Ni-金刚石复合涂层的厚膜化及其耐磨性研究

目的采用电化学沉积的方法在硬质合金基体上制备厚Ni-金刚石复合涂层。方法通过引入中间复合层,改善了涂层的结合强度,并提高了其厚度。通过热震实验结合摩擦磨损实验考察加厚涂层的膜基结合强度、磨削性能。结果从涂层的截面、微观形貌、表面裂纹分布以及金刚石微粒与基质金属间的结合状态分析可知,普通涂层的厚度在30μm左右,多层结构涂层的厚度在50μm左右,厚度提高了将近一倍。热震5次后,两类涂层表面均无裂纹产生。热震20次后,两类涂层中均出现了微裂纹。热震25次后,普通涂层的裂纹宽度变大,多层结构涂层的裂纹只出现在次表层,表层无裂纹。对GCr15磨削2500 m后,普通涂层中金刚石微粒与基质金属间隙增大,附近Ni层破裂;多层结构涂层中金刚石微粒与基质金属间隙仍然很小,只出现一些断续小裂纹,附近Ni层未受影响。多层结构涂层对应的材料偶件的磨损率比普通涂层高。结论采用多层结构设计的方法降低了Ni-金刚石复合涂层的内应力,实现了涂层的加厚沉积。加厚沉积的Ni-金刚石复合涂层界面结合强度并没有降低,且上砂量更加均匀致密,磨削性能更优。     

微裂纹缺陷对CVD金刚石涂层微刀具损伤失效的影响研究

目的 研究微裂纹缺陷在CVD金刚石涂层中的扩展规律,揭示CVD金刚石涂层微刀具的涂层脱落机理.方法 基于ABAQUS开展预置涂层内部竖直微裂纹和涂层基底界面水平微裂纹的CVD金刚石涂层单向拉伸有限元仿真,分析单裂纹和多裂纹扩展过程中裂纹尖端的应力分布和应力强度因子变化规律.开展CVD金刚石涂层刀具微铣削Ti6Al4V实验,分析刀具的磨损形态和刀尖的断面形貌,验证仿真结果.结果 涂层内部竖直微裂纹扩展到涂层基底界面时,裂纹尖端的应力强度因子小于硬质合金的断裂韧性537.6 MPa·mm1/2,大于金刚石的断裂韧性289.7 MPa·mm1/2,裂纹在界面发生偏转.涂层和基底界面间的水平微裂纹在扩展过程中裂纹尖端的应力强度因子小于金刚石和硬质合金的断裂韧性,裂纹沿着界面逐步扩展.CVD金刚石涂层刀具微铣削Ti6Al4V后表现出涂层脱落、刀尖破损和崩刃的损伤特征,其断面表现出穿晶断裂、沿晶断裂和微裂纹的形貌特征.结论 涂层脱落损伤主要源于涂层内部竖直裂纹扩展诱导的涂层断裂和界面裂纹扩展引起的粘接层脱落.涂层内部竖直裂纹的竞争作用会抑制涂层断裂,粘接层水平裂纹间的耦合作用会加速涂层脱粘.     

异质及过渡界面VN/Ag多层涂层的力学性能及摩擦磨损特性（英文）

利用多弧离子镀技术在Inconel718和Si(100)基体上沉积异质及过渡界面VN/Ag多层涂层,对其在25～700℃的显微组织、力学性能和摩擦学性能进行研究。结果表明:过渡VN/Ag多层涂层的表面粗糙度及平均晶粒尺寸比异质界面VN/Ag多层涂层的明显增大。过渡VN/Ag多层涂层比异质界面VN/Ag多层涂层具有更高的结合力及硬度,两种涂层均可以有效抑制微裂纹的萌生及扩展。两种涂层均具有优异的协同润滑效应,随着温度的升高,摩擦因数降低,但磨损率却急剧增加。两种涂层摩擦表面的物相研究表明:Ag、V_2O_5、Ag_3VO_4和AgVO_3对涂层良好的润滑性能起到至关重要的作用。综上所述,VN/Ag涂层的过渡层界面具有良好的自适应润滑性能,能够适当控制润滑相的扩散速率和释放速率,因此,在解决机械零件的摩擦磨损问题上具有很大的潜力。     

热处理对多层复合增韧涂层的微观结构及力学性能的影响

AT40 陶瓷涂层与黏结层界面裂纹萌生、扩展是导致涂层失效的主要原因,制备多层陶瓷 / 金属低应力涂层为陶瓷涂层增韧的方法之一。利用 APS(大气等离子喷涂)在 Q235 上制备 AT40-NiAl-AT40-NiAl 四层复合多层涂层并对复合多层进行热处理。使用 SEM、EPMA、3PB 等表征手段研究热处理对四层复合金属-陶瓷涂层的微观结构及涂层断裂韧性的影响。结果表明,热处理过程中陶瓷层-黏结层界面、陶瓷层富 Al 相富 Ti 相界面均发生了元素扩散;热处理后陶瓷层硬度增加 30%,复合涂层断裂韧性提高。热处理过程中元素扩散形成的氧化物一方面在黏结层与陶瓷层之间形成钉扎效应增强黏结性,另一方面填充涂层中的孔隙、裂纹等缺陷提高涂层的硬度,降低裂纹扩展的面积从而提升涂层的断裂韧性。多层金属陶瓷沉积形成的复合陶瓷涂层及对其使用热处理的方法能有效提升 AT40 等陶瓷涂层的断裂韧性,对解决铁基零部件表面耐磨陶瓷容易脆断失效和扩展陶瓷涂层的应用范围提供了新的思路。     

重载条件下钢基体表面涂层裂纹及分层失效

用有限元法分析了Hertz接触应力下钢基体表面涂层裂纹和分层失效状况,采用无预制裂纹状况下的扩展有限元(XFEM)技术和内聚力(Cohesive)模型研究了涂层的裂纹扩展和分层失效过程。分析表明:涂层的裂纹萌生于涂层表面,并向内部扩展;涂层弹性模量越大越易产生裂纹,且裂纹扩展越深。涂层的分层失效主要是由涂层-基体界面切应力造成;由于畸变应力的存在,较薄涂层(如物理气相沉积涂层),涂层越厚越易产生分层;较厚涂层(如等离子喷涂涂层),涂层越薄越易产生分层。在另一方面,涂层的裂纹和分层会相互影响,分层会使涂层更易产生裂纹,使裂纹扩展越深,影响裂纹扩展速度;涂层裂纹会使涂层更易分层,使分层区域在远离接触区域方向上不断扩展。对比分析表明,研究结果与前人的理论及实验结果吻合较好,为今后进行涂层失效数值模拟提供了依据。     

涂层厚度对再制造零件失效形式的影响

目的研究不同厚度涂层的再制造零件在弯曲疲劳情况下的失效形式。方法利用电弧喷涂对零件进行再制造处理,并进行四点弯曲疲劳实验,利用扫描电镜对不同厚度涂层的再制造零件断口形貌进行观察,研究不同厚度涂层的疲劳裂纹萌生、扩展以及断裂方式。结果疲劳裂纹萌生形式主要为多源疲劳失效,在疲劳裂纹的扩展过程中,不同平面内扩展的裂纹相交,形成了台阶形貌。当涂层厚度为100、200μm时,裂纹主要萌生于四点弯曲实验中应力最集中的部位,萌生于涂层和基体之间,并逐渐地向涂层和基体扩展,直至试样断裂。而涂层厚度为300、400μm时,裂纹萌生部位主要集中于四点弯曲疲劳试验中应力最大部位的两侧,并呈对称式分布,裂纹在界面处连接,使得涂层和基体产生分层现象,之后分层部位处裂纹沿着基体方向扩展,直至试样断裂。结论涂层厚度不同,整个系统的失效模式也不同。对于较薄的涂层,裂纹模式主要为垂直于涂层-基体界面的裂纹,此时拉伸失效占主导。对于较厚的涂层,界面裂纹为主要的裂纹模式,此时剪切失效占主导。     

EB-PVD热障涂层系统界面应力的理论分析

目的获得热障涂层系统危险界面应力解析解及其变化规律。方法基于弹性理论,推导出能同时考虑氧化物热生长及其形貌、CaO-MgO-Al2O3-SiO2(CMAS)沉积、温度变化、材料参数不匹配的危险界面应力分布的解析解。分别研究热循环中氧化层热生长和CMAS沉积对热障涂层界面应力的影响,并从应力演化的角度对危险界面微裂纹的萌生和扩展进行预测。结果理论分析显示,当系统经历24个热循环后,陶瓷层/氧化物层界面波谷应力σv从最初的0增加到301.44MPa。氧化物层/粘结层界面波峰应力σp从最初的617MPa增加到1189.89MPa。当CMAS沉积深度hCMAS从0增加到150μm时,应力σv从170.26MPa增加到443.37 MPa,应力σp从1317.83 MPa减小到1050.17 MPa。结论氧化物热生长可以促使陶瓷层/氧化物层界面波谷和氧化物层/粘结层界面波峰裂纹的萌生和扩展。CMAS沉积将进一步促使陶瓷层/氧化物层界面开裂,然而对氧化物层/粘结层界面的开裂有抑制作用。解析解的计算结果与先前的有限元分析结果和模型试验结果相近,证明了该理论方法计算界面应力的准确性。     

热障涂层陶瓷层/TGO界面开裂行为的有限元模拟

目的更好地理解热障涂层在热循环条件下的失效行为。方法采用有限元方法引入了内聚力模型,研究热障涂层在多次热循环条件下的界面开裂行为,并且考虑了陶瓷层厚度和粘结层厚度对界面开裂行为的影响。结果涂层最先在陶瓷层/TGO层界面的波峰与波谷之间开裂,此外在界面波谷处也存在开裂现象。当陶瓷层厚度在300~500μm范围内,界面裂纹的平均长度随陶瓷层增厚而增长,裂纹密度也随之增加。粘结层厚度为50μm时,界面裂纹的平均长度为15μm;当厚度增加到100μm时,界面裂纹平均长度减少到10μm;而厚度为150μm时,界面裂纹平均长度又提高至12μm。当粘结层与陶瓷层厚度比在0.2~0.4的范围内时,陶瓷层/TGO层界面上的最大拉应力最小。结论陶瓷层厚度和粘结层厚度对热障涂层界面开裂行为的影响极大,小厚度陶瓷层以及当粘结层与陶瓷层厚度比在0.2~0.4的范围内时,热障涂层具有更好的抗界面开裂能力。粘结层厚度不宜过大,超过一定厚度时反而会降低涂层的抗界面开裂能力。计算结果与文献报道的结果相近,证明了模拟结果的准确性。     

激光冲击强化前处理对TiN/Ti涂层/基体疲劳性能的影响

采用磁过滤阴极真空弧技术在TC4钛合金表面沉积抗冲蚀多层梯度TiN/Ti涂层,沉积前对基体进行激光冲击强化前处理。采用原子力显微镜、纳米压痕和划痕仪表征了试件的表面形貌、基本力学性能等,对试件的疲劳性能进行了考核,并分析了疲劳断口形貌。结果表明,LSP前处理在TC4表面形成了厚度约为300μm,具有高硬度和残余压应力的硬化层。TC4合金基体的平均疲劳强度为373.8 MPa,制备TiN/Ti涂层后试件的疲劳强度为363.7 MPa,较基体略有降低。增加LSP前处理后试件的疲劳强度为411.9 MPa,较TiN/Ti涂层试件提高13.3%,较无涂层试件提高10.2%。TiN/Ti涂层可以抑制表面上的裂纹萌生并减缓其扩展速率,但在拉伸过程中发生破碎而与基体发生剥离,裂纹抑制效果有限,且涂层的破裂促进了裂纹扩展。采用LSP前处理后,TC4表面形成的硬化层增加裂纹萌生难度,且提高的结合强度可降低裂纹扩展速率。     

氩离子轰击对中频-直流磁控溅射铝薄膜耐蚀性能的影响

目的研究氩离子轰击这种后处理工艺对TC4钛合金表面铝膜层结构和耐蚀性能的影响,为飞机钛合金紧固件的表面腐蚀防护工作提供理论依据。方法首先采用中频-直流相结合的磁控溅射离子镀方法在Ti-6Al-4V钛合金(TC4)基体表面制备铝膜,通过电化学方法研究膜层厚度和腐蚀时间对耐蚀性能的影响规律。其次,采用氩离子轰击工艺对膜层进行后处理,探讨氩离子轰击对膜层耐蚀性能的影响,同时利用SEM、EDS、AFM表征界面形貌,并分析耐蚀机理。最后,通过显微硬度仪和微纳米划痕仪测试膜层表面硬度和界面结合性能。结果随着膜层厚度从11.1μm增加至15.9μm,自腐蚀电流密度下降了76.6%,而当厚度由15.9μm增加至20.3μm时,自腐蚀电流密度又下降了24.3%。腐蚀浸泡时间达到24 h时,腐蚀产物在疏松氧化膜内的累积和覆盖阻碍了膜层的腐蚀;在48～72 h时,随着铝膜层相对疏松的腐蚀产物逐渐脱落,腐蚀逐渐加剧;浸泡至96h时,涂层表面出现宏观腐蚀坑。氩离子轰击后,膜层表面粗糙度增加,铝膜层自腐蚀电流密度由未轰击时的1.65×10~(-8)A/cm~2大幅度降低至7.29×10~(-10)A/cm~2。结论随着铝膜层厚度的增加,膜层耐蚀性逐渐增强。膜层在浸泡初期和中期,均具有较强的耐腐蚀性能;浸泡后期,膜层逐渐发生点蚀,耐蚀性能下降。表面氩离子轰击后,膜层的耐蚀性能、显微硬度和界面结合性能显著提高。     

热障涂层高温TGO生长变化

通过Abaqus有限元分析软件对热障涂层在高温氧化过程中的热氧化物层(themally growth oxide,TGO)生长机制进行研究.结果表明,当高温氧化到100 h时,TGO厚度由初始的0.5μm生长至6.7μm且在不同位置TGO的厚度略微不同.随着高温时间的增加,热障涂层在TGO的波峰、波谷以及涂层边界处容易出现应力较大值,且和周围材料相比应力明显较大,此时,这些位置容易达到材料开裂临界应力,形成裂纹萌生点,使得涂层失效.在高温氧化过程中,涂层吸收总能量为43.6 J,其中少部分转化为涂层变形所消耗的能量,剩下的能量为高温氧化过程中涂层成分改变,微观组织改变以及裂纹萌生扩展提供能量.     

钼合金MoSi2涂层高温热震行为与裂纹扩展

采用料浆烧结法在钼合金表面制备了MoSi₂涂层,利用内热法测试了涂层室温～1600℃抗热震性能,通过扫描电镜(SEM)、电子探针(EPMA)、波谱分析(WDS)和X射线衍射(XRD)等测试手段分析了不同热震次数的涂层微观形貌、组织结构以及裂纹萌生扩展。结果表明：涂层可承受室温～1600℃热震400次,热震过程中涂层由原始的MoSi₂-Mo₅Si₃双层结构演变为SiO₂-MoSi₂-Mo₅Si₃多层结构,涂层热震初期形成纵向裂纹并不断向基体扩展,热震后期裂纹贯穿涂层到达基体,MoO₃挥发使涂层/基体界面应力增大产生横向裂纹,导致涂层剥落失效。     

电弧离子镀Al-Cr-O/Zr-O+NiCoCrAlSiY和Al-Cr-O+NiCoCrAlSiY涂层的抗氧化性和隔热性能（英文）

采用电弧离子镀在高温合金表面沉积Al-Cr-O/Zr-O多层涂层和Al-Cr-O单层涂层+NiCoCrAlSiY结合层,并在1000～1200℃下进行热处理。利用扫描电子显微镜和X射线衍射仪分析涂层的显微组织和物相结构。结果表明,Al-Cr-O/Zr-O多层涂层和Al-Cr-O单层涂层均呈现出致密的球形结构。热处理后,Al-Cr-O/Zr-O涂层表面出现裂纹,且裂纹随着温度的升高而增多和变粗。然而,Al-Cr-O涂层经热处理后其表面胞状结构转变为紧密连接的粒状结构,并且随着热处理温度的升高,粒状结构显著长大。由于作为氧离子导体以及t-ZrO₂的致密度低于α-Al₂O₃,Al-Cr-O/Zr-O涂层中的t-ZrO₂为氧离子向涂层内扩散提供了通道,因此,Al-Cr-O单层涂层+NiCoCrAlSiY涂层体系的高温抗氧化性优于Al-Cr-O/Zr-O多层涂层+NiCoCrAlSiY涂层体系。但是,由于更大的陶瓷涂层厚度,t-ZrO₂相的低热导率以及层间界面的热反射作用,Al-Cr-O...     

阴极等离子电解大面积沉积弥散Pt微粒增韧8YSZ热障涂层

采用大气等离子喷涂(APS)在高温合金表面制备一层Ni Co Cr Al Y粘结层,然后采用阴极等离子电解沉积(CPED)制备一层弥散Pt微粒的8YSZ涂层。通过在电解液中加入陶瓷微珠,促使阴极表面发生均匀的等离子微弧放电,实现了在大面积样品上沉积8YSZ涂层。获得的涂层厚度到达120μm,具有多孔结构,由立方相和四方相8YSZ以及Pt组成。1100℃空气中循环氧化的结果表明,随着涂层中Pt含量的的增加,涂层的抗高温氧化和抗剥落性能得到明显提高。Pt微粒对8YSZ涂层的增韧作用主要为:Pt微粒塑性变形吸收裂纹扩展的能量,钝化裂纹尖端,减小裂纹尺寸,提高涂层的临界断裂应力。     

15CrMnMoVA钢磁控溅射镀铝防护层耐腐蚀性能

采用磁控溅射技术,在15CrMnMoVA钢上镀覆一层纯铝防腐蚀薄膜。利用盐雾机、电化学测量仪、扫描电镜和能谱仪对比基体和铝涂层样品的耐腐蚀性能,同时分析偏压、靶电流、沉积时间等因素对涂层耐腐蚀性能的影响。结果表明,铝膜厚度为8.2μm的样品,铝膜层晶粒均匀,大小为1～2μm、膜/基界面平整、结合良好,其中基体与膜层界面处致密的过渡层对提高样品的耐腐蚀性作用显著;在中性盐雾气氛中,516h出现红锈;Al膜沉积时间为1h的样品,其自腐蚀电流比基体低2个数量级,达到icorr=-6.53×10-8 A,能有效提高基体的耐腐蚀性,膜层在中性盐雾腐蚀气氛下失效方式为逐层失效;薄膜沉积过程中,提高负偏压、靶电流和镀膜时间,均能提高膜层的质量。     

基于内聚力单元与XFEM的热障涂层失效分析

为了更好的理解热障涂层的失效机理,文中运用ABAQUS有限元软件来分析热障涂层的失效情况,使用内聚力单元和扩展有限元（XFEM）两种方法研究热障涂层TGO界面开裂与陶瓷涂层（TC）和氧化层（TGO）内随机裂纹的萌生与扩展,研究竖直裂纹与水平裂纹的关系.结果表明,热障涂层TGO界面的开裂首先出现在TGO/TBC波谷处.陶瓷涂层和氧化层内随机裂纹的萌生同样发生在TGO/TBC波谷处.竖直裂纹的存在可以抑制水平裂纹的萌生与扩展,且其在TGO/TBC波谷处的扩展长度比在TGO/TBC波峰处的扩展长度更长,说明TGO/TBC波谷区域是个危险区域,在此区域容易引发裂纹的萌生与扩展.     

CVD多层涂层断裂方式及失效的微观机理分析

本文以TiN/Al₂O₃/TiAlCNO/TiCN/TiN CVD多层涂层为对象研究了CVD多层涂层的断裂方式和失效机理。采用扫描电镜和透射电镜观察多层涂层的断裂形貌和涂层界面微观组织，结果表明多层涂层的断裂方式为沿晶断裂和穿晶断裂；Al₂O₃/TiAlCNO/TiCN涂层界面微观组织疏松有微裂纹等缺陷。采用电子探针分析了多层涂层界面的元素扩散行为，结果表明TiN/基体界面依靠机械结合、吸附结合、扩散结合和化学结合，界面强度高；Al₂O₃/TiAlCNO界面仅依靠吸附结合，界面强度低。通过计算得出多层涂层中存在残余热应力，它使多层涂层中产生较多微裂纹。因此，多层涂层失效源于涂层中微裂纹，界面结合强度低会加速涂层脱落。     

激光多层熔覆制备厚陶瓷涂层

研究了压片预置式激光多层熔覆纳米团聚体Al2O3-13%TiO2粉末制备厚陶瓷涂层,试验中通过保温箱对试样进行预热和缓冷处理、引入超声振动及对熔池温度闭环控制等措施来控制熔覆层的裂纹.结果表明,厚陶瓷涂层各层之间无明显界面,过渡缓和自然,涂层内部致密、连续、基本无孔隙及贯穿性大裂纹等缺陷;涂层由等轴晶的完全熔化区和残留纳米颗粒的部分熔化区组成,而且涂层中的裂纹基本集中于部分熔化区;另外由于经历激光的多次加热,下部区域的晶粒组织要大于上部区域,而由于保温箱的缘故,整个涂层晶粒偏大.     

粘结层和陶瓷层厚度对纳米结构热障涂层性能的影响

采用超音速火焰喷涂+大气等离子喷涂工艺,在K403高温合金表面制备不同层厚比的NiCrA-lY/纳米7YSZ热障涂层,研究了涂层厚度变化对热障涂层表面粗糙度、结合强度、热震性能和热循环寿命的影响规律。结果表明:当粘结层厚度一定时,随着陶瓷层厚度的增加,其表面粗糙度增加,涂层结合强度下降;当粘结层厚度为50μm时,热障涂层的抗热震性能随陶瓷层厚度增加而降低,粘结层厚度提高至100μm时,热障涂层的抗热震性能随陶瓷层厚度增加先提高,后降低,热障涂层在1100℃的热循环寿命测试结果也基本对应这一规律;当粘结层厚50μm且陶瓷层/粘结层的层厚比在(1～2)∶1的范围内,或者粘结层厚100μm且陶瓷层/粘结层的层厚比在(2～2.5)∶1范围内时,热障涂层具有较优异的性能。     

磁控溅射镀CrAlSiN涂层的抗高温水蒸气氧化性能

目的 提高锆合金包壳管的事故容错能力.方法 采用磁控溅射法,在锆基底上沉积CrAlSi和CrAlSiN两种涂层,表征了涂层的结构形貌、机械性能和抗高温水蒸气氧化行为等.结果 CrAlSi涂层呈致密的柱状晶结构.CrAlSiN涂层结构致密,晶粒尺寸小,接近非晶质地.CrAlSiN涂层与Zr基底之间的结合力(～46 N)高于CrAlSi涂层与Zr基底之间的结合力(～27 N),2种涂层的硬度大约为Zr基底硬度的3～4倍,表现出良好的机械性能.同时,这2种涂层均较大幅度提高Zr基底的抗高温水蒸气氧化能力.经1000℃水蒸气氧化15 min后,4.3μm厚的CrAlSi涂层使Zr(O)层的厚度减少了～67％,而4.6μm厚的CrAlSiN涂层则抑制了Zr(O)层的形成.14μm厚的CrAlSiN涂层使Zr基底在1200℃高温水蒸气中保持未氧化状态大于60 min.结论 磁控溅射制备的CrAlSi涂层和CrAlSiN涂层均能有效地抑制Zr合金的高温水蒸气氧化,且后者的防护效果更佳.