CN113136543A - 一种钛合金表面涂层及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种钛合金表面涂层及其制备方法，所述制备方法包括以下步骤：配置钛合金粉末和钛合金基涂层粉末，所述钛合金粉末包括氢化钛粉、合金元素粉；所述钛合金基涂层粉末包括氢化钛粉、合金元素粉、以及碳化硅粉末，且钛合金粉末和钛合金基涂层粉末的合金元素粉相同；采用模压成形，得到零件生胚，其中钛合金基涂层粉末可铺设在模腔底部、钛合金粉末上部或同时在钛合金粉末上下部位；对所述零件生胚在1250‑1350℃条件下真空烧结1‑4h，得到所述钛合金表面涂层。本发明制备得到的钛合金基涂层与基体之间的界面结合良好，零件工作面具有耐磨及抗氧化的特点，制备工艺过程简单，容易实现规模化生产。

Description

一种钛合金表面涂层及其制备方法

技术领域

本发明涉及材料表面工程技术领域，特别涉及一种钛合金表面涂层及其制备方法。

背景技术

作为地壳中第九丰富的元素，也是金属结构材料中第四丰富的元素，钛金属在过去的半个多世纪受到了广泛的关注。相比于其他常用金属材料(如Fe、Ni、Cu等)，钛及钛合金的密度小，比强度和比刚度高，力学性能、抗疲劳和蠕变性能好，是一种极具潜力的新型结构材。近年来，世界钛工业和钛材加工技术发展迅速，海绵钛、钛加工材和变形钛合金的生产和消费都达到了较高水平，在化工、航空航天、船舶和兵器等领域的应用日益广泛。此外，钛合金还具有良好的生物相容性和耐蚀性，在汽车、海洋工程、医学器械等领域具有巨大的应用潜力。

尽管钛合金在上述领域中的应用较为广泛，但仍存在如下问题：(1)由于磨损性能较差，它在国防、汽车、体育器械等工业领域的应用受到了极大的限制。(2)在航空航天等领域，钛合金常常应用于高温环境下，但钛合金的抗氧化性能会随着温度的升高而急剧下降，这限制了它的应用范围。

发明内容

针对上述问题，本发明旨在提供一种钛合金表面涂层及其制备方法，利用碳化硅诱导生成Ti₅Si₃和TiC纳米强化相，增强钛合金的耐磨性和高温抗氧化性。

本发明的技术方案如下：

一方面，提供一种钛合金表面涂层的制备方法，包括以下步骤：

配置钛合金粉末和钛合金基涂层粉末，并采用模压成形，得到零件生胚；

对所述零件生胚在1250-1350℃条件下真空烧结1-4h，得到所述钛合金表面涂层。

作为优选，所述钛合金粉末包括氢化钛粉、合金元素粉；所述钛合金基涂层粉末包括氢化钛粉、合金元素粉、以及碳化硅粉末；所述钛合金粉末和所述钛合金基涂层粉末中的合金元素粉相同。

作为优选，所述碳化硅粉末的中值粒径小于10μm。

作为优选，所述碳化硅粉末的含量通过下式计算得到：

wt.％SiC≈0.17×vol.％(Ti₅Si₃+TiC) (1)

式中：wt.％SiC为碳化硅粉末的含量；vol.％(Ti₅Si₃+TiC)为设定的Ti₅Si₃+TiC增强相的体积分数。

作为优选，所述增强相的体积分数大于0％，且小于等于20％。

作为优选，模压成形时，在压制温度为25-300℃、压制压力为400-800MPa的条件下保压1-4min。

作为优选，模压成形时，在保护性气氛下进行，所述保护性气氛为氮气、氩气、二氧化碳中的任意一种。

作为优选，模压成形时，所述钛合金基涂层粉末铺设在模腔底部、钛合金粉末上部或同时在钛合金粉末的上部和下部。

作为优选，真空烧结时，真空度小于5×10^-3Pa。

另一方面，还提供一种钛合金表面涂层，采用上述任意一种所述的钛合金表面涂层的制备方法制备而成。

本发明的有益效果是：

(1)本发明生成的钛合金基涂层与钛合金基体的成分相近，涂层与基体的热膨胀系数差异较小、相容性好，能减少涂层的开裂与剥落问题。

(2)在涂层的制备过程中加入SiC粉末，可以诱导纳米级Ti₅Si₃和TiC强化相的析出，由于Ti₅Si₃和TiC颗粒具有高的硬度(其显微硬度分别为1150HV和3200HV)、高的熔点、且在基体组织中以颗粒状弥散分布等特点，可以提高涂层材料抗切削、抗粘着和抗裂纹扩展的能力，显著的提高涂层的耐磨损性能。

(3)Ti₅Si₃的热膨胀系数(9.7×10^-6)、TiC的热膨胀系数(7.95×10^-6)与氧化产物Rutile-TiO₂(10.0×10^-6)及Al₂O₃(9.3×10^-6)接近，且具有优良的热稳定性和化学性，能够减少循环氧化过程中氧化膜的内应力，显著提高涂层的高温抗氧化性能。

(4)本发明制备工艺过程简单、能够有效降低生产成本，容易实现规模化生产。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本发明钛合金表面涂层的压制成型示意图；

图2为本发明实施例1钛合金表面涂层的纵截面SEM示意图；

图3为本发明实施例2-4钛合金表面涂层的SEM示意图；

图4为本发明实施例1钛合金表面涂层的TEM示意图；

图5为本发明实施例1-4钛合金表面涂层的摩擦系数(COF)曲线示意图；

图6为本发明实施例1-4钛合金表面涂层的磨损表面的三维轮廓示意图；

图7为本发明实施例1钛合金表面涂层的循环氧化动力学曲线示意图；

图8为本发明实施例2钛合金表面涂层的循环氧化动力学曲线示意图；

图9为本发明实施例3钛合金表面涂层的循环氧化动力学曲线示意图；

图10为本发明实施例4钛合金表面涂层的循环氧化动力学曲线示意图；

图11为本发明实施例1-3钛合金表面涂层在1073K下的表面氧化产物的XRD示意图；

图12为本发明实施例1-4钛合金表面涂层在973K下的氧化形貌示意图；

图13为本发明实施例1-4钛合金表面涂层在1073K下的氧化形貌示意图；

图14为本发明实施例4钛合金表面涂层在1073K下的O元素的线扫描示意图。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明进一步说明。需要说明的是，在不冲突的情况下，本申请中的实施例及实施例中的技术特征可以相互结合。需要指出的是，除非另有指明，本申请使用的所有技术和科学术语具有与本申请所属技术领域的普通技术人员通常理解的相同含义。本发明公开使用的“包括”或者“包含”等类似的词语意指出现该词前面的元件或者物件涵盖出现在该词后面列举的元件或者物件及其等同，而不排除其他元件或者物件。

本发明提供一种钛合金表面涂层，通过以下步骤制备而成：

首先，配置钛合金粉末和钛合金基涂层粉末，所述钛合金粉末包括氢化钛粉、合金元素粉；所述钛合金基涂层粉末包括氢化钛粉、合金元素粉、以及碳化硅粉末；所述钛合金粉末和所述钛合金基涂层粉末中的合金元素粉相同；所述碳化硅粉末的中值粒径小于10μm，所述碳化硅粉末的含量通过下式计算得到：

wt.％SiC≈0.17×vol.％(Ti₅Si₃+TiC) (1)

式中：wt.％SiC为碳化硅粉末的含量；vol.％(Ti₅Si₃+TiC)为设定的Ti₅Si₃+TiC增强相的体积分数；所述增强相体积分数取值在0-20％之间，且不等于0％。

在一个具体的实施例中，所述钛合金粉末包括α钛合金粉末、α+β钛合金粉末、β钛合金粉末。

在一个具体的实施例中，在V型混合器内分别配置所述钛合金粉末和所述钛合金基涂层粉末，混合1-4h以保证粉体混合均匀，且在混合过程中所述V型混合器内充入高纯氩气、氮气或二氧化碳进行保护。

然后，采用模压成形，得到零件生胚。

在一个具体的实施例中，在油压机上进行双向压制成型，所述钛合金基涂层粉末铺设在模腔底部、钛合金粉末上部或同时在钛合金粉末的上部和下部，压制温度为25-300℃，压制压力为400-800MPa，保压时间为1-4min。压制过程中，在保护性气氛下进行，所述保护性气氛为氮气、氩气、二氧化碳中的任意一种。

最后，对所述零件生胚在1250-1350℃条件下真空烧结1-4h，得到所述钛合金表面涂层。可选地，真空烧结时，真空度小于5×10^-3Pa。

实施例1

一种钛合金表面涂层(α+β钛合金基涂层：Ti-6Al-4V基涂层)，通过以下步骤制备而成：

(1)准备原料粉末，包括多角状TiH₂粉(200目)、TiAl35和AlV55合金粉(200目)和超细SiC粉(D₅₀约为2μm)；通过所述原料粉末分别混制Ti-6Al-4V粉末(包括TiH₂粉、TiAl35合金粉、AlV55合金粉)和Ti-6Al-4V基涂层粉末(包括TiH₂粉、TiAl35合金粉、AlV55合金粉、超细SiC粉)，控制涂层中Ti₅Si₃+TiC的体积分数为1vol.％，即超细SiC粉的添加量为0.17wt.％，将称量后的原料在V型混合器中混合4小时，以保证粉体混合均匀，且V型混合器内需充入高纯氩气进行保护。

(2)如图1所示，将Ti-6Al-4V粉末放置在模具的底部、然后在Ti-6Al-4V粉末的顶部放置一层Ti-6Al-4V基涂层粉末，在油压机上进行双向压制成型，压制压力为650MPa，压制温度为25℃，保压时间为1min，得到零件生胚。

(3)将步骤(2)得到的零件生胚在高真空钼丝炉内进行烧结，烧结温度为1300℃、保温时间为2h，钼丝炉的真空度＜5×10^-3Pa，炉体的升温速率为5℃/min，烧结完成后样品随炉冷却至室温。

(4)将步骤(3)得到的烧结板状样品(长、宽、厚为60、14、8mm)加工成尺寸为14×14×8mm的长方体试样，切割后的样品经研磨、抛光后用无水乙醇进行清洗，得到所述钛合金表面涂层。

实施例2

与实施例1不同的是，本实施例中控制涂层中Ti₅Si₃+TiC的体积分数为2vol.％，即超细SiC粉的添加量为0.34wt.％。

实施例3

与实施例1不同的是，本实施例中控制涂层中Ti₅Si₃+TiC的体积分数为3vol.％，即超细SiC粉的添加量为0.51wt.％。

实施例4

与实施例1不同的是，本实施例中控制涂层中Ti₅Si₃+TiC的体积分数为4vol.％，即超细SiC粉的添加量为0.68wt.％。

实施例5

与实施例1不同的是，本实施例中超细SiC粉的中值粒径小于10μm，控制涂层中Ti₅Si₃+TiC的体积分数为10vol.％，即超细SiC粉的添加量为1.70wt.％。

实施例6

与实施例1不同的是，本实施例中超细SiC粉的中值粒径小于10μm，控制涂层中Ti₅Si₃+TiC的体积分数为15vol.％，即超细SiC粉的添加量为2.55wt.％。

实施例7

与实施例1不同的是，本实施例中超细SiC粉的中值粒径小于10μm，控制涂层中Ti₅Si₃+TiC的体积分数为20vol.％，即超细SiC粉的添加量为3.40wt.％。

实施例8

一种钛合金表面涂层(β钛合金基涂层：Ti-1Al-8V-5Fe基涂层)，通过以下步骤制备而成：

(1)准备原料粉末，包括多角状TiH₂粉(200目)、Fe粉、TiAl35和FeV80合金粉(200目)和超细SiC粉(D₅₀＜10μm)；通过所述原料粉末分别混制Ti-1Al-8V-5Fe粉末(包括TiH₂粉、Fe粉、TiAl35合金粉、FeV80合金粉)和Ti-1Al-8V-5Fe基涂层粉末(包括TiH₂粉、Fe粉、TiAl35合金粉、FeV80合金粉、超细SiC粉)，控制涂层中Ti₅Si₃+TiC的体积分数为5vol.％，即超细SiC粉的添加量为0.85wt.％，将称量后的原料在V型混合器中混合4小时，以保证粉体混合均匀，且V型混合器内需充入高纯氩气进行保护。

(2)将Ti-1Al-8V-5Fe粉末放置在模具的底部、然后在Ti-1Al-8V-5Fe粉末的顶部放置一层Ti-1Al-8V-5Fe基涂层粉末，在油压机上进行双向压制成型，压制压力为700MPa，压制温度为25℃，保压时间为2min，得到零件生胚。

(3)将步骤(2)得到的零件生胚在高真空钼丝炉内进行烧结，烧结温度为1350℃、保温时间为2h，钼丝炉的真空度＜5×10^-3Pa，炉体的升温速率为5℃/min，烧结完成后样品随炉冷却至室温。

(4)将步骤(3)得到的烧结板状样品(长、宽、厚为60、14、8mm)加工成尺寸为14×14×8mm的长方体试样，切割后的样品经研磨、抛光后用无水乙醇进行清洗，得到所述钛合金表面涂层。

实施例9

一种钛合金表面涂层(α钛合金基涂层：Ti-3Al基涂层)，通过以下步骤制备而成：

(1)准备原料粉末，包括多角状TiH₂粉(200目)TiAl35合金粉(200目)和超细SiC粉(D₅₀＜10μm)；通过所述原料粉末分别混制Ti-3Al粉末(包括TiH₂粉、TiAl35合金粉)和Ti-3Al基涂层粉末(包括TiH₂粉、TiAl35合金粉、超细SiC粉)，控制涂层中Ti₅Si₃+TiC的体积分数为10vol.％，即超细SiC粉的添加量为1.70wt.％，将称量后的原料在V型混合器中混合4小时，以保证粉体混合均匀，且V型混合器内需充入高纯氩气进行保护。

(2)将Ti-3Al粉末放置在模具的底部、然后在Ti-3Al粉末的顶部放置一层Ti-3Al基涂层粉末，在油压机上进行双向压制成型，压制压力为600MPa，压制温度为25℃，保压时间为3min，得到零件生胚。

(3)将步骤(2)得到的零件生胚在高真空钼丝炉内进行烧结，烧结温度为1250℃、保温时间为3h，钼丝炉的真空度＜5×10^-3Pa，炉体的升温速率为5℃/min，烧结完成后样品随炉冷却至室温。

(4)将步骤(3)得到的烧结板状样品(长、宽、厚为60、14、8mm)加工成尺寸为14×14×8mm的长方体试样，切割后的样品经研磨、抛光后用无水乙醇进行清洗，得到所述钛合金表面涂层。

对比例1

一种钛合金表面涂层(PM Ti-6Al-4V合金)，通过以下步骤制备而成：

(1)准备原料粉末，包括多角状TiH₂粉(200目)、TiAl35和AlV55合金粉(200目)；通过所述原料粉末混制Ti-6Al-4V粉末，将称量后的原料在V型混合器中混合4小时，以保证粉体混合均匀，且V型混合器内需充入高纯氩气进行保护。

(2)将Ti-6Al-4V粉末放置在模具中，在油压机上进行双向压制成型，压制压力为650MPa，压制温度为25℃，保压时间为1min，得到零件生胚。

(3)将步骤(2)得到的零件生胚在高真空钼丝炉内进行烧结，烧结温度为1300℃、保温时间为2h，钼丝炉的真空度＜5×10^-3Pa，炉体的升温速率为5℃/min，烧结完成后样品随炉冷却至室温。

(4)将步骤(3)得到的烧结板状样品(长、宽、厚为60、14、8mm)加工成尺寸为14×14×8mm的长方体试样，切割后的样品经研磨、抛光后用无水乙醇进行清洗，得到所述钛合金表面涂层。

测试例

(1)对实施例1制备得到的涂层样品的纵截面进行SEM观察，结果如图2所示；对实施例2-4制备得到的涂层样品及对比例1得到的PM Ti-6Al-4V合金进行SEM观察，结果如图3所示。

从图2可以看出，其中颜色较浅和颜色较深的线分别代表试样中C元素及Si元素含量的变化，虚线标记了涂层中C元素及Si元素含量发生显著变化的位置，经测量该位置距离样品的表面为约350μm，说明Ti-6Al-4V-xSiC涂层的厚度为约350μm，达到了实际工业应用中涂层厚度的要求，在长期高温氧化环境下可以为钛合金基体提供足够的保护。此外，涂层和基体合金之间还存在约80μm的过渡层，且Ti-6Al-4V-xSiC涂层、过渡层及PM Ti-6Al-4V合金均为α+β层片状结构，说明与PM Ti-6Al-4V合金相比，加入少量的SiC不会导致Ti-6Al-4V-xSiC涂层的显微结构发生明显的变化，此时涂层与基体合金之间的界面结合良好。

从图3可以看出，添加了少量的SiC后，Ti-6Al-4V-xSiC涂层的显微结构仍然呈典型的层片状魏氏组织，但与PM Ti-6Al-4V合金相比，涂层中α片层的厚度会有一定的增加，且随着SiC用量的增加，增加的厚度约大，实施例2-4的厚度从未添加时的5.5μm依次增加到6.82μm、7.44μm、7.81μm。此外，实施例3和实施例4的第二相颗粒主要集中分布在α相的α/β界面附近。

(2)对实施例1制备得到的涂层样品采用透射电镜进行观察，结果如图4所示。从图4(a)可知，第二相颗粒的尺寸约为100nm，呈现为近球状。通过对第二相颗粒进行选区电子衍射分析(SAED，图4(b))和高分辨透射电子显微镜分析(HRTEM，图4(c))，以及对图4(a)中线圈区域进行能谱分析(EDS，图4(d))，第二相颗粒确定为Ti₅Si₃相。由图4(e)可知，第二相颗粒的尺寸约为90nm，呈短棒状。通过对第二相颗粒进行选取电子衍射分析(SAED，图4(f))和能谱分析(EDS，图4(g))，将第二相颗粒确定为TiC相。

(3)对实施例1-4制备得到的涂层样品及对比例1得到的PM Ti-6Al-4V合金进行硬度性能测试：采用维氏硬度仪(HRS-150,Shanghai Shang Cai,China)对样品的宏观硬度进行测量，测试时设备的工作参数设定为：加载荷重量为500g，保压时间为15s。每个样品需测量12个不同的位置，且每个位置之间至少需间隔100μm，以排除临近测量位置的干扰。

测试结果表明与PM Ti-6Al-4V合金相比，随着SiC的加入，涂层的显微硬度有所提高，且加入的SiC量越大，提升程度越高。实施例1-4的涂层显微硬度依次从未添加时的331.8HV_0.5提高到395.9HV_0.5、427.3HV_0.5、449.6HV_0.5、472.6HV_0.5。

(4)对实施例1-4制备得到的涂层样品及对比例1得到的PM Ti-6Al-4V合金进行摩擦-磨损实验：采用Bruker公司生产的UMT-2型多功能摩擦磨损试验机对样品的耐磨损性能进行测量。实验在干燥空气条件下进行，摩擦副为直径6mm的GCr15钢球，钢球在835℃淬火后在165℃进行低温回火处理，时间为3h，其显微组织主要为针状马氏体和颗粒状碳化物，钢球的硬度为64～66HRC。本实验所设定的工艺参数为：接触载荷为10N，摩擦时间为1800s，振幅为5mm，频率为5Hz。此外，还实时收集了相关的摩擦力和法向载荷数据，并用计算机同步计算和记录了相应的摩擦系数。采用电子分析天平(PTX-FA210)对摩擦试验后试样的质量损失进行测量，电子天平的测量精度为0.1mg。

摩擦系数(COF)曲线测试结果如图5所示。从图5可以看出，与PM Ti-6Al-4V合金相比，随着SiC的加入，涂层的平均COF有所降低，且加入的SiC量越大，降低程度越大。实施例1-4的涂层平均COF分别比PM Ti-6Al-4V合金(0.4166)低4.21％、9.46％、11.68％、12.26％。

涂层磨损表面的三维轮廓结果如图6所示。从图6可以看出，各涂层的磨损表面呈现为典型的“U”形磨损轨迹，且磨损轨迹中存在大量与滑动方向相平行的犁沟。此外，与PMTi-6Al-4V合金相比，实施例1-4的涂层“U”形磨损轨迹的最大磨损宽度(W)分别从1469.0μm减小到1447.2μm、1420.2μm、1384.6μm、1347.7μm；实施例1-4的涂层“U”形磨损轨迹的最大磨损深度(D)分别从84.6μm减小到82.3μm、79.9μm、74.0μm、70.0μm；实施例1-4的涂层的磨损轨迹的面积从8.36×10⁴μm²减小到8.15×10⁴μm²、7.49×10⁴μm²、6.80×10⁴μm²、6.18×10⁴μm²；实施例1-4的涂层的比磨损率从1.692×10^-4减小到1.593×10^-4mm³·N^-1·m^-1、1.478×10⁴mm³·N^-1·m^-1、1.337×10⁴mm³·N^-1·m^-1、1.200×10⁴mm³·N^-1·m^-1。综上所述，本发明添加SiC的涂层能够诱导析出Ti₅Si₃+TiC，提高涂层的耐磨性，且SiC用量越高，耐磨性越强。

(5)对实施例1-4制备得到的涂层样品及对比例1得到的PM Ti-6Al-4V合金进行循环氧化实验：循环氧化试验在合肥科晶有限公司生成的KSL-1100X-L型热处理炉中进行，首先将尺寸为20×30mm的氧化铝坩埚在热处炉中于1073K下保温100h，以确保在氧化的过程中氧化铝坩埚的质量基本保持不变。考虑到高温氧化冷却到室温的过程中氧化膜可能开裂剥落，实验过程中样品放置于上述氧化铝坩埚内，利用电子天平(PTX-FA210)称量坩埚和原始试样的总质量。本研究的氧化温度分别为873K、973K和1073K，在热处理炉内的温度达到预设温度时，将装有样品的坩埚放置于热处理炉内，此时样品会快速升温，在5min内达到设定温度。循环氧化试验的氧化时间总共为100h，共分为10个周期，每个周期为10h。每次氧化10h后将装有样品的坩埚迅速取出，空冷至室温，并用电子分析天平(PTX-FA210)对坩埚和试样的总质量进行测量，以计算氧化过程中样品的质量增量。

循环氧化动力学曲线测试结果如图7-10所示。从图7-10可以看出，当氧化温度为873K，与PM Ti-6Al-4V合金相比，实施例1-4的单位面积质量增量(ΔW)从0.466mg·cm^-2依次减小到0.439mg·cm^-2、0.426mg·cm^-2、0.386mg·cm^-2、0.359mg·cm^-2；随着氧化温度升高到973K，与PM Ti-6Al-4V合金相比，实施例1-4的ΔW值从4.993mg·cm^-2依次减小到3.422mg·cm^-2、3.062mg·cm^-2、2.477mg·cm^-2、2.703mg·cm^-2；而当氧化温度升高到1073K时，与PM Ti-6Al-4V合金相比，实施例1-4的ΔW值从23.021mg·cm^-2依次减小到16.923mg·cm^-2、15.378mg·cm^-2、14.327mg·cm^-2、13.781mg·cm^-2，说明SiC的添加可以显著地提高Ti-6Al-4V-xSiC涂层的抗氧化性能。

实施例1-3以及对比例1在1073K下表面氧化产物的XRD测试结果如图11所示。从图11可以看出，1073K下试样的氧化产物主要为Al₂O₃和Rutile-TiO₂。采用Scherrer公式：D＝kλ/βcosθ对氧化膜的晶粒尺寸进行计算，结果表明与PM Ti-6Al-4V合金相比，实施例1-3的氧化膜中TiO₂的晶粒尺寸从103.23nm依次减小到89.11nm、86.31nm、79.10nm，说明在氧化过程中Ti₅Si₃+TiC的析出促进了氧化物的细化。

实施例1-4以及对比例1在973K下的氧化形貌测试结果如图12所示。从图12可以看出，在973K下氧化100小时后PM Ti-6Al-4V合金表面的氧化膜发生了典型的宏观剥落现象。但随着SiC的添加，涂层表面氧化膜的宏观剥落现象基本消失，说明SiC的添加可以显著的增强Ti-6Al-4V-xSiC涂层的抗氧化性能。

实施例1-4以及对比例1在1073K下的氧化形貌测试结果如图13所示。从图13可以看出，在1073K下氧化100小时后与PM Ti-6Al-4V合金相比，实施例1-4涂层的氧化膜中孔隙的尺寸急剧减少，说明Ti₅Si₃+TiC的析出可以促进致密氧化膜的形成，从而促进了细的、致密化氧化膜的形成。

观察1073K氧化100小时后实施例4和对比例1横截面的SEM形貌，获得如图14所示的O元素线扫描图。从图14可以看出，与PM Ti-6Al-4V合金相比，SiC的添加对Ti-6Al-4V-xSiC涂层表面氧化膜的开裂现象起到一定的抑制作用，这是由于Ti₅Si₃的热膨胀系数(9.7×10^-6)、TiC的热膨胀系数(7.95×10^-6)与Rutile-TiO₂及Al₂O₃(热膨胀系数分别为10.0×10^-6和9.3×10^-6)接近，减少了循环氧化过程中氧化膜的内应力。此外，与PM Ti-6Al-4V合金相比，Ti₅Si₃+TiC的析出阻挡了氧化膜临近区域O元素的渗入，当Ti₅Si₃+TiC的含量为4vol.％时，氧化膜临近区域内没有观察到明显的O元素渗入，说明SiC的添加可以显著的增强Ti-6Al-4V-xSiC涂层的抗氧化性能。

综上所述，本发明在钛合金坯件工作表面上铺设与钛合金基体成分相近的含SiC的钛合金基粉末，通过诱导纳米级Ti₅Si₃和TiC强化相的生成，在钛合金基体上一步形成钛合金基表面涂层材料，涂层与基体之间的界面结合力良好，且热膨胀系数差异较小、相容性好。纳米级Ti₅Si₃和TiC强化相的生成提高了涂层材料抗切削、抗粘着和抗裂纹扩展的能力，并促进了细小致密氧化物的形成，抑制了O向内层的扩散，提高了涂层的耐磨性与高温抗氧化性能。本发明的制备工艺过程简单，容易实现规模化生产，与现有技术相比具有显著的进步。

以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制，虽然本发明已以较佳实施例揭露如上，然而并非用以限定本发明，任何熟悉本专业的技术人员，在不脱离本发明技术方案范围内，当可利用上述揭示的技术内容作出些许更动或修饰为等同变化的等效实施例，但凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属于本发明技术方案的范围内。

Claims (10)

1.一种钛合金表面涂层的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

配置钛合金粉末和钛合金基涂层粉末，并采用模压成形，得到零件生胚；

对所述零件生胚在1250-1350℃条件下真空烧结1-4h，得到所述钛合金表面涂层。

2.根据权利要求1所述的钛合金表面涂层的制备方法，其特征在于，所述钛合金粉末包括氢化钛粉、合金元素粉；所述钛合金基涂层粉末包括氢化钛粉、合金元素粉、以及碳化硅粉末；所述钛合金粉末和所述钛合金基涂层粉末中的合金元素粉相同。

3.根据权利要求2所述的钛合金表面涂层的制备方法，其特征在于，所述碳化硅粉末的中值粒径小于10μm。

4.根据权利要求2所述的钛合金表面涂层的制备方法，其特征在于，所述碳化硅粉末的含量通过下式计算得到：

wt.％SiC≈0.17×vol.％(Ti₅Si₃+TiC) (1)

式中：wt.％SiC为碳化硅粉末的含量；vol.％(Ti₅Si₃+TiC)为设定的Ti₅Si₃+TiC增强相的体积分数。

5.根据权利要求4所述的钛合金表面涂层的制备方法，其特征在于，所述增强相的体积分数大于0％，且小于等于20％。

6.根据权利要求1所述的钛合金表面涂层的制备方法，其特征在于，模压成形时，在压制温度为25-300℃、压制压力为400-800MPa的条件下保压1-4min。

7.根据权利要求1所述的钛合金表面涂层的制备方法，其特征在于，模压成形时，在保护性气氛下进行，所述保护性气氛为氮气、氩气、二氧化碳中的任意一种。

8.根据权利要求1所述的钛合金表面涂层的制备方法，其特征在于，模压成形时，所述钛合金基涂层粉末铺设在模腔底部、钛合金粉末上部或同时在钛合金粉末的上部和下部。

9.根据权利要求1所述的钛合金表面涂层的制备方法，其特征在于，真空烧结时，真空度小于5×10^-3Pa。

10.一种钛合金表面涂层，其特征在于，采用权利要求1-9中任意一种所述的钛合金表面涂层的制备方法制备而成。

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