2. 安徽工业大学 现代表界面工程研究中心,马鞍山 243002;
3. 广东工业大学 机电工程学院,广州 510006
2. Research Center of Modern Surface and Interface Engineering, Anhui University of Technology, Ma’anshan 243002, China;
3. School of Electromechanical Engineering, Guangdong University of Technology, Guangzhou 510006, China
随着现代工业的进步和发展,工件服役环境越来越苛刻,农业机械中常用的碳钢材料在腐蚀、磨损等恶劣工况下会迅速失效[1-2],而利用物理气相沉积(Physical vapor deposition, PVD)技术制备的过渡族金属氮化物(Transition metal nitride)涂层可对材料起到良好的保护效果[3-4]。
其中,CrN涂层凭借优良的耐磨耐蚀性能在工、模具领域应用广泛[5],而金属Ni则具有良好的韧性和耐蚀性[6]。由于Ni不会与CrN发生反应,在CrN涂层中添加Ni元素后形成的NiCrN涂层可以显著提高涂层与基体结合强度,但涂层硬度和耐磨性降低[7]。Cheng等[8]采用磁控溅射技术制备NiCrN涂层,研究结果表明:NiCrN涂层物相主要为Ni、Cr、CrN及Cr2N相。在Cr-N晶格中,Ni可以部分取代Cr形成(Ni,Cr)N固溶体。Wo等[6]通过改变NiCr靶电流制备Ni元素含量不同的NiCrN涂层,研究发现:随着NiCr靶电流增加,涂层中Ni元素含量逐渐增加,但涂层硬度与弹性模量均逐渐降低。通过1/(HE2)比值可知,NiCrN涂层抵抗塑性变形的能力远高于CrN。Jin等[7]在Ti6Al4V表面制备了NiCrN涂层,结果表明:NiCrN涂层凭借组织结构致密、结合强度优良、硬度较高、粗糙度较低等优点,其磨损体积和磨损率远低于Ti6Al4V基体。此外,NiCrN涂层在1 mol/L H2SO4溶液中显示出比304不锈钢更高的腐蚀电位和更低的腐蚀电流密度,因而具备更优秀的耐蚀性能[9]。在CrN涂层中适当添加Ni元素,还有望制备出纳米复合结构的M1N-M2型(M1N:硬质过渡族金属氮化物如CrN、ZrN等;M2:软相金属如Ni、Cu等)涂层体系,从而显著改善涂层性能[10]。Tan等[11]的研究表明:在CrN涂层中加入2.92%Ni可以阻碍晶粒生长,刺激晶粒再形核,提高涂层组织结构致密程度,降低表面粗糙度。
随着科学技术的不断发展,材料的服役环境日趋复杂和苛刻。腐蚀、磨损等各种环境因子的交互作用严重影响了材料的使用寿命。因此,近年来,为了解决材料在腐蚀、磨损耦合作用下的失效问题,科研人员开发出了多种PVD防护涂层。Ma等[12]研究海水环境下TiSiN-Cu涂层的腐蚀磨损性能发现,涂层表面持续生成的TiO2保护膜可以有效阻止电解质与基体材料接触,并且在腐蚀磨损过程中起到减摩润滑的作用,从而提升材料性能。单等[13]利用电弧离子镀技术制备TiAlN涂层,结果表明:涂层在腐蚀磨损环境下存在明显的交互作用。其中,磨损作用使得涂层腐蚀电位降低,腐蚀电流密度升高;腐蚀作用使得涂层腐蚀磨损损失量远高于摩擦磨损。
目前,对于NiCrN涂层的研究,人们着重关注其组织结构的演变规律、力学性能或腐蚀性能等,对腐蚀磨损的耦合作用报道甚少,而腐蚀磨损对材料的破坏是不可忽视的。因此,文中采用电弧离子镀技术在42CrMo钢基体上制备Ni含量不同的NiCrN涂层,系统研究其组织结构、力学性能及对腐蚀磨损性能的影响机制。
1 试验过程 1.1 涂层制备采用丹普AS700DTXBE型离子镀膜设备制备NiCrN涂层。该设备有3列纵向排布的阴极弧源,其中,A列与B列弧源用于沉积NiCrN层,C列用于沉积金属过渡层,具体见表1。试验所用靶材为NiCr合金靶(Ni56Cr44和Ni80Cr20,w/%)和纯金属Cr靶(纯度99.9%,w/%),基体为42CrMo钢。试验前将基体表面机械抛光至镜面后分别在丙酮和无水乙醇中超声清洗15 min。将基体置于真空室样品台上,靶-基距为200 mm,试样架转速为3 r/min。真空室本底真空为5×10−3 Pa,通入0.2 Pa氩气对基体进行离子溅射清洗15 min以去除表面污染物,同时活化基体表面。基体偏压为−800 V,电流为100 A。为了提高涂层与基体的结合力,在基体上先沉积500 nm Cr层,基体偏压为−100 V,弧流为65 A,温度为420 ℃。随后,在Cr层上继续沉积NiCrN层,具体沉积工艺及涂层成分见表1。4组NiCrN涂层厚度均控制2 μm左右。
Samples | Targets | Voltage / V | Current / A | Temperature / ℃ | Chemical compositions, a / % | ||
Ni | Cr | N | |||||
1# | Ni56Cr44 (Target A)+Cr(Target B) | −100 | 65 | 420 | 35.9 | 43.4 | 20.7 |
2# | Ni56Cr44 (Target A)+Ni56Cr44 (Target B) | −100 | 65 | 420 | 44.1 | 39.3 | 16.6 |
3# | Ni80Cr20 (Target A)+Cr(Target B) | −100 | 65 | 420 | 54.5 | 29 | 16.5 |
4# | Ni80Cr20 (Target A)+Ni80Cr20 (Target B) | −100 | 65 | 420 | 67 | 20.2 | 12.8 |
采用Ultima IV型X射线衍射仪(XRD)分析涂层物相,扫描速率为20 °/min,扫描角度为30°~90°;采用Thermo SCIENTIFIC ESCALAB 250Xi 型X射线光电子能谱(XPS)检测涂层成分及化学状态,测试前对涂层表面进行Ar离子溅射清洗500 s;利用Phenom XL型扫描电子显微镜(SEM)观察涂层形貌并配合Phenom-World型能谱仪(EDS)测定涂层成分;使用HR-150A 型洛氏硬度计在150 kg载荷下对涂层结合强度进行测试;选用MH-5LD型维氏硬度计在0.25 N载荷下对涂层表面硬度进行测定,每个试样测定10次,取均值;使用自制的腐蚀磨损试验机来评价涂层的腐蚀磨损性能[14]。试验过程中,将Φ3 mm Al2O3磨球与浓度为20%(NH4)2SO4(w/%)溶液混合均匀后倒入器皿中,再将试样固定在转架上置入器皿中以90 r/min匀速旋转,每隔2 h取出。试验后的试样分别用去离子水和无水乙醇冲洗干净后吹干,再利用HZ-124/85S型电子天平(精度0.01 mg)称量试验前后试样质量变化。
2 结果与分析 2.1 涂层成分与结构利用不同组分靶材制备出Ni含量(原子数分数)在35.9%~67%之间的NiCrN涂层(如表1所示),4组涂层的截面形貌基本相同。图1为67%Ni涂层离子抛光后的截面形貌。由图可见:基体上方为厚度约500 nm的Cr粘接层,粘接层上方为厚度约2 μm的NiCrN工作层,涂层整体厚度控制在2.5 μm左右。涂层组织结构致密,与基体结合牢固,界面处基本无孔洞、空隙等缺陷。界面处的黑线为涂层与基体在BSD模式下衬度差异所致。
图2为4组涂层XRD图谱。由图可知,涂层主要含有Cr2N及CrN陶瓷相、金属Ni及金属Cr相,其中虚线框中最高峰为Ni相衍射峰。此外,图中还存在基体的衍射峰。金属Cr相衍射峰主要来源于Cr粘接层。由于涂层厚度较薄,X射线穿透涂层,到达了基体。从图2中还可以发现,Ni相衍射峰均出现小角度左移。通过Ni-Cr二元相图发现Cr在Ni中存在较大的固溶度[15],因此,金属Ni相是以(Ni,Cr)固溶体形式存在。由于Cr的原子半径(0.1280 nm)大于Ni的原子半径(0.1246 nm),因此衍射峰位出现左移。此外,随着涂层中Ni元素增加,Ni的衍射峰强度逐渐升高,说明Ni相含量逐渐增加;相应地,Cr2N及CrN衍射峰强度逐渐下降,说明陶瓷相含量相对降低。值得一提的是,XRD图谱中没有检测到Ni的氮化物衍射峰,说明Ni在涂层中以金属相形式存在,因为Ni与N的亲和力较差,并且在沉积温度超过200 ℃时,镍的氮化物就会发生分解[16]。
图3为NiCrN涂层刻蚀500 s后Cr 2p、Ni 2p、N 1s能区XPS图谱。由图3(a)可知,Cr 2p峰包括Cr 2p3/2和Cr 2p1/2两个特征峰。Cr 2p3/2峰由结合能为(573.8±0.1)、(574.6±0.1)、(575.8±0.1)及(577.6±0.1) eV 4个峰组成,其对应的化合物分别为金属Cr、CrN、Cr2N及Cr2O3[16]。存在Cr2O3是由于涂层表面Cr的氧化膜没有刻蚀干净,或是镀膜过程中真空室残存微量氧气污染涂层所致[16]。由于Cr与O亲和力较大,因此残余氧气主要与铬形成Cr2O3(△
图4为NiCrN涂层在150 kg载荷下洛氏压痕形貌。由图可见:4组试样压痕周围均出现不同程度的变形。其中,35.9%Ni涂层存在环状裂纹与剥落,44.1%Ni涂层存在较多环状裂纹,54.5%Ni涂层存在多条放射状裂纹,67%Ni涂层发生明显塑性变形,基本无裂纹。根据涂层结合力评定标准[19],35.9%Ni涂层结合力等级为HF 3,44.1%Ni涂层为HF 2,54.5%Ni涂层和67%Ni涂层为HF 1。由于涂层中陶瓷相和金属相含量不同,其中陶瓷相硬度较高、韧性较差,在承受较大载荷时难以发生塑性变形而产生裂纹[16];金属相具有较好延展性,可以提高涂层韧性,降低涂层与基体界面的应力,为其提供良好的结合力而不至于剥落[11]。因此,随着涂层中Ni元素含量增加,金属相含量提高,陶瓷相含量相对减少,涂层结合强度明显提高。
图5为NiCrN涂层在0.25 N载荷下显微硬度。考虑到涂层厚度较薄,为了减小基体效应[7],选择0.25 N载荷下的硬度作为涂层硬度。由图可知:随着涂层中Ni元素含量增加,涂层硬度从759 HK0.025逐渐降低至566 HK0.025。这是因为随着涂层中N元素含量逐渐降低,使得Cr2N及CrN硬质相含量减少,并且软金属Ni相含量增加[8, 11],从而导致涂层显微硬度逐渐降低。
2.3 涂层的腐蚀磨损性能图6为NiCrN涂层在Φ3 mm Al2O3磨球和浓度为20%(NH4)2SO4溶液中腐蚀磨损动力学曲线。由图可见,随着腐蚀磨损的进行,涂层样品的失重速率均远小于基体样品,说明NiCrN涂层对42CrMo钢基体具有良好的保护效果。在腐蚀磨损过程中,随着涂层中Ni元素含量增加,涂层失重速率先降低后升高。44.1%涂层失重速率最低,表明其耐腐蚀磨损性能最佳。通过腐蚀磨损动力学曲线来评价涂层的耐腐蚀磨损性能排序为:44.1 %Ni涂层>54.5%Ni涂层>67%Ni涂层>35.9%Ni涂层。
为了明确磨损和腐蚀在腐蚀磨损过程中所起的作用,文中利用自制的腐蚀磨损试验机分别研究了涂层磨损和腐蚀的失重情况。将直径为Φ3 mm Al2O3磨球放入装有试样的器皿中并不断搅拌(器皿中无(NH4)2SO4溶液),得出如图7(a)所示的磨损失重曲线。由图可知,随着涂层Ni含量增加,涂层失重速率逐渐升高,35.9%Ni涂层失重速率最低,说明其耐磨损性能最佳。由于35.9%Ni涂层中Cr2N及CrN陶瓷相含量较多,硬度最高,因此耐磨性能最优。通过计算16 h后试样的失重可知,磨损试样的失重为腐蚀磨损试样失重的6.75%~12.00%,因此,磨损失重在整个腐蚀磨损失重中所占的比例较小。
将20%(NH4)2SO4溶液放入装有试样的器皿中并进行搅拌(无Al2O3磨球),得出如图7(b)所示的腐蚀失重曲线。据图可见,随着涂层Ni含量增加,涂层失重速率逐渐升高,35.9%Ni涂层失重速率最低,说明其耐腐蚀性能最佳。在前期工作中发现[14],由于CrN陶瓷相具有较高的化学惰性,随着CrN 相含量的增加,涂层的腐蚀电位逐渐正移。35.9%Ni涂层中由于陶瓷相含量较多,提高了涂层的腐蚀电位,因此耐蚀性能最佳。通过计算16 h后试样的失重可知,腐蚀试样的失重为腐蚀磨损试样失重的28.07%~64.12%,大于磨损失重所占的比例。
结合图6和图7可知,35.9%Ni涂层均展现出最佳的腐蚀和磨损性能,而44.1%Ni涂层则具有最优的腐蚀磨损性能,与腐蚀和磨损性能的规律不一致。此外,涂层腐蚀磨损后的失重大于磨损失重和腐蚀失重之和。由此可知,涂层的腐蚀磨损性能并不是腐蚀和磨损性能的简单叠加,而是腐蚀、磨损存在强烈的耦合作用,从而导致变化规律的差异性,具体分析见下文。
2.4 涂层的腐蚀磨损失效机理图8为NiCrN涂层在Φ3 mm Al2O3磨球和浓度为20% (NH4)2SO4溶液中腐蚀磨损不同时间后的边角形貌。由图可见:腐蚀磨损4 h后,35.9%Ni涂层出现裂纹与剥落,44.1%Ni涂层出现裂纹,54.5 %Ni涂层出现蚀点与裂纹,67%Ni涂层出现蚀点与剥落。尽管35.9%Ni涂层耐磨、耐蚀性能最佳,但其结合力较差,腐蚀介质通过涂层中的各类缺陷渗透至涂层-基体界面处,导致基体的逐步腐蚀,进一步削弱了膜基结合力,在磨损力的作用下发生开裂或剥落。67%Ni涂层由于其较差的耐磨性和耐蚀性,涂层因磨损导致变薄,同时蚀坑聚集扩展进而剥落。44.1%Ni涂层中CrN相较多,承受塑性变形能力较弱出现裂纹,但涂层中较多的Ni相提高了韧性和膜基结合力而未发生剥落。由此可见,涂层的腐蚀磨损过程存在腐蚀和磨损的交互作用,是涂层耐蚀性和强韧性的综合反映。腐蚀磨损8 h和12 h后,4组试样均破坏加剧。腐蚀磨损16 h后,4组试样边角处均出现严重剥落,其中35.9%Ni涂层、54.5%Ni涂层和67%Ni涂层破损部位EDS检测到极高的Fe、O含量(见表2),说明此处涂层已经完全剥落,将基体裸露出来。然而,44.1%Ni涂层破损部位检测到Cr、O以及微量Fe元素,说明此处腐蚀磨损破坏了NiCrN工作层,而内部Cr粘接层仍然存在且持续保护基体。对于金属Cr层来说,其与基体结合强度较高,并且与氧的亲和力较大,容易在涂层外部产生一层致密的铬的氧化膜[20-21],抑制点蚀形成和扩展,从而提升基体的耐腐蚀磨损性能。
Position | Elements | |||
Fe | O | Cr | S | |
Spectrum 1 | 75.1 | 22.3 | 1.3 | 1.3 |
Spectrum 2 | 2.1 | 48.1 | 49.8 | |
Spectrum 3 | 60.4 | 32.0 | 3.3 | 4.3 |
Spectrum 4 | 53.2 | 44.3 | 1.0 | 1.4 |
图9为44.1%Ni涂层腐蚀磨损16 h后不同区域蚀坑截面形貌与能谱,借此反映蚀坑的萌生与发展过程,表3为对应的蚀坑能谱结果,表4为对应的蚀坑尺寸数据。为了保证腐蚀坑在磨抛过程中不被破坏,NiCrN涂层表面采用化学镀Ni-P涂层加以保护。图9(a)为蚀坑生长初期形貌,腐蚀介质以大颗粒边缘处的裂纹作为腐蚀通道与基体接触从而侵蚀基体;图9(b)为蚀坑生长中期形貌,腐蚀介质仍然通过涂层中的贯穿性裂纹与基体发生接触,腐蚀反应持续发生并且蚀坑尺寸扩大;图9(c)为蚀坑生长后期形貌,蚀坑尺寸进一步扩大,蚀坑内部腐蚀产物疏松,基体逐渐失去对涂层的支撑作用,使得涂层在磨球的挤压下出现凹陷变形;图9(d)为蚀坑生长末期形貌,涂层彻底失去支撑而出现严重断裂破碎。结合EDS结果可知:I区、II区、III区、IV区元素均主要为Fe和O,说明腐蚀行为发生在膜-基界面的基体上且腐蚀产物主要为铁的氧化物。此外,由表4可知,随着腐蚀磨损的进行,腐蚀坑尺寸在持续扩大。
Position | Elements | ||
Fe | O | Cr | |
Area I | 32.2 | 62.3 | 5.6 |
Area II | 23.5 | 74.1 | 2.4 |
Area III | 39.4 | 58.1 | 2.5 |
Area IV | 33 | 64.8 | 2.2 |
在涂层沉积过程中会出现大颗粒、孔隙等缺陷,这是由于离子镀膜的特性和真空室存在污染物而造成的[22-23]。涂层与缺陷之间存在残余应力而产生微裂纹,这些微裂纹会持续扩展直至贯穿整个涂层到达涂层-基体界面[23]。由于试验是在Al2O3+(NH4)2SO4工况下进行的,涂层同时承受腐蚀与磨损的交互作用。涂层表面的钝化膜受到摩擦力或粒子冲击作用极易发生减薄或破裂,使得腐蚀介质可以穿过钝化膜渗入到涂层的贯穿性微裂纹中并最终到达膜-基界面。此时,整个系统存在3个电化学界面:电解质-涂层,电解质-缺陷,电解质-基体[22-23]。由于基体(Fe)电极电位最低[24],所以当溶液到达膜-基界面处,电化学反应会在基体上优先发生。具体的反应方程式如下:
基体发生阳极反应,反应方程式为:
涂层发生阴极反应,反应方程式为:
随着腐蚀磨损的进行,基体内部组织结构在腐蚀介质的作用下已经破坏,腐蚀产物在蚀坑中聚集产生应力,疏松的腐蚀产物对涂层起不到支撑作用,外部Al2O3磨球持续挤压涂层,腐蚀介质持续渗入基体同时腐蚀产物沿着腐蚀通道扩散到涂层外部,多种因素共同作用导致涂层内部裂纹和孔洞发生扩展[20, 23]。腐蚀行为在横向和纵向两个方向上同时进行使得蚀坑尺寸持续扩大,最终涂层凹陷变形继而断裂剥落,失去对基体的防护作用。由此可见,腐蚀与磨损存在明显的交互作用。其中,腐蚀使得基体组织结构遭到破坏,完整性变差从而加速磨损;磨损使得涂层表面钝化膜遭到破坏,产生更多缺陷使得腐蚀介质容易渗入涂层微裂纹中与基体接触从而加速腐蚀。
3 结 论(1)采用电弧离子镀技术在42CrMo钢基体上制备Ni含量(原子数分数)为35.9%~67%的NiCrN三元复合涂层。涂层主要含有Ni金属相、Cr2N及CrN陶瓷相。随着涂层中Ni元素含量增加,金属Ni相含量逐渐增加,CrN及Cr2N相含量逐渐减少,涂层与基体结合强度提高,而涂层硬度逐渐下降。
(2)随着涂层中Ni元素含量增加,涂层失重速率呈现先降低后升高趋势。44.1%Ni涂层失重速率最低,耐腐蚀磨损性能最佳。
(3)在腐蚀磨损过程中,腐蚀介质是以涂层中的贯穿性微裂纹作为腐蚀通道与基体发生接触并优先侵蚀基体。腐蚀与磨损存在明显的交互作用,并最终导致涂层失效。
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