1、Aug.2023CHINA SURFACEENGINEERING2023年8 月No.4Vol.36面国表中第36 卷第4期程doi:10.11933/j.issn.1007-9289.20221103003等离子熔覆制备AICrFeMnNi高炳合金涂层的微观组织与性能王兴涛1吴一凡1孙金峰1孟永强1刘宏伟2（1.河北科技大学河北省柔性功能材料重点实验室石家庄050000;2.河北京津冀再制造产业技术研究有限公司河间062450)摘要：对高熵合金涂层的成分设计已有较多探究，但针对无Co系高熵合金涂层研究较少。采用等离子熔覆技术在E32钢上制备AICrFeMnNi高熵合金涂层，利用金相显微镜、S
2、EM、ED S、XR D 等对涂层的组织形貌、相结构及元素分布等进行观察分析，采用显微硬度计、电化学工作站、XPS表征涂层的硬度分布及耐腐蚀性能。结果表明，等离子熔覆制备的高熵合金涂层无裂纹、气孔等宏观缺陷，涂层为BCC结构；涂层平均硬度为411.6 HVo.5，为基体硬度的2 倍以上；在质量分数3.5%的NaCl溶液中涂层的自腐蚀电位为-0.35V，自腐蚀电流密度为50 7 nA/cm，基体的自腐蚀电位为-0.92 V，自腐蚀电流密度为2 56 A/cm，涂层的自腐蚀电位和极化电流密度较基体有大幅度提升，涂层的固溶强化作用和晶格畸变作用以及BCC结构的螺旋位错强化是提升涂层硬度的原因，均匀的
3、元素分布和致密的钝化膜是其耐蚀性好的主要原因。通过等离子熔覆技术得到高强度、耐腐蚀性好无Co系高摘合金的涂层，可对易制备、低成本的高熵合金涂层的开发、制备和应用提供一定的技术支持。关键词：等离子熔覆；单结构涂层；AICrFeMnNi；微观组织；显微硬度；耐腐蚀性中图分类号：TG174Microstructure and Properties of an AICrFeMnNi High-entropy AlloyCoating Prepared Using Plasma CladdingWANG Xingtao 1WU Yifan!SUN JinfengMENG Yongqiang1LIU Ho
4、ngwei(1.Hebei Key Laboratory of Flexible Functional Materials,Hebei University of Science and Technology,Shijiazhuang 050000,China;2.Institute of Remanufacturing Industry Technology,Jing-Jin-Ji(IRIT),Hejian 062450,China)Abstract:Compared with traditional alloys,high-entropy alloys(HEAs)with simple s
5、tructures exhibit good mechanical propertiesand low corrosion resistance.These unique properties indicate that HEAs can be applied in extreme environments such as hightemperatures,high corrosion,and high wear.However,common HEAs contain expensive and rare metals,which limit theirlarge-scale applicat
6、ion.Because pure metals can no longer satisfy the requirements of future development,an HEA metal compositecomposed of a protective coating of HEA on a metal matrix,in which the HEA act as reinforcement,is expected to enhance theirperformance.To date,many reports have focused on revealing the reinfo
7、rcement mechanism of HEA coatings with Co;however,fewstudies have focused on HEA coatings without Co.In this study,we successfully prepared a series of AICrFeMnNi HEA coatings onan E32 steel matrix using a plasma cladding technique.The effects of composition and structure on the HEA metal composites
8、 werestudied.X-ray difraction,metallographic microscopy,scanning electron microscopy,energy dispersive spectroscopy,andmicrohardness tests were used to characterize the distribution of the elements,microstructure phase,and hardness of the coatings.In*中央引领地方科技发展资金（2 0 6 Z3801G）和河北省重点研发计划支持（192 12 10
9、8 D）资助项目。Fund:Supported by Leading Local Science and Technology Development Fund Project(206Z3801G)and Key Research and Development Program of HebeiProvince(19212108D).20221103收到初稿，2 0 2 2 12 2 2 收到修改稿108面表中2023年程国addition,potentiodynamic polarization curves,electrochemical impedance spectroscopy,an
10、d immersion experiments were performedfor a 3.5%NaCl solution using an electrochemical workstation to determine the corrosion resistance performance.Finally,X-rayphotoelectron spectroscopy was performed on the soaked coatings to analyze the passive film formation.The results showed that theAICrFeMnN
11、i HEA coating prepared using plasma cladding had a BCC structure,which was consistent with the HEA particles used inthis study.No macroscopic defects,such as cracks and pores,occurred at the interface between the HEA coating layer and the metalmatrix,indicating good metallurgical bonding.Because of
12、the dilution of the substrate,the Fe content in the AlCrFeMnNi HEAcoating increased considerably,and the microstructure of the AICrFeMnNi HEA coating changed from columnar dendrites to coarseequiaxed crystals,indicating that an increase in Fe content has a significant effect on the microstructure of
13、 the AICrFeMnNi HEAcoating.The average hardness of the coating was 411.6 HV0.5,which was twice that of the substrate.The enhancement of thehardness can be summarized as follows:First,the disordered atomic distribution of the HEA coating can significantly increase thesolid-solution strengthening and
14、lattice distortion of the coating,thus resulting in superior hardness of the coating.Second,theintrinsic helical dislocations in the BCC structure can significantly increase the hardness of the HEA coating.In addition,the rapidcooling process during plasma cladding positively influence the hardness
15、of the coating.In 3.5 wt.%NaCl solution,the self-corrosionpotential of the AICrFeMnNi HEA coating was-0.35 V and the self-corrosion current density was 507 nA/cm.In comparison,theself-corrosion potential and current density of the substrate were-0.92 V and 256 A/cm,respectively.Both the self-corrosi
16、onpotential and polarization current density of the coating increased significantly compared with those of the substrate,demonstratingexcellent corrosion resistance.The uniform distribution of elements and dense passive film were the main reasons for its superiorcorrosion resistance.Although the AIC
17、rFeMnNi HEA coating exhibited excellent hardness and corrosion resistance,the uncertaintycaused by the dilution of the matrix considerably increased the uncertainty of the structure and properties of the HEA coating.Thus,the contingency resulting from the dilution of the matrix must be explored furt
18、her.Consequently,plasma cladding a non-Co HEAonto a metal matrix can enhance strength and corrosion resistance.This study provides technical support for the development andapplication of large-scale and low-cost high-entropy alloy coatings.Keywords:plasma cladding;single structure coating;AlCrFeMnNi
19、;microstructure;microhardness;corrosion resistance0前言高熵合金（也称多主元合金）主要是指由5种及5种以上组元，每种组元原子百分比在5%35%或结构趋于单一且混型熵高于1.5R（R 为摩尔气体常数）的新型合金-。高的混合炳和多元素的协同作用，使其表现出比传统合金更简单的结构以及更加优异的力学性能和耐腐蚀性能4。在众多高熵合金体系中，具有单一FCC结构、优异的热稳定性和延展性的CoCrFeMnNi系高熵合金在高合金研发中占有重要地位，是很多高熵合金体系开发的基础5-6 ；但其较低的屈服强度和抗拉强度无法满足工业生产加工要求7 ，但通过合理的成分设
20、计可以提高CoCrFeMnNi系高熵合金的强度，ASTAFUROVA等8 通过引入间隙C的方式，增加了CoCrFeMnNi高合金的晶格畸变，大幅度提高了CoCrFeMnNi 高熵合金的强度；SHIM 等9通过氮掺杂，铸态CoCrFeMnNi高熵合金中的沉淀物由相转变为Cr2N，进一步影响了晶粒细化和沉淀强化，提高了CoCrFeMnNi高熵合金的极限抗拉强度、伸长率及应变硬化。因此，由适当的成分设计，可以获得高硬度、高耐磨、高耐蚀等特性组合的高熵合金。除成分设计之外，徐振林等10 发现CoCrFeMnNi高熵合金涂层耐腐蚀性比铸态CoCrFeMnNi高熵合金进一步提升。因此，高熵合金涂层化可进一
21、步发挥高熵合金的性能，同时高熵合金涂层可节约更多原料，更有利于高熵合金的应用。在高合金涂层制备方法中，等离子熔覆技术具有极高的能量密度、快的凝固速度和冷却速度，同时具有设备成本低、操作简单、对工作环境要求低的优点，是一项优秀的涂层制备技术。魏民等12 以等摩尔比Co、Cr、Fe、M n、Ni 粉末为原料，利用等离子熔覆技术在6 5Mn钢上制备出单相结构的FeCoCrNiMn高熵合金涂层；WANG等13 以CoCrFeMnNi高熵合金粉末和金属Ti粉末作原料，制备出由简单固溶体和相组成的(CoCrFeMnNi)sTis高焰合金涂层；YE等14 在Q235钢用等离子熔覆技术制备了仅由FCC、BCC
22、固溶体组成的AICoCrFeMnNi高合金涂层，硬度达5.45GPa，且耐腐蚀性优于30 4不锈钢。以上分析表明，CoCrFeMnNi系高熵合金在制备保护涂层领域具有优秀的开发潜力。但该系高熵合金组成中含有价格昂贵和资源稀缺的Co元素，导致涂层成本增加，因而制备简单、低成本但同时109第4期王兴涛，等：等离子熔覆制备AlCrFeMnNi高熵的微观组织与性能具有优秀综合性能的保护涂层十分必要。在高熵合金常用元素中，A1有助于提高合金表面稳定性，并有利于提高合金的抗氧化性和硬度15，是一种很好的替代Co元素的选择。因此，本文选择AICrFeMnNi高熵合金粉末为原料，利用等离子熔覆技术制备AlCr
23、FeMnNi高熵合金涂层，对其组织结构、硬度、耐蚀性进行系统研究，并从电化学角度对其腐蚀行为进行分析，为研制易制备、低成本、结构简单、高强度、耐腐蚀的保护涂层提供了试验基础与数据支撑。1试验准备1.1样品制备基材选用E32钢，尺寸为6 6 mm37mm6mm。熔覆粉末为粒度在6 0 um左右球形AICrFeMnNi高熵合金粉末，其形貌、成分和结构如图1所示。5000mo0um(a)Powder morphologyElementat.%Fe20.2Cr21.1A117.1Mn20.7MnNi20.9CrCrFeCrMnA1MnNiNi0246810Energy/kev(b)Powdercomp
24、osition(110)*BCC(211)(200)(220)(310)102040608010012020/()(c)Powderstructure图1AICrFeMnNi高焰合金粉末相关信息Fig.1Information about alcrfemnni highentropyalloypowder熔覆前对E32钢板进行除锈、去油处理，试验采用自制改造的等离子熔覆设备，熔覆电流为133A，送粉量17 g/min，转移弧电压40 V，摆动幅度为9mm，摆频为53次/min，送粉气和保护气为氩气。1.2结构表征及性能测试熔覆结束后用线切割工作台将样品按表征要求进行切割截取金相试样，对试样截面
25、采用砂纸打磨抛光，配置王水腐蚀截面5s左右，之后用无水乙醇清洗，在LeicaDMC4500倒置金相显微镜观察涂层金相组织。利用X射线衍射仪（D/max.2400），扫描角度为2 0=512 0、扫描速度5（)/min，扫描电镜（ZEI SSEVO 18），能谱仪（ZEISSULTRA55）对熔覆层相组成、微观组织、元素分布进行分析。使用HXD-1000数字式显微硬度计进行显微硬度测试，从涂层表面到基体，每隔0.2 mm取57个点进行测试，加载载荷50 0 g，持续时间10 s。在Gamry-Interface1010E电化学工作站上对样品进行Tafel、EI S测试，测试溶液为3.5wt.%N
26、aCl溶液，Tafel测试条件为：扫描速率1mV/S，测试电位-1.51.5V；EI S测试条件为：振幅10 mV，频率范围10 0 kHz0.1H z。试验前将试样浸泡于3.5wt.%NaCl溶液中1h，至开路电位稳定，之后进行极化曲线、交流阻抗测试。将涂层浸泡在3.5wt.%NaCl溶液中7 2 h，之后用X射线光电子能谱仪（ThermoFischer，ESCA L A B250Xi）分析涂层钝化膜组成。2结果与讨论2.1高炳合金涂层结构的热力学依据高熵合金涂层由于高熵效应抑制了金属间化合物的形成，并倾向生成BCC、FCC 等简单固溶体结构16 。在预测HEAs体系的固溶体形成时，通常首先
27、考虑吉布斯自由能AGm17，其表示为：1XAG.=AHmix-TAS,(1)mixmixmix式中，Hmix和Smix分别是混合恰和混合熵，T是温度。低的吉布斯自由能导致金属间化合物难以形成。在固溶体形成过程中Hmix和TSmi x 相互竞争：H mi x 反映元素偏聚和形成金属间化合物的趋势，被认为是阻碍固溶体形成的阻力；而Smix可以增加体系的混乱程度，降低体系原子有序化和偏析程度，从而抑制金属间化合物的生成和相分离的发生，通常被认为是固溶体形成的驱动力8 。110面表中程国2023年N元合金体系混合恰可表示为：4AHmixc.Cj(2）mixi=1,i#j式中，ci、c j 是第i、j
28、个组分的摩尔含量，Hmi*为二元液态合金混合恰，其值可用Miedema模型计算。N元合金体系的混合熵可以表示为：ASix=-RZc,lnc,(3）mix式中，R=8.314J/(Kmol)是气体常数，ci是第i个组分的摩尔含量。为了进一步描述混合恰和混合熵的竞争结果，参数Q被提出，表示为：nASmix(4)2=Hmix式中，Hmix为混合恰，ASmix为合金体系的混合，i 是第i个组分的摩尔含量，Tm为元素熔点。由吉布斯自由能公式可知，高的混合熵会抑制金属间化合物的形成，而要想达到这一目的，参数Q必须大于1。同时，根据Hume-Ruthery规则，原子尺寸差（8）在固溶体形成中也起重要作用，参
29、数表征原子尺寸失配，产生局部弹性应变，决定体系拓扑不稳定性16.19，对于HEAs系统，可表示为：-2Yn(5)n式中，i是第i个组分的摩尔含量；为元素的原子半径。对于高熵合金体系，通常，当满足Q1.1且 6.5%，或 6.5%，-15kJ/molH m i x 5kJ/mol 且 12 J/(K mol)ASmix17.5J/(Kmol)时易形成固溶体相17 ，虽然Smix、H m i x、和Q可以预测固溶体的形成，但不能有效地确定这些随机固溶体的确切晶体结构，如BCC或者FCC因此，GUO等2 0 从电子结构的角度出发，提出以价电子浓度（VEC）来预测HEAs的相稳定性，VEC越低，主元之
30、间“引力”越弱，原子排列趋于松散，BCC相稳定，反之FCC 相稳定3.2 0，对于HEAs系统，VEC可表示为：VEC=Zc(VEC);n(6)式中，ci为第i个组分的摩尔含量，(VEC),为第i个元素的VEC。考虑到熔覆过程中粉末的烧损和基体的稀释问题，制备的AICrFeMnNi涂层的热力学参数的计算，基于表1所示的实际元素组成，原子相关参数列于表2 中，涉及的元素之间的原子对的Miedema模型计算的混合恰列于表3中。将根据式（2）（5）计算得到的AICrFeMnNi涂层及粉末的热力学参数结果列于表4。计算结果表明，AICrFeMnNi粉末的热力学参数在固溶体形成范围内，同时VEC值偏低，
31、这意味着AICrFeMnNi粉末是以BCC结构为主的固溶体结构，这一结果与图1所示结果相吻合。而AICrFeMnNi涂层由基体稀释作用导致其混合熵降低，但在高温作用下混合摘的作用大于混合恰（Q-2.44），并且涂层VEC值仍然处于较低水平，因此制备的AICrFeMnNi涂层很有可能保持以BCC结构为主体的固溶体结构。表1AICrFeMnNi涂层成分Table11 Composition of AICrFeMnNi coatingElementFeCrA1MnNiNominal20.221.117.120.720.9compositionActual54.412.210.912.310.2com
32、position表2元素原子信息Table 2Element atomic informationParameterFeCrA1MnNiAtomic radius/A1.291.251.431.371.25Valanceelectron863710concentration(VEC)Atomic melting153518906601.2451455point/表3元素之间原子对的Miedema模型计算的烩值（kJ/mol）Table 3 Enthalpy calculated by Miedema model ofatomicpairs betweenelements(kJ/mol)FeCr
33、AIMnNiFe-1-110-2一Cr一-102-7一AI一一一-19-22Mn-8一一Ni一一表4#热力学参数的计算结果Table4Calculation results of thermodynamic parametersAlloyASmix/AHmix/8/%VEC(J/(K mol)(kJ/mol)AlCrFeMnNi13.36-11.581.605.336.94powderAICrFeMnNi10.97-6.472.444.247.29coating111第4期王兴涛，等：等离子熔覆制备AICrFeMnNi高熵合的微观组织与性能2.2高炳合金涂层的成分与相结构图2 给出AICrFe
34、MnNi涂层的XRD图谱，并将AlCrFeMnNi涂层图谱与Fe（标准卡片PDF#85-1410）进行比对。可以看出，涂层为简单BCC相结构，符合热力学参数计算结果的预期。虽然AICrFeMnNi涂层的主要成分很多，但BCC结构的相组成非常简单，是多组分HEAs的典型相结构。(110)*BCC(200)020406080100 12020/()图2AICrFeMnNi涂层的XRD图谱Fig.2XRD pattern of AICrFeMnNi coating在涂层形成过程中，除了在熔覆过程中“熵”作用外，元素之间较正的混合恰令涂层各元素分布更加“随机”。分布混乱的元素及组元原子半径的差异增大了
35、AICrFeMnNi涂层凝固时的固液界面能，降低界面的迁移速率，抑制了金属原子的长距离扩散，同时等离子熔覆处理期间的高冷却速率，导致金属间化合物生长速率降低，因而促进固溶体的形成2 1-2 3 从图2 中得知，在熔覆过程中AICrFeMnNi涂层发生了明显的择优取向现象：（110）晶面衍射峰的强度远高于（2 0 0）晶面的衍射峰，这是表面能和应变能相协调的结果12 。高熵合金涂层严重的晶格畸变以及等离子熔覆技术的快速冷却引起的热应力，导致AlCrFeMnNi涂层中产生较大的应变能，而BCC结构中（110）晶面表面能最低，能够调节涂层过高的应变能，因此在熔覆过程中AICrFeMnNi涂层择优取向
36、（110）晶面。在XRD图案中，峰的总增宽（T）是由于微晶尺寸引起的增宽（p）和微应变引起的增宽（e）的综合效应，如下所示：,=,+e(7)根据Scherer方程，可知：K元=7(8)DcosO式中，K是形状因子，=0.1540 6 nm是X射线源的波长，D是微晶尺寸，是峰值位置。同理，由微应变导致的XRD峰加宽显示为：,=4ctan0(9)式中，为应变，为峰值位置。根据Williamson-Hall(W-H)作图法，式（7）（9）可以表示为：K元,cos =(4sin 0)(10)D式中，是直线的斜率，将涂层的Williamson-Hall（W-H）线性拟合图列于图3，从图3中线性拟合的斜率
37、得到应变（）的值为0.0 0 8 49，高于ZHANG等2 4 通过激光熔覆制备的CoCrFeNiSi涂层，这意味着本研究制备的涂层具有更高的晶格畸变。0.0140.0120.0100.0080.0060.0040.0020-1.5 1.6 1.6 1.81.92.02.12.24sin图3威廉姆森-霍尔(W-H)线性拟合图Fig.3Williamson-Hall(W-H)liner fitting graph.2.3涂层的微观结构由于基体的熔化，在AlCrFeMnNi涂层和基体之间有一个稀释区，如图4所示。其基体熔深约1.25mm，涂层高度约2.2 5mm。在涂层熔覆中，稀释率（FD）被定义
38、为由基体熔化贡献的表面层总体积的百分比，可利用基底熔深和涂层高度进行表示2 5hF,=(11)h+H式中，h为基体熔深，H为涂层高度，计算其稀释率为35.7%。PurecoatingTotalcoatingMelingdepthof matnx5mm图4记试样横截面SEM图Fig.4SEM diagram of sample cross-section图5展示了AICrFeMnNi涂层金相组织和EDS结果，如图5a所示，涂层组织致密、连续，未发现气孔和裂纹等缺陷，涂层与基体呈现明显的冶金结面112中表国程2023年合，生成典型的柱状枝晶，生长方向垂直于界面。NiElementat%AI11.5
39、MnCr13.0CoatingCrMn13.0Fe51.5A1Ni11.0Fe01020304050Substrate400umElement content/at.%(a)Overallmorphology(b)Middle component of the coatingANiElement-at.%BABMnAI6.49.2Cr7.011.0BCoatingCrMn6.611.1Fe75.359.4AINi4.79.3Fe01020.304050607080100umSaElement content./at.%(c)Bottom morphology of the coating(d)
40、Components of pointsAandB图5AICrFeMnNi涂层的横截面微观结构和EDS结果Fig.5 Cross-sectional microstructure and EDS results ofAlCrFeMnNicoating在凝固过程中，固液界面附近熔体内的G（温度梯度）与R（凝固速率）之比决定凝固组织的结晶形态，G/R的数值由高到低对应的结晶组织为柱状晶、树枝晶、等轴晶。涂层底部，固液界面处R趋近于零，G最大，G/R值很大。受G的主要影响，与最大温度梯度相平行的晶粒优先生长，从而形成垂直基体的柱状晶2 6-2 8 ，凝固示意图如图612，在涂层底部柱状晶内观察到羽毛
41、状枝晶，如图5c所示，图5d的EDS分析结果表明，这种特殊的羽毛形态是由Fe元素富集导致的2 9。涂层中上部出现粗大的等轴晶，如图5a，这是成分过冷被抑制的结果30 ：随着G减小，温度梯度作用减弱，同时在成分过冷的影响下，会促使涂层组织由柱状晶向树枝晶及等轴晶转变2 9。但由于基体的稀释作用大量Fe元素从基体进入涂层，如图5b，过高的Fe元素减少了成分过冷的范围，抑制了树枝晶的生成30 ，最终使得涂层形成粗大的等轴晶。ReleasotirochonolLiquid phaseregionsondmfreauionlatentheatEquiaxed crystal regionColumnar
42、 crystal regionHeat-affectedzoneCryseowtharecuonSubstrate图6 汾涂层凝固示意图Fig.6Schematic diagram of coating solidification.图7 显示了等离子熔覆AlCrFeMnNi涂层的表面微观结构和相应的EDS元素分布图。可以看出，表面同样形成了等轴晶组织，并有少量的羽毛状组织，相应的EDS图表明AlCrFeMnNi涂层的元素均匀分布在组织中。100umImmmm(a)Surface(b)Ni(c)Femicrostructure imageImmImmImm(d)Cr(e)AI(f)Mn图7 A
43、ICrFeMnNi涂层的表面微观结构图像（A）和相应的Ni(B)、Fe(C)、Cr(D)、A l(E)、M n(F)的 EDS 元素分布图Fig.7 Surface microstructure image of AlCrFeMnNi coating(A)and the corresponding EDS element distribution ofNi(B),Fe(C),Cr(D),Al(E)and Mn(F)2.4涂层的硬度图8 为AlCrFeMnNi涂层硬度变化曲线，从图中可以看出，涂层硬度高于基体，涂层平均硬度为411.6HV0.5，是基体硬度的2 倍以上，并且通过等离子熔覆工艺制备
44、出的AICrFeMnNi涂层的硬度，高于通过电弧熔炼和铸造工艺制备的AlCrFeMnNi涂层31。AICrFeMnNi 涂层的高硬度得益于高焰合金固有的强烈固溶强化效应和晶格畸变效应，同时等离子熔覆急速冷却的凝固过程也会对涂层硬度有积极影响。5001！450Coating400SoAH/sup.eH350AverageZonehardness300/HVo.5250Coating411.6Substratesubstrate186.2200150012345Distance from surface/mm图8 AICrFeMnNi涂层硬度变化曲线Fig.8Hardness change cur
45、ve of AlCrFeMnNi coating113第4期王兴涛，等：等离子熔覆制备AlCrFeMnNi高熵合的微观组织与性能高熵合金原子的随机无序占位，使得周围异类原子出现的概率大幅度增加，同时大原子半径的元素（AI）会增加涂层的弹性模量和晶格畸变，使高合金的固溶强化和晶格畸变更加强烈32 ，而晶格畸变产生的内应力和系统中大原子半径的元素（AI）会阻碍位错的运动，使得高熵合金表现出优异的硬度17.32-31，此外，通过图2 可知，AICrFeMNi涂层结构以BCC结构占主导，以螺位错为主的BCC结构，在形变时可提供更大的晶格阻力。同时AICrFeMnNi涂层以（110）晶面为主要晶面，BC
46、C结构中（110）晶面原子面网密度低，这意味着该类晶面间距更小和晶格摩擦更大，晶面滑动更加困难，涂层的硬度更强34。等离子熔覆技术高的冷却速率有利于提高涂层各组元间的溶解度，达到增强固溶强化效果2,33,进进一步强化涂层。2.5涂层腐蚀行为分析图9 显示了AlCrFeMnNi涂层与基体的在3.5wt.%NaC溶液中得到的Tafel曲线，由曲线可以看出AlCrFeMnNi涂层的阳极曲线为近钝化状态。这表明AlCrFeMnNi涂层形成了薄且相对致密的钝化膜，并且钝化膜的形成和溶解保持着动态平衡。利用GamryEchemAnalyst软件对Tafel曲线拟合得到腐蚀参数。从图中得知涂层的自腐蚀电位高
47、，自腐蚀电流密度小，腐蚀速率更低，表明涂层比基体的整体抗腐蚀能力好35-37 ,O1.5SubstrateSample CoatingE32Coatingsubstrate1.0Ecorr/V-0.355-0.92Icorr/(A cm-2)5.072.560.5Corrosion1o-710-4rate/_5.9 10-3 0.660(mm/a)-0.5-1.0-1.5-9.0-7.5-6.0-4.5-3.0-1.50IgJ/(A cm-2)图9基体与涂层的极化曲线Fig.9Polarization curves of substrate and coating为进一步验证涂层的耐腐蚀性，利
48、用电化学阻抗谱（EIS）方法进行验证，并在3.5wt.%NaCI溶液中对AICrFeMnNi涂层和基体进行7 2 h的浸泡试验。AlCrFeMnNi涂层与基体的Nyquist图如图10所示，二者曲线呈现相似的轮廓。这表明所有样品表面上发生的电化学行为相似，但涂层半圆的半径明显大于基体，这意味着涂层的耐腐蚀性优于基体，与极化曲线的结果一致14,35Coating300a-Substrate(uo.U)/Z-2000.4Hu.)0.30.21000.108.28.48.68.89.09.29.49.6Z(2cm3)10280560840Z/(k2 cm)图10基体与涂层的奈奎斯特图Fig.10Ny
49、quist diagram of substrate and coating图 11显示了AlCrFeMnNi涂层与基体在3.5wt.%NaC1溶液中浸泡7 2 h前后的表面相貌，图11c、11d 显示了基体浸泡前后的表面形貌，可看到基体表面组织被严重破坏，部分组织难以识别；相比来说涂层的组织几乎不变，表现出优秀的耐腐蚀性。这可归因于涂层中高含量的Ni、Cr、A l 元素与氧元素发生反应生成致密的钝化膜，提高了涂层的耐腐蚀性35-37 100um100m(a)Before coating socking(b)Aftercoating socking100um100um(c)Beforesubs
50、trate socking(d)After substrate socking图11AICrFeMnNi涂层与E32钢基体在3.5wt.%NaC1溶液中浸泡7 2 h前后的表面相貌Fig.11 Surface appearance of AICrFeMnNi coating and E32 steelmatrix before and after soaking in 3.5 wt.%NaCl solution for 72 h为了进一步探索涂层的耐腐蚀机理，对经过浸泡试验后的涂层表面进行XPS测试，图12 显示了浸泡腐蚀后涂层表面的Cr2p、A 12 p、Fe 2 p、C1s、Ni2p、M
