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0 前言
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作为全球能源转型的突破利剑，海上风电近年来不断在我国沿海领域布局[1]。塔筒作为风电装备中重要的支撑结构件，起到了支撑电机和叶片持续工作的作用。但塔筒的服役环境复杂多样，从海洋底部的泥土区一直衍生到海洋上方的大气区，尤其是处于海洋表层高水位上下区域的浪溅区[2-3]，塔筒表面腐蚀和磨损失效现象引起的安全隐患和维修更新成本急剧增加。目前，考虑到施工过程中的经济性和便利性及后期的及时维护，施工方多采用树脂涂装保护塔筒表面。涂层技术是延缓腐蚀的经济与有效手段，通过发挥物理屏障作用，将腐蚀因子与被保护基体隔绝，从而达到腐蚀防护的效果[4]。水性环氧树脂作为一种应用广泛、成本低廉和绿色环保的成膜物质，能够与固化剂反应生成互穿网状的内部结构，具有良好的内聚力和化学稳定性[5-6]，但是由于水性环氧树脂的固化特点及其工艺，成膜过程中分子团聚体经过靠拢、渗透和融合三个步骤形成涂层，内部容易产生微缺陷，从而成为腐蚀介质扩散的通路和外力施加时裂纹扩展的源头[7]。为提高水性环氧树脂涂层的耐腐蚀及力学性能，多采用填料 / 树脂共混的方式，充分利用填料的结构和性能优势强化涂层的综合性能，其中，将性能优异的纤维型材料弥散分布在涂层中构建复合涂层，从而赋予其更加优异的服役性能和更为实际的应用前景。
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纤维型材料中，玄武岩纤维具有多项优异的物化性能，如优秀的化学稳定性、抗辐射性、力学性能和较低的成本等[8]，其制备过程对环境危害小、产生的废物少，是一种名副其实的绿色环保材料。玄武岩纤维通常作为复合材料的增强相与环氧树脂结合使用。例如，KIM 等[9]制备出多壁碳纳米管负载玄武岩纤维，增强了环氧复合材料的弯曲力学性能。PREDA 等[10]对玄武岩纤维进行功能化处理，在纤维表面化学沉积ZnO以提高其与环氧树脂基体的界面强度，从而提高复合材料的力学性能。但是玄武岩纤维由于尺寸较大，并且与环氧树脂间界面适配性较差，所以其作为填料加入到环氧树脂涂层后，纤维与涂层的界面处将存在较多微缺陷，成为腐蚀介质的扩散路径以及涂层内部的应力集中位点，从而降低复合涂层的防腐性能。针对这一突出的关键性问题，有必要从解决玄武岩纤维 / 涂层适配性问题入手，对玄武岩纤维表面状态进行调控。
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聚脲纳米纤维凭借较为优异的防腐、耐介质和化学稳定性等性能以及纳米尺度的结构特点，多作为稠化剂形成特殊的结构骨架，赋予润滑脂多样化的性能[11]。除此之外，聚脲纳米纤维在与环氧树脂涂层共混固化后能够弥散分布在环氧树脂涂层中，形成物理阻隔网络，有效减少涂层中的微缺陷[12]。
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因此本文在玄武岩纤维表面原位生长聚脲纳米纤维，形成具有包覆结构的复合纤维，改善了玄武岩纤维与环氧树脂间的界面适配性。制备了三种不同类型纤维型填料的复合涂层，探讨了纤维结构与理化性能对于环氧树脂涂层防腐耐磨性能的影响，分析了复合涂层的性能提升机理。
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1 试验方法
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1.1 复合纤维及其涂层结构与防腐耐磨性能测试
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采用日本电子株式会社场发射扫描电子显微镜 （Scanning Electron Microscope，SEM，JSM-7800F） 表征不同尺度纤维的表面形貌、结构和元素成分，分析复合涂层断面形貌，对比纤维与环氧树脂的界面相容性。借助实验室自主搭建的摩擦磨损试验机在球-面接触、往复运动模式的条件下测试不同组别涂层的摩擦学性能。测试参数为：室温为 25℃，湿度为 50% RH，摩擦副为直径 10 mm 的 GCr15 钢球，载荷为 2 N，位移幅值为 4 m，摩擦往复频率及时间分别为 2 Hz 和 3.6 ks。
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采用美国动态热机械分析仪（ Dynamic mechanical analysis，DMA，TA Q800）测量复合涂层的动态力学性能，获取涂层随温度变化的储能模量的变化曲线，分析涂层内部分子链段运动情况与涂层力学性能的关系。试验参数设定为：拉伸加载模式，测试频率为 2 Hz，升温速率为 3℃ / min，测试温度为 40～60℃，保温时间为 3 min，振幅为 20 μm。
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采用普林斯顿 VersaSTAT3F 电化学工作站分析不同涂层的电化学行为。选用三电极系统，饱和甘汞电极、铂电极和复合涂层分别作为参比电极、对电极以及工作电极。制备 3.5wt.% NaCl 溶液用于模拟海水浸泡环境，将各涂层在 3.5wt.% NaCl 溶液中浸泡 0、24 和 72 h 后进行电化学测试。试验过程中密封浸泡样品，避免蒸发导致盐水溶液浓度增加。电化学测试参数如下：频率范围为 10−2～105 Hz，扰动幅值为 20 mV。根据《人造气氛腐蚀试验-盐雾试验（GB / T10125—2012）》标准，利用中性盐雾腐蚀试验评估涂层的长效耐腐蚀性能，设备采用中国 YWX-250B 盐雾试验箱，试验过程中利用光学相机分别在 0、7、14 和 21 d 后记录涂层表面状态。
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1.2 复合纤维的制备
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将玄武岩纤维置于盐酸 / 乙醇溶液中，在室温下均匀搅拌 24 h 后烘干完成刻蚀，以增加玄武岩纤维表面粗糙度。然后将刻蚀后的玄武岩纤维置于有机胺溶液中进行搅拌，使其表面附着胺基化学官能团，接着向玄武岩纤维悬浮液中加入过量的二苯基甲烷二异氰酸酯（Methylene diphenyl diisocyanate，MDI）溶液，利用加成聚合反应实现聚脲纳米纤维在玄武岩纤维表面的原位生长。如图1 所示，复合纤维的具体制备过程如下：
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（1）称量 10 g 短切玄武岩纤维加入到 500 mL 5wt.%的盐酸水溶液中均匀搅拌 24 h，然后在无水乙醇中超声清洗 10 min，最后在 50℃下将刻蚀完成的玄武岩纤维烘干备用。
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（2）将 40 mmol 十八胺和 40 mmol 环己胺超声溶解在 200 mL 无水乙醇中。
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（3）称量 10 g 刻蚀后的玄武岩纤维加入到有机胺 / 无水乙醇溶液中，然后在 50℃下搅拌 30 min 后，将玄武岩纤维捞出置于去离子水中继续搅拌。
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（4）将 22 mmol MDI 溶于 300 mL 乙酸乙酯中，然后在 1 h 内将其缓慢滴加到玄武岩纤维悬浮液中，滴加过程中逐渐提升混合溶液温度至 80℃，MDI 将在玄武岩纤维表面与有机胺快速发生聚合反应，生成聚脲纳米纤维。单独的聚脲纳米纤维则只需直接在溶液中按有机胺与 MDI 固定比例合成后干燥研磨即可。
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（5）反应完全后，将复合纤维捞出，在烘箱中 50℃干燥完全后取出备用。
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图1 复合纤维制备流程
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Fig.1 Preparation process of the composite fiber
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1.3 复合涂层的制备
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制备复合涂层前需对 6082 铝合金基底进行预处理，分别使用 400、800 和 1200 目的砂纸打磨铝合金表面，去除表面附着的氧化层和污染物，然后在无水乙醇溶液中超声清洗三次，去除打磨过程中留下的表面污染物。复合纤维环氧树脂涂层的制备步骤如下：
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（1）将 0.6 g 复合纤维超声分散于 25 g 去离子水中，然后向其加入 10 g H228A 水性环氧树脂和 20 g 配套固化剂。
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（2）将上述混合浆料于 4 000 r / min 搅拌速度下搅拌 5 min 后，放置在真空干燥箱中熟化并真空脱气备用。
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（3）采用喷涂设备将树脂浆料均匀喷涂在铝合金基底上，控制喷涂距离 50 cm，在室温下干燥 24 h 后得到复合纤维强化环氧树脂涂层。
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同时，按照相同的方法制备环氧树脂涂层，制备过程中只加入环氧树脂和固化剂。文中，环氧树脂涂层简写为 EP（Epoxy coating），复合纤维强化环氧树脂涂层简写为 PU@BF（Polyurea nanofibers &basalt fibers enhanced epoxy coating）。除此之外，为了分析对比不同纤维对于 EP 的强化作用，还制备了 0.25wt.%聚脲纳米纤维作为填料的复合涂层 （Polyurea nanofibers，PU）以及 2wt.%玄武岩纤维作为填料的复合涂层（Basalt fibers，BF）。
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2 结果与讨论
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2.1 复合纤维成分与结构分析
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复合纤维的表面形貌和主要元素组成如图2 所示，可观察到光滑的玄武岩纤维表面粗糙度增加 （图2a），聚脲纳米纤维均匀生长在整根玄武岩纤维上。如图2a 所示，玄武岩复合纤维表面层层堆叠，均匀交织分布纳米级别的聚脲纤维，玄武岩纤维基底被完全覆盖，说明搅拌过程中有机胺弥散分布在刻蚀后的玄武岩纤维的粗糙表面上，并成为加成聚合的反应位点。在更高放大倍数下（图2b），观察到单根聚脲纳米纤维呈现不规则的棒状结构并且紧密贴合在玄武岩纤维的表面，未出现脱落现象，表明聚脲纳米纤维与玄武岩纤维之间具有良好的结合强度。采用能谱分析仪（ Energy dispersive spectrometer，EDS）检测复合纤维表面元素组成，如图2a、2b 所示，聚脲纳米纤维上的特征元素 C 均匀分布在玄武岩纤维表面，进一步证实了玄武纤维表面上聚脲纳米纤维的均匀分布。
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图2 复合纤维 SEM 形貌和 EDS 元素分析
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Fig.2 SEM morphology and EDS analysis of the composite fibers
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2.2 复合纤维与 EP 界面适配分析
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在玄武岩纤维表面改性形成包覆结构是为了提高玄武岩纤维与树脂之间的界面结合力。观察 EP 和 PU@BF 的截面，如图3 所示。图3a、3b 表明， EP 的截面更加光滑，同时伴有脆性断裂所留下的河流状断裂解理台阶，说明在外加载荷的作用下，裂纹直接沿着内部缺陷和应力集中的区域进行快速扩展，涂层在断裂过程中外界阻力较小。相比之下， PU@BF 的截面较为粗糙（图3c、3d），截面上出现纤维拔出和断裂的现象，涂层截面上留下了明显的纤维拔出孔洞和残留的复合纤维。截面上残留玄武岩纤维的高分辨形貌如图3d 所示，发现复合纤维上附着少量的 EP，并且表面分布有韧性断裂的网状纹路树脂，说明聚脲纳米纤维的负载（复合纤维 SEM 所示）提升了玄武岩纤维于环氧树脂的附着力，复合纤维的拔出过程需要吸收更多能量，以此达到强化涂层力学性能的目的。
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图3 复合涂层截面 SEM 图
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Fig.3 Cross-section SEM images of the composite coatings
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2.3 复合涂层摩擦学与力学性能分析
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分析复合纤维对 EP 摩擦学性能的增强效果，如图4 所示。图4a 为不同涂层的摩擦因数曲线，EP的摩擦因数在一定循环周次后达到 0.80～0.85，且长时间稳定在该区间，BF 的摩擦因数经过跑合期后保持在0.7左右，PU@BF的摩擦因数则稳定在0.1～0.2 之间，表明复合纤维的加入起到良好的减摩效果。摩擦过程中，涂层表面分布的复合纤维起到了优异的承载作用，摩擦接触对象由树脂 / 摩擦副转变为纤维 / 摩擦副，而摩擦因数与接触面材料、表面状况有关，所以摩擦过程中接触材料的改变有效降低了摩擦因数。PU@BF 摩擦因数降低的原因推测为纤维的复合一方面提升了纤维在涂层中的稳定性，另一方面表面的聚脲纳米纤维起到了一部分润滑效果。除此之外，观察到表面分布的复合纤维在摩擦过程中没有出现破坏现象（图5b1、5b2），接触区域表面粗糙度由此下降，也起到降低摩擦因数的效果。不同涂层的磨损率如图4b 所示，EP 的磨损率达到 5.5×10−5 mm 3 /（N·m），PU@BF 的磨损率为 1.2×10−5 mm 3 /（N·m），相比于 EP 降低约 4.5 倍。复合涂层磨痕的二维轮廓如图4c 所示，EP 磨痕二维轮廓更深且底部曲线未出现明显的毛刺现象，而 PU@BF 的二维轮廓则较为粗糙，轮廓深度与表面几乎持平，呈现凹凸不平的沟壑形貌，BF 的二维轮廓深度与 PU@BF 相近，同样呈现沟壑现象。磨痕形貌的区别是由于复合纤维的“钉扎”效应显著阻碍涂层的剥离过程，在磨痕表面未剥落的树脂略高于基面呈凸起状态，而明显高于树脂表面的部分则为磨损过程中产生的磨屑或者涂层表面凸起分布的复合纤维。上述结果表明复合纤维显著提升了 EP 的减摩耐磨性能。
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图4 复合涂层摩擦学性能
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Fig.4 Tribological properties of composite coatings
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为进一步阐释 PU@BF 的减摩耐磨过程以及机理，通过SEM表征复合涂层磨痕形貌。如图5所示，相比于 EP，添加复合纤维的涂层磨痕形貌与宽度存在明显的差别，EP 的磨痕宽度为 728 μm，涂层在磨损后留下的剥落痕迹均匀地分布在磨痕表面，表明摩擦磨损过程中摩擦副快速破坏涂层表面，大量失效脱落的环氧树脂涂层从基体表面剥离，由此形成较宽的磨痕。而 PU@BF 的磨痕则相对更窄且浅，宽度仅为 508 μm，磨痕表面平行分布着钉扎在树脂中的复合纤维。同时观察到完整的复合纤维横跨整条磨痕，表明复合纤维与摩擦副直接接触，起到优异的承载效果，并有效缓解纤维周围涂层的剥落现象。除此之外，复合涂层的磨痕形貌出现垂直于摩擦方向平行分布且深度较浅的裂纹，表明受到摩擦副交变应力时涂层表面出现疲劳现象。摩擦接触点产生疲劳裂纹，但复合纤维的钉扎分布有效阻碍裂纹的萌生与扩展，将摩擦副的破坏效果降到最低。磨痕形貌的明显差异说明复合纤维改变了涂层的磨损形式，起到对涂层减摩抗磨的作用[13]。
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图5 复合涂层磨痕形貌
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Fig.5 Morphologies of wear tracks from the composite coatings
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储能模量指粘弹性材料的弹性变形所储存的能量，反映粘弹性材料中弹性成分的贡献，同时也体现了材料的变形抗力[14]。通过 DMA 测试得到不同复合涂层的储能模量，如图6 所示，所有涂层储能模量均表现出随温度升高而减小的趋势。温度升高导致涂层中化学键链段和聚合物片段的加速运动，涂层逐渐由高弹性状态向粘性状态过渡。温度在 40℃时，涂层储能模量由大到小分别为 BF （1 688 MPa）、PU@BF（1 526 MPa）、PU（1 460 MPa） 和 EP（1 445 MPa），表明三种不同纤维加入涂层后均起到提升力学性能的作用，但大尺寸的玄武岩纤维对于涂层力学性能的提升更加明显。玄武岩纤维复合前后对于 EP 储能模量的提升相差不大，表明纳米纤维单纯在玄武岩纤维 / 涂层界面处存在时的强化效果不如弥散分布状态突出[15]。玄武岩纤维以及复合纤维中的玄武岩部分在变形过程中吸收外部能量，复合涂层变形和断裂过程中内部运动受到交织纤维的限制和拉扯，导致相同的断裂和变形量需要更多外界做功，复合涂层的力学性能由此得到提升[16-17]。
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图6 不同复合涂层的储能模量对比
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Fig.6 Comparisonof energy storage modulus of the different composite coatings
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2.4 复合涂层腐蚀行为分析
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采用电化学工作站获得不同种类纤维复合 EP 后的电化学阻抗谱，如图7 所示，解析复合涂层体系的腐蚀性能和破坏过程。利用 Zview 软件建立等效电路模型（Equivalent circuit model，EEC）并拟合分析电化学阻抗谱（Electrochemical impedance spectroscopy，EIS）测试结果，建立的 EEC 模型如图8 所示。浸泡初期，腐蚀介质未到达涂层 / 基底界面，Rs、Rc和Qc组合的电路模型准确反应该阶段涂层的电化学状态（EEC-1），其中 Rs 代表溶液电阻， Rc代表涂层电阻，Qc代表涂层电容[18-20]。随着浸泡时间的推移，腐蚀介质渗透并贯穿涂层，出现电荷转移现象，产生电荷转移电阻（Rct）和电双层电容 （Qdl），采用等效电路 EEC-2 模型描述涂层浸泡后期的电化学状态。
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图7 复合涂层分别浸泡 0、24 和 72 h 后的 Nyquist 图和 Bode 图
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Fig.7 Nyquist and Bode diagrams of composite coatings after 0, 24, and 72 h of immersion, respectively
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图8 EIS 拟合等效电路
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Fig.8 Equivalent circuit diagrams for EIS fitting
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复合涂层在浸泡 72 h 过程中的 Nyquist 图如图7 所示。浸泡初期，PU 和 PU@BF 均具有较大的容抗弧直径，Rc 作为反映涂层浸泡过程中阻隔性能的典型参数，PU 和 PU@BF 的 Rc（图9）分别达到 3.8 和 2.5 MΩ·cm 2，而 BF 和 EP 的 Rc仅为 0.08 和 0.4 MΩ·cm 2。随着浸泡时间延长到 72 h，各涂层的阻抗值依然呈现相同规律，由大到小依次为 PU、PU@BF、EP 和 BF。PU 中存在弥散分布的聚脲纳米纤维，形成阻隔网络，延长了腐蚀介质的扩散路径，从而具有最高的阻抗值。相比之下，BF 的阻抗值最低，归因于玄武岩纤维与 EP 的界面适配性较差，导致 EP 中微缺陷的增多，耐腐蚀性能下降。PU@BF 中玄武岩纤维上均匀生长的聚脲纳米纤维提升了复合纤维与涂层之间的界面适配性，减少了复合纤维中玄武岩纤维界面处的微缺陷，提高了涂层的致密性。
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图9 复合涂层电阻（Rc）对比
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Fig.9 Resistance of coating（Rc）comparison of composite coatings
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复合涂层在3.5wt.% NaCl溶液中浸泡72 h过程中的 Bode 图曲线如图7 所示，各组之间的低频阻抗值（|Z|f=0.01 Hz）以及低频阻抗台阶的变化状态表明涂层浸泡过程中的不同腐蚀状态。在整个浸泡过程中，PU 和 PU@BF 的 Bode 图谱在高频段均表现为一条斜率为−1 的直线，表明浸泡周期内复合涂层均表现为明显的电容特征[21]。而EP和BF的高频段斜率则逐渐降低，表明 EP 和 BF 随着浸泡过程的进行，阻隔性能持续降低，涂层的耐腐蚀性能显著下降[22-23]。
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不同复合涂层的盐雾试验结果如图10 所示。在进行盐雾试验前，所有涂层呈现出铝合金基底的灰白色，且能观察到铝合金基底打磨纹理。EP 在经过 7 d 盐雾试验后能明显观察到铝合金基底产生灰黑色的点蚀，表明腐蚀介质已到达 EP / 铝合金界面，引起腐蚀，而 BF 及 PU@BF 仍呈现灰白色。经过 21 d 盐雾试验后，EP 基底点蚀数量明显增多且点蚀程度加重，而此时 PU@BF 基底表面未能观察到明显点蚀，表明 PU@BF 对铝合金基底具有良好的防护效果。综上所述，玄武岩纤维负载聚脲纳米纤维后弥补了 BF 界面处存在的部分微缺陷，提升了复合涂层的防腐性能。
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图10 不同纤维类型复合涂层盐雾试验结果
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Fig.10 Salt spray test results of composite coatings with different fiber fillers
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2.5 复合涂层防腐耐磨机理分析
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复合纤维结合了聚脲纳米纤维与环氧树脂涂层表界面极佳的适配性和玄武岩纤维优秀的力学性能，在复合涂层面对腐蚀和摩擦磨损的苛刻工况时发挥出优异的协同作用[23]，其提升涂层的防腐耐磨机理主要可以分为以下两个部分，如图11 所示。
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图11 复合纤维强化机理
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Fig.11 Composite fiber reinforcement mechanism
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（1）玄武岩纤维表面生长的聚脲纳米纤维能够起到减少玄武岩纤维与 EP 界面处微缺陷的作用，延缓了浸泡过程中腐蚀介质扩散，降低了玄武岩纤维加入而导致微缺陷增多的不利影响。除此之外，聚脲纳米纤维提升了玄武岩纤维在 EP 中的界面附着力，复合纤维更加稳固的存在于复合涂层中，从而在不损失涂层摩擦学性能的基础上提升防腐性能。
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（2）复合纤维是在玄武岩纤维的基础上进行优化，所以复合涂层中的复合纤维能够赋予 EP 良好的摩擦学与力学性能。涂层受到摩擦副施加的外力作用时，表层复合纤维层能够承载摩擦副的垂直压力和径向切削力，内层的复合纤维则钉扎住变形树脂，从而减少摩擦过程中裂纹的萌生和扩展，降低涂层的剥落量，达到提升复合涂层摩擦学性能的效果。
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3 结论
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针对 BF 防腐性能不足的问题，对玄武岩纤维表面进行改性，在玄武岩纤维表面上均匀生长一层聚脲纳米纤维以优化玄武岩纤维与 EP 之间的界面适配性，从而提升 BF 防腐耐磨性能，可为纤维基新型防腐耐磨涂层的研发提供一定参考。主要结论如下：
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（1）复合涂层保留了玄武岩纤维优异的物化性能，提升了复合涂层的力学性能， PU@BF （ 1 526 MPa） 在 40℃下的储能模量相比 EP （1 445 MPa）提升近 100 MPa。
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（2）PU@BF 在摩擦过程中的剥落现象得到抑制，摩擦过程中的接触对象转变为横跨磨痕分布的复合纤维，摩擦副接触面积由此降低，摩擦因数下降约 0.6，磨损率相比 EP 降低了约 4.5 倍，这归因于复合纤维提升了涂层的力学性能及其在摩擦过程中凭借“钉扎”效应有效限制了涂层表面裂纹的扩展。
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（3）玄武岩纤维表面生长的聚脲纳米纤维有效填补了玄武岩纤维 / 涂层界面处的微缺陷，减少了腐蚀介质向内扩散的路径，PU@BF 的低频阻抗值相比于 BF 提升了近两个数量级，玄武岩纤维表面包覆聚脲纳米纤维后提升了 BF 的耐腐蚀性能。
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（4）改性玄武岩纤维在 EP 中呈随机分布方式，而纤维型填料在涂层中的位向分布对复合涂层的综合性能会产生巨大的影响，因此有必要进一步探究玄武岩纤维在复合树脂涂层中的分布方式对复合涂层性能的影响规律，建立更全面的认识。
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摘要
高性能树脂涂装于装备，保障其在多变环境与工况下全寿命周期高功效服役。然而，传统水性环氧树脂涂层固化特性及工艺引起的内部微缺陷现象会导致涂层快速丧失对结构件的长期保护作用，难以满足涂装防护的防腐耐磨需求。对此，综合聚脲纳米纤维和玄武岩纤维的结构与性能优势，利用聚合物原位生长技术在玄武岩纤维表面均匀包覆聚脲纳米纤维，成功研制玄武岩&聚脲复合纤维，并与环氧树脂共混得到复合涂层。依据摩擦学、力学和耐候性能等典型服役参数测试结果，分析复合纤维对水性环氧涂层防护性能的强化模式和作用机理。相比于单一玄武岩纤维树脂涂层，复合纤维涂层在 3.5wt.% NaCl 溶液中浸泡 72 h 后涂层阻抗值提升了近 35 倍，盐雾试验 21 d 后表面状态完整无明显腐蚀现象。同时，凭借玄武岩纤维的强化作用，玄武岩纤维承载了摩擦副的交变应力，吸收了涂层变形过程中的能量，复合纤维涂层磨痕宽度降低约 200 μm，磨损率降低约 78%。研究成果验证了纤维 / 环氧树脂复合体系解决水性环氧涂层“磨-蚀”问题的可行性，可为进一步优化纤维 / 环氧树脂复合涂层制备工艺、探究纤维位向分布对复合涂层综合性能影响规律及强化机理奠定基础。
Abstract
As an important supporting structure in wind power equipment, the tower plays a key role in supporting the continuous work of the motor and blades. However, the security risks, maintenance and renewal costs of the tower surface can increase sharply because of corrosion and wear. Organic coatings have been regarded as the most economical and convenient means by which to protect towers from corrosion. Among various coatings, waterborne epoxy resin coating is widely used because it is inexpensive and environmentally friendly. However, micropores and microcracks are usually generated due to the solvent evaporation process, which presents both a path for corrosion medium diffusion and a source of crack initiation and propagation. To address the above issue, various fillers have been introduced into waterborne epoxy resin coating to enhance its comprehensive properties. Among fibrous materials, basalt fiber has several excellent physical and chemical properties, such as excellent chemical stability, radiation resistance, mechanical properties, and low cost. Moreover, its preparation process is less harmful to the environment, and it is a veritable green material. However, adding basalt fibers into epoxy resin coating could lead to the formation of microdefects at the interface between the fibers and the coating due to their large size. Therefore, it is necessary to regulate the surface state of basalt fiber to resolve the incompatibility between the basalt fiber and coating. Hence, in this work, composite fibers (PU@BF) were prepared via in-situ polymer growth technology on the surface of basalt fibers by utilizing the structural and property advantages of polyurea nanofibers (PU) and basalt fibers (BF). Then, PU@BF was introduced into waterborne epoxy resin coating (EP) to prepare a fiber-based composite coating, and the tribological properties and corrosion resistance performance were investigated in depth. The scanning electron microscope results indicated that basalt fibers were uniformly covered by polyurea. The storage modulus values of all composite coatings showed a decreasing trend with increasing temperature, as increasing temperature leads to the accelerated movement of chemical bond chain segments as well as polymer segments. Hence, the coating gradually transitions from a highly elastic state to a viscous state. The storage moduli of EP, PU, BF, and PU@BF at 40 ℃ were 1445, 1460, 1688, and 1526 MPa, respectively, indicating that the mechanical performance of the composite coating was improved via the introduction of fibers. The friction factor of PU@BF was kept between 0.1–0.2, whereas that of EP was approximately 0.8, demonstrating that the introduced composite fibers had a great antifriction effect. The wear rate of PU@BF was 1.2×10−5 mm3 / (N·m), which was decreased by about 78% compared with that of EP (5.5×10−5 mm3 / (N·m)). The Rc value of PU@BF was 2.5 MΩ·cm2 , whereas that of EP was 0.08 MΩ·cm2 , indicating that PU@BF displayed better anticorrosion performance. Neutral salt spray test results showed that black-gray corrosive pitting was observed on the surface of an Al substrate only after 1 week of test, and the corrosion degree was increased after 3 weeks. However, the surface of an Al substrate of PU@BF was still bright and clean without corrosion, indicating that PU@BF had excellent protection performance. The enhanced antiwear / corrosion performance of PU@BF could be attributed to two reasons. First, the polyurea on the surface of the basalt fiber could reduce the microdefects between basalt fibers and epoxy resin to enhance the interfacial adhesion with epoxy molecules and thereby delay the diffusion of corrosion media during immersion. Second, the surface composite fiber layer can bear the vertical pressure and radial cutting force of the friction pair when the composite is subjected to a reciprocating force, and the inner composite fibers can reduce the deformation of the epoxy by exerting a pinning effect and thereby restricting the initiation and propagation of microcracks during friction. This research verifies the feasibility of a fiber / epoxy composite system to solve the “wear and corrosion” problem of waterborne epoxy coating. The results lay a foundation for the further optimization of the fiber / epoxy composite coating preparation process by exploring the influence law of the fiber orientation distribution on the comprehensive performance of a composite coating and its strengthening mechanism.
