CN109112535B - 一种提高Ti6Al4V合金高温自润滑耐磨性能的复合涂层材料及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种提高Ti6Al4V合金高温自润滑耐磨性能的复合涂层材料，采用合金粉末经激光熔覆工艺得到，所述合金粉末包括以下按重量百分比计的原料：TiC16～17％，WS222～25％，余量为Ni60。所述复合涂层材料的制备方法包括步骤：将上述合金粉末与粘接剂混匀后预制于Ti6Al4V合金表面，烘干，然后经激光熔覆工艺制得。本发明采用Ni60为增韧相，TiC为增强相，WS2为润滑相，三者对复合涂层耐磨性的提高具有很好的协同作用。实验结果表明，本发明复合涂层的平均硬度较Ti6Al4V合金提高了一倍，且在室温～800℃的温域区间内均显示出优异的自润滑耐磨性能。
Description
技术领域
本发明涉复合材料技术领域，具体涉及一种提高Ti6Al4V合金高温自润滑耐磨性能的复合涂层材料及其制备方法。
背景技术
Ti6Al4V合金具有耐腐蚀性好、比强度高、耐高温等优点，在航空、海洋工程、生物医疗等领域应用广泛。这些场合通常要求Ti6Al4V合金运动零部件(如锻造钛风扇、压气机盘和叶片、中介机闸、轴承壳体等)在高温高速、高负荷、腐蚀介质条件下工作，因此材料的高温耐磨减摩性能将影响整个系统的服役寿命和可靠性。鉴于Ti6Al4V合金硬度较低、高温耐磨性差，限制了其应用，为此研制出宽温域内具有良好高温耐磨减摩性能的复合涂层成为工业界的迫切需要。
目前，国内外普遍采用等离子喷涂和激光熔覆等表面工程手段在Ti6Al4V合金表面喷涂或熔覆高硬度和高温自润滑耐磨性涂层。其中激光熔覆技术热能量密度≥5×104J/S·cm2，界面结合方式为冶金结合，与基体结合强度高，工作的变形量小，合金层韧性好，对环境污染小，噪声低，因而逐渐受到关注。
目前国内外已有采用激光熔覆手段改善Ti6Al4V合金高温耐磨减摩性能的研究报道。陆小龙等(Tribology International，2016，101：356-363.)在钛合金(Ti6Al4V)基体中预置NiCr/Cr3C2-WS2复合合金粉末，在激光熔覆过程中，Ti、C、W原子优先反应生成耐磨增强相TiC、TiWC2，固体润滑剂WS2与碳化物Cr3C2在激光熔池中能“原位”合成具有润滑作用的硫化物CrxSy和Ti2CS，所得材料在室温～600℃温度范围具有优异的耐磨减摩效果。但是，该方法对Ti6Al4V合金基体的耐磨性改善幅度有限，特别是不能在更宽温域内具备优异的耐磨性，难以满足实际应用需求。
发明内容
针对现有技术存在的上述不足，本发明涉及一种提高Ti6Al4V合金高温自润滑耐磨性能的复合涂层材料及其制备方法，所述复合涂层材料具备优异的高温耐磨性。
为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：
一种提高Ti6Al4V合金高温自润滑耐磨性能的复合涂层材料，采用合金粉末经激光熔覆工艺得到，所述合金粉末包括以下按重量百分比计的原料：TiC16～17％，WS222～25％，余量为Ni60。
发明人经大量实验研究发现，在激光熔覆过程中，上述特定配比的原料能在钛合金表面形成耐高温的高耐磨性复合涂层。其中，Ni60合金粉末硬度高、耐磨、抗氧化、耐腐蚀、韧性好，用作增韧相，此外还具有很强的脱氧作用，在激光熔覆熔池形成的过程中，所生成的熔渣能快速上浮到熔池表面，从而防止熔池的氧化。TiC陶瓷颗粒熔点高、硬度大、热稳定性好，作为增强相能显著提高涂层性能。WS2分解温度较低，在激光熔覆过程中可分解生成新的润滑相。
更优选的，所述合金粉末包括原料：TiC16.5～17％，WS223～24％，余量为Ni60。发明人发现，本配方中，当TiC和WS2摩尔比为3:1，所得复合涂层材料的性能最佳，最优选的方案为：Ni60-16.8％TiC-23.2％WS2。
优选的，按重量百分比计，所述Ni60包括：Cr14％～17％，B2.5％-4.5％，Si3％～4.5％，C0.6％～1％，Fe6.0％～6.5％，余量为Ni，在本发明的具体实施方式中，所述Ni60为Cr16％，B3.3％，Si4.5％，C0.9％，Fe6.0％，余量为Ni。
优选的，所述Ni60的平均粒径为100～150μm，更优选为120～140μm，最优选为140μm。
优选的，所述TiC平均粒径为1～5μm，更优选为1～3μm，最优选为2μm。
优选的，所述WS2平均粒径为1～3μm，更优选为1～2μm，最优选为1μm。
一种提高Ti6Al4V合金高温自润滑耐磨性能的复合涂层材料的制备方法，包括步骤：
将合金粉末与粘接剂混匀后预制于Ti6Al4V合金表面，烘干，然后经激光熔覆工艺得到所述复合涂层材料；
所述合金粉末包括原料：优选的，按重量百分比计，TiC16～17％，WS222～25％，余量为Ni60。更优选的，所述合金粉末包括：TiC16.5～17％，WS223～24％，余量为Ni60，最优选为：Ni60-16.8％TiC-23.2％WS2。
优选的，按重量百分比计，所述Ni60包括：Cr14％～17％，B2.5％～4.5％，Si3％～4.5％，C0.6％～1％，Fe6.0％～6.5％，余量为Ni，在本发明的具体实施方式中，所述Ni60为Cr16％，B3.3％，Si4.5％，C0.9％，Fe6.0％，余量为Ni。
优选的，所述合金粉末与粘接剂采用球磨机混匀，球磨时间优选为12h，球料比3:1，转速500r/min。
优选的，所述预制的厚度优选为1～3mm，更优选为1.5～2mm，最优选为1.8mm。
优选的，所述烘干的温度为110～130℃，时间为1.5～2.5h，更优选为120℃/2h。
优选的，所述激光熔覆的输出功率为1.5～2kW，更优选为1.8kW；激光束输出矩形光斑为(3～5)mm×(4～6)mm，更优选为4mm×5mm；扫描速度为4～6mm/s，更优选为5mm/s。能量密度为80～100J/mm2，更优选为90J/mm2。
本发明的有益效果：
本发明采用激光熔覆技术，以Ni60-TiC-WS2合金粉末为原料，在Ti6Al4V合金表面制备复合涂层，其中Ni60为增韧相，TiC为增强相，WS2为润滑相，三者对复合涂层耐磨性的提高具有很好的协同作用。实验结果表明，在激光熔覆的过程中原位合成了金属硫化物Ti2SC、TiS和NiS，能在摩擦过程中形成润滑转移膜，起到润滑作用，同时还合成了硬质相TiC、Cr7C3和(W,Ti)C1-x，大大提高了涂层的硬度，与Ti6Al4V合金相比，复合涂层的平均硬度提高了一倍，降低了摩擦副与涂层表面的粘着。而在升温过程中，所述硬质相和润滑相会发现分解和扩散，生成新的硬质相和润滑相，进而使复合涂层在室温～800℃的温域区间内均显示出优异的自润滑耐磨性能。本发明大大提高了Ti6Al4V合金的表面耐磨性，有利于扩展Ti6Al4V合金在关键高温运动部件的应用。
附图说明
图1为本发明实施例合金粉末形貌的SEM图；
图2为本发明实施例1得到的复合涂层横断面的扫描电镜照片；
图3为本发明实施例1得到的复合涂层的XRD图谱；
图4为本发明实施例1得到的复合涂层横断面的显微硬度分布图；
图5为本发明实施例1得到的复合涂层和对比例1的Ti6Al4V合金在不同试验温度下的摩擦系数；
图6为对比例1的Ti6Al4V合金在不同试验温度下的磨损轮廓；
图7为本发明实施例1得到的复合涂层在不同试验温度下的磨损轮廓；
图8为本发明实施例1得到的复合涂层在不同试验温度下的磨损表面的XRD图谱；
图9为对比例1的Ti6Al4V合金在不同试验温度下的磨损表面的扫描电镜照片；
图10为本发明实施例1得到的复合涂层在不同试验温度下的磨损表面的扫描电镜照片；
图11为本发明实施例1得到的复合涂层和对比例1的Ti6Al4V合金在不同试验温度下磨屑的扫描电镜照片。
具体实施方式
下面结合附图及具体实施方式对本发明进行详细说明，但本发明的实施方式不限于此。
本发明提供一种提高Ti6Al4V合金高温自润滑耐磨性能的复合涂层材料，采用合金粉末经激光熔覆工艺得到，所述合金粉末包括以下按重量百分比计的原料：TiC16～17％，WS222～25％，余量为Ni60。
其中，所述TiC熔点为3067℃，密度为4.93g/cm3，热膨胀系数为7.74×10-6/K。其熔点高、硬度大、热稳定性好，主要作为增强相，能显著提高涂层性能。所述TiC的含量优选为16.5～17％，最优选为16.8％。
所述WS2分解温度较低，为510℃，熔点为1250℃，用作固体润滑剂，在激光熔覆过程中可分解生成新的润滑相。所述WS2的含量优选为23～24％，最优选为23.2％。最优选的方案是使TiC和WS2摩尔比为3:1，所得复合涂层材料的性能最佳，能显示出最佳的协同效应。对应的，在本发明的一种优选实施方式中，所述合金粉末的配比为：Ni60-16.8％TiC-23.2％WS2。
所述Ni60合金粉末硬度高、耐磨、抗氧化、耐腐蚀、韧性好，用作增韧相，此外还具有很强的脱氧作用，在激光熔覆熔池形成的过程中，所生成的熔渣能快速上浮到熔池表面，从而防止熔池的氧化。本发明对Ni60的组成没有特别限定，可以采用市售Ni60作为原料，按重量百分比计，所述Ni60优选包括：Cr14％～17％，B2.5％～4.5％，Si3％～4.5％，C0.6％～1％，Fe6.0％～6.5％，余量为Ni。
本发明对所述TiC、WS2和Ni60的粒径没有特别限定。发明人发现，选用以下粒径的合金粉末时，所得涂层材料具有更优异的耐磨性：所述TiC平均粒径为1～5μm，更优选为1～3μm，最优选为2μm；所述WS2平均粒径为1～3μm，更优选为1～2μm，最优选为1μm；所述Ni60的平均粒径为100～150μm，更优选为120～140μm，最优选为140μm。对应的，本发明在具体实施方式部分对比了优选粒径对涂层性能的影响，可以发现使用最优选粒径的合金粉末时，涂层的摩擦系数最低。
采用扫描电镜对所述Ni60、TiC和WS2进行表征，结果如图1所示。图中，(a)Ni60粉，(b)TiC粉，(c)WS2粉。
所述激光熔覆利用高能激光束将熔覆材料和基材表面的薄层金属同时熔化，形成微小熔池，并随着激光束的扫描快速凝固，获得与基材呈现冶金结合的表面涂层材料。选择合适的熔覆材料体系及适宜的工艺参数，可得到性能优异的复合涂层材料，显著改善钛合金的耐磨、耐蚀、耐热和抗氧化性等表面性能。
本发明还提供所述复合涂层材料的制备方法，包括步骤：
将合金粉末与粘接剂混匀后预制于Ti6Al4V合金表面，烘干，然后经激光熔覆工艺得到所述复合涂层材料；
所述合金粉末包括：TiC16～17wt％，WS222～25wt％，余量为Ni60。
所述激光熔覆的输出功率优选为1.5～2kW，激光束输出矩形光斑优选为(3～5)mm×(4～6)mm，扫描速度优选为4～6mm/s，能量密度优选为80～100J/mm2。更优选的，所述激光熔覆的输出功率为1.8kW，激光束输出矩形光斑为4mm×5mm，扫描速度为5mm/s，能量密度90J/mm2。本发明对合金粉末与粘接剂的混合方式没有限定，优选采用采用球磨机进行，球磨时间优选为12h。所述粘接剂优选为甲基纤维素溶液。所述预制的厚度优选为1～3mm，更优选为1.5～2mm，最优选为1.8mm。所述烘干的温度优选为110～130℃，更优选为120℃，烘干时间优选为1.5～2.5h，更优选为2h。
以下通过具体实施例和对比例对本发明进行详细说明。
以下实施例中，Ni60包括：按重量份计，Cr16％，B3.3％，Si4.5％，C0.9％，Fe6.0％，余量为Ni。
实施例1
1、将60wt％的Ni60(平均粒径140μm)、16.8wt％的TiC(平均粒径2μm)和23.2wt％的WS2(平均粒径1μm)加入QM-3SP04球磨机中球磨12h，然后烘干，得到合金粉末。
2、将上述合金粉末与甲基纤维素溶液混合，搅拌至粘稠状，然后涂覆于Ti6Al4V合金表面，涂覆厚度为1.8mm，再在120℃干燥炉中保温2h。
3、采用DLS-980.10-3000C半导体激光器扫描预置合金粉末表面，调节输出功率为1.8kW，激光束输出矩形光斑为4mm×5mm，扫描速度为5mm/s，能量密度90J/mm2，在Ti6Al4V合金表面形成复合涂层材料。
实施例2
1、将60wt％的Ni60(平均粒径140μm)、16wt％的TiC(平均粒径2μm)和24wt％的WS2(平均粒径1μm)加入QM-3SP04球磨机中球磨12h，然后烘干，得到合金粉末。
2、将上述合金粉末与甲基纤维素溶液混合，搅拌至粘稠状，然后涂覆于Ti6Al4V合金表面，涂覆厚度为1.8mm，再在120℃干燥炉中保温2h。
3、采用DLS-980.10-3000C半导体激光器扫描预置合金粉末表面，调节输出功率为1.5kW，激光束输出矩形光斑为3mm×4mm，扫描速度为4mm/s，能量密度80J/mm2，在Ti6Al4V合金表面形成复合涂层材料。
实施例3
1、将60wt％的Ni60(平均粒径140μm)、17wt％的TiC(平均粒径2μm)和23wt％的WS2(平均粒径1μm)加入QM-3SP04球磨机中球磨12h，然后烘干，得到合金粉末。
2、将上述合金粉末与甲基纤维素溶液混合，搅拌至粘稠状，然后涂覆于Ti6Al4V合金表面，涂覆厚度为1.8mm，再在120℃干燥炉中保温2h。
3、采用DLS-980.10-3000C半导体激光器扫描预置合金粉末表面，调节输出功率为1.8kW，激光束输出矩形光斑为5mm×5mm，扫描速度为6mm/s，能量密度100J/mm2，在Ti6Al4V合金表面形成复合涂层材料。
实施例4
1、将60wt％的Ni60(平均粒径130μm)、16.8wt％的TiC(平均粒径3μm)和23.2wt％的WS2(平均粒径1.5μm)加入QM-3SP04球磨机中球磨12h，然后烘干，得到合金粉末。
2、将上述合金粉末与甲基纤维素溶液混合，搅拌至粘稠状，然后涂覆于Ti6Al4V合金表面，涂覆厚度为1.8mm，再在120℃干燥炉中保温2h。
3、采用DLS-980.10-3000C半导体激光器扫描预置合金粉末表面，调节输出功率为1.8kW，激光束输出矩形光斑为4mm×5mm，扫描速度为5mm/s，能量密度90J/mm2，在Ti6Al4V合金表面形成复合涂层材料。
实施例5
1、将60wt％的Ni60(平均粒径120μm)、16.8wt％的TiC(平均粒径1μm)和23.2wt％的WS2(平均粒径2μm)加入QM-3SP04球磨机中球磨12h，然后烘干，得到合金粉末。
2、将上述合金粉末与甲基纤维素溶液混合，搅拌至粘稠状，然后涂覆于Ti6Al4V合金表面，涂覆厚度为1.8mm，再在120℃干燥炉中保温2h。
3、采用DLS-980.10-3000C半导体激光器扫描预置合金粉末表面，调节输出功率为1.8kW，激光束输出矩形光斑为4mm×5mm，扫描速度为5mm/s，能量密度90J/mm2，在Ti6Al4V合金表面形成复合涂层材料。
对比例1
市售Ti6Al4V合金。
测试例
以实施例1的性能测试为例，并与对比例1的耐磨性进行比较，说明本发明复合涂层材料的性能。
使用QUANTA450扫描电镜(SEM)分析复合涂层的显微组织。图2为实施例1的复合涂层的横截面形貌，可见涂层与基体结合良好，涂层内部无宏观裂纹、气孔等缺陷，整体形貌呈凹陷状，涂层的厚度约为1.76mm。
进一步进行XRD分析，如图3所示，为实施例1的复合涂层材料的XRD图谱，可知涂层的主要物相为镍基固溶体、硬质相(W,Ti)C1-x/TiC/Cr7C3和润滑相Ti2SC/TiS/NiS。由于WS2的熔点(1250℃)和分解温度(510℃)较低，在激光熔覆过程中，WS2最先分解为W和S，随后Ni60粉末熔化，且Ti6Al4V合金表面部分熔化，TiC溶于Ni液相与Ti液相，熔池中的Ti、Ni、S原位合成硫化物TiS/NiS，S可部分替换TiC中的C生成Ti2SC。因W4+的半径(0.07nm)与Ti4+的半径(0.068nm)相近，在熔覆过程中W能扩散到TiC点阵中置换Ti4+形成(W,Ti)C固溶体，在TiC周围的C富集区内，游离C可溶于(W,Ti)C合成(W,Ti)C1-x。
用MH-5数显显微硬度计测试涂层的显微硬度，载荷为5N，测试时间为15s，沿涂层横向每间隔10μm测量三次，纵向间隔为10μm，测试结果如图4所示，为距离实施例1的复合涂层(图4中的Laser clad coating，即激光熔覆涂层)不同距离的显微硬度(microhardness)分布情况，图中，Substrate为基材，即Ti6Al4V合金。可见Ti6Al4V合金平均硬度为350HV0.5，而实施例1的复合涂层平均硬度为701.88HV0.5，约为Ti6Al4V合金的2倍。硬度的提高一方面是因为涂层中含有一定体积分数的硬质相；另一方面是激光熔覆引起的晶粒强化和固溶强化也有助于提高复合涂层的显微硬度。复合涂层的显微硬度沿深度方向呈下降趋势，特别在热影响区附近明显下降，主要原因是沿涂层深度方向硬质相的减少且复合涂层底部因距基体较近而被稀释。
使用HT-1000高温摩擦磨损试验机进行摩擦磨损试验，由于Si3N4作为高温陶瓷材料，性能稳定，熔点高(1850℃)，硬度高(1700HV)，故选择摩擦对偶件为5mm的Si3N4陶瓷球，摩擦磨损试验参数如表1所示。
表1不同试验温度下磨损试验参数
图5为实施例1的复合涂层(图中标示为Coating)和对比例1的Ti6Al4V合金在20℃～800℃下的平均摩擦系数。可见复合涂层和Ti6Al4V合金的摩擦系数均随温度上升呈下降趋势，但是，Ti6Al4V合金在20℃、300℃、600℃、800℃下的摩擦系数分别为0.53、0.50、0.45、0.43，而复合涂层在20℃、300℃、600℃、800℃下的摩擦系数分别为0.44、0.39、0.38、0.32，在不同试验温度下复合涂层的摩擦系数都明显低于Ti6Al4V合金。
图6和图7分别为对比例1的Ti6Al4V合金和实施例1的复合涂层在20℃、300℃、600℃、800℃下的磨损轮廓曲线，表2为对比例1的Ti6Al4V合金和实施例1的复合涂层在不同试验温度下的磨损率。二者的磨损率同样随温度升高呈下降趋势，但是很显然，本发明实施例1的复合涂层在不同试验温度下的耐磨性都明显优于对比例1的Ti6Al4V合金。这是因为在激光熔覆的过程中原位合成的金属硫化物Ti2SC、TiS和NiS能在摩擦过程中形成了润滑转移膜，起到润滑作用，同时原位合成的硬质相TiC、Cr7C3和(W,Ti)C1-x大大提高了涂层的硬度，降低了摩擦副与涂层表面的粘着，所以实施例1的复合涂层在20℃时耐磨减摩性能优于对比例1的Ti6Al4V合金。
表2对比例1的Ti6Al4V合金和实施例1的复合涂层在20℃～800℃下的磨损率
图8为实施例1的复合涂层在300℃、600℃和800℃下磨损表面的XRD图谱，可以看出随温度的升高，固溶体(W,Ti)C1-x和(Cr,Ni)会在磨损表面进行分解和扩散，300℃时磨损表面上生成了金属氧化物TiO和TiO2，自润滑相的增加是300℃时涂层减摩耐磨性能提高的主要原因。600℃时摩擦系数相比于300℃时没有明显的下降，因为部分润滑转移膜在高温下被氧化，从图8可以看出磨损表面Ti2SC已完全氧化，TiS的含量也有所减少，但NiS含量并未减少，(W,Ti)C1-x也被完全分解，生成了更多的TiO和TiO2，同时(Cr,Ni)含量也大量减少，而硬质相TiC和Cr7C3因热硬度高和高温抗氧化性好，含量未因温度升高而有明显变化，并且同时生成新的双金属氧化物NiCr2O4，NiCr2O4具有层状的晶体结构，在400～800℃仍表现出良好的润滑性能。可以看出800℃时复合涂层磨损表面的固溶体已完全分解，NiCr2O4的含量增加，同时生成了新的金属氧化物Cr2O3。正是在这些自润滑相和硬质相的协同作用下，使涂层在800℃时拥有优异的自润滑耐磨性能。
图9为对比例1的Ti6Al4V合金在不同温度下的磨损形貌，图中，(a)20℃，(b)300℃，(c)600℃，(d)800℃。图10为实施例1的复合涂层在不同温度下的磨损形貌，图中，(a)20℃，(b)300℃，(c)600℃，(d)800℃。表3为图10中标示区域的磨损表面的EDS结果。图11为对比例1的Ti6Al4V合金和实施例1的复合涂层在不同试验温度下的磨屑形貌，图中(a)Ti6Al4V合金/20℃，(b)Ti6Al4V合金/300℃，(c)Ti6Al4V合金/600℃，(d)复合涂层/20℃，(e)复合涂层/300℃，(f)复合涂层/600℃。表4为图11中复合涂层在对应温度下的磨屑的EDS分析结果。
从图9(a)中可以看出对比例1的Ti6Al4V合金磨损表面出现较深的犁沟和严重的塑形变形，有大量的破碎颗粒集中在磨损表面，这是因为其硬度低，表面产生严重剪切阻力和犁沟阻力。从图9可以看出随温度的升高，基体表面的塑形变形和犁沟深度都明显减轻，其中在800℃下基体的磨损表面出现了分层和塑性变形现象，其磨损机理主要为氧化磨损、塑形变形和氧化膜的分层与脱落。
从图11(a)～(c)可以看出基体磨屑为小块状和颗粒粉末的聚集状，这是因为对磨球在钛合金表面产生粘着撕裂和切削，使大块磨屑从钛合金表面发生粘着撕裂或剥落，并在不断碾压下，磨屑成为破碎的颗粒和粉末。
表3图10中不同区域的磨损表面的EDS结果
表4实施例1的复合涂层在20℃～600℃下磨屑的EDS分析
从图10(a)和图11(d)中可以看出，在20℃下复合涂层的磨损表面有明显的粘着痕迹和塑形变形，且有颗粒的剥落与聚集，磨屑形状主要为颗粒状的聚集，从表4可知20℃下复合涂层磨屑主要成分为Ti、C和Cr，说明涂层中的硬质相TiC和Cr7C3抵抗了対磨球对涂层的磨损侵入，减小了剪切阻力和犁沟阻力，磨屑主要是硬质相的剥落。磨损机理主要为塑形变形、磨粒磨损和粘着磨损。
从图10(b)和图11(e)中可见，在300℃下复合涂层的磨损表面粘着痕迹较轻，存在着塑形变形。结合表3和图8推测图10(b)中的A、B区域主要为镍基固溶体、TiO、TiO2、TiC和Cr7C3。300℃下磨屑的形状为颗粒状，聚集程度比20℃时稀疏，磨屑中O的含量增多，Ti、C与Cr的含量减小，说明在金属氧化膜和硫化物的协同润滑作用下，硬质相较少地从磨损表面剥落，减轻了涂层磨粒磨损的程度，其主要磨损机理为氧化磨损、塑性变形和粘着磨损。
从图10(c)和图11(f)中可见，在600℃下复合涂层的磨损表面比较平整，存在着剥落和塑性变形现象，磨屑形状为细小的粉末状，颗粒状磨屑基本消失。图10(c)中C、D区域的O含量到达了47.26％，44.94％，C的含量仅为6.64％和6.08％，磨屑中O含量也达到了52.85％，C含量减小到2.81％。说明涂层氧化膜进一步形成，并且金属氧化膜的剥落(TiO、TiO2、NiCr2O4)在一定程度上降低了摩擦系数。氧化磨损、轻微的塑形变形、粘着磨损、氧化膜的脱落为其主要磨损机理。
从图10(d)可见，在800℃下复合涂层的磨损表面很平整，有轻微的粘着痕迹，根据表3，图10(d)中E、F区域的O含量达到了58.71％和53.26％，结合图8分析可知复合涂层表面已形成了连续致密的氧化膜，使涂层表面受到保护，在高温条件下获得优异的韧性，降低了摩擦系数和磨损率。氧化磨损和轻微的粘着磨损为其主要磨损机理。
由以上论述可知，由于在激光熔覆的过程中原位合成的金属硫化物Ti2SC、TiS和NiS能在摩擦过程中形成润滑转移膜，起到润滑作用，同时硬质相TiC、Cr7C3和(W,Ti)C1-x大大提高了涂层的硬度，降低了摩擦副与涂层表面的粘着，所以本发明实施例1的复合涂层在20℃时耐磨减摩性能优于对比例1的Ti6Al4V合金。此外，因为在升温过程中，上述硬质相和润滑相会发现分解和扩散，生成新的硬质相和润滑相，进而使复合涂层在室温～800℃的温域区间内均显示出优异的自润滑耐磨性能。根据以上原理，不难理解，本发明实施例2-5同样具有上述优异特性，如表5所示。此外，由实施例4和5可以看出，Ni60、TiC和WS2的粒径对摩擦系数有一定影响。当其粒径在本发明的优选范围以外取值时(具体的测试结果本发明未示出)，所得复合涂层的摩擦系数会有一定程度的增加，但相对于Ti6Al4V合金均有显著改善。由此可见，本发明大大提高了Ti6Al4V合金的表面耐磨性，并且系统地分析了复合涂层的组成、物相、显微硬度和在20℃、300℃、600℃、800℃下的摩擦学性能与相关磨损机理，为Ti6Al4V合金在关键高温运动部件的应用提供了涂层材料和制备工艺参考。
表5实施例1-5制得的复合涂层在不同温度下的摩擦系数
以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于上述实施方式中的具体细节，在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，这些简单变型均属于本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种提高Ti6Al4V合金高温自润滑耐磨性能的复合涂层材料，采用合金粉末经激光熔覆工艺得到，其特征在于，所述合金粉末包括以下按重量百分比计的原料：TiC16～17％，WS222～25％，余量为Ni60。
2.根据权利要求1所述的复合涂层材料，其特征在于，所述合金粉末为Ni60-16.8％TiC-23.2％WS2。
3.根据权利要求1或2所述的复合涂层材料，其特征在于，按重量百分比计，所述Ni60包括：Cr14％～17％，B2.5％～4.5％，Si3％～4.5％，C0.6％～1％，Fe5.5％～6.5％，余量为Ni。
4.根据权利要求3所述的复合涂层材料，其特征在于，所述Ni60包括：Cr16％，B3.3％，Si4.5％，C0.9％，Fe6.0％，余量为Ni。
5.根据权利要求1或2所述的复合涂层材料，其特征在于，所述Ni60的平均粒径为100～150μm，所述TiC的平均粒径为1～5μm，所述WS2的平均粒径为1～3μm。
6.一种提高Ti6Al4V合金高温自润滑耐磨性能的复合涂层材料的制备方法，其特征在于，包括步骤：
将合金粉末与粘接剂混匀后预制于Ti6Al4V合金表面，烘干，然后经激光熔覆工艺得到所述复合涂层材料；
所述合金粉末包括：TiC16～17wt％，WS222～25wt％，余量为Ni60。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述激光熔覆的输出功率为1.5～2kW，激光束输出矩形光斑为(3～5)mm×(4～6)mm，扫描速度为4～6mm/s，能量密度为80～100J/mm2。
8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述粘接剂为甲基纤维素溶液。
9.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述预制的厚度为1～3mm。
10.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述烘干的温度为110～130℃，时间为1.5～2.5h。
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