第1期 王立生等：热处理对镍基合金涂层与基体结合界面的影响 61. 的剪切力，可以计算出涂层与基体之间的界面结合 强度.测试界面结合强度的原理如图1所示，在 2实验结果及分析 个尺寸为30mm×30mm×10mm的钢块中心加工 2.1热处理对结合界面附近显微组织的影响 一个与去掉涂层后基体尺寸一样的孔，用线切割沿 热浸镀得到的镍基合金涂层与基体界面处的显 其纵向切开，在拉伸试验机上一端夹住试样，另一端 微组织如图2(a)所示.从图中可以看出，涂层中均 夹住卡具把涂层剥离下来，用剥离力的大小除以剥 匀弥散分布着黑色的细小析出物，涂层与基体之间 离面积得到涂层与基体之间的结合强度，热处理 有一条状过渡区（宽度为5~8m),结合界面无任 前、后的试样各准备五个，分别计算出热处理前、后 何冶金缺陷，出现这种显微组织可以解释为镍基合 剪切强度的平均值来评价界面的结合强度. 金涂层在凝固过程中可能发生了不同的相变.钢基 郎转体 体在浸入镍基合金镀液的瞬间，其表面的冷却速度 最大，镀液润湿其表面并快速凝固，即使随着浸入 时间的延长，涂层温度升高，但是高温下保持的时间 残层 短，因此镀液中合金元素来不及析出而形成富镍、铁 的过饱和固溶体，另外，EDS结果（表3）也表明，在 不考虑碳和硼元素含量的基础上，热处理前过渡区 的成分接近表2中给出的镍基合金成分，证实了过 渡区没有析出物存在，因此条状过渡区可能是非扩 散型或扩散很小的相变造成的，随着涂层向镀液生 长，温度梯度降低，造成冷却速度降低⑧]，作为间隙 原子的碳和硼的扩散速度大于金属原子，碳和硼元 素极易重新分布[四，在涂层生长过程中与金属元素 图1界面结合强度测试示意图 形成碳化物和硼化物，从Y奥氏体相中析出，但镍 Fig 1 Scheme for testing the bond ing strength of the in terface 基合金涂层的生长仍为多组元合金非平衡凝固，因 b 过带 基体 过渡带 24 20m 20m 图2镍基合金涂层的SM背散射照片·(a)热处理前：(b)热处理后 Fg 2 SEM backscatered electon m icmographs of the Nibased alloy coatings (a)before heat treamnent (b)after heat treament 表3热处理前后过渡带成分（质量分数） 点块状和黑色棒状析出物较大，过渡区较宽（宽度 Tabl3 Conposition of transition zones before and after heat treament 约为20m),结合界面上存在尺寸不一且不连续的 % 灰色块状析出物，形貌类似于铁的硼化物，如 热处理 Ni Cr Si Fe 图2(b)中箭头所指，从热力学角度分析，涂层从高 热处理前 72.29 3.24 0.87 23.60 自由能状态变为低自由能状态是热力学的必然趋 热处理后 49.44 3.89 3.54 43.13 势，由于固溶温度较高且保温时间长，为了降低涂 此，过渡区左侧发生了扩散型相变，出现细小的弥散 层体系的自由能（住要是表面能），原来涂层基体上 分布的析出物 大量弥散分布的析出物将会聚集长大，另外，在时 图2(b)为热处理后无任何冶金缺陷的结合界 效处理过程中，由于时效温度较低，涂层中较均匀的 面处的显微组织照片.与图2(a)相比，涂层基体上 析出物可能不完全固溶，冷却后部分溶解的析出物第 1期 王立生等： 热处理对镍基合金涂层与基体结合界面的影响 的剪切力‚可以计算出涂层与基体之间的界面结合 强度．测试界面结合强度的原理如图 1所示．在一 个尺寸为 30ｍｍ×30ｍｍ×10ｍｍ的钢块中心加工 一个与去掉涂层后基体尺寸一样的孔‚用线切割沿 其纵向切开‚在拉伸试验机上一端夹住试样‚另一端 夹住卡具把涂层剥离下来．用剥离力的大小除以剥 离面积得到涂层与基体之间的结合强度．热处理 前、后的试样各准备五个‚分别计算出热处理前、后 剪切强度的平均值来评价界面的结合强度． 图 1 界面结合强度测试示意图 Ｆｉｇ．1 Ｓｃｈｅｍｅｆｏｒｔｅｓｔｉｎｇｔｈｅｂｏｎｄｉｎｇｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｅ 2 实验结果及分析 2∙1 热处理对结合界面附近显微组织的影响 热浸镀得到的镍基合金涂层与基体界面处的显 微组织如图 2（ａ）所示．从图中可以看出‚涂层中均 匀弥散分布着黑色的细小析出物．涂层与基体之间 有一条状过渡区 （宽度为 5～8μｍ）‚结合界面无任 何冶金缺陷．出现这种显微组织可以解释为镍基合 金涂层在凝固过程中可能发生了不同的相变．钢基 体在浸入镍基合金镀液的瞬间‚其表面的冷却速度 最大‚镀液润湿其表面并快速凝固．即使随着浸入 时间的延长‚涂层温度升高‚但是高温下保持的时间 短‚因此镀液中合金元素来不及析出而形成富镍、铁 的过饱和固溶体．另外‚ＥＤＳ结果 （表 3）也表明‚在 不考虑碳和硼元素含量的基础上‚热处理前过渡区 的成分接近表 2中给出的镍基合金成分‚证实了过 渡区没有析出物存在‚因此条状过渡区可能是非扩 散型或扩散很小的相变造成的．随着涂层向镀液生 长‚温度梯度降低‚造成冷却速度降低 ［8］‚作为间隙 原子的碳和硼的扩散速度大于金属原子‚碳和硼元 素极易重新分布 ［2］‚在涂层生长过程中与金属元素 形成碳化物和硼化物‚从 γ奥氏体相中析出‚但镍 基合金涂层的生长仍为多组元合金非平衡凝固．因 图 2 镍基合金涂层的 ＳＥＭ背散射照片．（ａ） 热处理前；（ｂ） 热处理后 Ｆｉｇ．2 ＳＥＭｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｅｄｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆｔｈｅＮｉ-ｂａｓｅｄａｌｌｏｙｃｏａｔｉｎｇｓ：（ａ） ｂｅｆｏｒｅｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ；（ｂ） ａｆｔｅｒｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ 表 3 热处理前后过渡带成分 （质量分数 ） Ｔａｂｌｅ3 Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｏｆｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｚｏｎｅｓｂｅｆｏｒｅａｎｄａｆｔｅｒｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔ ％ 热处理 Ｎｉ Ｃｒ Ｓｉ Ｆｅ 热处理前 72∙29 3∙24 0∙87 23∙60 热处理后 49∙44 3∙89 3∙54 43∙13 此‚过渡区左侧发生了扩散型相变‚出现细小的弥散 分布的析出物． 图 2（ｂ）为热处理后无任何冶金缺陷的结合界 面处的显微组织照片．与图 2（ａ）相比‚涂层基体上 点块状和黑色棒状析出物较大‚过渡区较宽 （宽度 约为 20μｍ）‚结合界面上存在尺寸不一且不连续的 灰色块状析出物‚形貌类似于铁的硼化物 ［14］‚如 图 2（ｂ）中箭头所指．从热力学角度分析‚涂层从高 自由能状态变为低自由能状态是热力学的必然趋 势．由于固溶温度较高且保温时间长‚为了降低涂 层体系的自由能 （主要是表面能 ）‚原来涂层基体上 大量弥散分布的析出物将会聚集长大．另外‚在时 效处理过程中‚由于时效温度较低‚涂层中较均匀的 析出物可能不完全固溶‚冷却后部分溶解的析出物 ·61·