2018, Vol. 46
文章信息
- 梁智鹏, 王一雍, 金辉, 周新宇, 刘香琳
- LIANG Zhi-peng, WANG Yi-yong, JIN Hui, ZHOU Xin-yu, LIU Xiang-lin
- Ni-Co/纳米ZrO2复合材料的电化学行为及摩擦磨损性能
- Electrochemical Behavior and Friction and Wear Properties of Ni-Co/Nano ZrO2 Composites
- 材料工程, 2018, 46(5): 112-119
- Journal of Materials Engineering, 2018, 46(5): 112-119.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2017.000552
-
文章历史
- 收稿日期: 2017-05-03
- 修订日期: 2018-02-09
复合电沉积技术是遵循电化学沉积原理，实现金属离子与不溶性固体颗粒在阴极的共沉积，借助沉积过程中不溶体对金属的吸附和捕获将颗粒镶嵌于其中的工艺过程。该工艺具有生产成本低、流程简单易操作、选材范围广等技术优势，因而广泛应用于金属基复合材料的合成和制备。利用复合电沉积技术，在金属基质中，掺入如Al2O3[1-2]，TiC[3]，ZrO2[4]等高硬度不溶性颗粒，已成功制备出多种功能型金属基复合材料。王红星等[3]在瓦特型镀液中，制备含纳米TiC颗粒的Ni基复合镀层，研究镀液中纳米TiC添加量对复合镀层性能的影响。结果表明，TiC弥散分布在镀层中能明显改善镀层的硬度、耐磨性和抗氧化性。目前，制约该项技术进一步广泛应用的主要问题在于纳米粒子易团聚，容易在镀层中形成堆积，从而影响镀层性能的发挥。在沉积过程中施加超声，利用超声的空化效应可有效阻碍微粒的团聚、促使其均匀分散和持续悬浮。Ataie等[5]在氯化盐体系中，通过超声辅助沉积的方法在低碳钢表面制备了Zn-Ni/纳米Al2O3复合镀层，研究结果表明，与合金镀层相比，复合镀层的硬度从538HV增加至750HV，摩擦因数从0.588下降到0.392；Beltowska-Lehman等[4]在氨基磺酸盐体系中，将Ni-W/ZrO2借助超声辅助电沉积的方法沉积到低碳钢表面，优化了粉体浓度、电流密度和超声功率等沉积参数，研究表明，镀液中添加ZrO2后形成的复合镀层具有更加优异的力学性能；谢兰清等[6]在瓦特镀液中，通过超声辅助电沉积技术，制备了Cu-SiC复合镀层。研究表明，在超声场-电场复合场中，Cu-SiC镀层表面粗糙度显著降低，硬度提高且耐腐蚀性增强。
综上所述，目前超声辅助电沉积技术的研究热点主要集中于瓦特体系和氯化盐体系，研究内容普遍为工艺参数优化以及复合镀层性能表征等[7-10]，而在氨基磺酸盐体系中，有关超声-电场复合场下复合共沉积规律的研究鲜有报道，相关的粒子共沉积机理尚不明确[11]。本工作在氨基磺酸盐镀液中利用超声辅助电沉积技术制备了Ni-Co/纳米ZrO2复合镀层，通过现代电化学方法研究了超声-电场复合场下，纳米粒子在复合沉积过程中的电化学行为以及合金-纳米粒子的共沉积规律。同时，对ZrO2纳米颗粒对Ni-Co/纳米ZrO2复合镀层的组织结构以及摩擦学性能的影响进行了深入研究。
1 实验材料与方法在体积为500mL的电镀槽中进行电沉积实验，电源为RDX高频开关电源，超声发生装置采用XH-2008DE型电脑智能温控低温超声波合成萃取仪。紫铜试样为阴极，纯镍为阳极，两极间距30~50mm, 沉积面积为25mm×25mm。不同镀液组成：氨基磺酸镍0，80g/L, 氨基磺酸钴0，12g/L，硼酸40g/L，二氧化锆0，5，10，15g/L(粒径50nm)，颗粒形貌如图 1所示。所有镀液均采用分析纯试剂和去离子水配制。工艺参数：电流密度2.5A/dm3, 阴阳极间距2~5cm，pH=4.0，镀温53~55℃，镀时1h，超声功率240W。通过HCl和NaOH溶液来调节镀液pH值。
|
图 1 纳米ZrO2的表面形貌 Fig. 1 SEM surface morphology of ZrO2 nanoparticles |
电化学测试采用三电极体系，工作电极为25mm×25mm×5mm紫铜板，导电面积1cm2，辅助电极为铂电极，参比电极为饱和甘汞电极(SCE)，实验在瑞士万通Autolab电化学工作站下进行。采用Zeiss-ΣIGMA HD型场发射扫描电子显微镜(SEM)观察合金和复合镀层的表面形貌，并用搭载在扫描电镜上的OXFORD-X-Max 50mm2型X射线能谱仪(EDS)测定镀层的成分。采用X′ Pert Powder型X射线衍射仪(XRD)分析物相结构，辐射源CuKα (λ=0.15405nm)，工作电压40kV，电流40mA，步长0.013°，间隔5.1s，扫描范围10°~90°。采用Nanoindenter G200纳米压痕仪测量镀层的力学性能，主要包括弹性模量和纳米压痕硬度，压头为正三棱锥金刚石压针，压入深度为2000nm，加载速率为10nm/s，最大压痕深度保载时间10s，每个试样测量5个点，取其平均值。采用MS-T3001摩擦磨损试验仪对镀层进行摩擦性能检测，施加载荷为3.92N，测量半径为3mm，测试时间为40min，测量半径与载荷匹配，测试温度为室温，湿度为40%~44%。利用HX-1000TM/LCD显微硬度仪对镀层的表面显微硬度进行测定，在硬度检测过程中，所加载荷为1.96N，载荷的加载时间为10s，对每个试样测试10个点，计算其平均硬度。
2 结果与分析 2.1 镍、钴沉积的线性扫描伏安测试对Ni镀液、Co镀液、Ni-Co合金镀液和Ni-Co/ZrO2复合镀液分别进行线性扫描，得到Ni、Co单独沉积，Ni-Co合金共沉积和Ni-Co/ZrO2复合共沉积的阴极极化曲线，如图 2所示。
|
图 2 镍、钴沉积的线性扫描伏安曲线(扫描速率=20mV/s) (a)非超声下溶液中未添加ZrO2; (b)超声下溶液中添加ZrO2 Fig. 2 Linear scan voltammetry curves for electrodeposition of Ni and Co (scan rate=20mV/s) (a)without ZrO2 and ultrasound; (b)with ZrO2 and ultrasound |
从图 2(a)中可以看出，基础镀液不存在其他的还原反应，说明基础镀液具有较稳定的化学性质。Co的极化曲线位于Ni的极化曲线的负电位方向处，而且Co的沉积电流远远小于Ni的沉积电流，说明在此种沉积体系下，Co比Ni难以还原沉积。合金的极化曲线位于两者中间，更接近于Ni的极化曲线，说明Ni-Co合金发生共沉积的时候，Co发生了欠电位沉积，为异常共沉积，合金镀液中Ni有助于Co的沉积。从Ni的极化曲线可以看出，当电极电位扫描到-0.74V时曲线发生转折，说明此时Ni2+开始还原沉积，随着扫描电位的增加，电流密度逐渐增大。在Co的极化曲线中，转折点位于-0.83V，说明Co2+在此电位下进行放电还原。从图中还可以看出，合金的沉积电位为-0.73V，均负于Ni，Co的沉积电位，更接近Ni的沉积电位，进一步说明Ni的加入会促进Co的放电还原。
图 2(b)为合金共沉积和复合共沉积的线性扫描伏安曲线。从图中可以看出，ZrO2纳米粒子的加入使得合金的沉积电位正移，阴极的极化逐渐变小，说明纳米粒子的添加使得电极过程更容易进行，而且在扫描电位范围内，曲线的初始阶段并没有出现平台区，说明此种条件的沉积电流没有达到扩散极限电流，即该沉积的阴极过程不是由传质过程来控制的。有文献报道，镍镀液中的SiC[12]微粒能吸附Ni2+而使表面荷正电，CeO2[13]粉末对溶液中的金属离子也存在吸附作用。镀液中的ZrO2粒子表面也可能吸附Ni2+，Co2+而荷正电，吸附在离子表面的部分金属离子在微粒与阴极板的不断碰撞中在阴极进行还原沉积，镀液中添加ZrO2粒子后，这部分金属离子的还原才存在，进而导致体系的极化度变小。ZrO2纳米粒子对溶液中金属离子的迁移可能具有一定阻碍作用，但由于该沉积的阴极过程不是由传质过程来控制的，故该阻碍作用对金属离子沉积的影响甚微。而复合共沉积中超声的加入，强化了纳米粒子的这一作用，使得沉积电位进一步正移，也说明超声能够有效降低镀液中纳米粒子的团聚，促进分散，从而形成均一稳定镀液。
2.2 镍、钴沉积的循环伏安测试图 3是Ni、Co单独沉积、Ni-Co共沉积和Ni-Co/ZrO2复合共沉积的循环伏安曲线。从图 3(a)可知，Ni，Co的沉积电位与极化曲线所得结果一致。对于Ni的循环伏安曲线，当正向扫描时，在电位-0.26V处曲线上出现氧化峰A，对应沉积Ni的氧化析出，而在Co的循环伏安曲线中并未出现氧化峰的析出，说明在该体系下Ni相较Co更易氧化，Co具有较强的耐腐蚀性。在Co的曲线中，扫描结束后发现曲线出现电流环，表明Co2+的电沉积行为遵循3D“成核/生长”机制[14]。
|
图 3 钴、镍沉积的循环伏安曲线(扫描速率=20mV/S) (a)非超声下溶液中未添加ZrO2; (b)超声下溶液中添加ZrO2 Fig. 3 Cyclic voltammograms for deposition of Ni and Co (scan rate=20mV/s) (a)without ZrO2 and ultrasound; (b)with ZrO2 and ultrasound |
从图 3(b)可知，在Ni-Co共沉积的伏安曲线上可以看到，当负向扫描时，在电位-0.27V处，出现一个明显的还原峰A，对应着析氢反应[15]的发生：H3O++2e-→ H2OH-；2H2O +2e-→ H2 +OH。然而在Ni-Co/ZrO2共沉积的循环伏安曲线中，并未出现析氢峰，说明纳米粒子的加入和超声的施加有效抑制了析氢反应的发生。究其原因：添加的纳米粒子在镀液中迅速扩散，吸附到阴极板上，占据了大量的活性位点，从而抑制析氢反应的发生[16]；超声空化效应所产生的声流、微喷射、冲击波等有效降低了纳米粒子的团聚，使其进一步被吸附。还原峰B对应着两种金属的共沉积，在合金镀液中，共沉积发生在电位-0.73V处，在复合镀液中，共沉积发生在电位-0.70V处，说明在纳米粒子存在的条件下，沉积电位更低。这是因为纳米粒子在电极上的吸附以及粒子周围形成的吸附离子层加速了离子向阴极的迁移，从而增加了阴极表面的活性面积，导致沉积电位正移[17]。回扫过程中，出现的氧化峰C和D，分别对应着沉积合金的氧化析出和铜基体的析出。
2.3 复合镀层的微观形貌、组成和结构图 4分别是Ni-Co合金和Ni-Co/纳米ZrO2复合镀层的SEM图像、EDS能谱。如图 4(a-1)所示，静态时所制备的Ni-Co合金的镀层表面由胞状物组成，粗糙不平，致密性较差。然而图 4(b-1)施加超声制备的Ni-Co合金的镀层表面相对平整，局部存在球状凸起，但晶粒明显细化。这种凸起的形成及其形态，受阴极表面形核均匀度和晶粒生长速率差异两方面因素的影响[18]。超声波作用于沉积过程中时，高速的微喷射冲击能够击碎粗大的晶粒，同时空化效应导致阴极表面发生瞬时局部超冷[19]，降低了阴极析出物形核的临界尺寸，提高形核率，细化合金晶粒，进而减少大晶界和微孔等缺陷[20-22]。施加超声制备的Ni-Co/纳米ZrO2复合镀层的表面形貌如图 4(c-1)所示，超声和纳米粒子的协同作用使得制备的复合镀层表面形成较为细致的颗粒，表面致密平整，结构紧凑，颗粒紧密排列，颗粒边界非常模糊，且无明显凸起物和杂质气孔。
|
图 4 镀层的SEM图像(1)和EDS能谱图(2) (a)Ni-Co合金(非超声)；(b)Ni-Co合金(超声)；(c)Ni-Co/ZrO2复合镀层(粒子浓度15g/L) Fig. 4 SEM images(1) and EDS spectra(2) of the composite coatings (a)Ni-Co(silence); (b)Ni-Co(ultrasound); (c)Ni-Co/ZrO2 composite coatings(particle concentration=15g/L) |
究其原因，一方面沉积过程中非导体纳米ZrO2颗粒的加入，因ZrO2颗粒本身为绝缘材料，不会直接为Ni，Co结晶形核提供有利场所而参与到沉积过程中，吸附了大量阳离子的纳米ZrO2黏附在阴极表面，颗粒可以通过在离子层中对离子的吸附来促进离子迁移到阴极表面，对Ni，Co的结晶过程产生扰动，从而改变了单纯Ni-Co合金沉积的生长方式，起到细化成核晶粒、改善镀层结构的作用；另一方面，超声波空化效应所产生的微喷射很好地解决了纳米粒子因其高表面能和比表面积在溶液中的团聚凝结问题，使得纳米粒子能均匀分散到镀液中，促使ZrO2纳米颗粒被快速生长的合金镀层捕获和填埋，可充当并增加了金属晶粒的晶核数。超声空化效应产生的高压激波和强烈的机械力能够对镀液进行充分搅拌[20-22]，而且还能够清洗金属晶粒表面的气体和杂质，形成均一稳定的镀液体系，保证金属还原的连续发生。
图 5为Ni-Co/ZrO2镀层XRD图谱，由图 5可知, 在2θ为44.39°, 56.8°和76.31°处存在明显的衍射峰，对应于Ni-Co合金相；在2θ=44.39°处，呈现(111)面的择优取向，其为晶体的密排面，当镀层受到剪切应力的作用时，位错将沿(111)密排面滑移，这有利于改善镀层的耐磨性能。由Scherrer公式[22](D=0.9λ/[(β-β1)cosθ]可知, 其中λ为X射线衍射波长，0.15405nm；β为样品衍射峰的半高宽；β1为晶粒的较大衍射未宽化时的衍射峰的半高宽；θ为衍射角)计算其晶粒尺寸，根据傅氏级数分析法计算其结晶度。施加超声后合金镀层的晶粒尺寸由未施加的25.9nm降低到24.9nm，未施加时镀层结晶度为质量分数41.40%，施加后增加到43.30%(质量分数)。说明超声波作用于电沉积过程中时，高速的微射流冲击使得粗大的晶粒破碎为细小晶粒，持续的微喷射和冲击波促进了结晶过程，改善了镀层的结晶过程。添加纳米粒子的复合镀层的晶粒尺寸降低到19.8nm，结晶度却降低到32.98%。从3种材料的EDS能谱图可以看出，纳米ZrO2粒子的加入提高了镀层中Co原子的含量，结合XRD图谱分析，形成Ni-Co合金的衍射峰明显宽化、强度增强，表明合金结构内的镍、钴合金相占比逐渐增多。随着合金相中Co原子含量的逐渐增多，镀层中的非晶态占比亦随之增加，即镀层结构受到Co原子含量的影响。纳米粒子的量子尺寸效应和小尺寸效应造成了纳米颗粒电子能态的不连续性，随着纳米粒径的降低，粒子表面的光滑度随之降低，易形成凸凹不平的原子阶梯，因而显著增加了化学反应的接触面积，粒子表面吸附的原子迅速增加，表面能增高。由于粒子表面吸附原子的增多以及原子配位不足和高表面能，导致吸附到粒子表面的原子具有很高的化学活性，稳定性较差，极易与其他原子结合[23]。因此导致粒子表面吸附大量的金属原子，提高了原子的沉积效率。纳米粒子的掺入改变了原来物质间的键合状态，增大了表面原子配位键的不饱和度，增强了物质的表面能和表面活性，从而纳米粒子能够对沉积过程起到催化的作用，因此镀层的Co原子含量增多，达到Ni-Co合金结构的非晶态成分范围，其非晶态含量的成分占比相应增加。
|
图 5 Ni-Co/ZrO2镀层XRD图谱 Fig. 5 XRD patterns of the Ni-Co/ZrO2 coatings |
图 6为3种电沉积镀层的纳米压痕曲线。由图 6可知，与两种合金的纳米压痕曲线相比，复合镀层的纳米压痕曲线几乎重合，表明复合镀层的结构均匀，这进一步确认了SEM观察的结果。对应于最大压痕深度处，未施加超声的Ni-Co合金镀层的最大深度载荷平均为400mN；施加超声的Ni-Co合金镀层的最大深度载荷平均为400mN左右；而施加超声的复合镀层的最深度载荷平均为450mN左右，所需载荷逐渐增大，表明其硬度逐渐升高。
|
图 6 镀层的纳米压痕曲线 (a)Ni-Co合金(非超声)；(b)Ni-Co合金(超声)；(c)Ni-Co/ZrO2复合镀层(粒子浓度15g/L) Fig. 6 Nanoindentation curves of the composite coatings (a)Ni-Co(silence); (b)Ni-Co(ultrasound); (c)Ni-Co/ZrO2(15g/L) |
未施加超声的Ni-Co合金镀层硬度、弹性模量以及硬模比分别为4.12，207.1GPa和0.019；施加超声的Ni-Co合金镀层分别为5.7，215.7GPa和0.021；施加超声的复合镀层分别为6.13，291GPa和0.026。究其原因，一方面表明超声作用能够改善合金镀层的力学性能；另一方面超声和纳米粒子的协同作用能够细化晶粒尺寸，增大晶界体积和内聚力，增强抵抗外力变形能力，从而强化镀层的耐磨性。
2.5 复合镀层的摩擦学行为图 7所示为铜基体、Ni-Co合金镀层、Ni-Co/ZrO2(5g/L)、Ni-Co/ZrO2(10g/L)、Ni-Co/ZrO2(15g/L)复合镀层旋转摩擦实验后得到的摩擦因数随时间变化的关系曲线。
|
图 7 不同材料的摩擦因数随旋转时间的变化曲线 Fig. 7 Friction coefficient of different coatings as function of rotating time |
从图 7中可以看出，纳米复合镀层的摩擦因数明显低于镍钴合金和铜基体的。镍钴合金镀层的摩擦因数波动较大，旋转初期(大约5min后)，摩擦因数一直维持在0.42左右；镀液中添加5g/L ZrO2时，镀层的摩擦因数减小，短时间内趋于稳定，基本维持在0.38左右；镀液中添加10g/L ZrO2时，旋转5min后，摩擦因数稳定在0.36左右；镀液中添加15g/L ZrO2时，摩擦因数进一步趋于稳定，维持在0.32~0.34之间。在摩擦实验的前几分钟内，铜基体和Ni-Co合金镀层的摩擦因数大致相同且较低，这是因为此时偶件作用的区域主要在镀层表面的凹凸不平区，二者之间接触面积小，摩擦阻力较小，摩擦因数相对较低。随着摩擦时间的推进，对偶件的摩擦面积逐渐增大，同时由于摩擦产生的摩擦热使得摩擦偶件与镀层间的黏着作用逐渐增强，摩擦因数会逐渐上升。但Ni-Co/纳米ZrO2复合镀层的摩擦因数波动幅度较小，可见复合镀层中的ZrO2纳米颗粒可以降低对摩擦偶件与镀层间的黏着作用，从而降低Ni-Co/纳米ZrO2复合镀层的摩擦因数。复合镀层的摩擦因数随镀液中纳米ZrO2的增加而降低，摩擦性能逐渐增强，这主要归因于镀层内硬质相ZrO2颗粒复合量的增加，与复合镀层的磨损量和显微硬度结果相吻合。
图 8为不同材料显微硬度和磨损量的变化曲线。铜基体的显微硬度为241.74HV，单位面积磨损量为2.7×10-5g/m，Ni-Co合金为432.98HV和1.6g/m，但随着ZrO2纳米颗粒的加入，使得Ni-Co/纳米ZrO2复合镀层的显微硬度逐渐增加，依次为463.18，521.6HV和580.6HV；磨损量逐渐降低，依次为1.25×10-5，0.85×10-5g/m和0.55×10-5g/m。随着镀层硬度的升高，其磨损量逐渐降低，即镀层的硬度与磨损量成反比。研究表明，当合金镀层中复合的第二相颗粒尺寸小于100nm时，就会产生弥散强化作用[24]，从而提高涂层的承载和抗变形能力，增强涂层的耐磨性能。结合图 4和图 5加入纳米ZrO2颗粒对镀层Ni-Co的晶粒细化的结果可见，Ni-Co/纳米ZrO2复合镀层显微硬度和耐磨性能的提高主要来自两个方面：(1)金属基质Ni-Co合金晶粒的细化；(2)纳米ZrO2粒子在镀层中的弥散强化作用。这一实验结果也可以从相应的磨损后表面形貌得到进一步的证实，如图 9所示。
|
图 8 不同材料的磨损量和显微硬度 Fig. 8 Wear mass loss and microhardness of different meterials |
|
图 9 镀层的磨损形貌 (a)Cu基体；(b)Ni-Co合金(超声)；(c)Ni-Co/ZrO2复合镀层(粒子浓度15g/L) Fig. 9 Wear morphologies of the coatings (a)Cu matrix; (b)Ni-Co (ultrasound); c)Ni-Co/ZrO2(15g/L) |
图 9为铜基体、Ni-Co合金、Ni-Co/ZrO2(镀液添加量为15g/L)复合镀层在4N定载荷下的摩擦磨损形貌图。从图 9(a)中可以看出，铜基体的磨损属于黏着磨损，表面发生了严重的磨损缺陷和塑性变形，并伴随着大片磨屑的脱落，这与其本身较低的硬度、较高的摩擦因数和较短的耐磨寿命相一致。由图 9(b)可见，Ni-Co合金镀层磨损后磨痕宽而深，有明显的裂纹和犁沟存在，磨痕周围出现脱落和塑性流变特征，表明合金镀层的磨损机制为黏着磨损和磨粒磨损的复合磨损机制。从图 9(c)中可以看出，Ni-Co/纳米ZrO2复合镀层的磨损表面较Ni-Co合金镀层窄且浅，这是由于纳米ZrO2颗粒作为硬质点在复合镀层中起到了支撑的作用，避免了钢球与对镀层表面之间的黏着[25]。当ZrO2颗粒附近的金属磨损后，ZrO2自然脱落，如图 9(c)左侧的细小颗粒所示，在磨损中纳米粒子充当了颗粒状的磨料，所以复合镀层的磨损机制是磨粒磨损。究其原因，一方面，沉积过程中超声的施加，产生了不同的空化现象例如声流，微喷射，冲击波等，强化了电极间的传质过程和扩散过程，加速了电荷的转移，提高了阴极电流效率和单位时间内阴板表面的金属沉积量和镀层厚度，从而增强了复合镀层的耐磨性能；另一方面，ZrO2颗粒的加入促进了异质形核效应的发生，细化了Ni-Co合金晶粒。ZrO2作为第二相固体微粒嵌入基质金属后，由于颗粒本身的高硬度能有效地提高材料的抗黏着性和抗磨粒磨损能力，颗粒的嵌入对位错移动和晶格畸变形成了阻碍，增强了对镀层的弥散强化作用，金属基体中颗粒复合量的增加使得复合镀层抵抗塑性变形的能力逐渐增强。这两方面的共同作用使复合镀层的耐磨性能有了明显的提升。
3 结论(1) 本工作研究了氨基磺酸盐体系中，超声-电场复合场下Ni-Co/ZrO2复合共沉积的电化学行为，Co2+的电沉积行为遵循3D“成核/生长”机制，ZrO2纳米粒子能够降低体系的极化度，使得沉积电位由-0.72V正移动到-0.70V。
(2) 镀液中添加纳米ZrO2后，复合镀层性能随镀液中纳米ZrO2浓度的增加而增强，当镀液中纳米ZrO2添加量为15g/L时，镀层硬度、弹性模量以及硬模比分别为6.13，291GPa和0.026；摩擦因数为0.3273，磨损量为0.55×10-5g/m，分别为Ni/Co合金的3/4和1/2。复合镀层的磨损机制以磨粒磨损为主。
(3) ZrO2的添加改善了Ni-Co/ZrO2的复合沉积过程以及镀层的力学性能。超声的引入能够有效促进纳米粒子在镀液中的分散，从而提高镀层中纳米粒子的复合量，进一步改善复合电沉积过程以及镀层性能。
| [1] | BABADI P, SADREDDINI S, MOHSENIFAR F, et al. The influence of electrophoretic potential on Ni-Al2O3 nano-composite coating[J]. Protection of Metals and Physical Chemistry of Surfaces, 2016, 52 (2): 249–253. DOI: 10.1134/S2070205116020039 |
| [2] | LAJEVARDI S A, SHAHRABI T, SZPUNAR J A, et al. Characterization of the microstructure and texture of functionally graded nickel-Al2O3 nano composite coating produced by pulse deposition[J]. Surface and Coatings Technology, 2013, 232 : 851–859. DOI: 10.1016/j.surfcoat.2013.06.111 |
| [3] |
王红星, 毛向阳, 沈彤, 等. 纳米TiC颗粒对Ni-TiC复合镀层组织与性能的影响[J].
材料工程, 2017, 45 (1): 52–57.
WANG H X, MAO X Y, SHEN T, et al. Effect of nano-TiC particles on microstructure and properties of Ni-TiC composite coatings[J]. Journal of Materials Engineering, 2017, 45 (1): 52–57. DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2014.001571 |
| [4] | BELTOWSKA-LEHMAN E, INDYKA P, BIGOS A, et al. Ni-W/ZrO2 nanocomposites obtained by ultrasonic DC electrodeposition[J]. Materials&Design, 2015, 80 : 1–11. |
| [5] | ATAIE S A, ZAKERI A. Improving tribological properties of (Zn-Ni)/nano Al2O3 composite coatings produced by ultrasonic assisted pulse plating[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 674 : 315–322. DOI: 10.1016/j.jallcom.2016.02.111 |
| [6] |
谢兰清, 王彩霞. 辅助超声振荡电沉积Cu-SiC复合镀层的结构与性能[J].
兵器材料科学与工程, 2013 (2): 72–76.
XIE L Q, WANG C X. Structure and property of Cu-SiC composite coating prepared by electrodeposition assisting with ultrasound oscillation[J]. Ordnance Material Science and Engineering, 2013 (2): 72–76. |
| [7] |
徐滨士, 谭俊, 陈建敏. 表面工程领域科学技术发展[J].
中国表面工程, 2011, 24 (2): 1–12.
XU B S, TAN J, CHEN J M. Science and technology development of surface engineering[J]. China Surface Engineering, 2011, 24 (2): 1–12. |
| [8] |
刘宗德, 董世运, 白树林. 颗粒增强金属基复合材料涂层的制备及其特性与应用[J].
复合材料学报, 2013, 30 (1): 1–13.
LIU Z D, DONG S Y, BAI S L. Preparing technology, characterization and applications of the particulate reinforced metal matrix composites coatings[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2013, 30 (1): 1–13. |
| [9] |
舒绪刚, 何湘柱, 黄慧民, 等. 电沉积Cr/ZrO2复合镀层的结构和摩擦性能[J].
中南大学学报(自然科学版), 2010, 41 (3): 871–875.
SHU X G, HE X Z, HUANG H M, et al. Structure and friction behavior of electrodeposited Cr/ZrO2 nano-composite coatings[J]. Journal of Central South University (Science and Technology Edition), 2010, 41 (3): 871–875. |
| [10] |
袁庆龙, 王西涛, 梁宁宁, 等. Cu/纳米ZrO2复合电刷镀层的耐磨与耐蚀性[J].
材料保护, 2015, 48 (2): 15–18.
YUAN Q L, WANG X T, LIANG N N, et al. Wear resistance and corrosion resistance of electro-brush plated copper/nano-zirconia composite coating[J]. Materials Protection, 2015, 48 (2): 15–18. |
| [11] | TUDELA I, ZHANG Y, PAL M, et al. Ultrasound-assisted electrodeposition of composite coatings with particles[J]. Surface and Coatings Technology, 2014, 259 : 363–373. DOI: 10.1016/j.surfcoat.2014.06.023 |
| [12] | 吴人洁. 复合材料[M]. 北京: 天津大学出版社, 2000: 12. |
| [13] | RANGANATHA S, VENKATESHA T V, VATHSALA K. Electrochemical studies on Zn/nano-CeO2 electrodeposited composite coatings[J]. Surface and Coatings Technology, 2012, 208 (6): 64–72. |
| [14] |
宋利晓, 张昭, 张鉴清, 等. 纳米结构黑镍薄膜的电沉积机理[J].
金属学报, 2011 (1): 123–128.
SONG L X, ZHANG Z, ZHANG J Q, et al. Electroplating mechanism of nanostructured black Ni films[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2011 (1): 123–128. |
| [15] | FRANCIS S A, CROMPTON J C, TORELLI D, et al. Survey of nanostructured transition metal phosphide catalysts for carbon dioxide reduction[J]. American Chemical Society National Meeting and Exposition, 2015 . |
| [16] |
涂伟毅, 徐滨士, 蒋斌, 等. n-Al2O3/Ni电刷镀复合镀层组织与沉积机理[J].
材料工程, 2003 (7): 31–35.
TU W Y, XU B S, JIANG B, et al. Study on Microstructure and co-deposition mechanism of n-Al2O3/Ni composite coating prepared by electro-brush plating[J]. Journal of Materials Engineering, 2003 (7): 31–35. |
| [17] | BENEA L, BONORA P L, BORELLO A, et al. Composite electrodeposition to obtain nanostructured coatings[J]. Science see saiensu, 2016, 123 (3207): 1080–1081. |
| [18] |
盛敏奇, 钟庆东, 吕臣凯, 等. 施加超声波电沉积制备Co-Ni合金层[J].
材料研究学报, 2013, 27 (3): 267–272.
SHENG M Q, ZHONG Q D, LV C K, et al. Preparation of Co-Ni alloy coatings by ultrasound electrodeposition[J]. Chinese Journal of Materials Research, 2013, 27 (3): 267–272. |
| [19] |
周小卫, 沈以赴. Ni-CeO纳米镀层在酸性NaCl溶液中的腐蚀行为及电化学阻抗谱特征[J].
金属学报, 2013, 49 (9): 1121–1130.
ZHOU X W, SHEN Y F. Corrosion behavior and EIS study of nanocrystallin Ni-CeO2 coatings in an acid solution[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2013, 49 (9): 1121–1130. |
| [20] | QU N S, ZHU D, CHAN K C. Fabrication of Ni-CeO2 nanocomposite by electrodeposition[J]. Scripta Materialia, 2006, 54 (7): 1421–1425. DOI: 10.1016/j.scriptamat.2005.10.069 |
| [21] | SEN R, DAS S, DAS K. Effect of stirring rate on the microstructure and microhardness of Ni-CeO2 nanocomposite coating and investigation of the corrosion property[J]. Surface and Coatings Technology, 2011, 205 (13/14): 3847–3855. |
| [22] | ARUNA S T, GRIPS V K W, SELVI V E, et al. Studies on electrodeposited nickel-yttria doped ceria composite coatings[J]. Journal of Applied Electrochemistry, 2007, 37 (9): 991–1000. DOI: 10.1007/s10800-007-9338-9 |
| [23] | GHAZIOF S, GOLOZAR M A, RAEISSI K. Characterization of as-deposited and annealed Cr-C alloy coatings produced from a trivalent chromium bath[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 496 (1/2): 164–168. |
| [24] |
李凝, 高诚辉. 电沉积Ni-Mo/ZrO2合金镀层结构及其电化学性能[J].
材料科学与工艺, 2011, 19 (1): 104–109.
LI N, GAO C H. Microstructure and electrochemical properties of the electrodeposited Ni-Mo/ZrO2 alloy coating[J]. Materials Science and Technology, 2011, 19 (1): 104–109. DOI: 10.11951/j.issn.1005-0299.20110121 |
| [25] |
马国政, 徐滨士, 王海斗, 等. 电刷镀In/Ni组合镀层的真空摩擦学性能研究[J].
材料工程, 2010 (12): 66–71.
MA G Z, XU B S, WANG H D, et al. Tribological properties of electric brush plating In/Ni combination coating in vacuum[J]. Journal of Materials Engineering, 2010 (12): 66–71. DOI: 10.3969/j.issn.1001-4381.2010.12.015 |