CN109487195A

CN109487195A - 一种超极限铁合金及其制备方法

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Publication number: CN109487195A
Application number: CN201811645702.XA
Authority: CN
Inventors: 冯晶; 吴福硕; 宋鹏; 种晓宇; 葛振华
Original assignee: Kunming University of Science and Technology
Current assignee: Kunming University of Science and Technology
Priority date: 2018-12-29
Filing date: 2018-12-29
Publication date: 2019-03-19
Anticipated expiration: 2038-12-29
Also published as: CN109487195B

Abstract

本发明属于制备技术领域，公开了一种超极限铁合金及其制备方法，包括铁合金基体，铁合金基体表面依次沉积有复合粘结层、复合陶瓷层、反射层、反折射层、绝缘层和泡沫碳层；复合粘结层包括沉积在铝合金基体表面的粘结层和沉积在粘结层表面的贵金属层；复合陶瓷层包括陶瓷A层和陶瓷B层。本发明通过在铁合金基体表面沉积多层涂层，能够将其使用温度提升至高于原铁合金基体熔点100‑500℃，以实现铁合金在超极限环境下的使用。本发明提供的超极限铁合金具有极佳的高温力学和化学稳定性，能够在超过其铁合金基体熔点的条件下使用，增大了使用范围。

Description

一种超极限铁合金及其制备方法

技术领域

本发明属于对铁合金材料制备技术领域，具体涉及一种超极限铁合金及其制备方法。

背景技术

铁合金作为当今一种重要的金属材料，它是工程技术中最重要、也是最主要的，用量最大的金属材料，由于其强度高、种类多、成本低等优良特性被广泛应用在机械，造船，通讯，农业，汽车，交通，铁路，军工，煤炭，矿山，石油，化工等各个领域，被誉为现代工业的脊梁。尤其是由于铁合金强度、硬度等综合性能较强，在航空航天领域发挥了不可替代的作用。

随着技术的发展与社会的实际需求，对航空器的速度要求也越来越高，以航空器的发动机为例，航空器的提速就意味着发动机的运转速度逐渐提高，便导致发动机叶片的表面温度逐渐提高，尽管铁合金拥有众多优异的性能，但铁合金的熔点在1500℃左右，且在高温下极易氧化的特性大大限制了铁合金在高温条件下的使用。另外金属在超过其熔点一半的温度下工作，就会发生软化的现象，即铁合金在540℃的环境下工作时，就会发生软化，性能降低的现象。因此现目前的铁合金不能满足航空器提速后的使用要求(即铁合金不能在超极限温度(超过铁合金的熔点温度)下使用)，或者说为了实现航空器提速的要求，就必须牺牲飞机的使用寿命。因此在航空器发展，甚至是整个铁合金的发展都受到了限制，铁合金的使用受到了限制，达到了一个瓶颈。

发明内容

本发明意在提供一种超极限铁合金及其制备方法，以解决现有的铁合金无法满足在超极限温度下使用的问题。

为实现上述目的，本发明提供如下基础方案：

一种超极限铁合金，包括铁合金基体，所述铁合金基体表面依次沉积有复合粘结层和复合陶瓷层；复合粘结层包括沉积在铁合金基体表面的粘结层和沉积在粘结层表面的贵金属层；复合陶瓷层包括陶瓷A层和陶瓷B层。

本技术方案的有益效果：

发明人通过大量的研究，研发了一种超极限铁合金，满足铁合金在超极限温度(超过其熔点温度)下使用。在研发过程中，通常人们会认为当环境温度高于合金的使用温度之后，便会认为该合金不能在该温度下进行使用，进而需要其他高熔点的合金进行使用，而发明人反其道而行，尝试对铁合金进行改进，以满足航空器制造的需求。在发明人不断尝试的过程中非常惊喜的发现，通过在铁合金表面沉积一定配比的涂层，能够将铁合金使用温度提高至高于原熔点100-500℃，将大大的提高铁合金的使用温度，从而满足制造航空器的需求；而在高温环境下，将铁合金的使用温度提升2-3℃都是非常困难的，因此申请人的这一研究是在铁合金的使用上非常大的进步。

本技术方案通过在铁合金基体上沉积复合粘结层和复合陶瓷层能够大大的提高铁合金的使用温度，以适应铁合金在超极限温度条件下的使用。沉积复合粘结层，能够提高各涂层与铁合金基体之间的粘结效果，避免涂层在使用过程中脱落。沉积复合陶瓷层，能够降低热量的传导，从而提高铁合金基体的使用温度。本技术方案通过各涂层的配合，使得铁合金的使用温度得到了大大的提升。

综上所述，本发明具有以下技术效果：

1、本发明提供的超极限铁合金具有极佳的高温力学和化学稳定性，能够在超过其铁合金基体熔点的条件下使用，增大了使用范围。

2、本发明通过在铁合金基体表面沉积多层涂层，能够将其使用温度提升至高于原铁合金基体熔点100-500℃，以实现铁合金在超极限环境下的使用。

3、本发明提供的超极限铁合金具有极佳的耐腐蚀性，因而在酸性或碱性条件下的使用时间大大增加，因此能减少材料腐蚀而造成的浪费，节约成本。

4、本发明提供的超极限铁合金突破了传统铁合金的发展瓶颈，能够在其具有较高熔点的基础上，将其使用温度进一步提升，且提升的温度是一个飞跃性的进步。将本发明提供的超极限铁合金能够应用在航空器的发动机叶片的制备上，并且能满足航空器提速时发动机温度升高的使用需求，实现航空器的提速。

进一步，所述复合粘结层的厚度为100-200μm，复合陶瓷层的厚度为150-500μm，复合陶瓷层外还依次沉积有10-30μm厚的反射层、10-30μm厚的反折射层、10-200μm厚的绝缘层和20-200μm厚的泡沫碳层。有益效果：反射层具有反射热源的效果，从而降低铁合金表面的热源，从而提高使用温度。沉积反折射层，能阻挡红外线在涂层内的折射，从而降低铁合金基体的温度，因此使得制备的铁合金的使用温度提高。沉积绝缘层的效果在于，由于在超高速的环境中，材料的表面容易发生电离，而绝缘层能够隔绝电离产生的导电离子或电子进入到铁合金基体中，从而抵抗电荷对铁合金基体的侵蚀。在使用时泡沫碳层的碳汽化降温，并在铁合金基体表面形成汽化膜，进一步阻止热传输，从而提高铁合金的使用温度。并且通过对各涂层的厚度的设置，能够使得制备的超极限铁合金的使用温度提高，在保证涂层的隔热效果同时还控制其重量，便于航空器的使用。

进一步，所述粘结层成分为MCrAlY、NiAl、NiCr-Al、Mo合金中的一种或几种的混合物，MCrAlY为NiCrCoAlY、NiCoCrAlY、CoNiCrAlY或CoCrAlY；贵金属层的成分为Au、 Pt、Ru、Rh、Pd、Ir中的一种或多种的合金。

有益效果：NiCrCoAlY、NiCoCrAlY、CoNiCrAlY三种材料中，根据化学式各元素含量依次减少，且三种材料中各元素之间的配比不同，因此制得的材料不同。粘结层具有良好的粘结效果，使得后续的涂层与铁合金基体的粘结效果佳，降低涂层的脱落概率；而贵金属本身具有抗氧化的特性，能有效的阻止，高温下，氧向粘结层和铁合金基体内扩散，从而提高涂层的抗氧化性能，提高涂层的寿命。

进一步，所述陶瓷A层的成分为YSZ或稀土锆酸盐(RE₂Zr₂O₇)，陶瓷B层的成分为ZrO₂-RETaO₄。

有益效果：YSZ或稀土锆酸盐是目前热障涂层中陶瓷层最常使用的成分，制备工艺成熟方便购得；而ZrO₂-RETaO₄具有高膨胀系数和低热导率的效果，其中低热导率能够减少外界热量传导到铁合金基体内，从而使得高温环境下，铁合金基体能够保持较低的温度；而对于高膨胀系数，由于涂层之间是作为一个整体使用的，并不是单一的在起作用，而高膨胀系数是为了与粘结层的热膨胀系数相匹配，由于贵金属粘结层的热膨胀系数也较大，这样在热循环过程中(即不断加热冷却的过程中)，陶瓷层与粘结层的热失配应力(热膨胀系数不同产生的应力)较小，进而提高涂层的使用寿命。(通俗来讲，当两个热膨胀系数相差较大的涂层沉积在一起时，升温或者降温时，两个涂层的膨胀程度严重不同，就会导致两个涂层之间的应力增大，从而导致两个涂层之间产生裂纹，甚至脱落的问题。)

进一步，所述反射层的成分为REVO₄、RETaO₄、Y₂O₃中的一种或几种的混合物。

有益效果：REVO4、RETaO4、Y2O3的反射系数高，因此对热辐射的反射效果佳，极大的降低高温环境下，铁合金基体的温度，从而提高制备的铁合金的使用温度。

进一步，所述反折射层的成分为石墨烯或碳化硼中的一种或两种的混合物，且石墨烯和碳化硼的空间分布均呈无序排列状态。

有益效果：由于石墨烯或碳化硼的空间分布呈无序排列的状态，虽然石墨烯或碳化硼具有较高的折射率，当红外光在照射到石墨烯反折射层上时，无序排列的石墨烯可以增强光在各个方向的折射，避免入射光在同一方向上发生折射，达到折射分散的效果，这样进入到涂层内的红外光的强度下降，从而降低涂层与铁合金基体的温度。

进一步，所述绝缘层的成分为环氧树脂、酚醛树脂、ABS树脂中的一种或几种的混合物。

有益效果：以航空器为例，其在高速飞行过程中，航空器的外表面与空气发生摩擦，使得空气产生电离形成导电的离子或者电子，而发明人通过实验验证采用环氧树脂、酚醛树脂等有机涂层能够有效的抵抗电荷进入涂层和铁合金基体中，从而降低导电电子或者离子对锡合金焊缝的侵蚀。

本发明还提供另一技术方案，一种超极限铁合金的制备方法，包括以下步骤：

步骤1：在铁合金基体表面沉积粘结层；在粘结层表面沉积贵金属层，使得粘结层和贵金属层形成复合粘结层，所述复合粘结层的总厚度为100-200μm；

步骤2：在步骤1得到的复合粘结层表面沉积陶瓷A层和陶瓷B层，使得陶瓷A层和陶瓷B层形成复合陶瓷层，复合陶瓷层的总厚度为150-500μm；

步骤3：在步骤2得到的复合陶瓷层表面沉积反射层，反射层的厚度为10-30μm；

步骤4：在步骤3得到的反射层表面沉积反折射层，反折射层的厚度为10-30μm；

步骤5：在步骤4得到的反折射层表面沉积绝缘层，绝缘层的厚度为10-200μm；

步骤6：在步骤5得到的绝缘层表面沉积泡沫碳层，泡沫碳层的厚度为20-200μm，从而形成超极限铁合金。

本技术方案的有益效果：

通过对沉积在铁合金基体上的各涂层的厚度进行控制，既能实现制备的超极限铁合金的使用温度提高至高于原铁合金熔点的100-500℃，并且具有极佳的耐腐蚀性。同时还能够避免涂层厚度较大导致的制备的超极限铁合金的重量增加较大的情况出现，从而使得超极限铁合金能满足航空器的使用。

进一步，所述步骤2中，形成陶瓷B层的为ZrO₂-RETaO₄为粉体，所述ZrO₂-RETaO₄粉体的粒径为10～70μm，且形貌呈球形。

有益效果：采用粒径为10～70μm，且形貌呈球形的ZrO₂-RETaO₄粉体制备的涂层，由于粉体呈球形，这样粉体的表面光滑，使得粉体的流动性较好，得到了高质量的陶瓷涂层。

进一步，所述步骤1中，在沉积粘结层之前，对铁合金基体表面进行预处理，所述预处理包括去油污和除杂质；所述铁合金基体表面预处理后，对铁合金基体的表面进行喷丸处理，使得铁合金基体的表面粗糙度为60-100μm。

有益效果：在沉积粘结层前对铁合金基体表面进行去油污和除杂质处理，能够避免油污和杂质进入到涂层中，从而影响涂层的质量，进而避免涂层发生开裂甚至脱落的问题；通过对铁合金基体表面进行喷丸处理，可提高铁合金基体表面的粗糙度，从而提高铁合金基体表面与粘结层的粘合强度，降低粘结层发生脱落的概率。

附图说明

图1为本发明一种超极限铁合金的结构示意图；

图2为本发明实施例1与对比例13在50MPa应力下，1900℃温度下的高温蠕变实验曲线图；

图3为本发明实施例1与对比例13的盐雾腐蚀实验曲线图。

具体实施方式

下面通过具体实施方式进一步详细说明：

说明书附图中的附图标记包括：铁合金基体1、粘结层2、贵金属层3、陶瓷A层4、陶瓷B层5、反射层6、反折射层7、绝缘层8、泡沫碳层9。

本发明提供了一种超极限铁合金，如图1所示，包括铁合金基体1，铁合金基体1表面依次沉积有厚度为100-200μm的复合粘结层、厚度为150-500μm的复合陶瓷层、厚度为10-30μm的反射层6、厚度为10-30μm的反折射层7、厚度为10-200μm的绝缘层8和厚度为 20-200μm的泡沫碳层9。其中复合粘结层为沉积在铁合金基体1表面的粘结层2和沉积在粘结层2表面的贵金属层3，粘结层2的成分为MCrAlY、NiAl、NiCr-Al、Mo合金中的一种或几种的混合物，MCrAlY为NiCrCoAlY、NiCoCrAlY、CoNiCrAlY或CoCrAlY；贵金属层 3的成分为Au、Pt、Ru、Rh、Pd、Ir中的一种或多种合金；复合陶瓷层包括沉积在陶瓷A 层4和陶瓷B层5，陶瓷A层4的成分为YSZ或稀土锆酸盐(RE₂Zr₂O₇，RE＝Y、Gd、Nd、 Sm、Eu或Dy)，陶瓷B层5的成分为ZrO₂-RETaO₄(RE＝Y、Gd、Nd、Sm、Eu、Dy、Er、 Yb、Lu)；反射层6为REVO₄、RETaO₄、Y₂O₃中的一种或几种的混合物，其中RE＝Y、 Nd、Sm、Eu、Gd、Dy、Er、Yb、Lu。反折射层7的成分为石墨烯和碳化硼中的一种或两种的混合物，且石墨烯和碳化硼的空间分布均呈无序排列状态；绝缘层8的成分为环氧树脂、酚醛树脂、ABS树脂中的一种或几种的混合物。

其中陶瓷B层(ZrO₂-RETaO₄)采用以下方法进行制备，包括以下步骤：

步骤(1)：将ZrO₂粉末、稀土氧化物(RE₂O₃)粉末、五氧化二钽(Ta₂O₅)粉末进行预干燥，预干燥的温度为600℃，预干燥的时间为8h；按照ZrO₂-RETaO₄的摩尔比称取干燥后的ZrO₂粉末、稀土氧化物(RE₂O₃)粉末、五氧化二钽(Ta₂O₅)粉末；将预干燥后的粉末加入到乙醇溶剂中，得到混合溶液，使得混合溶液中RE:Ta:Zr的摩尔比为1:1:1；再采用球磨机对混合溶液进行球磨10h，球磨机的转速为300r/min。

将球磨后得到的浆料采用旋转蒸发仪(型号：N-1200B)进行干燥，干燥温度为60℃，干燥的时间为2h，将干燥后的粉末采用300目的筛子过筛，得到粉末A。

步骤(2)：将步骤(1)中得到的粉末A采用高温固相反应法制得成分为ZrO₂-RETaO₄的粉末B，反应温度为1700℃，反应时间为10h；并采用300目的筛子对粉末B进行过筛。

步骤(3)：将步骤(2)中过筛后的粉末B与去离子水溶剂、有机粘接剂混合得到浆料C，其中浆料C中粉末B的质量百分比为25％，有机粘接剂的质量百分比为2％，其余为溶剂，有机粘接剂采用聚乙烯醇或者阿拉伯树胶；再利用离心雾化法对浆料C进行干燥，干燥时的温度为600℃，离心速度为8500r/min，得到干燥的料粒D；

步骤(4)：将步骤(3)得到的料粒D在1200℃的温度下烧结8h，再采用300目的筛子对烧结后的料粒D过筛，得到粒径为10～70μm并且形貌呈球形的ZrO₂-RETaO₄陶瓷粉体。

本发明利用ZrO₂-RETaO₄作为陶瓷B层，具有低热导率、高膨胀率的效果，能实现降低热量的传导；并且通过上述方法制备的ZrO₂-RETaO₄能够满足APS喷涂技术对粉体粒径和形貌的要求。

发明人通过大量的实验得出了在本发明的参数范围内，制备的超极限铁合金的使用温度提升最大，且铁合金的重量增加量小，各涂层成分与厚度最佳的超极限铁合金，而本发明中列举了其中的30组进行了说明。

本发明一种超极限铁合金及其制备方法的实施例1-30的各参数如表1、表2、表3所示：

表1一种超极限铁合金及其制备方法的实施例1-10中各涂层的成分与厚度

表2一种超极限铁合金及其制备方法的实施例11-20中各涂层的成分与厚度

表3一种超极限铁合金及其制备方法的实施例21-30中各涂层的成分与厚度

现以实施例1为例，对本发明的另一技术方案，一种超极限铁合金的制备方法进行说明。

一种超极限铁合金的制备方法，包括以下步骤：

步骤一：

利用浸泡法除去铁合金基体表面的油污和杂质，本实施例中铁合金基体的材质选用 Q235铁合金，采用溶剂或者碱溶液将铁合金基体浸泡0.5～1.5h，其中溶剂的主要成分为乙醇和表面活性剂，碱溶液主要成分为氢氧化钠，磷酸三钠，碳酸钠硅酸钠等，碱溶液的PH 值为10～11，本实施例中采用溶剂对铁合金基体表面进行清洗，油污和杂质清理干净后取出铁合金基体，再利用去离子水冲洗干净后烘干。

再利用喷丸机对铁合金基体表面进行喷丸处理，使用的喷丸机为JCK-SS500-6A自动传输式喷丸机，喷丸时采用的喷丸材料为铁砂、玻璃丸和陶瓷丸中的任意一种，本实施例中使用铁砂，且铁砂的粒径为0.3-0.8mm，本实施例中铁砂的粒径为0.5mm；喷丸后铁合金基体的表面粗糙度为60-100μm，本实施例中铁合金基体的表面粗糙度为80μm，便于涂层与铁合金基体的粘结。

步骤2：在喷丸后的铁合金基体表面沉积复合粘结层，首先利用HVOF法(超音速火焰喷涂法)或超音速电弧喷涂法在铁合金基体的表面喷涂一层NiCrCoAlY作为粘结层，本实施例使用HVOF法，HVOF法的工艺参数为：粉末粒径为25-65μm、氧气流量为2000SCFH、煤油流量为18.17LPH、载气为12.2SCFH、送粉量为5RPM、枪管长度为5in、喷涂距离为254mm。

再利用EB-PVD法(电子束物理气相沉积法)在NiCrCoAlY粘结层上沉积一层Au作为贵金属层，从而形成复合粘结层。沉积Au时的气体压强小于0.01Pa，EB-PVD法的工艺参数为：压强0.008Pa，沉积速率为6nm/min，且铁合金基体的温度与铁合金基体的熔点比值小于0.3。沉积的粘结层的厚度为45μm，贵金属层的厚度为45μm。

步骤3：利用APS(大气等离子喷涂)、HVOF、PS-PVD或EB-PVD法在复合粘结层的表面喷涂一层YSZ作为陶瓷A层，本实施例中使用HVOF法，再利用HVOF法在YSZ 陶瓷A层上喷涂一层ZrO₂-YTaO4作为陶瓷B层，形成复合陶瓷层；其中陶瓷A层的厚度为70μm，陶瓷B层的厚度为50μm。

步骤4：利用HVOF法在复合陶瓷层表面喷涂一层Y₂O₃透明陶瓷材料作为反射层，喷涂的反射层的厚度为20μm。

步骤5：利用涂刷法在Y₂O₃反射层表面涂刷一层石墨烯作为反折射层，反折射层的厚度为10μm。

由于石墨烯具有较高的比表面积，极其难溶在溶液中，因此石墨烯在涂敷之前需要进行超声分散和固液分离，即首先对石墨烯与微米级的碳粉材料相互均匀混合，然后将混合粉末导入溶液中进行超声波振动混合，本实施例中溶液为加入有1％分散剂的乙醇溶液，将混合均匀以后的溶液利用滤纸将微米级的碳粉分离出来，最后将混合有石墨烯的溶液涂敷于反射层的表面，后将涂有石墨烯反折射层的铁合金放入干燥箱内，在60℃温度下干燥2h。

另外石墨烯进行超声分散后，石墨烯的空间分布在各个方向进行重新排列，使得石墨烯的空间分布呈无序排列状态，这样石墨烯虽然具有较高的折射率，当入射光在照射到石墨烯反折射层上时，无序排列的石墨烯可以增强光在各个方向的折射，避免入射光在同一方向上发生折射，达到折射分散的效果，这样进入到涂层内的入射光强度下降。

步骤6：利用涂刷法在石墨烯反折射层表面涂刷一层环氧树脂作为绝缘层，绝缘层厚度为15μm。

步骤7：利用涂刷法在环氧树脂绝缘层上涂刷一层泡沫碳层，泡沫碳层的厚度为20μm。

实施例2-29与实施例1的制备工艺相同，区别仅在于如表1所示的各个涂层的成分与厚度不同；实施例30与实施例1的区别在于步骤3中陶瓷A层和陶瓷B层的喷涂顺序不同。

另外设置13组对比例与实施例1-30进行对比实验。

表4为对比例1-12各涂层的成分与厚度：

对比例1-12与实施例1的制备方法相同，区别仅在于如表3所示的各涂层的成分与厚度不同，对比例13为未沉积涂层的Q235铁合金基体。

利用实施例1-30、对比例1-13提供的铁合金进行以下实验：

1、高温蠕变实验：

将利用实施例1-30和对比例1-13制备的铁合金加工为拉伸试件，利用型号为RMT-D5 的电子式高温蠕变持久强度试验机进行高温蠕变实验，最大试验载荷为50KN，试验载荷控制精度为±5％以内，变形测量范围为0～10mm，速率调整范围为0～50mm/min^-1，变形分辨率为0.001mm，高温炉控温范围为200～2000℃，均热带长为150mm。

将实施例1-30、对比例1-13的试件放入电子式高温蠕变持久强度试验机内，并且使试件处于无应力状态(在无应力状态下，试件可自由膨胀，而高温蠕变是在温度和应力共同作用下变形随时间增加，因此升温速率对蠕变没有影响)。将试验机调节至应力为50MPa、温度为1300℃，并记录以下数据，如表5所示，表5中a表示各试件的稳定蠕变时间(min)； b表示各试件发生蠕变断裂的时间(min)。

以实施例1与对比例13为例，如图2所示，为实施例1与对比例13的高温蠕变试验曲线图，图2中(A)表示对比例13中未沉积涂层的Q235铁合金基底材料，图2中(B)表示实施例1制备得到的材料。

从图2中可以看出，在50MPa应力下，1900℃温度下(A)和(B)试验件蠕变存在3 个阶段：第一阶段较短，且蠕变速率较大，很快过渡到蠕变的第二阶段，第二阶段蠕变速率达到最小值，而且此阶段较长，基本处于稳态蠕变过程；第三阶段时，蠕变速率迅速上升，蠕变变形迅速发展，直到材料破坏发生蠕变断裂。可以发现在50MPa应力下，1900℃温度条件下，(A)试件在极短的时间内就发生了断裂，说明在高于熔点温度条件下，铁合金几乎不能承载载荷，而(B)试件却可以在1900℃的条件下保持较好的力学性能而长时间不断裂，具有优良的耐高温性能。

2、盐雾腐蚀实验：

将实施例1-30、对比例1-13提供的铁合金加工成50mm×25mm×2mm的试件，再进行除油、除锈处理，并清洗、干燥。使用YWX/Q-250B盐雾腐蚀箱作为实验设备，并模拟 GB/T2967.3-2008的大气腐蚀环境。

将实施例1-30、对比例1-13提供的试件悬挂在实验设备内，并将实验设备调节至温度为50±1℃、PH为3.0-3.1，再利用浓度为5±0.5％NaCl溶液连续向试件喷洒，并在表5中记录一定时间(8、24、48、72h)后，试件的失重率。

如图3所示，为实施例1与对比例13盐雾腐蚀失重量与腐蚀时间的关系曲线，图3中(A)表示对比例13中未沉积涂层的Q235铁合金基底材料，图3中(B)表示实施例1制备得到的材料。

从图3中可以看出，两种铁合金具有明显不同的腐蚀规律，对于(A)试件(Q235铁合金试验件)，随着腐蚀时间的延长，腐蚀失重数值呈增大的趋势。其中，腐蚀初期(8-24h)，试样表面存在氧化膜，阻碍铁合金基体与溶液接触，腐蚀速率较小。腐蚀中期(24-48h)，溶液中的Cl^-(氯离子)已经穿透氧化膜，大量Cl^-吸附到基体上，使点蚀坑增加，原有的点蚀坑加深，明显加快了腐蚀速率。连续喷雾48h之后，腐蚀产物分布均匀，厚度增加，几乎覆盖试样整个表面，Cl^-需要穿过腐蚀产物才能与铁合金基体接触，降低了基体表面吸附Cl^-的数量，使腐蚀速率降低。总体看，Q235铁合金腐蚀失重量远高于铁基表面复合材料，铁基表面复合材料由于涂层的存在基本上没有发生腐蚀，其质量几乎没有发生变化。

表5中a表示各试件的稳定蠕变时间(min)；b表示各试件发生蠕变断裂的时间(min)；

c表示连续向试件喷洒NaCl溶液8h后试件的失重率(v/mg.cm²)；d表示连续向试件喷洒NaCl溶液24h后试件的失重率(v/mg.cm²)； e表示连续向试件喷洒NaCl溶液48h后试件的失重率(v/mg.cm²)； f表示连续向试件喷洒NaCl溶液72h后试件的失重率(v/mg.cm²)。

表5为高温蠕变实验与盐雾试验的实验结果

通过表5可知，超出本发明的参数范围的对比例得到的铁合金，高温下稳定性大幅下降，在较短的时间内发生断裂，且耐腐蚀性能较差。

综上所述，通过在铁合金上沉积抗氧化复合粘结层、复合陶瓷层、反射层、反折射层、绝缘层和泡沫碳层，能够将铁合金的使用温度提升至高于原熔点的100-500℃，并且耐腐蚀性也大大的提高。本发明提供的超极限铁合金制备方法制备的超极限铁合金的使用温度范围大、耐腐蚀性强，其中实施例1的各效果最佳。

以上所述的仅是本发明的实施例，方案中公知的具体结构及特性等常识在此未作过多描述。应当指出，对于本领域的技术人员来说，在不脱离本发明结构的前提下，还可以作出若干变形和改进，这些也应该视为本发明的保护范围，这些都不会影响本发明实施的效果和专利的实用性。本申请要求的保护范围应当以其权利要求的内容为准，说明书中的具体实施方式等记载可以用于解释权利要求的内容。

Claims

1.一种超极限铁合金，包括铁合金基体，其特征在于：所述铁合金基体表面依次沉积有复合粘结层和复合陶瓷层；复合粘结层包括沉积在铁合金基体表面的粘结层和沉积在粘结层表面的贵金属层；复合陶瓷层包括陶瓷A层和陶瓷B层。

2.根据权利要求1所述的一种超极限铁合金，其特征在于：所述复合粘结层的厚度为100-200μm，复合陶瓷层的厚度为150-500μm，复合陶瓷层外还依次沉积有厚度为10-30μm的反射层、厚度为10-30μm的反折射层、厚度为10-200μm的绝缘层和厚度为20-200μm的泡沫碳层。

3.根据权利要求2所述的一种超极限铝合金，其特征在于：所述粘结层成分为MCrAlY、NiAl、NiCr-Al、Mo合金中的一种或几种的混合物，MCrAlY为NiCrCoAlY、NiCoCrAlY、CoNiCrAlY或CoCrAlY；贵金属层的成分为Au、Pt、Ru、Rh、Pd、Ir中的一种或多种的合金。

4.根据权利要求2所述的一种超极限铁合金，其特征在于：所述陶瓷A层的成分为YSZ或稀土锆酸盐(RE₂Zr₂O₇)，陶瓷B层的成分为ZrO₂-RETaO₄。

5.根据权利要求2所述的一种超极限铁合金，其特征在于：所述反射层的成分为REVO₄、RETaO₄、Y₂O₃中的一种或几种的混合物。

6.根据权利要求2所述的一种超极限铁合金，其特征在于：所述反折射层的成分为石墨烯或碳化硼中的一种或两种的混合物，且石墨烯和碳化硼的空间分布均呈无序排列状态。

7.根据权利要求2所述的一种超极限铁合金，其特征在于：所述绝缘层的成分为环氧树脂、酚醛树脂、ABS树脂中的一种或几种的混合物。

8.根据权利要求2-7任一所述的一种超极限铁合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

9.根据权利要求8所述的一种超极限铁合金的制备方法，其特征在于：所述步骤2中，形成陶瓷B层的ZrO₂-RETaO₄为粉体，所述ZrO₂-RETaO₄粉体的粒径为10～70μm，且形貌呈球形。

10.根据权利要求8所述的一种超极限铁合金的制备方法，其特征在于：所述步骤1中，在沉积粘结层之前，对铁合金基体表面进行预处理，所述预处理包括去油污和除杂质；所述铁合金基体表面预处理后，对铁合金基体的表面进行喷丸处理，使得铁合金基体的表面粗糙度为60-100μm。