CN111441052B - 原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用 - Google Patents

原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用 Download PDF

Info

Publication number
CN111441052B
CN111441052B CN202010430152.0A CN202010430152A CN111441052B CN 111441052 B CN111441052 B CN 111441052B CN 202010430152 A CN202010430152 A CN 202010430152A CN 111441052 B CN111441052 B CN 111441052B
Authority
CN
China
Prior art keywords
coating
powder
ceramic
alloy
phase
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202010430152.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111441052A (zh
Inventor
张保森
朱帅帅
王章忠
巴志新
程江波
俞亚秋
陶轶琦
印皓冉
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nanjing Institute of Technology
Original Assignee
Nanjing Institute of Technology
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nanjing Institute of Technology filed Critical Nanjing Institute of Technology
Priority to CN202010430152.0A priority Critical patent/CN111441052B/zh
Publication of CN111441052A publication Critical patent/CN111441052A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111441052B publication Critical patent/CN111441052B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C24/00—Coating starting from inorganic powder
    • C23C24/08—Coating starting from inorganic powder by application of heat or pressure and heat
    • C23C24/10—Coating starting from inorganic powder by application of heat or pressure and heat with intermediate formation of a liquid phase in the layer
    • C23C24/103—Coating with metallic material, i.e. metals or metal alloys, optionally comprising hard particles, e.g. oxides, carbides or nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C24/00—Coating starting from inorganic powder
    • C23C24/08—Coating starting from inorganic powder by application of heat or pressure and heat
    • C23C24/10—Coating starting from inorganic powder by application of heat or pressure and heat with intermediate formation of a liquid phase in the layer
    • C23C24/103—Coating with metallic material, i.e. metals or metal alloys, optionally comprising hard particles, e.g. oxides, carbides or nitrides
    • C23C24/106—Coating with metal alloys or metal elements only

Abstract

本发明公开了一种原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用，原位合成多元陶瓷增强涂层包括合金相和原位合成的多元陶瓷相；所述多元陶瓷相包括：Al2O3，TiN和TiB2。该原位合成多元陶瓷增强涂层通过等离子熔覆技术制备，可用于转轴或摩擦盘等耐高温摩擦件中。本发明的陶瓷增强合金涂层中获得的Al2O3，TiN，TiB2三元陶瓷相通过原位反应生成，陶瓷相与合金基体结合界面良好。同时，三元陶瓷相为复相结构，微米级TiN和TiB2包覆纳米级Al2O3，有效提升涂层强韧性。

Description

原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及一种原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用，属于合金技术领域。
背景技术
传统合金(包括非晶合金)的设计理念是以一种或两种金属元素为主元，通过添加其他微量元素来实现合金某一性能的改善和提升。例如提高合金的强度和硬度、提高合金的塑性和韧性、提高合金的耐高温耐腐蚀性能等等。但是，随着合金体系中组元数的增加，合金中容易形成结构复杂的金属间化合物或脆性相，导致合金脆化，引起合金的综合力学性能下降。
在21世纪初，中国台湾学者叶均蔚教授首次正式提出高熵合金的概念并予以定义。高熵合金因其主元较多而具有较高的混合熵，原子更加倾向于混乱排列，容易形成具有高热稳定性的简单固溶体相和纳米相，甚至非晶结构，这也使得高熵合金具有更加优异的综合性能。虽然高熵合金的性能研究仍处于起步阶段，但其独特的结构和广泛合金种类为其结构化应用和功能化应用提供了基础。高熵合金是一种合金设计理念的突破，从混合熵或构型熵的角度设计合金，基于这样的设计理念，对新型材料的设计以及突破传统材料的性能极限有着重要意义。
目前，制备合金涂层常用的方法包括激光/等离子熔覆法、磁控溅射法、热喷涂法电化学沉积、物理气相沉积等方法，其中等离子熔覆技术具有能量密度高、加热和冷却速率快、对基材的热影响较小、涂层稀释率低、熔覆层粉末选择范围广，能实现涂层与基体间的冶金结合等优点。卢金斌利用等离子熔覆法制备了厚度为1mm的CoCrCuFeMnNi高熵合金涂层(金属热处理，2016,41(04):52-55)，涂层硬度为260～390HV，同时涂层枝晶处存在Cu的偏析。魏民等利用等离子熔覆技术制备了厚度大于2mm的FeCoCrNiMn高熵合金涂层(表面技术，2019，48(06)：138-143)，但该涂层硬度只有258.78～336.3HV。J.B.Cheng采用等离子熔覆技术成功制备出了CoCrCuFeNi高熵合金涂层(Plasma Chemistry and Plasma Process,DOI:10.1007/s11090-013-9469-1)，虽然涂层具有良好的耐腐蚀性能，但其平均硬度相对较低，仅为195HV；且涂层组织中存在晶间偏析。较低的硬度及组织偏析直接影响了涂层的质量和性能，在一定程度上限制了其工业应用。
近年来，硬质陶瓷增强金属基复合材料正成为一种具有发展前途的耐高温、耐磨工件用材料，陶瓷颗粒具有高熔点、高硬度、化学稳定性好，部分陶瓷还具有与金属浸润性良好的特性，这有利于其在耐磨、耐高温多组分防护涂层领域的应用。发明专利“一种外加纳米陶瓷相增强韧化高熵合金复合材料制备方法”(CN 105648297B)公开了以高熵合金颗粒作为基体相，同时外加纳米陶瓷，使外加纳米陶瓷相偏聚在固溶体晶界处产生陶瓷相增强的方法，但是该方法过程复杂、制备时间长且获得的陶瓷相容易偏聚，同时外加陶瓷可能存在污染，与涂层基体相结合不牢靠等缺点。发明专利“一种等离子熔覆原位自生TiB2-TiC-TiN增强高熵合金涂层材料及其制备方法”(CN 103484810A)公开了TiB2-TiC-TiN陶瓷增强高熵合金涂层材料及其制备方法，但是该方法获得陶瓷相为粗大的针状陶瓷，该类型陶瓷显著割裂高熵合金基体，虽然能够大幅度提升合金涂层硬度，但合金涂层强韧性会显著下降，严重限制合金涂层的应用。
发明内容
为解决背景技术中提到的技术问题，本发明提供一种原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用。
为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案为：
本发明公开了一种原位合成多元陶瓷增强涂层，包括合金相和原位合成的多元陶瓷相，所述多元陶瓷相包括：Al2O3，TiN和TiB2。
所述合金相包括CoCrFeNiMn高熵合金粉末、CoCrFeNiCu高熵合金粉末或FeCrMoCB非晶合金粉末。
所述多元陶瓷相的反应体系包括Al、TiO2和BN，所述Al、TiO2和BN的摩尔比为4：3：(2～4)。
所述CoCrFeNiMn高熵合金粉末和CoCrFeNiCu高熵合金粉末的粒度均为100～150μm，纯度高于99.9％；Al、TiO2和BN粉的粒度为20nm～100μm，纯度高于99.95％。
本发明还公开了一种原位合成多元陶瓷增强涂层的制备方法，包括以下步骤，
S01，基材的前处理：选用低碳钢作为基材，预处理，备用；
S02，熔覆粉末：取合金相粉末、Al、TiO2和BN粉，合金相粉末与多元陶瓷相反应体系质量百分比为(95～99)：(1～5)；
S03，混粉：将S02中的各种原料混合均匀，放入三维高效运动混粉机中，混粉频率为50～100Hz，混粉时间为3-4h，以保证粉末混合均匀；
S04，纯合金涂层制备：将合金相粉末装入送粉器中，采用等离子熔覆设备制备涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流150-170A，熔覆电压22-25V，中心气流量2.4-2.8L/min，保护气流量8-11L/min，送粉气流量2.4-2.8L/min，熔覆速前进度120-150mm/min，摆动速度1200-1400mm/min，焊枪摆幅15-20mm，电极距工件表面距离10-15mm；制得涂层Ⅱ，涂层Ⅱ冷却至200～400℃后，再进行陶瓷增强合金涂层制备；
S05，陶瓷增强合金涂层制备，将S03混合均匀的粉末装入送粉器中，在S04纯合金涂层表面制备陶瓷增强合金涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流200-220A，熔覆电压24-30V，中心气流量2.4-2.8L/min，保护气流量8-11L/min，送粉气流量2.4-2.8L/min，熔覆速前进度100-120mm/min，摆动速度1200-1400mm/min，焊枪摆幅15-20mm，电极距工件表面距离10-15mm；制得涂层Ⅰ。
所述基材为Q235钢块。
所述基材前处理包括去氧化物和表面清洗；其中去除氧化物采用砂轮打磨或车削方法，直至其露出金属光泽为止；表面清洗是在酒精溶液中采用超声波方法进行清洗，清洗完毕后在烘箱中烘干，备用。
超声波方法进行清洗的时间为至少30min。
所述纯合金涂层的厚度为50～200μm。
本发明还公开了一种原位合成多元陶瓷增强涂层在耐高温摩擦件中的应用。
所述耐高温摩擦件包括转轴或摩擦盘，所述耐高温摩擦件的耐高温区间为300-800℃。
本发明具有如下有益效果：
(1)本发明在预制的纯合金涂层基础上进行陶瓷增强合金涂层制备，能够有效降低涂层的稀释率，确保涂层各元素含量达到设计要求，形成稳定的固溶体相。同时，较高的纯合金基体温度(200～400℃)能够抑制熔覆过程在涂层中气孔和微裂纹的形成，显著提升涂层质量。
(2)本发明微米级TiN和TiB2包覆韧性较好的纳米级Al2O3相，确保复相陶瓷具有高硬度的同时获得较高韧性，进而使得制备的陶瓷增强合金具有优异的强韧性和耐磨特性。
(3)本发明的陶瓷增强合金涂层中获得的Al2O3，TiN，TiB2三元陶瓷相通过原位反应生成，陶瓷相与合金基体结合界面良好。同时，三元陶瓷相为复相结构，微米级TiN和TiB2包覆纳米级Al2O3，有效提升涂层强韧性。
附图说明
图1为本发明原位合成多元陶瓷增强涂层与基材的形貌图；
图2为本发明放大1千倍及1万倍后的原位合成多元陶瓷增强涂层的形貌图；
图3为本发明原位合成多元陶瓷增强涂层的面扫照片；
图4为本发明中纯合金涂层与陶瓷增强合金涂层的摩擦系数曲线图；
图5为本发明中纯合金涂层和陶瓷增强合金涂层的高温摩擦系数曲线图。
具体实施方式
为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清晰，以下结合附图及实施例对本发明进行进一步详细说明。此处所描述的具体实施例仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
实施例1
原位合成多元陶瓷增强涂层，包括CoCrFeNiMn高熵合金相和原位合成的多元陶瓷相，所述多元陶瓷相包括：Al2O3，TiN和TiB2。
所述多元陶瓷相的反应体系包括Al、TiO2和BN，所述Al、TiO2和BN的摩尔比为4：3：2。
所述CoCrFeNiMn高熵合金相的粒度为100～150μm，纯度高于99.9％；Al、TiO2和BN粉的粒度为20nm～100μm，纯度高于99.95％。
原位合成多元陶瓷增强涂层的制备方法，包括以下步骤，
S01，基材的前处理：选用低碳钢作为基材，预处理，备用；
S02，熔覆粉末：取CoCrFeNiMn高熵合金相、Al、TiO2和BN粉，合金相粉末与多元陶瓷相反应体系质量百分比为95：5；
S03，混粉：将S02中的各种原料混合均匀，放入三维高效运动混粉机中，混粉频率为50Hz，混粉时间为3h，以保证粉末混合均匀；
S04，纯高熵合金涂层制备：将CoCrFeNiMn高熵合金粉末装入送粉器中，采用等离子熔覆设备制备涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流150A，熔覆电压22V，中心气流量2.4L/min，保护气流量8L/min，送粉气流量2.4L/min，熔覆速前进度120mm/min，摆动速度1200mm/min，焊枪摆幅15mm，电极距工件表面距离10mm；制得涂层Ⅱ，涂层Ⅱ冷却至200℃后，再进行陶瓷增强高熵合金涂层制备；
S05，陶瓷增强高熵合金涂层制备，将S03混合均匀的粉末装入送粉器中，在S04纯高熵合金涂层表面制备陶瓷增强高熵合金涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流200A，熔覆电压24V，中心气流量2.4L/min，保护气流量8L/min，送粉气流量2.4L/min，熔覆速前进度100mm/min，摆动速度1200mm/min，焊枪摆幅15mm，电极距工件表面距离10mm；制得涂层Ⅰ。
所述基材为Q235钢块。
所述基材前处理包括去氧化物和表面清洗；其中去除氧化物采用砂轮打磨或车削方法，直至其露出金属光泽为止；表面清洗是在酒精溶液中采用超声波方法进行清洗，清洗完毕后在烘箱中烘干，备用。
超声波方法进行清洗的时间为30min。
所述纯高熵合金涂层的厚度为50μm。
原位合成多元陶瓷增强涂层在耐高温摩擦件中的应用。
所述耐高温摩擦件包括转轴或摩擦盘，所述耐高温摩擦件的耐高温区间为300-600℃。
本实施例中多元陶瓷相的生成主要依据自蔓延反应原理，具体如下：
4Al+3TiO2+2BN＝2Al2O3+TiB2+2TiN
如图1所示，涂层与基材处于冶金结合状态，涂层Ⅱ为纯高熵合金涂层，涂层Ⅰ为陶瓷增强高熵合金涂层，两涂层同样为冶金结合，且涂层空隙率很低、无微裂纹。
如图2所示，合金涂层中弥散分布有尺寸为0.5μm～1μm的颗粒析出物，进一步放大，如图2右上角的插图所示，可以观察到在颗粒析出物(即0.5μm～1μm的颗粒析出物)内部还存在30nm～50nm球状析出物和一些块状析出物。
经多元陶瓷增强高熵合金涂层析出相成分分析，图2中D区(即30nm～50nm球状析出物)、C区(0.5μm～1μm块状析出物)、B区(0.5μm～1μm块状析出物)和A区(颗粒析出物以外的区域)的元素种类(如图3所示)及其百分含量和原子百分比分别如下，具体见表1。
表1图2中不同区域各元素含量
Figure BDA0002500256090000071
由此可见，D区(即30nm～50nm球状析出物)中主要含有O、Al元素，分析球状析出物的主要成分为Al2O3陶瓷增强相。
C区(微米块状析出物)中主要含有N和Ti元素，故分析块状析出物的主要成分为TiN陶瓷增强相。
B区(微米块状析出物)中主要含有B和Ti元素，故分析块状析出物的主要成分为TiB2陶瓷增强相。
A区(颗粒析出物以外的区域)的主要成分为CoCrFeNiMn高熵合金，由此可见，本实施例的涂层中均匀弥散分布陶瓷增强相。
对实施例1制备的涂层利用FM-700型显微维氏硬度计测试其硬度，结果表明纯高熵合金涂层平均硬度为359HV，陶瓷增强高熵合金涂层的平均显微硬度为758HV。对两种涂层进行摩擦磨损测试，其摩擦系数曲线如图4所示，陶瓷增强高熵合金涂层摩擦系数显著低于纯高熵合金涂层，两者磨损体积分别为16.78×10-3mm3、11.07×10-3mm3，陶瓷增强高熵合金涂层具有优异的耐磨性能。为两种涂层进行高温摩擦磨损测试，具有优异的高温耐磨性能，其耐磨高温区间为300-600℃，涂层高温摩擦系数曲线如图5所示，陶瓷增强高熵合金涂层高温摩擦系数低于纯高熵合金涂层，两者高温磨损体积分别为3.65×10-3mm3、1.58×10- 3mm3，陶瓷增强高熵合金涂层具有优异的耐高温磨损性能。
实施例2
原位合成多元陶瓷增强涂层，包括CoCrFeNiMn高熵合金相和原位合成的多元陶瓷相；所述多元陶瓷相包括：Al2O3，TiN和TiB2。
所述多元陶瓷相的反应体系包括Al、TiO2和BN，所述Al、TiO2和BN的摩尔比为4：3：4。
所述CoCrFeNiMn高熵合金相的粒度为100～150μm，纯度高于99.9％；Al、TiO2和BN粉的粒度为20nm～100μm，纯度高于99.95％。
原位合成多元陶瓷增强涂层的制备方法，包括以下步骤，
S01，基材的前处理：选用低碳钢作为基材，预处理，备用；
S02，熔覆粉末：取CoCrFeNiMn高熵合金相、Al、TiO2和BN粉，合金相粉末与多元陶瓷相反应体系质量百分比为97：3；
S03，混粉：将S02中的各种原料混合均匀，放入三维高效运动混粉机中，混粉频率为100Hz，混粉时间为4h，以保证粉末混合均匀；
S04，纯高熵合金涂层制备：将CoCrFeNiMn高熵合金粉末装入送粉器中，采用等离子熔覆设备制备涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流170A，熔覆电压25V，中心气流量2.8L/min，保护气流量11L/min，送粉气流量2.8L/min，熔覆速前进度150mm/min，摆动速度1400mm/min，焊枪摆幅20mm，电极距工件表面距离15mm；制得涂层Ⅱ，涂层Ⅱ冷却至400℃后，再进行陶瓷增强高熵合金涂层制备；
S05，陶瓷增强高熵合金涂层制备，将S03混合均匀的粉末装入送粉器中，在S04纯高熵合金涂层表面制备陶瓷增强高熵合金涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流220A，熔覆电压30V，中心气流量2.8L/min，保护气流量11L/min，送粉气流量2.8L/min，熔覆速前进度120mm/min，摆动速度1400mm/min，焊枪摆幅20mm，电极距工件表面距离15mm；制得涂层Ⅰ。
所述基材为Q235钢块。
所述基材前处理包括去氧化物和表面清洗；其中去除氧化物采用砂轮打磨或车削方法，直至其露出金属光泽为止；表面清洗是在酒精溶液中采用超声波方法进行清洗，清洗完毕后在烘箱中烘干，备用。
超声波方法进行清洗的时间为45min。
所述纯高熵合金涂层的厚度为200μm。
原位合成多元陶瓷增强涂层在耐高温摩擦件中的应用。
所述耐高温摩擦件包括转轴或摩擦盘，所述耐高温摩擦件的耐高温区间为300-600℃。
对实施例2制备的涂层利用FM-700型显微维氏硬度计测试其硬度，结果表明纯高熵合金涂层平均硬度为355HV，陶瓷增强高熵合金涂层的平均显微硬度为740HV。对两种涂层进行摩擦磨损测试，陶瓷增强高熵合金涂层摩擦系数显著低于纯高熵合金涂层，两者磨损体积分别为16.68×10-3mm3、12.07×10-3mm3，陶瓷增强高熵合金涂层具有优异的耐磨性能。分别对本实施例中的纯高熵合金涂层和陶瓷增强高熵合金涂层进行高温摩擦磨损测试，两者高温磨损体积分别为4.65×10-3mm3、1.98×10-3mm3其结果为：具有优异的高温耐磨性能，其耐磨高温区间为300-600℃。
实施例3
原位合成多元陶瓷增强涂层，包括CoCrFeNiCu高熵合金相和原位合成的多元陶瓷相；所述多元陶瓷相包括：Al2O3，TiN和TiB2。
所述多元陶瓷相的反应体系包括Al、TiO2和BN，所述Al、TiO2和BN的摩尔比为4：3：3。
所述CoCrFeNiCu高熵合金相粉末的粒度为100～150μm，纯度高于99.9％；Al、TiO2和BN粉的粒度为20nm～100μm，纯度高于99.95％。
原位合成多元陶瓷增强涂层的制备方法，包括以下步骤，
S01，基材的前处理：选用低碳钢作为基材，预处理，备用；
S02，熔覆粉末：取CoCrFeNiCu高熵合金粉末、Al、TiO2和BN粉，合金相粉末与多元陶瓷相反应体系质量百分比为98：2；
S03，混粉：将S02中的各种原料混合均匀，放入三维高效运动混粉机中，混粉频率为80Hz，混粉时间为3.5h，以保证粉末混合均匀；
S04，纯高熵合金涂层制备：将CoCrFeNiCu高熵合金粉末装入送粉器中，采用等离子熔覆设备制备涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流160A，熔覆电压23V，中心气流量2.5L/min，保护气流量10L/min，送粉气流量2.5L/min，熔覆速前进度140mm/min，摆动速度1300mm/min，焊枪摆幅18mm，电极距工件表面距离12mm；制得涂层Ⅱ，涂层Ⅱ冷却至300℃后，再进行陶瓷增强高熵合金涂层制备；
S05，陶瓷增强高熵合金涂层制备，将S03混合均匀的粉末装入送粉器中，在S04纯高熵合金涂层表面制备陶瓷增强高熵合金涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流210A，熔覆电压25V，中心气流量2.5L/min，保护气流量10L/min，送粉气流量2.5L/min，熔覆速前进度110mm/min，摆动速度1300mm/min，焊枪摆幅18mm，电极距工件表面距离12mm；制得涂层Ⅰ。
所述基材为Q235钢块。
所述基材前处理包括去氧化物和表面清洗；其中去除氧化物采用砂轮打磨或车削方法，直至其露出金属光泽为止；表面清洗是在酒精溶液中采用超声波方法进行清洗，清洗完毕后在烘箱中烘干，备用。
超声波方法进行清洗的清洗时间为60min。
所述纯高熵合金涂层的厚度为100μm。
原位合成多元陶瓷增强涂层在耐高温摩擦件中的应用。
所述耐高温摩擦件包括转轴或摩擦盘，所述耐高温摩擦件的耐高温区间为300-500℃。
对实施例3制备的涂层利用FM-700型显微维氏硬度计测试其硬度，结果表明纯高熵合金涂层平均硬度为325HV，陶瓷增强高熵合金涂层的平均显微硬度为723HV。对两种涂层进行摩擦磨损测试，陶瓷增强高熵合金涂层摩擦系数显著低于纯高熵合金涂层，两者磨损体积分别为16.13×10-3mm3、9.16×10-3mm3，陶瓷增强高熵合金涂层具有优异的耐磨性能。分别对本实施例中的纯高熵合金涂层和陶瓷增强高熵合金涂层进行高温摩擦磨损测试，两者高温磨损体积分别为5.65×10-3mm3、3.58×10-3mm3，其结果为：具有优异的高温耐磨性能，其耐磨高温区间为300-500℃。
实施例4
原位合成多元陶瓷增强涂层，包括非晶合金相和原位合成的多元陶瓷相；所述多元陶瓷相包括：Al2O3，TiN和TiB2。
所述非晶合金相为FeCrMoCB非晶合金，其成分组成为Fe:50.20wt％，Cr：16.40wt％，Mo:23.34wt％，C:6.71wt％，B:3.35wt％。
所述多元陶瓷相的反应体系包括Al、TiO2和BN，所述Al、TiO2和BN的摩尔比为4：3：2.5。
所述非晶合金相的纯度高于99.9％；Al、TiO2和BN粉的粒度为20nm～100μm，纯度高于99.95％。
原位合成多元陶瓷增强涂层的制备方法，其特征在于：包括以下步骤，
S01，基材的前处理：选用低碳钢作为基材，预处理，备用；
S02，熔覆粉末：取非晶合金相粉末、Al、TiO2和BN粉，非晶合金相粉末与多元陶瓷相反应体系质量比为99：1；
S03，混粉：将S02中的各种原料混合均匀，放入三维高效运动混粉机中，混粉频率为60Hz，混粉时间为3.2h，以保证粉末混合均匀；
S04，纯非晶合金涂层制备：将非晶合金相粉末装入送粉器中，采用等离子熔覆设备制备涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流155A，熔覆电压23V，中心气流量2.7L/min，保护气流量9L/min，送粉气流量2.6L/min，熔覆速前进度130mm/min，摆动速度1250mm/min，焊枪摆幅16mm，电极距工件表面距离14mm；制得涂层Ⅱ，涂层Ⅱ冷却至350℃后，再进行陶瓷增强非晶合金涂层制备；
S05，陶瓷增强非晶合金涂层制备，将S03混合均匀的粉末装入送粉器中，在S04纯非晶合金涂层表面制备陶瓷增强非晶合金涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流205A，熔覆电压28V，中心气流量2.7L/min，保护气流量8.5L/min，送粉气流量2.6L/min，熔覆速前进度115mm/min，摆动速度1350mm/min，焊枪摆幅17mm，电极距工件表面距离14mm；制得涂层Ⅰ。
所述基材为Q235钢块。
所述基材前处理包括去氧化物和表面清洗；其中去除氧化物采用砂轮打磨或车削方法，直至其露出金属光泽为止；表面清洗是在酒精溶液中采用超声波方法进行清洗，清洗完毕后在烘箱中烘干，备用。
所述纯非晶合金涂层的厚度为150μm。
原位合成多元陶瓷增强涂层在耐高温摩擦件中的应用。
所述耐高温摩擦件包括转轴或摩擦盘，所述耐高温摩擦件的耐高温区间为300～800℃。
对实施例4制备的涂层利用FM-700型显微维氏硬度计测试其硬度，结果表明纯非晶合金涂层平均硬度为548HV，陶瓷增强非晶合金涂层的平均显微硬度为965HV。对两种涂层进行摩擦磨损测试，陶瓷增强非晶合金涂层摩擦系数显著低于纯非晶合金涂层，两者磨损体积分别为10.78×10-3mm3、6.07×10-3mm3，陶瓷增强非晶合金涂层具有优异的耐磨性能。分别对本实施例中的纯非晶合金涂层和陶瓷增强非晶合金涂层进行高温摩擦磨损测试，两者高温磨损体积分别为4.65×10-3mm3、1.28×10-3mm3其结果为：具有优异的高温耐磨性能，其耐磨高温区间为300～800℃。
以上显示和描述了本发明的基本原理、主要特征和本发明的优点。本行业的技术人员应该了解，本发明不受上述实施例的限制，上述实施例和说明书中描述的只是说明本发明的原理，在不脱离本发明精神和范围的前提下，本发明还会有各种变化和改进，这些变化和改进都落入要求保护的本发明范围内。本发明要求保护范围由所附的权利要求书及其等效物界定。

Claims (10)

1.原位合成多元陶瓷增强涂层，其特征在于：包括合金相和原位合成的多元陶瓷相，所述多元陶瓷相包括：Al2O3，TiN和TiB2；微米级块状的TiN和TiB2包覆纳米级球状的Al2O3。
2.根据权利要求1所述的原位合成多元陶瓷增强涂层，其特征在于：所述合金相包括CoCrFeNiMn高熵合金粉末、CoCrFeNiCu高熵合金粉末或FeCrMoCB非晶合金粉末。
3.根据权利要求2所述的原位合成多元陶瓷增强涂层，其特征在于：所述多元陶瓷相的反应体系包括Al、TiO2和BN，所述Al、TiO2和BN的摩尔比为4：3：（2~4）。
4.根据权利要求3所述的原位合成多元陶瓷增强涂层，其特征在于：所述CoCrFeNiMn高熵合金粉末和CoCrFeNiCu高熵合金粉末的粒度均为100~150 μm，纯度高于99.9%；Al、TiO2和BN粉的粒度为20nm~100μm，纯度高于99.95%。
5.根据权利要求4所述的原位合成多元陶瓷增强涂层的制备方法，其特征在于：包括以下步骤，
S01，基材的前处理：选用低碳钢作为基材，预处理，备用；
S02，熔覆粉末：取合金相粉末、Al、TiO2和BN粉，合金相粉末与多元陶瓷相反应体系质量百分比为（95~99）：（1~5）；
S03，混粉：将S02中的各种原料混合均匀，放入三维高效运动混粉机中，混粉频率为50~100Hz，混粉时间为3-4h，以保证粉末混合均匀；
S04，纯合金涂层制备：将合金相粉末装入送粉器中，采用等离子熔覆设备制备涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流150-170A，熔覆电压22-25V，中心气流量2.4-2.8 L/min，保护气流量8-11 L/min，送粉气流量2.4-2.8 L/min，熔覆速前进度120-150 mm/min，摆动速度1200-1400 mm/min，焊枪摆幅15-20 mm，电极距工件表面距离10-15 mm；制得涂层Ⅱ，涂层Ⅱ冷却至200~400℃后，再进行陶瓷增强合金涂层制备；
S05，陶瓷增强合金涂层制备，将S03混合均匀的粉末装入送粉器中，在S04纯合金涂层表面制备陶瓷增强合金涂层，具体的工艺参数为：熔覆电流200-220A，熔覆电压24-30V，中心气流量2.4-2.8 L/min，保护气流量 8-11 L/min，送粉气流量2.4-2.8 L/min，熔覆速前进度100-120 mm/min，摆动速度1200-1400 mm/min，焊枪摆幅15-20 mm，电极距工件表面距离10-15 mm；制得涂层Ⅰ。
6.根据权利要求5所述的原位合成多元陶瓷增强涂层的制备方法，其特征在于：所述基材为Q235钢块。
7.根据权利要求5所述的原位合成多元陶瓷增强涂层的制备方法，其特征在于：所述基材前处理包括去氧化物和表面清洗；其中去除氧化物采用砂轮打磨或车削方法，直至其露出金属光泽为止；表面清洗是在酒精溶液中采用超声波方法进行清洗，清洗完毕后在烘箱中烘干，备用。
8.根据权利要求5所述的原位合成多元陶瓷增强涂层的制备方法，其特征在于：所述纯合金涂层的厚度为50~200μm。
9.根据权利要求1~4任一项所述的原位合成多元陶瓷增强涂层在耐高温摩擦件中的应用。
10.根据权利要求9所述的应用，其特征在于：所述耐高温摩擦件包括转轴或摩擦盘，所述耐高温摩擦件的耐高温区间为300~800℃。
CN202010430152.0A 2020-05-20 2020-05-20 原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用 Active CN111441052B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010430152.0A CN111441052B (zh) 2020-05-20 2020-05-20 原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010430152.0A CN111441052B (zh) 2020-05-20 2020-05-20 原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111441052A CN111441052A (zh) 2020-07-24
CN111441052B true CN111441052B (zh) 2020-11-20

Family

ID=71656890

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202010430152.0A Active CN111441052B (zh) 2020-05-20 2020-05-20 原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN111441052B (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112575327B (zh) * 2020-12-08 2022-11-18 镇江四联机电科技有限公司 一种应用于阀体表面的高硬度、高耐磨复合涂层、制备方法及阀体
CN115533116A (zh) * 2022-09-19 2022-12-30 华东理工大学 一种多组元合金复合材料及其制备方法
CN116083870B (zh) * 2023-04-07 2023-06-23 西南交通大学 一种三相纳米复合高熵薄膜及其制备方法和应用

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004136430A (ja) * 2002-08-23 2004-05-13 Hitachi Tool Engineering Ltd 被覆工具
CN101215663A (zh) * 2008-01-04 2008-07-09 哈尔滨工业大学 高熵合金基复合材料及其制备方法
CN103484810A (zh) * 2013-09-23 2014-01-01 河海大学 等离子熔覆原位自生TiB2-TiC-TiN增强高熵合金涂层材料及制备方法
CN104651828A (zh) * 2013-11-22 2015-05-27 沈阳工业大学 一种铁基合金表面制备高熵合金基复合材料改性层用粉料
CN111168057A (zh) * 2020-02-28 2020-05-19 华南理工大学 一种增材制造用纳米陶瓷增强高熵合金复合粉末及其制备方法和应用

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004136430A (ja) * 2002-08-23 2004-05-13 Hitachi Tool Engineering Ltd 被覆工具
CN101215663A (zh) * 2008-01-04 2008-07-09 哈尔滨工业大学 高熵合金基复合材料及其制备方法
CN103484810A (zh) * 2013-09-23 2014-01-01 河海大学 等离子熔覆原位自生TiB2-TiC-TiN增强高熵合金涂层材料及制备方法
CN104651828A (zh) * 2013-11-22 2015-05-27 沈阳工业大学 一种铁基合金表面制备高熵合金基复合材料改性层用粉料
CN111168057A (zh) * 2020-02-28 2020-05-19 华南理工大学 一种增材制造用纳米陶瓷增强高熵合金复合粉末及其制备方法和应用

Also Published As

Publication number Publication date
CN111441052A (zh) 2020-07-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111441052B (zh) 原位合成多元陶瓷增强涂层及其制备方法和应用
Li et al. A review of advanced composite and nanostructured coatings by solid-state cold spraying process
CN1269993C (zh) 多元合金涂层
CN107904439B (zh) 一种原位纳米多相复合强韧化钛基复合材料及其制备方法
Wu et al. Microstructure and mechanical properties of Ti-6Al-4V prepared by nickel preplating and electron beam surface remelting
Wang et al. Influence of Ti on microstructure and strength of c-BN/Cu–Ni–Sn–Ti composites
CN113122841B (zh) 一种具有梯度组合结构的耐蚀耐磨涂层及其制备方法
CN103484814A (zh) 硼化钛基无机复合材料涂层的制备方法
CN106756997A (zh) 一种陶瓷强化金属基激光熔覆层及其制备工艺
Li et al. Microstructure and mechanical properties of Fe matrix composites reinforced by nickel–chromium double-layer coated ZTAP ceramics
Li et al. Interfacial characteristics and wear performances of iron matrix composites reinforced with zirconia-toughened alumina ceramic particles
Wang et al. Microstructure and properties of CrB2-Cr3C2 composite coatings prepared by plasma spraying
Wang et al. Effects of B4C particle size and content on microstructure and properties of in-situ TiB2-TiC composite coatings prepared by plasma spraying
Cai et al. Effect of TiC content on microstructure and properties of TiC/Ni60 coatings on Ti6Al4V alloy deposited by laser cladding
Wang et al. Effect of nano‐Al2O3 on the microstructure and properties of NbB2‐NbC composite coatings prepared by plasma spraying
Wang et al. Recent advances in wear-resistant steel matrix composites: A review of reinforcement particle selection and preparation processes
Miao et al. Effect of graphene addition on the performance of in-situ (TiC+ TiBx)/Ti composite coatings by laser cladding: Microstructure and water droplet erosion resistance
Ghanbariha et al. AlCoCrFeNi-NiTi high entropy alloy composites: Microstructure and wear performance
Liu et al. Mechanical properties and microstructure of Ti (C 5 N 5)-TiB 2-(W 7 Ti 3) C composite cutting tool materials
Zhang et al. In-situ combustion synthesis of ultrafine TiB 2 particles reinforced Cu matrix composite
Gao et al. Microstructure and properties of AlCoCrNiFe high-entropy alloy sintered by hot oscillating pressing
Yang et al. Influence of molybdenum on the microstructure and mechanical properties of TiC-TiB 2 reinforced metal matrix composite coatings
CN108149053A (zh) 一种碳化钛-碳化硅-硼化钛粒子增强钛合金的制备方法
CN102864453A (zh) 激光熔覆原位合成硼化物陶瓷涂层及其制备方法
ZHANG et al. Laser Cladding of Ceramics Reinforced Ni-based Amorphous/Nanocrystalline Composites.

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant