4Cr13鋼闆表面SiC／Ta複合塗層的制備及摩擦磨損性能

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摘要∶針對馬氏體不鏽鋼的表面耐磨性不能滿足應用需求，且在鋼基表面直接制備SiC塗層會産生與鋼闆結合不良的問題。采用雙輝等離子表面冶金技術在4Cr13馬氏體不鏽鋼表面制備SiC/Ta複合塗層，對塗層的組織結構、表面硬

度、結合強度和摩擦磨損性能進行研究。結果表明，所制備的SiC/Ta複合塗層厚5~6μm，由SiC、Ta、Ta2C和TaC相構成。SiC/Ta/鋼闆各層間以擴散連接。與鋼闆結合良好。經雙輝等離子表面冶金技術處理後，表面顯微硬度由基材的279HV0.2提高到1738HV0.2。4Cr13不鏽鋼的摩擦學性能也得到明顯改善，摩擦因數比基材的平均摩擦因數降低了0.32，磨損率是基材磨損率的4%。

0、引言

馬氏體不鏽鋼具有優異的機械性能和耐腐蝕性能，被廣泛應用于水泵、閥門、軸承、切削工具醫療器械等。然而在石油、化工電氣、船舶、海洋工程等摩擦腐蝕環境下使用時，這種不鏽鋼受到了嚴峻挑戰，這是由于其表面硬度和耐磨性能往往不能滿足需求。

表面改性處理是改善不鏽鋼表面性能的主要方法。SiC密度低、熱穩定性和化學穩定性優良，并具有摩擦因數小、硬度大、磨損抗力高等性能，所以人們常采用化學氣相沉積、離子束外延生長、濺射沉積及溶膠.凝膠等方法l7吲在基材表面制備SiC塗層作為耐磨、耐腐蝕保護塗層使用。但是，由于SiC的膨脹系數（4.91×10-6K-1）與馬氏體不鏽鋼的膨脹系數（410.1×10-6K-1）存在較大的差異，所以如果在馬氏體不鏽鋼表面直接制備SiC塗層，難以獲得良好的結合強度。另外，SiC與馬氏體不鏽鋼之間的硬度差異，也會導緻在使用過程中塗層的剝落。

在SiC與鋼鋼闆之間施加适當的過渡層（形成複合塗層），是解決該問題的主要途徑，但一般需要使用物理氣相沉積、電鍍、化學氣相沉積等不同的方法或設備配合完成。雙輝等離子表面冶金技術（雙輝技術）是一種新型的表面改性方法，能夠在鋼、钛合金、鋼合金等基材上制備出與鋼闆呈冶金結合的合金層。文中采用雙輝技術，先使用硬度較高、韌性好的Ta（熱膨脹系數為6.5×10-6K-1）作為靶材，在4Cr13鋼表面制備過渡層，然後在過渡層表面直接合成SiC，從而在4Crl3鋼表面形成SiC／Ta複合塗層，并對複合塗層組織結構、結合強度、硬度和摩擦磨損性能等進行研究。

1、選材與方法

1.1塗層制備

試驗材料為4Cr13馬氏體不鏽鋼，試樣尺寸為φ20mmx4mm，試樣兩端面磨平，制備塗層的端面抛光，試樣使用丙酮超聲清洗後熱風吹幹備用。滲Ta和合成SiC均在自制的雙輝等離子滲金屬爐中完成。

Ta過渡層的制備：使用φ3mmx30mm的Ta絲和Ta闆制作的靶材作為源極，4Cr13試樣置于工件極，源極與工件間距為20mm。使用純度為99.99％的Ar氣作為等離子激發氣體和保護氣體，流量控制在65mL／min，工作氣壓為（35±3）Pa，保溫溫度為（800±3）°C，保溫時間為40min，源極電壓為一750~600V，工件極電壓為-500~-350V。SiC複合塗層的合成：Ta過渡層制備結束後，通人H2和四甲基矽烷（TMS，Si（CH3）4）作為反應氣體，H2氣流量控制在10mL／min，TMS流量控制在1.0mL／min，工作氣壓控制（60~3）Pa，保溫溫度為（80±3）°C，保溫時間為20min。過程中源極電壓為-800V~-700V，工件極電壓為-600V~-500V。

1.2塗層組織表征和性能測試

使用掃描電子顯微鏡觀察所制備塗層的截面形貌及摩擦磨損微觀形貌，EDS分析塗層截面元素分布。使用x射線衍射儀、X射線光電子能譜儀分析塗層的物相組成。

表面硬度采用HVS-1000型數顯顯微維氏硬度計測試，選取載荷為1.96N。采用自動劃痕儀測試塗層與鋼闆間的結合強度，金相顯微鏡觀察劃痕形貌。摩擦磨損性能使用MFT-R4000往複摩擦磨損試驗機測試，摩擦方式是銷.盤式幹滑動摩擦，配磨材料為φ5mm的Al2O3球，滑動頻率為5Hz，摩擦時間為15min，載荷為2N，滑動距離5mm，試驗溫度（25±2）°C，相對濕度RH（65±5）％。采用白光幹涉儀測量試樣磨痕輪廓。

2、讨論

2.1SiC／Ta複合塗層組織結構

圖1為SiC／Ta複合塗層的截面形貌，表1為SiC／Ta複合塗層的元素分布。由圖1可知，SiC／Ta複合塗層總厚度為5～6μm，呈明顯的雙層結構。SiC塗層厚度約為3.3gm，SiC塗層表層（1處）比較緻密，其中各元素含量（原子數分數）分别為34.8％Si，7.8％Ta，57.4％C，不含Fe、Cr。靠近Ta過渡層的SiC塗層部位（2處）含有細微的孔洞，結構疏松，Si、Ta、C、Fe、Cr原子數分數分别為34.0％、9.8％、55.5％、0.4％和0.3％，相比SiC塗層表層Si、C含量稍有降低，Ta稍有增加，且含有微量的Fe、Cr，說明鋼闆中有微量Fe、Cr擴散至此。

Ta過渡層厚度約為2.4“m，3和4處的元素含量無明顯差異，但由外及裡仍保持Si、C含量降低，Ta、Fe、Cr含量增加的趨勢，且在4處Si含量達0。5和6處除含有鋼闆主要元素Fe、Cr、c外，還含有少量Ta，且6處比5處含量稍低，說明Ta元素已擴散至鋼闆内部。

由圖1可見，SiC塗層與Ta過渡層間呈緊密結合狀态，無裂紋存在。Ta過渡層緻密平整，與4Cr13鋼闆結合緊密，無明顯孔洞、裂縫。從表1數據得知，由樣品塗層表面向鋼闆内部，Si逐漸降低，Ta先增加後降低，Fe、Cr逐漸增加，各層之間以擴散層連接。

圖2為4Cr13基材與表面SiC／Ta複合塗層的x射線衍射圖譜.4Cr13基材主要由Fe—Cr同溶體(α相)構成；而SiC／Ta複合塗層除含有鋼闆的衍射峰外，還存在3C—SiC、β-Ta、Ta2C及TaC。由于Ta為強碳化物形成元素，在滲Ta過程中，被濺射的Ta原子與4cr13鋼闆巾的C形成Ta2C和TaC；在随後合成SiC的過程中，TMS中的碳源進一步與從源極中濺射出來的Ta原子和過渡層中Ta原子結合形成Ta2C或TaC。

圖3為SiC/Ta複合塗層的XPS圖譜。由圖3（a）可知，塗層表面Si元素主要以兩種形态存在，分别為100.58eV對應的Si-C鍵和101.5eV對應的Si-C-O。由此可得，Si元素主要是以SiC的形式存在，同時有少量的SiOxCy，這是由于SiC合成過程中反應氣體CH4中的碳和反應腔室内空氣中氧原子吸附在樣品表面形成的。從圖3（b）看出，C元素以SiC、C-1和-C-O-的3種形式存在。283.43eV處的C—1對應于SiOxCy，中結合的碳原子，-C-O-成分來源于反應氣體中的碳與吸附氧原子形成的複雜表面污染物。

2.2SiC/Ta複合塗層表面硬度與結合強度

4Cr13鋼闆表面的顯微硬度平均值為279HV0.2，經滲Ta及表面SiC合成複合處理後，4Cr13鋼表面硬度得到大幅度提高，SiC/Ta複合塗層表面顯微硬度平均值高達1738HV0.2。這是由于經滲Ta和SiC複合處理後形成了主要含有SiC物相的表層，并且有含TaC、Ta2C高硬相的Ta過渡層作支撐，使得4Cr13基材表面硬度大幅提高。

圖4和圖5分别為SiC/Ta複合塗層的聲發射曲線及對應的劃痕形貌。由圖4可知，當載荷較低時，由于受薄膜表面粗糙度等的影響，聲發射曲線有微小抖動。随着連續線性增加載荷，載荷大約在32N處聲發射曲線出現突變峰值，且之後聲發射信号出現連續明顯的變化，說明32N（Spot1）是SiC表層劃穿，探針接觸到滲Ta層的臨界載荷。觀察相應的劃痕形貌（圖5），随着載荷的增加，劃痕周圍出現微小剝落。當增加載荷達到64N時，聲發射曲線出現相對更高的峰值，塗層邊緣出現更明顯的剝落，Ta過渡層被劃破。由劃痕測試結果可得，經滲Ta和SiC複合處理所制備的SiC/Ta複合塗層具有良好的結合強度。

2.3SiC/Ta複合塗層摩擦磨損性能

圖6為4Cr13基材及其表面SiC/Ta複合塗層的摩擦因數。4Cr13基體試樣摩擦因數較高，在整個滑動過程中摩擦因數值在0.50～0.73之間變化。SiC/Ta複合塗層的摩擦因數遠低于4Crl3基材的摩擦因數，塗層未因劇烈磨損失效而導緻的磨損曲線大範圍躍動的情況，摩擦因數值基本穩定在0.3左右，比基材的平均摩擦因數降低了0.32，顯示出優異而穩定的減摩效果。

圖7所示的是4Cr13基材和制備SiC/Ta複合塗層的磨痕形貌。圖7（a）中的犁溝和撕裂痕迹說明4Cr13基材主要為磨粒磨損和粘着磨損。如7（b）所示，SiC/Ta複合塗層表面的摩擦痕迹輕微，沒有明顯犁溝和撕裂痕迹，有少量磨粒附着在磨痕表面，磨痕表面有細小凹坑，說明SiC/Ta複合塗層中的高硬相明顯提高了表層的塑性變形抗力，降低了粘着現象的發生1231，體現為輕微的磨粒磨損。同時，磨損形式的轉變是摩擦因數降低的主要原因。

圖8為4Cr13基材與SiC/Ta複合塗層的表面磨痕輪廓。由圖8可見，4Cr13基材磨損嚴重，磨痕深度達15.9um，寬度達859um，且磨痕輪廓粗糙。而SiC/Ta複合塗層的磨痕深度和寬度僅為2.0μm和276μm，磨痕輪廓相對光滑。根據表面磨痕輪廓計算，4Cr13基材和SiC/Ta複合塗層的磨損率分别為1.01*10-3mm³N-1m-1和4.09×10-5mm³N-1m-1，SiC/Ta複合塗層的磨損率是基材磨損率的4%，耐磨性得到明顯提高。SiC/Ta複合塗層優良的耐磨性除了表面高的硬度外，滲Ta後在SiC層與4Cr13基體之間形成含Ta，C和TaC的過渡層也為磨球的壓入提供了很好的支撐，對磨球的抗力明顯優于4Cr13基材。

3、結論

（1）通過雙輝等離子滲Ta和合成SiC複合處理，在4Cr13馬氏體不鏽鋼表面制備SiC/Ta複合塗層，塗層厚5~6μm，主要由3C-SiC、β-Ta、Ta，C和TaC構成。

（2）SiC/Ta複合塗層與基體結合良好，表面硬度達1738HV0.2，明顯高于基材硬度，塗層中形成的碳化物高硬相是使4Cr13鋼表面硬度大幅提高的主要原因。

（3）SiC/Ta複合塗層的摩擦因數約為0.3，明顯低于4Cr13基材（0.5~0.73），塗層的磨損率是基材磨損率的4%，SiC/Ta複合塗層磨損機制為輕微的磨粒磨損，而基材的磨損機制主要為磨粒磨損和粘着磨損。SiC/Ta複合塗層中的高硬相使表面塑性變形抗力明顯提高，達到減摩和耐磨效果。

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