试样的磨损失重情况。磨损示意图，如图2所示。磨损试验为环/块磨损。

图2 磨损试验示意图Fig.2 Wear Test Schematic Diagram

3 结果与分析

3.1 涂层X射线衍射图谱分析

不同等离子弧功率下XRD图谱，如图3所示。涂层物相为α-Al2O3，γ-Al2O3，Al2TiO5和少量的Rutile-TiO2。喷涂喂料主要是α-Al2O3，在喷涂过程中在等离子弧高温作用下大部分α-Al2O3熔化，在快速冷却的过程中三方晶系发生非平衡结晶转变为亚稳定相γ-Al2O3。较小尺寸的Al2O3熔滴在凝固过程中低界面能的γ-Al2O3优先成核并得到保留[6]。Al2O3和TiO2发生固溶，产生了Al2TiO5相。少量锐钛矿型TiO2转化为稳定的Rutile-TiO2[7]。在主气流量不变情况下，随着等离子弧功率增加导致粉体温度增高，粉体熔融程度增加，α-Al2O3相向γ-Al2O3相转化增多。Al2TiO5相衍射峰随等离子弧功率的增加无明显变化。Al2TiO5相衍射峰较宽，晶粒较为细小。

图3 不同等离子弧功率下涂层XRD图谱Fig.3 XRD Patterns of Coating with Different Plasma Arc Power

3.2 涂层的组织结构

涂层截面SEM形貌，如图4（a）所示。涂层为层状结构，陶瓷层、过渡层、Q235基体层界面明显。陶瓷层主要以亮白区和灰黑区为主，亮白区和灰黑区EDS能谱图显示亮白区Al和O含量占比为99.48%，灰黑区也存在Al、O，且富含Ti 元素，质量占比为16.5%，原子量占比为7.45%。通过XRD物相分析可知涂层主相为α-Al2O3和γ-Al2O3，其次是Al2TiO5相和极少量的Rutile-TiO2。Al2O3的含量为87%，结合能谱分析可知亮白区应为Al2O3，灰黑区应为Al2O3和Al2TiO5混合相。涂层经放大后，灰黑区夹杂着灰色条带，如图4（b）所示。α-Al2O3导电性较差，禁带宽度为5.964eV，常温下表现为绝缘体的特征[8]，在扫描电镜下为亮白色。故亮白区为α-Al2O3，灰黑区为γ-Al2O3，灰色条带为Al2TiO5相。涂层截面空隙依稀可见，空隙较多存在于γ-Al2O3相层和Al2TiO5相层之间。这是由于α-Al2O3粉体在等离子弧中烧熔达到全熔或半熔状态（外层熔化，中心未熔），堆叠至涂层后融化区铺展开，在快速冷却的过程中向低界面能的γ-Al2O3相转化，在涂层微凹处快速堆叠搭接的过程中形成空隙，并在堆叠的过程中和全熔态的TiO2粉体发生固溶产生了Al2TiO5相。空隙夹杂与Al2TiO5相与γ-Al2O3相之间。

图4 涂层组织结构Fig.4 Microstructure of Coating

不同喷涂功率下涂层表面形貌，如图5所示。不同等离子弧功率下涂层表面形貌差异不大，涂层铺展较为良好，局部存在溅射颗粒，铺展形貌有溅射状和圆盘状[9]。#3涂层中有明显的溅射状形貌，当功率较高时粉体烧熔较高，更易形成溅射状。

图5 不同等离子弧功率下涂层表面形貌Fig.5 Surface Morphology of Coatings under Different Plasma Arc Power

3.3 涂层的组织结构与力学性能检测

涂层显微维氏硬度变化，如图6所示。测试沿涂层向基体截面处每隔50μm取点，直至涂层基体。涂层厚度在（180～300）μm不等。沿截面显微硬度的变化较为明显，由于Al2TiO5相和α-Al2O3相硬度不同而出现跳动。α-Al2O3分布均匀且熔合态较好时硬度较高，TiO2转变为硬度较高的Rutile-TiO2时也会使得涂层局部显微硬度较大。试样的平均硬度分别为912HV、924HV、1145 HV。涂层的孔隙率、沉积厚度，如表3所示。#3试样等离子弧功率最高，且孔隙率较低，沉积厚度较大，分别为3.9%和338μm，具有较好的截面硬度。显示随着弧功率的增加，粉体的熔融程度增加，涂层的结合程度越紧密，孔隙减少，沉积厚度和显微硬度增加。

图6 不同喷涂功率下涂层到基体的显微硬度Fig.6 Microhardness of Cross Section under Different Plasma Arc Power

表3 不同喷涂功率下涂层组织结构Tab.3 Microstructure of Coatings under Different Spraying Power

3.4 涂层干摩擦磨损性能

涂层在40N加载力下涂层失重随磨损时间的变化，如图7所示。磨损60min后涂层失重量分别为3.7mg、2.5mg、2.3mg，#3涂层失重量少，耐磨损性能最佳。涂层在磨损初期失重量较多，随磨损时间的增加，#2和#3涂层失重明显趋于缓和。干摩擦状态下摩擦系数μ随摩擦行程的变化曲线，如图8所示。在磨损初期为线接触且涂层表面粗糙度高使得摩擦系数较大且不稳定，随着线接触转变为面接触且粗糙度减小时磨擦系数趋于稳定。涂层摩擦系数总体随摩擦行程的增加逐渐降低，显示随着磨损的深入，磨损接触面逐步增加，均布载荷随之减小，且磨损中会存在一定的元素迁移，磨损面趋于光滑因而摩擦系数逐渐降低。

图7 涂层随时间摩擦磨损量Fig.7 Friction and Wear of Coatings with Time

图8 干摩擦状态下摩擦系数μ随滑动行程的变化Fig.8 Variation of Friction Coefficient μ under Condition of Dry Sliding

涂层磨损形貌，如图9所示。#1涂层形貌较为粗糙，涂层磨损中摩擦系数较高，磨损形貌中α-Al2O3颗粒较为明显，但扁平度不足，与涂层熔合较差，在磨损的过程中易于剥落，形貌中局部伴有犁沟，这是由α-Al2O3颗粒剥落划擦产生。#2涂层磨损形貌中也存在凸出的α-Al2O3硬质颗粒，但相对于#1试样较少，#3涂层几乎不存在，且涂层磨损形貌随等离子弧功率的增加趋于光整，显示增加功率可提高涂层的熔合度，提高涂层耐磨损性能。同时沿摩擦方向的变形随功率的增加趋于明显，显示涂层韧性逐渐提高，耐磨性能增加。由XRD图谱分析显示出涂层随等离子弧功率的增加，α-Al2O3和γ-Al2O3衍射峰逐渐增强，表明α-Al2O3结晶度增加的同时向γ-Al2O3转化增加，随着等离子弧功率的增强使得粉末在烧熔和冷却再结晶的过程中涂层性能得以体现。#3涂层磨损形貌中存在较多凹坑，这是磨损的过程中α-Al2O3颗粒的剥落造成的。在凹坑出现时会形成应力集中，造成破坏。

图9 不同功率下涂层磨损形貌Fig.9 Wear Morphology of Coatings at Different Spraying Power

对耐磨损性能较好的#3涂层在载荷分别为40N、80N、120N下进行干摩擦磨损实验。磨损失重量分别为2.4mg、3.8mg、5.1mg。40N载荷下磨损形貌，如图10（a）所示。涂层整体十分光整，塑性变形明显，涂层出现较多微磨痕和少量的微裂纹，显微犁削显著。涂层磨损失效形式主要表现为因沿摩擦方向微观切削产生的微观脆性断裂。80N 载荷下磨损形貌，如图10（b）所示。与40N载荷相比塑性变形减弱，有少量犁沟变形脊[10]。涂层局部变形严重，同时扩展裂纹较多，涂层层片结构明显。在摩擦力的周期作用下，层片状涂层堆叠界面处发生裂纹扩展，层片疲劳失效剥落[11]。涂层失效形式主要以疲劳剥落为主。120N载荷下磨损形貌，如图10（c）所示。涂层犁沟效应十分明显，沟壑清晰可见，局部有微裂纹。涂层有较多细小α-Al2O3颗粒和剥落凹坑，由剥落的α-Al2O3颗粒对涂层的划擦产生犁沟。涂层主要失效形式为硬质颗粒剥落和犁削，随着硬质颗粒的剥落，在涂层与摩擦副之间形成磨粒颗粒，发生磨粒磨损。硬质颗粒对涂层的滑擦和犁削造成较为严重的破坏，使得涂层失重较多。

图10 不同加载力下涂层磨损形貌Fig.10 Wear Morphology of Coatings under Different Loading Forces

4 结论

（1）涂层形成过程：α-Al2O3颗粒粒子在等离子弧中熔融达到全熔或半熔状态，撞击涂层后铺展，在冷却再结晶的过程中α-Al2O3晶体结构向γ-Al2O3晶体结构转化，在凹陷处的快速堆叠搭接中形成空隙，并在堆叠的过程中和全熔态的TiO2发生固溶产生了Al2TiO5相。空隙夹杂与Al2TiO5相与γ-Al2O3相之间。

（2）不同等离子弧功率下涂层结构性能差异明显，功率为29640W时涂层表现出较好的截面显微硬度、沉积厚度。功率增加使得涂层熔合程度和沉积效率增加，空隙相应减少，耐磨性能提高。

（3）不同加载力下涂层磨损失效方式不同。载荷较大时磨损犁沟效应明显，涂层失效形式表现为颗粒剥落、磨粒磨损。较小载荷下，磨损失效形式为疲劳剥落和微观切削引起的脆性断裂。