熔覆层的硬度和纳米压痕测试

根据表4-3中的参数制备试验样品，并对涂层横截面的显微硬度进行测试。图4-28（a）是熔覆层横截面不同位置的显微硬度曲线。从图中可以看出熔覆层的显微维氏硬度从熔覆层顶部到界面处的波动较小，说明熔覆层的硬度值比较均匀，最高硬度达到了1283HV0.5，平均值约为1245HV0.5，在激光熔覆技术下得到的熔覆层的硬度与熔覆层成分相似的大块非晶的硬度基本一致（1220HV）［109］。在基体界面附近，硬度值突然下降，主要是由于熔覆层的稀释率相对较小，晶体区域只占了一个很窄的区域。图4-28（b）是显微硬度仪在熔覆层上的压痕，从图中可以很明显地看到，NbC颗粒随机的分布在四面体形状的压坑上。

图4-28 熔覆层横截面不同位置的显微硬度和形貌

（a）显微硬度曲线 （b）压痕的SEM照片

NbC属于立方晶体，显微硬度约为2300HV，弹性模量约为338000N/mm2，颗粒相作为第二相细小弥散的硬质相微粒分布于基体相中，在提高抗裂纹形成和扩张能力的同时，对基体相还起到了较好的支撑作用，将会对整体材料产生显著的强化作用［115-117］。因此涂层的显微硬度适用于复合材料的复合规则（ROM），其显微硬度由涂层中各相硬度H和各相体积的百分含量V决定［118］：

Hc=HαVα+HβVβ（4-4）

式中：Hc为涂层总的显微硬度；Hα和Hβ为涂层中α相及β相的硬度；Vα和Vβ为涂层中α相和β相的体积百分含量。根据式（4-4）可知，本试验得到的涂层显微硬度由非晶相和NbC颗粒相共同决定。可以通过微调非晶熔覆粉末的成分元素百分比来控制NbC颗粒相的含量，进而获得理想的硬度和弹性模量。

图4-29是采用图像分割法分析涂层的SEM图像。从图4-29（b）中可以看出，许多颜色深浅不一的斑点对应于原图中的NbC颗粒相，非晶相基体灰度均一，NbC颗粒相多以方形结构出现，在处理样品表面时，暴露在表面的颗粒相厚度不均，造成了灰度值不同，因此输出颜色有所不同。通过对非晶相所占面积百分比的计算，进而得出NbC颗粒相所占的面积百分比。通过对5张不同倍率的涂层的SEM图片进行分析得出，非晶相所占的面积百分比为96%±0.8%，因此NbC颗粒相所占比率约为4%左右。由于NbC颗粒多为方形，因此可以将面积比近似成体积比，根据式（4-4）以及NbC通常显微硬度为2300HV，可以得出NbC颗粒相对涂层显微硬度的贡献值约为92HV左右。

图4-29 图像分割法分析涂层SEM图像

（a）原图 （b）处理后输出图

在测试显微硬度时，由于压头和仪器的精度的限制，无法区分非晶相和NbC颗粒相的硬度值，以及其他微观尺度的力学性质。因此本节采用了纳米压痕仪来对熔覆层中不同的组织进行了相关力学性质的测试和分析。

图4-30为熔覆层中的非晶和NbC颗粒相、枝晶相和CCS-A基体，在加载力为10mN、加载速率为20mN/min时获得完整的载荷位移曲线，由于加载的力比较大，可以反映出熔覆层综合硬度和弹性模量，通过压痕的最大位移进行比较发现，基体上的压痕要比熔覆层上的压痕大得多，位移所围的面积也较大，所以熔覆层经过与基体相同条件下的压痕测试后，其塑性变化非常小。从图4-31对应的压痕SEM照片可以看出，熔覆层上的压痕周围没有出现裂纹，说明熔覆层具有一定的韧性，另外在压痕的边缘，没有出现大量的剪切带，这是由熔覆层本身的脆性决定的，熔覆层成分中有一定量的非金属元素，使合金存在一些离子键，因此不利于塑性变形的进行。通过对熔覆层和基体结合处的进行4×12点阵的纳米压痕试验，统计测得的熔覆层纳米显微硬度和弹性模量的范围如表4-6所示，其枝晶相区的纳米显微硬度约为基体的3倍，这是因为这些等轴树枝晶和柱状树枝晶周围也是非晶相，压头压入的过程中，由于非晶相比较致密，导致晶体处的压痕尺寸不会随着压头的深入而无限扩大，从而使该处的硬度较高。

图4-30 熔覆层中的非晶相、枝晶相和CCS-A基体的载荷位移曲线

图4-31 熔覆层中的非晶相、枝晶相和CCS-A基体的压痕形貌

表4-6 熔覆层中不同组织的纳米显微硬度和弹性模量

为了更精确地了解熔覆层非晶和NbC颗粒区域的硬度分布情况，对熔覆层截面进行了15×15个压痕点阵，为了避免相邻压痕之间信息的相互干扰，点阵间距为3μm×3μm，为保证压痕尺寸小于嵌在非晶相中的NbC颗粒相的大小，将载荷最大设置为2mN，加载和卸载速率为4mN/min。

图4-32是熔覆层的纳米显微硬度的三维分布图。从图中可以看出，熔覆层在整个压痕区域内保持较高的硬度，这与非晶态合金本身的特点有关，由于非晶态合金是单相无定形结构，没有结构缺陷、晶界、位错等；同时，由于非晶基体上分布着NbC颗粒，NbC具有高熔点、高硬度和高杨氏模量等特点［119-121］，因此硬度的三维分布图上会有一些测试区的硬度值接近1600HV。图4 33是熔覆层的压痕的AFM形貌，从图中可以看出，当压头在NbC颗粒相上时，压痕的大小和深度都比较小。另外，激光熔覆工艺是一种快速凝固的过程，熔融的合金在凝固过程中不可避免地出现少量的微观缺陷，故当压头压入这些部位时，其硬度会相对较低。

图4-32 是熔覆层的纳米显微硬度的三维分布图

在25℃的室温环境下，非晶合金的塑性形变一般会存在于少量的剪切带中，其综合塑性不好，很大程度上限制了其广泛应用。因此，研究非晶合金的宏观非均匀塑性流变行为机制是拓展和提高其综合机械性能的前提条件。在力学研究试验方法中，测量塑性变形量的方法非常少，因此常规方法不容易表征非晶合金塑性形变的本质和性能的异同，使得非晶合金变形机制的研究受到了阻碍。目前，采用纳米压入的方法来研究非晶合金的形变行为，压头压入样品的过程中，样品表面处于多轴应力的受力条件下，能够获取更多的微观表征数值，是研究非晶合金的塑性形变的一个新的方法［122］。

图4-33 压痕的AFM形貌及不同相上的压痕深度测量

图4-34（a）为熔覆层样品在不同加载速率下得到的P-h曲线，试验加载力为10mN，加载速率分别为4、8、16、32、64和128mN/min，为了更好地观察分析，图4-34（b）对不同加载速率的曲线的加载段进行了放大处理，可以明显看出，非晶涂层的锯齿流变特征依赖于加载速率，在相对较低的加载速率下，如4、8、16mN/min，可以明显地看到锯齿流变台阶或者应变突进现象，又称为“pop-in”现象，随着加载速率的增加，这些现象的尺寸和数量都在减少，当加载速率达到128mN/min时，曲线变得比较光滑。非晶合金在塑性变形过程中剪切带的形成和扩展一般会导致锯齿流变特征现象［123］，在压头压入测试面的过程中，压入的局部区域的应力会有不同程度的集中，当达到一个特定的值时，便会出现剪切带的形核和扩展，如果应力区的弹性势能释放的速度大于其剪切带扩展的速度，那么其变形特征将表现出一种不连续性，便出现了上述提到的突进现象，但是，如果在应力加载的速度较低的情况下，单一剪切带的开动足以容纳整体的塑性变形，所以会有突进现象，如果应力加载速度较快，单一剪切带的扩展在时间尺度上难以容纳材料整体的塑性变形，有可能导致多个剪切带的同时开动，然而多个突进现象的平均效果便会使锯齿流变特征现象减弱［124］。本试验结果与Concustell［125］、Wei［126］和Golovin［127］等研究人员得到的Pd基或Nd基大块非晶合金的纳米压入行为报道的结果基本相同。

图4-34 （a）涂层在不同加载速率下的载荷-位移曲线（为了便于分析和比较，曲线做了适当的平移） （b）曲线的局部放大