CN117737723A - 一种冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层及其制备方法和应用 - Google Patents

Abstract

本发明属于复合涂层技术领域，具体涉及一种冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层及其制备方法和应用。本发明通过冷喷涂制备的镍基钛铝碳基复合涂层孔隙率低，涂层致密、硬度高、结合强度好，具有较好的力学性能同时具备优异的耐磨性，能够替代装备发动机中的缸套和轴瓦部件在严峻工况下使用，既可以实现减轻装备发动机轻量化全铝化，同时又可以提升装备发动机的整体效能。

Description

一种冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层及其制备方法和应用

技术领域

本发明属于复合涂层技术领域，具体涉及一种冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层及其制备方法和应用。

背景技术

飞机、舰艇、坦克和汽车等重型装备在航空航天、机械制造以及军事领域发挥着至关重要的作用。但由于重型装备自身体积大、质量重，严重限制了其整体性能的提升。装备轻量化是当前工业制造领域的重要发展趋势，尤其是装备发动机作为汽车的心脏，在体积和质量方面占据相当大的比例，发动机通常采用质量沉重的灰铸铁材料进行铸造，其自身重量严重限制了整体性能的提升。

现有汽车发动机中虽已大量使用铝合金，但直接承受摩擦运动、燃气冲击的关键部件工作面必须镶嵌更高强度、更大比重的衬套、轴瓦等“局部增强体”或整体使用既贵又重的钢铁材料，才能适应严峻复杂的工况要求，这种不得已的镶嵌组合式设计，不仅降低了装备发动机的“全铝化、轻量化”水平，还可能发生镶嵌界面失配、漏水、异响、变形等严重失效问题，存在极大的安全隐患。

典型的部件如发动机轴承座、缸壁均为铝合金材质，由于其表面硬度低、摩擦系数高、耐磨性差，不得不与钢材质轴瓦、铸铁材质缸套镶嵌组合式设计，以减轻磨损、腐蚀和划伤等问题。铸铁和钢材质因其足够的硬度在一定程度上改善了缸壁和轴承座的耐磨性，但却增加了发动机的整机重量，并且铸铁和钢材质与铝合金的导热系数相差较大，容易引起缸体和轴承座的变形与磨损，将严重影响发动机的性能和寿命。

发明内容

有鉴于此，本发明的目的在于提供一种冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层及其制备方法和应用，本发明制备的冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层致密，硬度高、结合强度好，具有优异的力学性能和耐磨性，该涂层能够替代装备发动机中的缸套和轴瓦部件在严峻工况下使用，既可以实现减轻装备发动机轻量化全铝化，同时又可以提升装备发动机的整体效能。

为了实现上述目的，本发明提供了以下技术方案：

本发明提供了一种冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层的制备方法，包括以下步骤：

用复合粉料在预处理后的基体材料表面进行冷喷涂，得到冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层；

所述复合粉料包括Ni粉和Ti₃AlC₂粉；

所述基体材料为铝合金。

优选的，所述Ni粉和Ti₃AlC₂粉的质量比为(5～8):(2～5)。

优选的，所述冷喷涂的参数包括：送粉气体为氮气，喷涂压力为3～5MPa，喷涂温度为500～700℃，喷涂距离为10～20mm，送粉率为3～4r/min，喷涂角度为90°，喷枪往复次数为8～12次，喷枪速度为300～400mm/s。

优选的，所述Ni粉的平均粒径为10～50μm；所述Ti₃AlC₂粉的平均粒径为10～50μm。

优选的，所述Ni粉包括球形颗粒和形状不规则的颗粒；所述Ti₃AlC₂粉为不规则层状多角形貌。

优选的，所述预处理包括：将所述基体材料依次进行第一超声清洗、第一干燥、喷砂粗化处理、第二超声清洗和第二干燥。

优选的，所述喷砂粗化处理所用砂粒的粒径为500～700μm；所述喷砂粗化处理的喷砂角度为70～80°，喷砂距离为180～240mm，压力为0.7～0.8MPa；所述喷砂粗化处理后基体材料表面的粗糙度Sq为10～12.8μm，粗糙度Sa为5～7.81μm。

优选的，所述第一超声清洗和第二超声清洗所用清洗液为无水乙醇；所述第一超声清洗和第二超声清洗的频率独立为28～40kHz，时间独立为5～10min。

本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备的冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层，化学组成包括Ni和Ti₃AlC₂，所述冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层的厚度为500～800μm，孔隙率为0.3～0.6％，硬度为242～310HV_0.2。

本发明还提供了上述技术方案所述冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层在装备轻量化发动机中的应用。

本发明提供了一种冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层的制备方法，包括以下步骤：用复合粉料在预处理后的基体材料表面进行冷喷涂，得到冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层；所述复合粉料包括Ni粉和Ti₃AlC₂粉；所述基体材料为铝合金。在冷喷涂过程中，复合粉末不仅发生了变形，基体在受到巨大冲击后同样发生了一定程度的塑性形变，且界面较为模糊，涂层与基体界面呈波浪状相互嵌合，以机械结合方式使涂层与基体间形成较强的结合，Ti₃AlC₂陶瓷颗粒的喷丸效应，Ni颗粒会变成扁平状或者不规则形状，Ti₃AlC₂属于陶瓷材料不会发生变形，会直接沉积在涂层中，对Ni颗粒其夯实作用，促进Ni颗粒变形，导致涂层致密度提高，孔隙率降低；此外，复合粉料的颗粒在冲击过程中所经历剧烈的塑性变形，引发的加工硬化效应，进而导致涂层内部应力尤其是压应力的增加，晶界处位错密度的增加，从而提高了涂层的硬度。因此，本发明通过冷喷涂制备的镍基钛铝碳基复合涂层孔隙率低，涂层致密、硬度高、结合强度好，具有较好的力学性能同时具备优异的耐磨性，能够替代装备发动机中的缸套和轴瓦部件在严峻工况下使用，既可以实现减轻装备发动机轻量化全铝化，同时又可以提升装备发动机的整体效能。

附图说明

图1为本发明实施例1中所用Ni粉的形貌及粒径图；

图2为本发明实施例1中所用Ti₃AlC₂粉的形貌及粒径图；

图3为本发明实施例1中所用冷喷涂设备图；

图4为本发明实施例1中的复合粉料的形貌和粒径图；

图5为本发明实施例1中的复合粉料的形貌及EDS分析图；

图6为本发明实施例1～3中Ni-Ti₃AlC₂复合涂层表面的XRD衍射图；

图7为本发明实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层表面扫描形貌图；

图8为本发明实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的截面微观形貌图；

图9为本发明实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的截面形貌及EDS分析图；

图10为本发明实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的孔隙率和Ti₃AlC₂陶瓷含量图；

图11为本发明实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的硬度变化曲线图；

图12为本发明实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的弹性模量图；

图13为本发明实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层在0.01Kgf载荷下的压痕形貌图；

图14为本发明实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的结合强度图；

图15为本发明实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的宏观断口形貌图；

图16为本发明实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的拉伸断口形貌图；

图17为干摩擦条件下对铝合金基体及实施例1～3制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的磨损试验结果图；

图18为铝合金基体及实施例1～3制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的磨痕三维形貌图；

图19为干摩擦试验中基体及实施例1～3制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的磨痕形貌轮廓曲线图；

图20为干摩擦试验后铝合金基体磨痕的SEM扫描形貌图；

图21为干摩擦试验后实施例1中冷喷涂Ni-20％Ti₃AlC₂涂层磨痕的SEM扫描形貌图；

图22为干摩擦试验后实施例2中冷喷涂Ni-40％Ti₃AlC₂涂层磨痕的SEM扫描形貌图；

图23为干摩擦试验后实施例3中冷喷涂Ni-50％Ti₃AlC₂涂层磨痕的SEM扫描形貌图；

图24为油润滑条件下基体及实施例1～3中冷喷涂Ni-Ti₃AlC₂涂层的磨损试验结果图；

图25为油润滑条件下铝合金基体及实施例1～3制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的磨痕的三维形貌图；

图26为油润滑条件下铝合金基体及实施例1～3制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的磨痕三维形貌图；

图27为油润滑摩擦条件下铝合金基体经过30min摩擦磨损后的磨痕形貌图；

图28为油润滑摩擦条件下Ni-20％Ti₃AlC₂涂层经过30min摩擦磨损后的磨痕形貌图；

图29为油润滑摩擦条件下Ni-40％Ti₃AlC₂涂层经过30min摩擦磨损后的磨痕形貌图；

图30为油润滑摩擦条件下Ni-50％Ti₃AlC₂涂层经过30min摩擦磨损后的磨痕形貌图；

图31为压痕法示意图；

图32为涂层结合强度测试示意图；

图33为干摩擦原理示意图。

具体实施方式

本发明提供了一种冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

用复合粉料在预处理后的基体材料表面进行冷喷涂，得到冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层；

所述复合粉料包括Ni粉和Ti₃AlC₂粉；

所述基体材料为铝合金。

如无特殊说明，本发明对所用制备原料的来源没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的市售商品即可。

本发明用复合粉料在预处理后的基体材料表面进行冷喷涂，得到冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层。

在本发明中，所述基体材料为铝合金，优选为ADC12铝合金。

在本发明中，所述ADC12铝合金的化学成分如表1所示。

表1ADC12铝合金化学成分

化学成分

Si

Fe

Cu

Mn

Mg

Ni

Sn

Zn

Al

含量/％

9.6-12

≤1.3

≤1.5-3.5

≤0.5

≤0.3

≤0.5

≤0.3

≤1.0

余量

在本发明中，所述预处理优选包括：将所述基体材料依次进行第一超声清洗、第一干燥、喷砂粗化处理、第二超声清洗和第二干燥。在本发明中，所述第一超声清洗和第二超声清洗所用清洗液优选为无水乙醇；所述第一超声清洗和第二超声清洗的功率独立优选为28～40kHz，更优选为35～40kHz，时间独立优选为5～10min，更优选为10min；所述喷砂粗化处理所用砂粒的粒径优选为500～700μm，更优选为550～650μm；所述喷砂粗化处理所用砂粒优选为棕刚玉砂粒；所述喷砂粗化处理的喷砂角度优选为70～80°，更优选为75°，喷砂距离优选为180～240mm，更优选为200～220mm，压力优选为0.7～0.8MPa，更优选为0.7MPa；所述喷砂粗化处理后基体材料表面的粗糙度Sq优选为10～12.8μm，更优选为10～11μm，粗糙度Sa优选为5～7.81μm，更优选为6～7.5μm；所述第一干燥和第二干燥独立优选为60～80℃，更优选为70～80℃，时间优选为2～5min，更优选为3～4min。

本发明通过第一超声清洗超声清洗去除基体材料表面的油脂、锈蚀等污垢，通过喷砂粗化处理增加基体材料表面的粗糙度，提供与涂层更大的接触面积，有利于与涂层形成机械互锁，从而使基体材料与涂层具有更高的结合强度；第二超声清洗能够去除基体材料表面的污渍和残留砂粒。本发明通过预处理在基体材料上形成清洁的粗糙表面，增加喷涂粒子与基体表面的机械咬合力，提高结合强度。

在本发明中，所述Ni粉优选包括球形颗粒和形状不规则的颗粒；所述Ti₃AlC₂粉优选为不规则层状多角形貌；所述Ni粉的平均粒径优选为10～50μm，更优选为20～40μm；所述Ti₃AlC₂粉的平均粒径优选为10～50μm，更优选为20～40μm；所述Ni粉的纯度优选≥99.5％，更优选≥99.8％；所述Ti₃AlC₂粉的纯度优选≥98％，更优选为98％；所述Ni粉和Ti₃AlC₂粉的质量比优选为(5～8):(2～5)，更优选为(5～6):(4～5)。

本发明中，所述复合粉料的物理特性如表2所示。

表2复合粉料颗粒的物理特性

在本发明中，所述复合粉料的制备方法优选为：将所述Ni粉和Ti₃AlC₂粉依次进行机械混合和干燥；所述机械混合的时间优选为20～40min，更优选为30min；所述机械混合优选在机械搅拌的条件下进行；所述机械搅拌的速率优选为400～500rpm，更优选为450rpm；所述干燥优选为烘干；所述干燥的温度优选为70～90℃，更优选为70～80℃；所述干燥的温度优选为20～40min，更优选为30min。

本发明通过机械混合使Ni粉和Ti₃AlC₂粉混合均匀，得到成分均一的复合粉料，通过干燥防止复合粉料因受潮影响喷涂流动性，而且机械混合过程中不同相的粉末基本保持其原形始貌且两相之间不发生反应，保留粉末材料的原始物理和化学等性能，这对后期沉积涂层的性能具有至关重要的作用。

在本发明中，所述冷喷涂的参数包括：送粉气体优选为氮气，喷涂压力优选为3～5MPa，更优选为5MPa，喷涂温度优选为500～700℃，更优选为700℃，喷涂距离优选为10～20mm，更优选为20mm，送粉率优选为3～4r/min，更优选为3.5r/min，喷涂角度优选为90°，喷枪往复次数优选为8～12次，更优选为10～12次，喷枪速度优选为300～400mm/s，更优选为300mm/s。

在本发明中，所述冷喷涂所用设备优选为日本等离子技研工业株式会社PlasmaGiken公司生产的PCS-1000冷喷涂设备，该设备主要包括喷枪、电源、控制柜、热交换器和送粉器五部分。

在冷喷涂工艺中，喷涂压力和喷涂温度是最为关键的参数，其对颗粒速度的影响最为显著，喷涂压力和喷涂温度的增加，粉末颗粒的速度和温度均提高。颗粒速度的提高可使颗粒撞击时的动能增大，颗粒温度的提高可使颗粒发生软化、降低变形阻力，二者综合作用使得冷喷涂涂层微观组织及致密度提高，直接决定了复合粉料的沉积过程和最终涂层的性能。

冷喷涂涂层颗粒间的结合主要取决于颗粒撞击过程中的动能和颗粒本身的变形能力。喷涂温度的提高改善了粉末颗粒材料在撞击时的变形能力，使得沉积得到的涂层颗粒间结合紧密，孔隙率低，涂层的微观组织形貌更好。

冷喷涂压力也是冷喷涂工艺中的关键参数，直接影响颗粒的撞击速度和变形行为，进而对沉积层的质量和性能产生重要影响。较低的喷涂压力可能导致颗粒塑性变形不足以填充表面缺陷和空隙，从而形成较高的孔隙率。相反，较高的喷涂压力可以提高粉末颗粒的速度和动能，在冲击基材表面时产生更高的能量，这有利于颗粒的熔融和融合，促进涂层的致密化，降低孔隙率。同时，也增强了颗粒-基体和颗粒-颗粒接触处的键合过程。因此，适当的冷喷涂压力有助于形成致密且均匀的涂层结构，从而降低孔隙率，也可以改善涂层与基材的冶金结合，提高涂层的附着力。

本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备的冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层。

在本发明中，化学组成包括Ni和Ti₃AlC₂；所述冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层的厚度为500～800μm，优选为600～700μm，孔隙率为0.3～0.6％，优选为0.4～0.5％，硬度为242～310HV_0.2，优选为250～300HV_0.2。

本发明还提供了上述技术方案所述冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层在装备轻量化发动机中的应用。

本发明对所述冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层在装备轻量化发动机中的应用没有特殊限定，采用本领域熟知的应用方式即可。

下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限制。

实施例1

将ADC12铝合金在无水乙醇中以30kHz进行超声清洗10min后，在80℃干燥5min，用棕刚玉砂粒(粒径为500～700μm)进行喷砂粗化处理，喷砂角度为75°，喷砂距离为220mm，压力为0.7MPa，最后在无水乙醇中以30kHz进行超声清洗10min，在80℃干燥5min，得到预处理后的ADC12铝合金；

将Ni粉(粒径为10～50μm，纯度为99.8％)和Ti₃AlC₂粉(粒径为10～50μm，纯度为98％)以质量比8:2在450rpm下机械搅拌30min，均匀混合后，在70℃下干燥30min，得到复合粉料；Ni粉和Ti₃AlC₂粉的SEM图和粒径分布分别如图1和2所示；Ni粉采用气雾化工艺制造，喷涂粉末多数呈球形，少数形状不规则，使得粉末具有较好的流动性，球形粉表面光滑且球形度较好，但有个别细小的卫星形状颗粒附着，这是气雾化制粉工艺中存在的普遍现象，属于气雾化工艺制备典型特征；Ti₃AlC₂粉为不规则层状多角形貌，这样更有利于增加喷涂沉积效果，提高涂层的致密度，降低孔隙率。

将所述复合粉料在所述预处理后的ADC12铝合金表面进行冷喷涂，所用设备优选为日本等离子技研工业株式会社Plasma Giken公司生产的PCS-1000冷喷涂设备(如图3所示)，该设备主要包括喷枪、电源、控制柜、热交换器和送粉器五部分，条件为送粉气体优选为氮气，喷涂压力为5MPa，喷涂温度为700℃，喷涂距离为20mm，送粉率为3.5r/min，喷涂角度为90°，喷枪往复次数为12次，喷枪速度为300mm/s，得到厚度为600μm的冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层。

实施例2

与实施例1的区别在于，Ni粉和Ti₃AlC₂粉的质量比为6:4，其余内容与实施例1一致。

实施例3

与实施例1的区别在于，Ni粉和Ti₃AlC₂粉的质量比为5:5，其余内容与实施例1一致。

实施例4

与实施例1的区别在于，喷涂温度为500℃，其余内容与实施例1一致。

实施例5

与实施例1的区别在于，喷涂温度为600℃，其余内容与实施例1一致。

实施例6

与实施例1的区别在于，喷涂压力为3MPa，其余内容与实施例1一致。

实施例7

与实施例1的区别在于，喷涂压力为4MPa，其余内容与实施例1一致。

对比例1

与实施例1的区别在于，Ni粉和Ti₃AlC₂粉的质量比为2:8，其余内容与实施例1一致。

对比例2

与实施例1的区别在于，Ni粉和Ti₃AlC₂粉的质量比为4:6，其余内容与实施例1一致。

性能测试

(1)对实施例1中的复合粉料的形貌和粒径进行测试，结果如图4所示，其中(a)为SEM，(b)为粉料粒径分布。

由图4可知，Ni-Ti₃AlC₂复合粉料混合均匀，其中Ti₃AlC₂陶瓷粉分布在Ni粉周围，这样的粉体结构有利于碰撞时发生充分变形，可有效提升喷涂过程中陶瓷颗粒的沉积效率，减少涂层中的缺陷。

(2)对实施例1中的复合粉料的形貌及EDS分析进行测试，结果如图5所示，其中(a)为SEM，(b)为A、B区的EDS分析。

由图5可以看出，Ni-Ti₃AlC₂复合粉料中没有其它相的生成，说明了Ni粉和Ti₃AlC₂粉没有发生分解，保留粉料的原始物理和化学等性能，这对后期沉积涂层的性能具有至关重要的作用。

(3)对实施例1～3中制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层表面进行XRD衍射测试，结果如图6所示。

由图6可看出，三种不同陶瓷含量的涂层均由纯Ni相和Ti₃AlC₂硬质相组成，没有其它新反应相生成。这说明喷涂过程中涂层中的所有物质没有发生分解或相变，且涂层没有发生氧化，这得益于冷喷涂较低的工作温度以及较短的喷涂时间。同时也表明了采用冷喷涂技术成功制备了无相变的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层。其中硬质颗粒Ti₃AlC₂衍射峰不太明显，造成这一现象的原因是该谱图是涂层表面XRD谱图，大部分陶瓷颗粒距涂层表面较远，XRD扫描深度有限，其次，可能是由于Ti₃AlC₂的强度比Ni弱得多，因此涂层表面XRD不太明显。

(4)对实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层表面扫描形貌进行测试，结果如图7所示，其中(a)为Ni-20％Ti₃AlC₂，(b)Ni-40％Ti₃AlC₂，(c)为Ni-50％Ti₃AlC₂。

如图7可以看出三种涂层的表面均较为粗糙，这是由于冷喷涂固态颗粒沉积的性质所决定的，从图7(a)可看出Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的表面存在较多的孔隙和裂纹，这主要是由于涂层在沉积过程中缺乏后续粒子的夯实效果，使Ni颗粒发生了轻微的变形但仍保持近球状，导致其在与其它颗粒的结合处有明显的孔隙存在。当原料粉末中的Ti₃AlC₂陶瓷颗粒含量增加至40％时，如图7(b)所示。涂层中的Ti₃AlC₂陶瓷含量增多，Ti₃AlC₂的夯实作用增强，增大了Ni颗粒的塑性变形程度，涂层的孔隙和裂纹减少，涂层的粗糙度得到改善，但也存在较少轻微未变形的Ni颗粒，较Ni-20％Ti₃AlC₂涂层有明显改善。从图7(c)中可看出，当Ti₃AlC₂陶瓷含量为50％时，涂层中沉积的陶瓷含量达到最高，Ti₃AlC₂陶瓷颗粒起到的夯实作用最大，在涂层的表面粒子的发生塑性变形程度增大，接着由于后续喷涂粒子的高速撞击而发生巨大塑性变形呈现扁平状态，且与先沉积部分形成紧实的机械结合。也从图中可看出颗粒间存在未结合的状态和脱落坑的形成，这是由于部分喷涂颗粒的速度较低，撞击涂层后未能发生有效沉积而是产生回弹，只在表面留下了冲击脱落坑。

(5)对实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的截面微观形貌进行测试，结果如图8所示，其中(a-c)为Ni-20％Ti₃AlC₂，(d-f)Ni-40％Ti₃AlC₂，(g-i)为Ni-50％Ti₃AlC₂。

如图8可看出涂层与基体的界面结合处没有明显的孔隙和裂纹的存在，涂层与基体界面呈波浪状且相互嵌合，这是属于冷喷涂典型的机械结合方式。浅灰色的组织为Ni，深灰色的组织为Ti₃AlC₂，可看出随着Ti₃AlC₂在涂层中沉积的陶瓷含量的增多，三种涂层的截面形貌变得更为致密，涂层内部质量较好，涂层间并未呈现裂缝和明显的间隙，粒子间紧密结合，均保持着较高的致密度，说明了Ti₃AlC₂陶瓷颗粒的喷丸效应，促进Ni和Ti₃AlC₂的变形，从而起到夯实作用，导致涂层致密度提高。从冷喷涂层截面的高倍率形貌图8(c)、(f)、(i)可观察到，在图8(c)中，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层内部观察到较多量裂纹、孔洞和缺陷的存在，归因于部分喷涂粒子速度较低产生不完全变形，堆叠过程中颗粒间不能形成高效的结合。在图8(f)中可看出Ni-40％Ti₃AlC₂涂层存在Ti₃AlC₂粒子团聚的区域，在Ni与Ti₃AlC₂接触区域周边常伴有孔隙、裂纹和缺陷存在。这主要是因为Ti₃AlC₂与Ni之间粒子结构的差异，Ti₃AlC₂与Ni的结合界面易产生应力集中。其次，Ti₃AlC₂团聚颗粒的内部也存在一定量的孔隙，是因为陶瓷颗粒的物理特性导致陶瓷颗粒间的结合力较弱。当原料粉末中Ti₃AlC₂陶瓷含量增加至50％时，如图8(i)所示，陶瓷颗粒的沉积效率增加，沉积在涂层的Ti₃AlC₂含量增多，陶瓷颗粒间相互撞击发生破碎均匀的分布在涂层中起到弥散强化作用，Ti₃AlC₂起到的夯实作用较Ni-40％Ti₃AlC₂涂层进一步增强，使Ni颗粒产生强烈的塑性变形，呈现扁平状，在垂直于喷涂方向上被拉长，且预先沉积颗粒的扁平化程度更高，证明了后续粒子的冲击作用对预先沉积粒子进一步夯实使其塑性变形更加剧烈。因此，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层与基体结合良好，涂层致密，内部几乎没有明显的裂纹、孔隙和缺陷存在。

(6)对实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的截面形貌及EDS分析进行测试，结果如图9所示，其中(a)为Ni-20％Ti₃AlC₂涂层截面，(b)为EDS分析结果，(c)为Ni-40％Ti₃AlC₂涂层截面，(d)为EDS分析结果，(e)为Ni-50％Ti₃AlC₂涂层截面，(f)为EDS分析结果。

如图9中可看出每条有颜色的曲线各自代表的元素，由EDS线扫描结果可知，在基体区域只有Al元素存在，没有Ni、Ti等元素存在，因此，涂层与基体界面结合处没有明显的Ni、Ti元素的扩散，说明了冷喷涂涂层与基体之间的结合方式为机械结合。从图9(b)、(d)、(f)可清楚的看出，Ni、Ti、Al、C各元素沿测量方向含量变化曲线且在涂层中均匀分布，随着沉积在涂层中陶瓷含量的增多，EDS线扫描实验结果的曲线变化趋势不大，说明了Ti₃AlC₂陶瓷颗粒在三种复合涂层中均匀沉积，尤其Ni-50％Ti₃AlC₂复合涂层中的Ti₃AlC₂陶瓷含量最高。因此，冷喷涂Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的均匀性较高。

(7)对实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的孔隙率和Ti₃AlC₂陶瓷含量进行测试，结果如图10所示。

如图10(a)中可看出，三种陶瓷含量下涂层的孔隙率分别为0.524、0.485、0.386，其中Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的孔隙率最低0.386。可知，涂层的孔隙率随着陶瓷含量的增加呈下降趋势，但未明显改变，且均处于较低水平(＜1％)。主要是因为随着Ti₃AlC₂含量的增加，Ti₃AlC₂颗粒起到夯实作用，促使Ni颗粒的塑性变形量大大增加，颗粒间结合界面更加致密，陶瓷颗粒的夯实作用使涂层的致密度提高，复合涂层的微观结构得到明显改善，孔隙率得到降低。从图10(b)可看出，涂层中保留的Ti₃AlC₂陶瓷含量也是随着粉末原料中Ti₃AlC₂陶瓷含量的增加而增加，在原料粉末中含有50wt％的Ti₃AlC₂陶瓷粉末，在涂层中保留最高达23.7％，但Ti₃AlC₂陶瓷含量的损失率相对较高达26.3％，由于是机械混合粉末用于喷涂，因此，Ti₃AlC₂陶瓷粉末损失率过高，但也与其他研究人员的结果保持一致。

(8)对实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的硬度变化曲线进行测试，结果如图11所示。

由图11可以看出，基体的硬度为110HV_0.2，而在加工硬化区域里，基体平均硬度小幅度提升，为125HV_0.2，这是由于喷砂过后的基体产生加工硬化导致基体硬度的提升。此外，Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的硬度均高于基体的硬度(110HV_0.2)，且随硬质相Ti₃AlC₂含量的增加，呈现增加趋势，在距离界面结合处100-150μm之间，三种复合涂层的硬度达到最高，然后距离界面结合处越远，硬度呈减小趋势，三种涂层的最高硬度分别为242HV_0.2、256HV_0.2、310HV_0.2。当Ti₃AlC₂含量为50％时，Ni-50％Ti₃AlC₂复合涂层的硬度值达到最大，涂层硬度提高的主要原因可以归纳为两个方面。一方面，在冷喷涂过程中Ni颗粒和Ti₃AlC₂颗粒在撞击基体上沉积时发生高应变率变形，会增加变形材料内部的位错密度的集中，颗粒硬度变大，产生了加工硬化效果，后续颗粒撞击在具有位错集中的颗粒上时，也会发生剧烈的塑性变形，使涂层的硬度得到提高。另一方面，涂层中沉积的Ti₃AlC₂颗粒增强相硬度的增加是Ni-Ti₃AlC₂复合涂层硬度增加的重要因素。涂层中Ti₃AlC₂陶瓷含量越高，Ti₃AlC₂陶瓷颗粒相互间更易发生碰撞破碎细化，在涂层中分布的更加均匀，从而使陶瓷增强相对涂层的弥散强化作用加强，进一步促进了Ni颗粒的塑性变形，涂层内部缺陷减少，涂层的致密度提高，复合涂层的硬度得以增加。

(9)对实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的弹性模量进行测试，结果如图12所示，其中(a)最大载荷100mN下纳米压痕试验获得的试样的载荷-位移曲线，(b)涂层的平均弹性模量。

由图12(b)可知，三种涂层的弹性模量分别为152GPa、184GPa和192GPa，当粉末中陶瓷含量从20％增加到50％时，涂层的弹性模量提高了26.3％，这可以解释为涂层中陶瓷颗粒含量的增加促进了喷涂颗粒的塑性变形，并改善了颗粒间的结合力，致使涂层组织更加致密，从而提高了涂层的弹性模量。这也表明在同样的加载载荷下，Ni-50％Ti₃AlC₂复合涂层经历了更小的塑性变形。

从图12(a)中看出Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的压入深度要小于其它两种涂层，距离涂层的表面越远，压入深度越小。Ni-50％Ti₃AlC₂涂层和Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的压入深度相差不大，两种涂层的弹性模量没有明显提高，但较Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的弹性模量明显提高，这是由于Ti₃AlC₂陶瓷颗粒在Ni-Ti₃AlC₂复合涂层中的弥散强化作用，在相同应力作用下减小了涂层的压痕深度。这揭示了添加Ti₃AlC₂陶瓷颗粒增加了Ni-Ti₃AlC₂涂层复合涂层抵抗塑性变形的能力。因此，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的弹性模量最高，这意味着在相同的压应力作用下，涂层的弹性变形程度最小，更有利于保证零件在工作时的精度，在磨损过程中，可以有效阻止硬质微凸体的压入，提高涂层耐磨性。

(10)对实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层在0.01Kgf载荷下的压痕形貌进行测试，结果如图13所示，其中(a)为Ni-20％Ti₃AlC₂涂层，(b)Ni-40％Ti₃AlC₂涂层，(c)为Ni-50％Ti₃AlC₂涂层。

表3冷喷涂Ni-Ti₃AlC₂复合涂层断裂韧性的计算参数

由图13可观察到在相同的加载载荷条件下，Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的压痕尺寸随着涂层中陶瓷含量的增加呈现减小趋势，这同时也验证了图11中Ni-50％Ti₃AlC₂涂层硬度高于另外两种涂层结论的正确性。从图13中可看出，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层压痕的裂纹长度为13.10μm，Ni-40％Ti₃AlC₂涂层压痕的裂纹长度为10.26μm，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层压痕的裂纹长度为9.33μm。这表明Ni-50％Ti₃AlC₂涂层具有更高的断裂韧性。根据表3中给出的参数，使用公式(2.1)计算出了三种冷喷涂层的断裂韧性。经计算，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的断裂韧性为84.57MPa·m^1/2，Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的断裂韧性为130.52MPa·m^1/2，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的断裂韧性为225.59MPa·m^1/2，其值提高了166.7％。压痕裂纹产生于涂层表面的微裂纹或孔洞等缺陷处，在应力作用下裂纹开始扩展。由于Ti₃AlC₂陶瓷颗粒能够抑制裂纹的扩展并使其偏转，从而增加了裂纹扩展路径的长度，进而提高了Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的断裂韧性；另一方面，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层陶瓷含量最高，所起到的夯实作用最强，促进了Ni颗粒的塑性变形能力，使涂层内部结构致密，缺陷少，裂纹萌生和失稳倾向小，涂层中含有大量的位错，有效提高了涂层的强度和硬度。此外，涂层内部较大的残余压应力也会起到增韧作用。因此，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的断裂韧性要高于其它两种涂层。

(11)对实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的结合强度进行测试，结果如图14所示。

由图14可知，随着原料粉末中Ti₃AlC₂含量的增加，涂层的结合强度呈现提高的趋势。Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的结合强度分别为约24.8MPa、36.8MPa和44.7MPa，对应粉末原料中Ti₃AlC₂含量为20％、40％和50％。这表明增加硬质金属陶瓷颗粒不仅增加了Ni颗粒的变形程度，同时也增强了Ni-Ti₃AlC₂复合涂层与基体之间的机械嵌合。对于Ni-20％Ti₃AlC₂涂层，由于Ti₃AlC₂颗粒的粒径较大且密度较高，导致其在涂层中沉积的含量相对较低，对Ni颗粒的锤击作用较小，从而使得复合颗粒的塑性变形量小，涂层存在孔隙和裂纹较多，进一步降低了结合强度。因此，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的结合强度最低。相比之下，Ni-40％Ti₃AlC₂涂层中的陶瓷含量较高，复合颗粒的变形程度增强，从而获得了较高的结合强度。此外，随着Ti₃AlC₂含量的增加，Ti₃AlC₂颗粒的锤击作用也增强，促进了Ni颗粒的塑性变形能力，使涂层微观组织得到明显改善致密度提高，促使颗粒与基体之间的机械结合面积增加，提高了涂层与基体的界面结合强度。因此，Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的结合强度随着原料粉末中Ti₃AlC₂含量的增加而增加，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的结合强度最高。

(12)对实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的宏观断口形貌进行测试，结果如图15所示，其中(a-b)为Ni-20％Ti₃AlC₂涂层，(c-d)为Ni-40％Ti₃AlC₂涂层，(e-f)为Ni-50％Ti₃AlC₂涂层。

从图15(a)、(b)可以观察到Ni-20％Ti₃AlC₂涂层在基体一侧的表面没有明显的涂层残留，表明涂层与基体之间的失效方式为界面粘结断裂。图15(c)、(d)显示了Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的宏观断裂形貌，随着涂层中沉积的Ti₃AlC₂陶瓷含量的增加，涂层与基体间的失效断裂方式发生了变化。在基体一侧的表面上可以看到明显的少量涂层残留，并且涂层的剥落导致涂层一侧产生明显的凹坑。涂层的剥落是由涂层的内部粘聚失效断裂引起的，因此Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的失效形式是以界面粘着断裂为主、涂层内部粘聚断裂为辅的复合失效模式。图15(e)、(f)展示了Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的宏观断裂形貌，可以观察到基体表面一侧有较大面积的涂层残留，表明涂层的内部粘聚断裂发生了。因此，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的失效形式也属于粘着断裂和粘聚断裂的复合失效模式。通过观察三种涂层的断口形貌和失效模式，可以发现随着Ti₃AlC₂含量的增加，基体表面一侧的涂层残留量逐渐增多，断裂方式转变为以界面粘结断裂为主、涂层内部粘聚断裂为辅的复合失效模式。这种失效模式的转变与涂层-基体界面结合强度的变化一致，进一步证实了Ti₃AlC₂陶瓷颗粒的添加对界面结合的增强效果。

(13)对实施例1～3中不同质量比下制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的拉伸断口形貌进行测试，结果如图16所示，其中(a-b)为Ni-20％Ti₃AlC₂涂层，(c-d)为Ni-40％Ti₃AlC₂涂层，(e-f)为Ni-50％Ti₃AlC₂涂层。

通过观察图16(a)、(c)、(e)低倍的SEM图片中，可以清晰地观察到三种不同陶瓷含量下的涂层表面比较粗糙，这归因于冷喷涂固态沉积的特性，在冷喷涂过程中，固态喷涂粒子以高速撞击基体，发生绝热剪切失稳，并通过塑性变形沉积形成涂层。因此，机械结合是冷喷涂过程中主要的结合方式，这也解释了涂层表面粗糙的原因。图16(b)为Ni-20％Ti₃AlC₂涂层断口表面的高倍的SEM图片，可以清楚地看到涂层断口表面中Ni和Ti₃AlC₂颗粒之间存在裂纹，以及Ti₃AlC₂颗粒之间存在明显的缺陷和脱落坑。主要是因为涂层中沉积的Ti₃AlC₂陶瓷颗粒含量低，在喷涂过程中陶瓷颗粒没有起到对Ni颗粒充分夯实作用，导致Ni颗粒间塑性变形不足，Ni和Ti₃AlC₂颗粒间未形成有效的堆叠，导致裂纹和缺陷的产生，从涂层断口表面中也发现了陶瓷脱落坑的产生，这是由于后续喷涂的陶瓷颗粒对已经沉积的陶瓷颗粒高速撞击，使其脱落形成陶瓷脱落坑。图16(d)为Ni-40％Ti₃AlC₂涂层断口表面的高倍的SEM图片，可以清楚地看到涂层断口表面的中Ni和Ti₃AlC₂颗粒间存在裂纹、缺陷和陶瓷脱落坑，但相比Ni-20％Ti₃AlC₂涂层明显减少。这可以归因于涂层中Ti₃AlC₂陶瓷含量的增加，陶瓷颗粒对Ni颗粒的锤击作用进一步增强，使得Ni颗粒的塑性变形能力增强，从而改善了复合颗粒之间的结合界面。使涂层的组织更加致密，颗粒之间的结合力提升，也表明Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的结合强度和硬度有所提高。至于陶瓷脱落坑的产生，一方面，则是由于涂层中Ti₃AlC₂陶瓷颗粒含量的增加，陶瓷颗粒间互相撞击的概率增大，未能沉积在涂层中，产生脱落，另一方面，在后续的喷涂过程中，陶瓷颗粒与已经沉积的陶瓷颗粒撞击，导致已经沉积的陶瓷颗粒脱落形成陶瓷脱落坑。图16(f)为Ni-50％Ti₃AlC₂涂层断口表面的高倍的SEM图片，可以清楚地观察到涂层断口表面中Ti3AlC2颗粒间存在少量裂纹和缺陷。Ni-50％Ti₃AlC₂涂层中沉积的Ti₃AlC₂陶瓷颗粒最多，所起的夯实作用最强，促使Ni颗粒发生剧烈塑性变形，并实现颗粒间的机械联锁和增强结合力。此外，涂层中的陶瓷含量增加，一方面，导致陶瓷颗粒间相互碰撞的概率增大，产生了严重的破碎现象，陶瓷颗粒的细化对涂层也起到弥散强化作用，并使涂层组织结构更加致密。另一方面，尺寸较小的陶瓷颗粒被塑性变形能力强的Ni颗粒紧紧包裹，均匀的分布在涂层中，使Ti₃AlC₂颗粒与Ni基涂层间结合牢固。这解释了Ni-50％Ti₃AlC₂涂层比20％和40％涂层具有最高的结合强度原因。

(14)在干摩擦条件下对铝合金基体及实施例1～3制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层进行磨损试验，结果如图17所示，其中(a)为摩擦磨损曲线，(b)为磨损率直方图。

图17(a)显示了ADC12铝合金基材和Ni-Ti₃AlC₂复合涂层随时间变化的摩擦系数曲线。对于基材而言，在最初的100s内，摩擦系数迅速上升至最高值(约1.401)，随后经历了短暂的磨合期并趋于稳定，摩擦系数维持在约1.06左右。在前期的跑合磨损阶段基材较软，对磨球对基材表面产生犁削作用，形成材料堆积并与对磨球发生粘着效应，导致摩擦系数的快速攀升。在这种磨损环境中经过300s后，基材表面发生加工硬化，微凸点和犁沟被研磨球逐渐碾平，摩擦系数相应降低，进入稳定磨损阶段。与基材相比，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层在磨损测试周期中的摩擦系数变化更加稳定，在磨损试验开始后短时间内度过了磨合期，然后快速下降，此后一段时间内摩擦系数波动程度变小且逐步进入稳定磨损阶段，摩擦系数最终稳定在0.84左右。Ni-40％Ti₃AlC₂涂层与Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的摩擦系数曲线变化相似。在磨损试验开始后短时间内度过了磨合期，然后快速下降，此后一段时间内摩擦系数波动程度变小且逐步进入稳定磨损阶段。摩擦系数维持在约0.77左右。相对于Ni-20％Ti₃AlC₂涂层，Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的摩擦系数较低。这是因为Ni-40％Ti₃AlC₂涂层中陶瓷含量较高，陶瓷颗粒起到了夯实作用，增强了金属颗粒的变形能力，并改善了涂层的致密程度和硬度。因此，Ni-40％Ti₃AlC₂涂层具有更出色的耐磨性能。相比之下，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的摩擦系数曲线显得较为简单，具有较长的磨合阶段(600s)，随后摩擦系数稳定在较低水平(约0.64)。摩擦运动初期，GCr15对磨球容易压入涂层中，随着摩擦过程的进行，一方面，对磨球与涂层表面的接触面积不断增加，另一方面，多角层状结构的Ti₃AlC₂陶瓷颗粒对于对摩面的犁削作用，表现出摩擦系数急剧上升，经过一段时间的磨合后，摩擦系数缓慢下降，但也存在较小的波动，这是因为GCr15对摩球的研磨对象在Ni与Ti₃AlC₂陶瓷颗粒间不断切换，导致磨损初期摩擦系数不稳定。但是在随后的磨损过程中，涂层内部的粒子产生脱落，被磨损剪断成更细小的磨屑填充磨损坑底部，使接触面变得光滑。而且Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的硬度呈现出梯度增加的趋势，显微结构更致密，阻碍磨损的进行，表现为摩擦系数逐渐进入稳定阶段。因此，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的摩擦系数最低。

干摩擦试验条件下铝合金基体和涂层磨损率的比较如图17(b)所示。Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的磨损率均低于基体，铝合金基体的磨损率为89.6×10^-5mm³/N·m，而Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的磨损率明显降低，为13.8×10^-5mm³/N·m，相比之下，Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的磨损率为4.76×10^-5mm³/N·m，降幅较大约为64％。这归因于涂层中陶瓷含量增多，组织致密和硬度提高，提升了涂层的耐磨性能。Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的磨损率为1.87×10^-5mm³/N·m，最低，原因是涂层中保留的陶瓷含量最多，陶瓷起到的夯实作用增强，提升了金属颗粒的塑性变形能力，并改善了颗粒间结合力。此外，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的硬度最高，对提升耐磨性起到增强作用。相对于Ni-40％Ti₃AlC₂涂层，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的磨损率减少了60.71％，表明Ni-50％Ti₃AlC₂涂层能够为铝合金基体提供更有效的耐磨保护。

(15)铝合金基体及实施例1～3制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的磨痕三维形貌进行测试，结果如图18所示，其中(a)为基体，(b)为Ni-20％Ti₃AlC₂涂层，(c)为Ni-40％Ti₃AlC₂涂层，(d)为Ni-50％Ti₃AlC₂涂层。

从图18(a)、(b)中可以看出在相同的干摩擦测试载荷下，基体的磨痕最大宽度为2.90mm，最大深度为116μm，磨损体积为21.52×10^-2mm³。根据图18(a)可以观察到，基体的磨痕宽而深，并且磨痕上有许多犁沟，底部的犁沟深度明显，整个磨痕的均匀性较差且表面粗糙，这说明摩擦系数不稳定且上下波动较大。从图18(c)、(d)中可以看出Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的磨痕最大宽度为1.92mm，最大深度为58.3μm，磨损体积为3.317×10^-2mm³，结合图18(b)中可看出，涂层的磨痕形貌与基体相似，但磨损体积明显下降。磨痕的轮廓变浅变窄，边缘存在平行均匀的犁沟，而中间部分较为平滑，底部的犁沟较深。这是因为Ni-20％Ti₃AlC₂涂层中陶瓷含量较低，对磨球与涂层接触时，仅与金属镍涂层组织接触，由于镍的硬度低于陶瓷，在磨损过程中表现为中部磨痕较为平滑，随着对磨球与涂层的接触面积的增加，摩擦系数急剧上升。随着磨损过程的进行，对磨球与涂层内部的陶瓷颗粒进行接触，硬质陶瓷颗粒的切削作用使底部磨痕较深。

(16)干摩擦试验中基体及实施例1～3制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的磨痕形貌轮廓曲线如图19所示，其中(a,b)基体，(c,d)Ni-20％Ti₃AlC₂涂层，(e,f)Ni-40％Ti₃AlC₂涂层，(g,h)Ni-50％Ti₃AlC₂涂层。

从图19(e)、(f)中可见，Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的磨痕最大宽度为1.73mm，最大深度为26.8μm，磨损体积为1.144×10^-2mm³。结合图19(c)中的磨痕形貌，可以观察到涂层的磨痕宽度和深度较Ni-20％Ti₃AlC₂涂层明显减小。中部磨痕呈现多道平行均匀的犁沟，但整个磨痕的形貌窄而浅，磨痕边缘不均匀且粗糙。主要是因为涂层中的陶瓷含量增多，涂层的硬度提高，对磨球与涂层开始接触时，无法顺利磨削而是在涂层表面发生滑动，摩擦系数呈上升趋势，最后在涂层表面硬度较低处顺利完成干摩擦试验并留下磨痕。因此Ni-40％Ti₃AlC₂的干摩擦试验后期的摩擦系数较前期更为稳定。从图19(g)、(h)可知，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的磨痕最大宽度为0.74mm，最大深度为12.6μm，磨损体积为0.4493×10^-2mm³。根据图19(d)可以看出干摩擦试验后Ni-50％Ti₃AlC₂涂层磨痕边缘四周较光滑，但底部存在几条较深的磨痕，这是由于涂层中Ti₃AlC₂硬质陶瓷颗粒含量增多，在试验初始阶段，对摩球与Ti₃AlC₂硬质陶瓷颗粒之间发生摩擦，对磨球受到摩擦阻力增大，因此初始阶段涂层的摩擦系数表现为上升趋势，随着干摩擦试验的进行，涂层内部裸露出的Ti₃AlC₂颗粒在涂层中发生脆断，形成细小颗粒，并部分保持大颗粒形态，高硬度的Ti₃AlC₂陶瓷颗粒在涂层表面留下了几条较深的磨痕。

(17)干摩擦试验后铝合金基体磨痕的SEM扫描形貌如图20所示，其中(a)500×，(b)1000×。

从图20可以观察到铝合金基体的磨损程度较为严重，磨痕上有密集均匀平行的犁沟、粘着痕迹和堆积磨屑。这是由于铝合金基体的硬度较低(约110HV_0.2)，在磨损过程中，GCr15钢球可以轻易压入基体中，对基材表面产生犁削作用，形成材料堆积，从图20(b)中可以看到犁沟两侧边缘部分堆积了大量的磨屑，结合图20(a)中的能谱分析可知氧含量高达35％，说明了基体发生了氧化磨损。随着磨损过程的进行，对磨球与基体频繁来回摩擦，接触表面温度上升，在基体的表面会形成不连续的氧化膜，氧化物颗粒碎屑的梨刨作用会使基体表面破碎形成沟槽，基体经历磨粒磨损过程，当磨屑被对磨球反复挤压到边缘堆积时，磨痕的犁沟中会有少量较小的磨粒脱落，加剧了基体的磨损和材料流失。由于加载载荷较大，犁沟的边缘部分磨屑被压成粘着痕迹和缺陷，整体磨损表面的犁沟相对光滑，还可以观察到基体塑性变形引起的裂纹和缺陷。因此，基体表面的磨损主要包括磨粒磨损、氧化磨损和轻微的粘着磨损。

(18)干摩擦试验后实施例1中冷喷涂Ni-20％Ti₃AlC₂涂层磨痕的SEM扫描形貌如图21所示，其中(a)500×，(b)1000×。

在图21(a)中可看出Ni-20％Ti₃AlC₂涂层与基体磨损表面表现出完全不同的特征。涂层中磨屑较少。从高倍磨痕形貌图21(b)中可清楚地观察到在涂层表面存在犁沟、裂纹、分层、氧化物磨粒和大面积剥落现象。Ni-20％Ti₃AlC₂涂层在磨损初期与对摩球间发生剧烈磨损，导致较高的摩擦系数，但磨屑减少了磨损面积，减轻了磨损程度。由于涂层中Ti₃AlC₂陶瓷含量较低，夯实作用较弱，涂层硬度降低。磨屑在反复碾压下经塑性变形，形成局部氧化物表层和更小的磨粒，大部分磨屑被挤压两侧形成剥落物。磨屑中硬质颗粒对涂层表面产生切削作用，形成犁沟，说明发生了磨粒磨损。涂层裂纹、分层和剥落是由于涂层硬度低、颗粒间结合力弱，在往复法向载荷和切向切削下，表面缺陷处应力集中导致裂纹形成，随着裂纹扩展，微裂纹相互连接。此外，强大的剪切力施加在摩擦表面的微凸体上，导致塑性流动同时产生冷焊和黏附。当剪切力超过焊合处的结合力时，碎片从较弱一侧剥落并粘附在较强的材料表面，从而发生粘着磨损，导致分层和剥落。在结合图21(a)能谱的结果，磨损表面的氧含量非常高，达到37.02％，可推测涂层表面发生了氧化反应。因此Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的磨损机制主要为磨粒磨损、氧化磨损和粘着磨损。

(19)干摩擦试验后实施例2中冷喷涂Ni-40％Ti₃AlC₂涂层磨痕的SEM扫描形貌如图22所示，其中(a)500×，(b)1000×。

从图22(a)中可看出，Ni-40％Ti₃AlC₂涂层磨损表面光滑。从高倍磨损形貌图30(b)中可进一步发现涂层磨损表面磨屑和裂纹较少，但剥落和撕脱分层现象严重，伴随较浅的犁沟。当原料粉末中Ti₃AlC₂含量为40％时，涂层中保留的Ti₃AlC₂含量为17.4％，涂层的硬度进一步提高，但仍低于GCr15对磨球的硬度。在剧烈磨损过程中，涂层抵抗形变能力下降，导致凸出的Ti₃AlC₂颗粒脱落，产生磨粒磨损；脱落的磨粒增加了磨损表面的粗糙度，并增强了机械形变阻力。剪切力导致涂层从颗粒界面缺陷处大面积剥落，形成撕脱分层，并伴随裂纹的产生，表明涂层发生了疲劳磨损。此外，在涂层剥落处的表面有较浅的沟槽，是由于磨痕表面残留的磨屑充当磨粒，在对磨过程中产生接触应力，形成刮擦作用，造成较浅的沟槽。同时，根据图22(a)能谱扫描结果可知，涂层磨痕表面形貌中氧含量急剧增加高达39.59％，说明在干摩擦过程中也有氧化磨损的发生，形成的氧化产物以磨屑形式存在。因此，Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的磨损机制主要为磨粒磨损、氧化磨损和疲劳磨损。

(20)干摩擦试验后实施例3中冷喷涂Ni-50％Ti₃AlC₂涂层磨痕的SEM扫描形貌如图23所示，其中(a)500×，(b)1000×。

从图23(a)中可明显的看出Ni-50％Ti₃AlC₂的涂层的磨痕表面较为粗糙，存在分层、裂纹、磨屑堆积和较浅的犁沟，总体磨损程度较轻。Ni-50％Ti₃AlC₂涂层中保留的陶瓷含量最高，涂层组织致密、硬度最高、结合强度最好，Ti₃AlC₂陶瓷颗粒镶嵌紧密且分布均匀，不易脱落。磨痕表面上裸露的Ti₃AlC₂陶瓷颗粒紧紧钉扎在磨痕处，使涂层中的Ni颗粒被挤压并发生塑性流动，同时形成沟槽，增加了犁沟的严重程度，但却不易造成涂层表面磨损。随着磨损过程的进行，对磨球的反复滚动和滑动施加循环交变应力，导致磨损表面形成疲劳裂纹。随着循环次数的增加，疲劳裂纹进一步扩展，最终导致涂层表面剥落大片碎屑、留下凹坑和分层现象，说明涂层发生了疲劳磨损。涂层中存在局部大面积的剥落和磨屑堆积是由于涂层经历疲劳磨损后，摩擦副接触面积增大，磨损剪切力增强，易使涂层表面产生剥落和产生磨屑，在磨损过程中被挤压在局部区域。形成了局部大面积的剥落和磨屑堆积现象。在结合图23(a)的能谱结果分析，氧含量较高，达到41.79％，可知涂层发生了氧化磨损过程。因此，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的磨损机制主要为磨粒磨损、氧化磨损和疲劳磨损。

(21)油润滑条件下基体及实施例1～3中冷喷涂Ni-Ti₃AlC₂涂层的磨损试验结果如图24所示，其中(a)为摩擦磨损曲线，(b)为磨损率直方图。

从图24(a)中可以看出基体的摩擦曲线一直稳定，表明经过短暂的磨合期后直接进入稳定磨损阶段，摩擦系数稳定在0.32左右。而Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的摩擦曲线变化较大，在前200s内先急剧升高，然后快速降低，最后直到600s内进入了稳定摩擦阶段，摩擦系数稳定在0.28左右，相对于基体小幅下降。在油润滑摩擦试验初始的200s内，GCr15对摩球与Ni-20％Ti₃AlC₂涂层仅为点接触，对摩副之间未能形成表面吸附膜，因此摩擦因数会急剧升高。其次，涂层中的Ti₃AlC₂陶瓷含量较少，硬质相所起到的夯实效果较弱，涂层的微观组织较差，硬度较低，涂层靠近表面位置的孔隙率较高，在磨损过程的前期对摩球容易压入涂层中，在经过了600s的摩擦，对摩球与涂层的接触面积不断增加，也表现出摩擦系数的增加。经过一段时间的磨合后，润滑油在摩擦副之间形成表面润滑油膜，润滑油膜通过隔开两摩擦表面避免表面粘着的发生，达到降低摩擦系数的效果，所以Ni-20％Ti₃AlC₂涂层在经过600s的跑合后进入了稳定磨损阶段。Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的摩擦曲线与基体摩擦曲线极为相似，先经历小幅上升，随后在200s后进入稳定磨损阶段，摩擦系数稳定在0.23左右。涂层在前200s内摩擦系数小幅升高，可能是由于涂层中的陶瓷含量增多且钛铝碳陶瓷颗粒属于层状多角结构，润滑油没有及时的包裹住Ti₃AlC₂陶瓷，润滑油膜在其表面难以形成，使固体直接接触，导致摩擦系数短时间不够稳定且小幅增加。Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的摩擦曲线一直处于稳定磨损阶段，摩擦系数稳定在0.17左右。归因于涂层中的Ti₃AlC₂陶瓷含量增多，陶瓷颗粒所起到的夯实作用增强，提高了Ni颗粒的塑性变形能力，改善了涂层的微观结构，使涂层孔隙较低、硬度高，耐磨性较好。其次，涂层表面经过抛光过后较为光滑，所以润滑油能够在涂层表面完全形成润滑油膜。因此，在摩擦过程中，润滑油膜起到了减摩作用，使得Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的摩擦系数保持稳定。

对比干摩擦条件下的摩擦系数，油润滑条件下的摩擦系数更小。这可能是因为在油润滑条件下，润滑油在摩擦副表面形成吸附膜，由于油膜分子间的内聚力，使得吸附膜有一定的承载能力，摩擦系统由配对摩擦副-油膜-摩擦副表面涂层构成，有效防止了配对摩擦副与涂层直接接触，当两固体相对滑动时，带动润滑膜一起滑动，降低了摩擦系数。

油润滑摩擦试验条件下铝合金基体和涂层的磨损率如图24(b)所示。通过白光干涉三维形貌仪测量得到的磨损体积分别为：基体4.689×10^-3mm³、Ni-20％Ti₃AlC₂涂层4.28×10^-3mm³、Ni-40％Ti₃AlC₂涂层2.319×10^-3mm³、Ni-50％Ti₃AlC₂涂层1.561×10^-3mm³。将各试样的磨损体积及表2.3中的试验参数代入公式(2.2)中计算得到：将各试样的磨损体积及表5中的试验参数代入公式(2.2)中计算得：基体的磨损率为26.05×10^-6mm³/N·m，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的磨损率为23.77×10^-6mm³/N·m，与基体相比，涂层的磨损率下降趋势不明显。众所周知，带有陶瓷含量的涂层通常具有比基体更高的耐磨性能。然而，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层与基体相比的耐磨性差异并不明显。这种反常情况的原因是多方面的。一方面，涂层中的Ti₃AlC₂陶瓷颗粒含量较低，导致夯实作用不明显，金属镍颗粒的塑性变形能力较弱，颗粒间结合力较弱，未形成有效涂层堆叠。颗粒间存在大量的微裂纹、孔隙和缺陷，微观组织结构较差。在摩擦磨损过程中，若对摩球对涂层施加的径向力大于颗粒间结合力，Ti₃AlC₂颗粒将脱落，会对磨痕表面造成明显的犁沟，加剧涂层磨损。另一方面，涂层存在较多孔隙、裂纹和缺陷，摩擦初期润滑油不能填充涂层孔隙，未形成完整润滑油膜，导致摩擦表面类似于干摩擦状态进行摩擦。从图24(a)中Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的摩擦系数曲线急剧上升也可知涂层在此过程中磨损加剧。因此，与基体相比，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的磨损率没有明显下降。Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的磨损率为12.88×10^-6mm³/N·m，远低于Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的磨损率，说明了涂层中保留的Ti₃AlC₂陶瓷颗粒的越多，冷喷涂层可以为铝合金基体提供有效的耐磨防护。Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的磨损率为8.67×10^-6mm³/N·m，相对于Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的磨损率减少了32.68％，说明Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的耐磨性较Ni-40％Ti₃AlC₂涂层更为优异。

(22)油润滑条件下铝合金基体及实施例1～3制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的磨痕的三维形貌测试结果如图25所示，其中(a)为铝合金基体，(b)为Ni-20％Ti₃AlC₂涂层，(c)为Ni-40％Ti₃AlC₂涂层，(d)为Ni-50％Ti₃AlC₂涂层。

从图25(a)中可看出，铝合金基体的磨痕最大宽度为0.752mm，最大深度为51.1μm，可以观察到油润滑摩擦条件下基体磨痕轮廓较为粗糙，可见明显犁沟，磨痕两端有磨屑堆积，由于基体硬度较低，对磨球在磨损的过程中会对基体产生切削作用，犁沟较为明显，随着接触面积的增大，基体的磨损体积也在增大，但对于基体的摩擦相对处于稳定状态，这也解释了基体摩擦系数一直很稳定的原因。根据图25(b)和图26(b)可知，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的磨痕轮廓形貌较基体存在明显的差异，磨痕最大宽度为0.752mm，最大深度为39.5μm。涂层磨痕轮廓深度和犁沟现象较基体有所减小，磨损体积小于铝合金基体的磨损体积，也从图24(b)中可知，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的磨损率小于基体的磨损率，说明了Ni-20％Ti₃AlC₂涂层的耐磨性能要大于基体的耐磨性能。

(23)油润滑条件下铝合金基体及实施例1～3制备的Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的磨痕三维形貌测试结果如图26所示，其中(a)为铝合金基体，(b)为Ni-20％Ti₃AlC₂涂层，(c)为Ni-40％Ti₃AlC₂涂层，(d)为Ni-50％Ti₃AlC₂涂层。

根据图25(c)和图26(c)，可知Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的磨痕最大磨损宽度为0.516mm，最大磨损深度为13.8μm。涂层磨痕宽度和深度较Ni-20％Ti₃AlC₂涂层明显减小，磨痕底部中存在均匀平行犁沟，是由于涂层中Ti₃AlC₂陶瓷颗粒含量增多，在摩擦的过程中容易发生脆断的Ti₃AlC₂硬质陶瓷颗粒及磨屑在复合涂层中的犁削作用。根据图25(d)和图26(d)，可知Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的磨痕最大磨损宽度为0.639mm，最大磨损深度为6.96μm。磨痕轮廓较为粗糙并且伴有宽窄不一的犁沟，但磨痕深度最浅，磨损体积最小。归因于Ti₃AlC₂硬质陶瓷颗粒的存在使复合涂层组织更为致密，Ti₃AlC₂陶瓷颗粒与Ni粒子间的结合力更加均匀。同时也由于冷喷涂Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的高硬度与高耐磨性，涂层的平均磨痕深度并不高，所以磨损体积最小。

(24)油润滑摩擦条件下铝合金基体经过30min摩擦磨损后的磨痕形貌如图27所示，其中，(a)500×，(b)1000×。

从低倍形貌图27(a)中可以观察到铝合金基体表面的磨痕宽约578μm，基体表面较为光滑，无明显缺陷，伴随着明显犁沟。从磨痕的高倍形貌图27(b)中可以清晰的看到密集且平行的犁沟以及大量的裂纹，伴随着较少的缺陷。铝合金基体硬度较低，在油润滑摩擦磨损过程中GCr15钢球可以轻松压入基体中，对基材表面产生犁削作用，由于润滑油的保护作用，使基体表面的犁沟较浅。基体表面产生的大量裂纹是由于基体在摩擦磨损过程中发生了疲劳磨损过程，疲劳是指重复作用的应力循环引起的一种特殊破坏形式，疲劳过程包括疲劳裂纹萌生、裂纹亚稳扩展及失稳扩展三个阶段。在反复滚动和滑动后接触表面受到循环的交变应力作用，使其表面形成疲劳裂纹，当超过一定的循环次数后疲劳裂纹得到进一步扩展，最终导致材料表面上剥离出大片碎屑并留下大量凹坑。基体在摩擦的过程中受到法向剪切力和载荷的双重作用，基材表层发生了压缩变形，导致对磨球与基材表面的接触面积增大，提升承载能力的同时进一步积累了应变。一旦应变累积达到临界水平，磨损表面逐渐形成裂纹并扩展，最终在接触表面发生断裂，材料以分层碎片的形式从表面移除，发生疲劳磨损。其次，在交变接触应力作用下，对磨球滑动过程中金属间可能会发生强粘附，导致磨损轨迹上出现了局部剥落现象，产生缺陷。因此油润滑摩擦磨损试验中铝合金基体表面的磨损机制主要为粘着磨损及疲劳磨损，伴有磨粒磨损。

(25)油润滑摩擦条件下Ni-20％Ti₃AlC₂涂层经过30min摩擦磨损后的磨痕形貌如图28所示，其中，(a)500×，(b)1000×。

从图28(a)中的可以观察到，Ni-20％Ti₃AlC₂涂层表面的磨痕宽约770μm，涂层表面粗糙，存在较深犁沟现象。与铝合金基体在油润滑摩擦条件下存在较为明显的差异。从图28(b)中磨痕高倍形貌中可以清晰的看到涂层磨痕表面存在大量犁沟、多处剥落和撕脱分层缺陷以及少量磨屑，说明涂层磨损程度相对较大。涂层表面产生多道宽窄不一的犁沟，是由于涂层中沉积的Ti₃AlC₂陶瓷颗粒较少，对Ni颗粒的夯实作用较小，在沉积时未充分发生塑性变形，使涂层组织较差，孔隙和裂纹缺陷较多，硬度低，润滑油渗入到孔隙可裂纹中，没有形成有效的润滑油膜起到减摩作用，在对磨球的反复磨损下，形成切削作用，涂层的抵抗变形能力降低，因此产生犁沟较深，说明此时涂层发生磨粒磨损过程。其次，涂层中多处剥落和撕脱分层缺陷以及少量磨屑的产生，说明了涂层发生了粘着磨损过程，一方面，是由于随着摩擦磨损过程的进行，摩擦副接触面积较大，形成的磨损剪切力增强，润滑油膜在其表面难以形成，使固体直接接触，类似于干摩擦状态，易使涂层表面产生剥落和撕脱分层缺陷。另一方面，犁沟两侧的涂层材料由于受到磨料的挤压而呈现隆起的状态，当GCr15对摩球摩擦至犁沟与两侧隆起部分时，在摩擦过程中起支撑作用的隆起部分在反复压延下形成剥落和撕脱分层。因此油润滑摩擦磨损试验中Ni-20％Ti₃AlC₂涂层表面的磨损机制主要为磨粒磨损和粘着磨损。

(26)油润滑摩擦条件下Ni-40％Ti₃AlC₂涂层经过30min摩擦磨损后的磨痕形貌如图29所示，其中，(a)500×，(b)1000×。

从图29(a)低倍磨痕形貌图中可以清楚地观察到Ni-40％Ti₃AlC₂涂层表面的磨痕宽约508μm，涂层磨痕表面粗糙，存在宽窄深浅不一的犁沟，与Ni-20％Ti₃AlC₂涂层磨痕形貌相似。但从图29(b)中磨痕高倍形貌中可以看出与Ni-20％Ti₃AlC₂涂层磨痕形貌存在明显差异，Ni-40％Ti₃AlC₂涂层磨痕表面存在许多宽而深的犁沟、鱼鳞状裂纹和剥落缺陷，伴随着少量磨屑。涂层表面可清楚观察到多处宽窄深浅不一的犁沟，主要是由于涂层中Ti₃AlC₂陶瓷颗粒含量的增多，在磨损的过程中，裸露的Ti₃AlC₂陶瓷颗粒由于应力较低时并未破碎，而是对涂层表面刮伤造成磨损，形成多道深浅不一的犁沟。在油润滑条件下，摩擦副间的接触压力将润滑油以极高的速度挤入微裂纹中，导致裂纹壁受到冲击，反复的摩擦过程使微裂纹逐渐加深加宽，当涂层裂纹两侧根部组织强度不够时，就会发生折断形成点蚀坑。同时，在涂层磨痕表面观察到类似于鱼鳞状裂纹的存在。这可能是由于涂层表面的孔隙存在，存在于孔隙中的润滑油被载荷挤压而产生很高的压力，使涂层表面在反复挤压和摩擦剪切力的作用下发生塑性变形。另一方面，涂层在循环载荷的作用下，微裂纹在法向载荷和沿滚动方向的剪切力作用下扩展成鱼鳞状裂纹分布在磨痕表面上，有学者称为“龟裂”，龟裂是裂纹沿不同方向扩展的结果。因此油润滑摩擦磨损试验中Ni-40％Ti₃AlC₂涂层的磨损机制主要为磨粒磨损与疲劳磨损。

(27)油润滑摩擦条件下Ni-50％Ti₃AlC₂涂层经过30min摩擦磨损后的磨痕形貌如图30所示，其中，(a)500×，(b)1000×。

由图30(a)观察到涂层表面的磨痕中存在由于磨屑脱落留下的大量点蚀坑，以及由脆断的Ti₃AlC₂硬质颗粒和Ni金属磨屑将涂层表面擦伤而划出多条沟纹造成的机械磨损。但从图30(b)中磨痕高倍形貌中可以看出涂层磨痕表面也存在多条宽窄深浅不一的犁沟，较深犁沟附近分布有凹坑、裂纹和磨屑层，表现出磨粒磨损、粘着磨损和疲劳磨损特征，这是因为粘附带断裂产生了微小的磨屑，于是摩擦表面出现凹坑。同时，随着摩擦磨损过程的进行，由于Ni-50％Ti₃AlC₂涂层中Ti₃AlC₂陶瓷含量最多，涂层的微观组织致密、孔隙率低、硬度高、结合强度最好，意味着涂层的耐磨性最优，在磨损的过程中GCr15对摩球将磨屑压碎填埋在磨痕中，减少摩擦损失，因此Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的最大磨痕深度及磨损体积远低于Ni-Ti₃AlC₂复合涂层。其次，涂层的磨损因润滑油的存在而减轻，其对Ti₃AlC₂陶瓷颗粒的包裹时间延长，Ti₃AlC₂硬质颗粒的支撑载荷作用也相应延长，复合涂层的耐磨性也相应提高。同时，也有助于储存住一定量的润滑油，从而形成连续润滑油膜起到一定润滑减摩的效果。因此油润滑摩擦磨损试验中Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的磨损机制主要为磨粒磨损、疲劳磨损和粘着磨损。

将基体及Ni-Ti₃AlC₂复合涂层在干摩擦条件及油润滑条件下的摩擦系数及磨损率汇总在表4中。

表4不同润滑条件下涂层的摩擦系数及磨损率

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由表4可见，在干摩擦条件下及油润滑条件下，随着涂层中Ti₃AlC₂陶瓷含量的增加，Ni-Ti₃AlC₂复合涂层的摩擦系数均是耐磨损性能慢慢降低，在干摩擦条件下及油润滑条件下，Ni-50％Ti₃AlC₂涂层较Ni-20％Ti₃AlC₂涂层磨损率分别下降了86.4％和63.5％。Ni-Ti₃AlC₂复合涂层耐磨性提高的原因如下：

1)在磨损过程中，涂层中的孔隙和裂纹会使得材料容易脱离涂层，加速材料的损失。Ni-50％Ti₃AlC₂涂层相对于Ni-20％Ti₃AlC₂涂层、Ni-40％Ti₃AlC₂涂层具有更低的孔隙率、更高的陶瓷含量、涂层的微观组织致密、力学性能最好，且复合涂层中的硬质颗粒可以有效阻止裂纹的扩展，因此Ni-50％Ti₃AlC₂涂层具有更优异的耐磨性。

2)Ni-50％Ti₃AlC₂涂层中保留了最高的陶瓷含量，涂层中弥散分布的Ti₃AlC₂陶瓷硬质颗粒提高了涂层的承载能力，进而有效提高了Ni-50％Ti₃AlC₂涂层的耐磨能力。

3)在油润滑条件下油摩擦试验中，Ti₃AlC₂硬质颗粒由于发生脆断在Ni-Ti₃AlC₂复合涂层磨损表面起支撑作用，有助于储存住更多的润滑油，从而形成更厚的连续润滑油膜，对复合涂层起到润滑减摩的效果。

性能测试方法：

(1)涂层硬度试验参照GB4340.1-1999《金属显微维氏硬度试验方法》；

(2)弹性模量采用压痕法进行，测试前将样品截面进行打磨抛光处理，使用美国-安捷伦-U9820ANano Indenter G200型纳米压痕仪测定涂层的弹性模量，加载载荷为100mN，加载时间10s，保载时间10s。复合涂层弹性模量的测试方法是在涂层截面的中间致密组织位置每隔50μm测量一个点，取5个点测量弹性模量并取平均值作为最终的测试结果；

(3)复合涂层的断裂韧性采用压入法测量(压痕法示意图如图31所示)，采用美国-安捷伦-U9820ANano Indenter G200型纳米压痕仪，载荷100mN，加载时间15s。之后使用扫描电子显微镜对压痕进行拍摄，测量压痕及裂纹长度。测试时选择三个对照试样，试验结果取平均值。根据压痕断裂理论，使用公式(2.1)对涂层断裂韧性进行计算：

式中，HV为涂层显微硬度，E为弹性模量(GPa)，C为裂纹长度(mm)，P为加载载荷(Kg)，δ为经验常量，与压头的形状有关，对于维氏硬度计压头δ取0.016；

(4)涂层按照GB/T8642-2002规定采用胶结拉伸法在CMT5105微机控制电子万能试验机测量结合强度，样品规格为φ25mm×10mm。采用E7胶分别对试样基材面和试柱与涂层面和试柱进行粘接，根据环氧胶使用要求，在试样与试柱完全对中后，用锤子均匀敲打压实，随后用耐热胶带固定粘接处，避免加热固化过程中试柱与试样移位偏心，随后室温放入烘箱，加热至185℃，加热3h，随后随烘箱温度自然冷却，随后去除胶带，保养24h后，加载速度为10mm/min进行拉伸测试，对每组涂层进行三组试样的测试，取平均值作为最终测试结果，涂层结合强度测试示意图如图32所示；

(5)干摩擦磨损实验

采用SRV-4微动摩擦磨损试验机(德国Optimol Instruments公司)对Ni-Ti₃AlC₂涂层进行干摩擦性能测试，干摩擦试验参数如表5中所列。试验选用1个平行试样在三个不同区域进行测试，试样规格：φ24mm*8mm，对摩球材料为GCr15，直径为10mm，做点-面式接触往复运动，图33为测试原理示意图。试验前依次用400目、800目、1000目、1200目、1500目、2000目砂纸打磨涂层表面，然后进行抛光处理测得表面粗糙度Ra值不超过0.2μm，之后用酒精进行超声清洗，保持测试面的清洁。测试完成后，利用扫描电子显微镜对磨痕的显微形貌进行表征，采用Phase Shift MicroXAM-3D型白光干涉三维形貌仪对磨痕形貌进行扫描得到试样的磨损体积，根据计算公式(2.2)得到试样的磨损率。式中，W为磨损率(mm³/N·m)，V为磨损体积(mm³)，P为加载载荷(N)，S为磨痕总行程(m)。

表5摩擦试验测试参数

(6)油润滑摩擦磨损实验

采用SRV-4微动摩擦磨损试验机(德国Optimol Instruments公司)对复合涂层进行油润滑摩擦性能测试，油润滑摩擦试验的试验参数见表5。两种冷喷涂层均选用三个平行试样，试样规格：φ24mm*7.88mm，对摩球为直径10mm的GCr15钢球(硬度为61HRC)，运动方式为点-线接触式往复运动。油润滑摩擦试验采用中国石化润滑油有限公司生产的J600润滑油，运动粘度为15.16mm²/s，每次测试前将0.15ml润滑油滴入对摩球与涂层待测面的接触区域。试验前依次用400目、800目、1000目、1200目、1500目、2000目的砂纸打磨涂层表面，然后进行抛光处理测得表面粗糙度Ra值不超过0.2μm，之后用酒精进行超声清洗，保持测试面的清洁。测试完成后，采用Phase Shift MicroXAM-3D型白光干涉三维形貌仪对磨痕形貌进行扫描得到基体与涂层的磨损体积，并利用公式(2.2)计算试样的磨损率。利用日本电子JSM-6510A扫描电子显微镜对磨痕的显微形貌进行表征。

尽管上述实施例对本发明做出了详尽的描述，但它仅仅是本发明一部分实施例而不是全部实施例，人们还可以根据本实施例在不经创造性前提下获得其他实施例，这些实施例都属于本发明保护范围。

Claims (10)

1.一种冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

用复合粉料在预处理后的基体材料表面进行冷喷涂，得到冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层；

所述复合粉料包括Ni粉和Ti₃AlC₂粉；

所述基体材料为铝合金。

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述Ni粉和Ti₃AlC₂粉的质量比为(5～8):(2～5)。

3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述冷喷涂的参数包括：送粉气体为氮气，喷涂压力为3～5MPa，喷涂温度为500～700℃，喷涂距离为10～20mm，送粉率为3～4r/min，喷涂角度为90°，喷枪往复次数为8～12次，喷枪速度为300～400mm/s。

4.根据权利要求1或2所述的制备方法，其特征在于，所述Ni粉的平均粒径为10～50μm；所述Ti₃AlC₂粉的平均粒径为10～50μm。

5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述Ni粉包括球形颗粒和形状不规则的颗粒；所述Ti₃AlC₂粉为不规则层状多角形貌。

6.根据权利要求1或5所述的制备方法，其特征在于，所述预处理包括：将所述基体材料依次进行第一超声清洗、第一干燥、喷砂粗化处理、第二超声清洗和第二干燥。

7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述喷砂粗化处理所用砂粒的粒径为500～700μm；所述喷砂粗化处理的喷砂角度为70～80°，喷砂距离为180～240mm，压力为0.7～0.8MPa；所述喷砂粗化处理后基体材料表面的粗糙度Sq为10～12.8μm，粗糙度Sa为5～7.81μm。

8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述第一超声清洗和第二超声清洗所用清洗液为无水乙醇；所述第一超声清洗和第二超声清洗的频率独立为28～40kHz，时间独立为5～10min。

9.权利要求1～8任一项所述制备方法制备的冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层，其特征在于，化学组成包括Ni和Ti₃AlC₂，所述冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层的厚度为500～800μm，孔隙率为0.3～0.6％，硬度为242～310HV_0.2。

10.权利要求9所述冷喷涂镍基钛铝碳复合涂层在装备轻量化发动机中的应用。