Doelwit Om die werkverrigting van laserbekleding CoCrFeNiW0.6 hoë entropie legeringsbedekking verder te verbeter deur uitgloeiing. Metodes CoCrFeNiW0.6 hoë entropie legeringsbedekking is op die oppervlak van 45 staal voorberei deur RFL-C1000 vesel laser. Die hoë-entropie-legeringsbedekking is by verskillende temperature (600, 800, 1 000 ℃) in SXL-1200 buisweerstand-oond uitgegloei. Die houtyd was 2 uur en die verkoelingsmetode was oondverkoeling. Die mikrostruktuur, mikrohardheid en wrywing en slytasie eienskappe van die bekledingslaag is ontleed en getoets deur X-straaldiffraktometer (XRD), skandeerelektronmikroskoop (SEM), energie dispersiewe spektrometer (EDS), mikrohardheid toetser, wrywing en slytasie toetsmasjien. Resultate Die CoCrFeNiW0.6 hoë-entropie-legeringsbedekking was saamgestel uit FCC-fase en μ-fase (Fe7W6). Na uitgloeiing by verskillende temperature is geen nuwe fase in die deklaag neergeslaan nie, en die intensiteit van die μ-fase diffraksiepiek het 'n neiging getoon om eers af te neem en dan toe te neem. Die mikrostruktuur van die deklaag het aansienlik verander na hoë temperatuur uitgloeiing (800 ℃, 1 000 ℃, 2 uur). Na uitgloeiing by 800 ℃/2 h ℃, het 'n groot hoeveelheid μ-fase tussen dendriete neergeslaan. Na uitgloeiing by 1 000 ℃/2 h ℃, het die korrelgrense begin breek en ontbind, en 'n groot hoeveelheid W-ryke deeltjiefase (μ-fase) het binne-in die korrels en by die korrelgrense neergeslaan. Na uitgloeiing by 1 000 /2 h ℃, het die bekledingslaag 'n hoër gemiddelde mikrohardheid van 475.68HV0.3, wat sowat 45% hoër is as dié van die bekledingslaag sonder uitgloeiing. Na uitgloeiing by 600 /2 h ℃, is die gemiddelde wrywingskoëffisiënt van die laag die laagste, ongeveer 0.226, en die slytasieverlies is die kleinste. In vergelyking met die deklaag sonder uitgloeiing, word die slytasieverlies met ongeveer 28% verminder. Die toename in uitgloeitemperatuur het nie die slytasiemeganisme, wat hoofsaaklik skuurslytasie was, noemenswaardig verander nie. Gevolgtrekking Hoë temperatuur uitgloeiing kan die vorming van μ fase bevorder; na uitgloeiing word die hardheid van CoCrFeNiW0.6 hoë-entropie-legeringsbedekking aansienlik verbeter, en die wrywing- en slytasie-eienskappe van die bedekking word verbeter. Die versterkingsmeganisme is soliede oplossingversterking en tweedefaseversterking.

Tradisionele legerings gebruik gewoonlik een of twee elemente as die hoofelemente, en 'n klein hoeveelheid ander funksionele elemente word bygevoeg om die werkverrigting van sekere aspekte van die legering te verbeter. As gevolg van die beperking van legeringsentropie kan tradisionele legerings nie meer aan mense se toenemende eise voldoen nie. Daarom het baie geleerdes tuis en in die buiteland geleidelik verder as die navorsingsveld van tradisionele legerings gegaan en uitgebreide navorsing oor multi-hoofsaaklike legerings gedoen, en 'n reeks nuwe legeringsontwerpmetodes voorgestel. In 2004 het professor Ye Junwei et al. [1] het die konsep van "hoë-entropie-legering" voorgestel, wat uit 5 tot 13 hoofelemente bestaan. Ten einde hoë entropiewaarde te bereik, word bepaal dat die inhoud van elke hoofelement (uitgedruk in atoomgetalbreuk) tussen 5% en 35% is. Hoë entropie-legerings verbreek die ontwerpbeginsels van tradisionele legerings en skep 'n presedent vir die navorsing van nuwe legerings. Omdat hoë-entropie-legerings unieke hoë-entropie-effekte, histerese-diffusie-effekte, roostervervormingseffekte en "cocktail"-effekte [2-5] het, het hulle goeie sterkte, hardheid, slytasieweerstand, korrosiebestandheid en termiese stabiliteit [6-7], en het geleidelik 'n huidige navorsingsbrandpunt geword.

Die atoomradius en elektronegatiwiteit van elemente soos Co, Cr, Fe en Ni is soortgelyk, en die mengentalpie tussen atome van verskillende elemente is klein. Die legering wat uit hierdie elemente saamgestel is, vorm maklik 'n enkelvlakgesentreerde kubieke (FCC) soliede oplossingstruktuur en het goeie plastisiteit en taaiheid, maar sy hardheid, sterkte, slytweerstand en ander aspekte is gemiddeld [8-9]. Daarom word ander funksionele elemente dikwels by CoCrFeNi gevoeg deur legering om die omvattende werkverrigting van hoë-entropie-legerings te verbeter. Liu et al. [10] het CoCrFeNiMox hoë entropie legeringsblokke voorberei deur vakuumboogsmelttegnologie. Die studie het bevind dat met die toename van Mo-elementinhoud, die neerslag van intermetaalverbindings aanhou toeneem, die mikrohardheid en vloeispanning van die legering bly toeneem, en die plastisiteit het afgeneem; wanneer x=1, het die legering goeie omvattende werkverrigting.

Die mislukking van meganiese dele vind dikwels eerste op die oppervlak van die materiaal plaas. Daarom kan die voorbereiding van 'n hoë-entropie-legeringslaag op die oppervlak van die onderdeel nie net verseker dat die onderdeel uitstekende werkverrigting het nie, maar ook sy ekonomie verbeter. Ding et al. [11] voorbereide CoCrFeNiTiNbBx hoë entropie legeringsbedekking. Nadat B bygevoeg is, is TiB-fase in situ in die deklaag gesintetiseer, en meer kort staafvormige dendriete en gelykassige kristalle het in die struktuur verskyn. Die struktuur was fyner en meer eenvormig. Na 60 minute se wrywing- en slytasie-eksperiment, is gevind dat wanneer x = 1.25, die slytasiehoeveelheid van die deklaag slegs ongeveer 0.45 keer dié van die substraat was, en die slytasiemeganisme het verander van skuurslytasie en kleefslytasie (x < 1) tot enkele skuurslytasie (x ≥ 1). Gao et al. [12] het FeCoNiCrAl0.5Ti0.5 hoë-entropie-legeringsbedekking op die oppervlak van AISI 1045-staal voorberei en gevind dat die bedekking 'n krisantvormige eutektiese struktuur het en goeie slytasieweerstand het. Die slytasietempo daarvan was slegs een derde van dié van die substraat. In die voorbereidingsproses van hoë-entropie-legeringsbedekking, is samestellingsegregasie en verskeie roosterstruktuurdefekte geneig om te voorkom, wat die struktuur en werkverrigting van hoë-entropie-legeringsbedekking sal beïnvloed. Die gebruik van toepaslike hittebehandelingsproses kan veroorsaak dat die legering fasetransformasie ondergaan sonder om die legeringselementsamestelling te verander, waardeur die legering se mikrostruktuur verbeter word, defekte binne die legering verminder, spanning verminder en die legering se werkverrigting verbeter [13]. Xiong et al. [14] het FeMnCrNiCo+TiC (TiC-massafraksie is 20%) hoë-entropie-legeringsbedekking aan 600/750/℃ ℃900 ℃ hittebehandeling onderwerp en dit vir 75 uur warm gehou. Die resultate het getoon dat hittebehandeling die TiC-deeltjies meer eweredig versprei het en die ontbinding van TiC bevorder het, wat die soliede oplossing versterkende effek van die deklaag verbeter het. By 900 ℃ is nuwe M23C6-karbiede gegenereer, wat die mikrohardheid, kraakweerstand en slytvastheid van die deklaag verbeter het.

Gebaseer op bogenoemde navorsing en bevindinge, sal hierdie vraestel laserbekledingstegnologie gebruik om CoCrFeNiW0.6 hoë-entropie-legeringsbedekking voor te berei, en deur uitgloeibehandeling die uitwerking van verskillende uitgloeiingstemperature (600, 800, 1000 ℃) op die bedekkingstruktuur en prestasie.

1 Eksperimenteer

Die substraat is gemaak van 45-staal, wat in 50 mm×50 mm×10 mm-substrate gesny word. Die 50 mm×50 mm-oppervlak van die substraat word as die bekledingsoppervlak gekies. Die bekledingsoppervlak word grof gemaal met 'n hoekslyper om die oksiedskaal te verwyder, en die bekledingsoppervlak word plat gepoleer met skuurpapier van 200 tot 800 maas vir bystandgebruik. JA2003 elektroniese presisiebalans word gebruik om verskillende massas W-enkelstofpoeier (suiwerheid van 99.9%, deeltjiegrootte van 300 maas) en CoCrFeNi-legeringspoeier (deeltjiegrootte van 45~105 μm) te weeg. Die atoomgetalfraksie van elke element in die poeier word in Tabel 1 getoon. Die legeringspoeiers is eweredig gemeng met 'n MSK–SFM–1 horisontale planetêre balmeul. Die spoed van die balmeul was 300 r/min en die mengtyd was 120 min. Die maalballe is gemaak van gesementeerde karbied met 'n deursnee van 3~5 mm en 'n bal-tot-materiaal verhouding van 3:1. Die gemengde legeringspoeiers is in 'n droogoond geplaas en by 80 °C (12 uur) gedroog om die droogheid en vloeibaarheid van die poeiers te verseker.

Die enkellaag laserbekledingseksperiment is uitgevoer met behulp van 'n RFL-C1000 laser. Die voorbedekkingsmetode is gekies as die poeiervoorsieningsmetode. Die dikte van die voorbedekking was 1 mm. Argon is tydens die eksperiment ingebring om te verhoed dat die materiaal by hoë temperature oksideer. Die argonvloeitempo was 10 L/min. Die laserbekleding prosesparameters word in Tabel 2 getoon. Die hoë-entropie-legeringsbedekking is by verskillende temperature uitgegloei deur 'n SXL-1200 buisweerstand-oond te gebruik. Die behandelingstemperature was onderskeidelik 600, 800 en 1 000 °C. Die houtyd was 2 uur, en die verkoelingsmetode was oondverkoeling. Vir eenvoud word die aanvanklike monsters sonder uitgloeiing en die monsters wat teen 600, 800 en 1 000 ℃ uitgegloei is verteenwoordig deur W0.6, W0.6/600 ℃, W0.6/800 ℃ en W0.6/1 000 ℃ , onderskeidelik.

Die geklede monsters is in monsters gesny met groottes van 10 mm×10 mm×10 mm en 10 mm×5 mm×10 mm met behulp van 'n EDM-draadsnymasjien. Die deklaagoppervlak is gepoleer met 240-1000 maas skuurpapier, en die fasesamestelling van veelvuldige bedekkings is opgespoor met behulp van 'n D8-X-straal diffraktometer. Die monster deursnit is gepoleer met 240-1500 maas skuurpapier en gepoleer. Nadat dit deur versadigde FeCl3 soutsuuroplossing gekorrodeer is, is die mikrostruktuur en elementverspreiding van die bekledingslaag waargeneem en getoets deur GeminiSEM 500 termiese veld emissie skandeer elektronmikroskoop (FSEM) en sy gekonfigureerde kenmerkende X-straal energie spektrometer (EDS). Die mikrohardheid van die enkeldeurlaatbekledingslaag is deur die HV1000Z outomatiese rewolwer-mikrohardheidstoetser getoets. Die toegepaste las was 3 N, die laaityd was 10 s, en een punt is elke 0.1 mm langs die dwarssnit van die bekledingslaag geslaan. Drie punte is op dieselfde diepte getoets en die gemiddelde waarde is geneem. Die deklaagoppervlak is deurlopend in dieselfde rigting gepoleer met 800-grint skuurpapier om te verseker dat die deklaagoppervlak wat in die eksperiment gebruik is, plat en op dieselfde ruheid was. Die wrywing- en slytasietoets van die bekledingslaag is uitgevoer deur 'n ringblok-wrywing- en slytasietoetser (M-2000-tipe). Die wrywingsring was GCr15-staal na blus. Die eksperimentele parameters word in Tabel 3 getoon.

2 Ontleding en bespreking

2.1 Mikrostruktuuranalise

Die XRD patrone van die bedekkings by verskillende uitgloeiingstemperature word in Figuur 1 getoon. Sonder uitgloeiing het W0.6 FCC fase en μ fase diffraksie pieke getoon. In vergelyking met die standaard PDF-kaart was die hoofkomponent van die μ-fase Fe7W6. Na uitgloeiing by 600, 800 en 1 000 ℃, het die intensiteit van die μ-fase diffraksiepiek eers afgeneem en toe toegeneem. Die intensiteit van die FCC fase diffraksie piek was aansienlik laer as dié van die aanvanklike monster, en by 1 000 ℃ het die μ fase diffraksie piek meer geword. In vergelyking met die standaard PDF-kaart, was die μ-fase in hierdie tyd hoofsaaklik saamgestel uit Fe7W6 en Co7W6. Na berekening is die roosterkonstantes van W0.6, W0.6/600℃, W0.6/800℃ en W0.6/1000℃ op die (200) kristalvlak 3.624, 3.628, 3.620 en 3.592 Å ( 1 Å=0.1 nm), onderskeidelik. Die roosterkonstantes neem eers toe en neem dan af. Dit is omdat laserbekleding 'n hoë verhittingstempo en verkoelingstempo het. Die voorbereide deklaag is geneig tot komponentsegregasie en verskeie roosterstruktuurdefekte sonder hittebehandeling, en die interne spanning is groot [13]. Sonder hittebehandeling verminder die gepresipiteerde μ-fase die inhoud van W-element in die vaste oplossing, en die deklaagstruktuur is ongebalanseerd. Na uitgloeiing by 600/2 h℃ word die oorblywende spanning vrygestel, die roosterstruktuurdefekte word verlig, en die atoomdiffusiekapasiteit word verbeter. Die W-atome in die gepresipiteerde μ-fase gaan die vaste oplossing binne en neem die posisie in die oorspronklike roosterrooster in. As gevolg van die groot radius van W-atome, word die rooster verwring, die roosterkonstante neem toe, die volumefraksie van μ-fase verminder en die intensiteit van μ-fasediffraksiepiek neem af. In tradisionele hoëtemperatuur-legerings presipiteer μ-fase gewoonlik by 700~1000℃[15], wat as verwysing vir hierdie eksperiment dien. Na uitgloeiing by 800 en 1000 ℃ vir 2 uur, presipiteer W-atome in die vaste oplossing in die vorm van μ-faseverbindings, en die inhoud van W-element in die vaste oplossing neem af, wat die rooster konstant kleiner maak, die volumefraksie van μ-fase verhoog, en die intensiteit van μ fase diffraksie piek verhoog.

Die mikrostruktuur van die deklaag en die EDS-puntskanderingsresultate by verskillende posisies by verskillende uitgloeitemperature word in Figuur 2 en Tabel 4 getoon. Sonder uitgloeiing is die mikrostruktuur van die deklaag 'n dendritiese struktuur, en 'n klein hoeveelheid neerslag word tussen die dendriete. EDS-analise toon dat die neerslag met W-element verryk is, en die dendrietwydte is ongeveer 4~5 μm. Na uitgloeiing by 600/2 h ℃, het die dendriete bly groei met 'n breedte van ongeveer 4 μm, en die W-inhoud van die gepresipiteerde elemente tussen die dendriete het afgeneem. Na uitgloeiing by 800/2 h ℃, was die dendrietwydte ongeveer 2~3 μm, en 'n groot hoeveelheid W-ryke neerslae is in die mikrostruktuur neergesit, en die Ni-inhoud was laag. Na uitgloeiing by 1000/2 h ℃, het die korrelmorfologie van die mikrostruktuur aansienlik verander, die korrelgrense het begin breek en ontbind, en 'n groot aantal fyn deeltjies het binne-in die korrels en by die korrelgrense verskyn. Die breedte was minder as 0.5 μm en was geneig om eweredig versprei te wees. Die dendrietwydte was ongeveer 3~4 μm, die W-inhoud van die gebreekte korrelgrense was hoog, en die W-inhoud in die matriks was relatief swak. As gevolg van die hoë energiedigtheid van laserbekleding, is die substraat en die legeringspoeier saam gesmelt om 'n konveksie gesmelte poel te vorm, wat daartoe gelei het dat die Fe-inhoud gemeet in die bekledingslaag hoër as die teoretiese waarde was [16]. Die plaaslike EDS-oppervlakskanderingsbeeld van die W0.6/1 000 ℃ hoë-entropie-legeringsbekledingslaag word in Figuur 3 getoon. Daar kan gesien word dat die W-element ooglopend in die helder area geskei is (gepresipiteerde deeltjies en breukkorrelgrense), en die W-inhoud in die matriks is laag.

Deur XRD-beelde te kombineer met die stollingsteorie van metaalmateriale [17-18], onder stollingstoestande, sal die opgeloste stof by die koppelvlakfront verryk word tot 'n grenslaag, wat lei tot 'n verskil tussen die vloeistoffase-stollingstemperatuur en die werklike temperatuur by die koppelvlak voor, en veroorsaak daardeur samestelling superverkoeling. Op hierdie tydstip word die raakvlak onstabiel tydens die groeiproses en gaan voort om diep in die vloeistof in te groei om dendriete te vorm. Die diffusietempo van die opgeloste stof is baie kleiner as die stollingstempo. Laserbekleding het 'n vinniger verhittings- en afkoeltempo, en dit is baie moeilik om ewewigsstolling te bereik. Daarom, wanneer uitgloeiing nie uitgevoer word nie, belemmer die vinniger afkoeltempo die diffusie van W-atome, en sommige W-atome gaan die vaste oplossingrooster binne om 'n substitusionele vaste oplossing te vorm. Nog 'n deel van die W-atome kombineer met Fe-atome om 'n nuwe saamgestelde neerslag (Fe7W6) te vorm, naamlik die μ-fase, soos in Figuur 2a getoon. Na uitgloeiing by 600/2℃h, word die oorblywende spanning verminder, die roosterstruktuurdefekte word verlig, en die toename in temperatuur verskaf energie vir atoomdiffusie, wat die W-atome in staat stel om verder in die vaste oplossingsrooster te diffundeer. Op hierdie tydstip neem die volumefraksie van μ-fase harde neerslae af, soos getoon in Figuur 2b. Na 800/2 ℃ h uitgloeiing veroorsaak hoë temperatuur uitgloeiing dat W-atome binne die vaste oplossing uit die vaste oplossing presipiteer[19], en saamvoeg met Fe-atome tussen dendriete, wat die vorming en groei van μ-fase presipitasie bevorder, soos getoon in figuur 2c. Na 1000/2 h ℃ uitgloeiing diffundeer W-atome binne-in die vastestofoplossing verder en presipiteer uit die vastestofoplossing, wat 'n groot aantal W-ryke nanoskaal deeltjiefases vorm, soos getoon in Figuur 2d, wat baie soortgelyk is aan die neerslag. gedrag van TCP-fase na uitgloeiing van hoë-temperatuur legerings[20-21]. Dit kan in die XRD-diagram gesien word dat die μ-fase diffraksiepieke toeneem en sterker is op hierdie tydstip, dus word die partikelfase as μ-fase beoordeel, wat bewys dat 1000/2 ℃ h uitgloeiing 'n rol kan speel in die verfyning van die μ-fase . In vorige studies het baie geleerdes ook tot soortgelyke gevolgtrekkings gekom[19,22].

2.2 Mikrohardheidsanalise

Soos uit Figuur 4 gesien kan word, verhoog die toename in uitgloeitemperatuur die hardheid van die bekledingslaag geleidelik. Na berekening is die gemiddelde hardheid van die W0.6, W0.6/600 ℃, W0.6/800 ℃ en W0.6 /1 000 ℃ bekledingslae (327.75± 15.35) HV0.3, (380.27±32.27) ) HV0.3, (419.15±34.15) HV0.3, en (475.68±32.92) HV0.3 onderskeidelik. Na 1 000 /2 h ℃ uitgloeiing bereik die hardheid van die bekledingslaag die maksimum waarde, en sy hardheid word met ongeveer 45% verhoog in vergelyking met die bekledingslaag sonder uitgloeiing. Die verbetering van mikrohardheid is hoofsaaklik te wyte aan die volgende redes: W-atome het 'n groot atoomradius. Wanneer hulle die rooster binnegaan om 'n substitusionele vaste oplossing te vorm, sal hulle 'n roostervervormingseffek produseer, wat lei tot 'n meer ooglopende soliede oplossing versterkende effek; W-elemente bevorder die vorming van μ-fase, wat 'n harde fase is [23] en kan ontwrigtingbeweging effektief inhibeer, die weerstand van ontwrigtingglip verhoog en tweede faseversterking verkry; hoë temperatuur uitgloeiingsbehandeling (800/2 h ℃, 1000/2 h ℃) bevorder die neerslag van μ-fase, wat die hardheid van die legering verder verbeter. Dit wys ook dat die CoCrFeNiW0.6 hoë-entropie-legeringsbedekking die verskynsel van uitgloei-harding het. Voor uitgloeibehandeling is die hardheid van die hitte-geaffekteerde sone hoog en wissel dit baie. Na uitgloeibehandeling neem die hardheid van die hitte-geaffekteerde sone af en is naby aan die hardheid van die substraat, met min verandering. Gekombineer met die ontleding van die hitte-geaffekteerde sone-mikrostruktuur (Figuur 5), het die hitte-geaffekteerde sonestruktuur aansienlik verander voor en na uitgloeiing, van die geblusde struktuur voor uitgloeiing na die perlietstruktuur na uitgloeiing, sodat die hardheid van hierdie area afneem en benader die hardheid van die substraat.

2.3 Wrywing en slytasie prestasie

Die wrywingskoëffisiëntkrommes van die bedekkings by verskillende uitgloeiingstemperature word in Figuur 6 getoon. As gevolg van die inloopstadium in die vroeë stadium van die eksperiment, is die wrywingskoëffisiënt van die bedekking oor die algemeen onstabiel. Soos die kontakoppervlak tussen die wrywingspaar en die deklaag toeneem, sal die wrywingskoëffisiënt geleidelik stabiliseer [24]. Die gemiddelde wrywingskoëffisiënt en slytasieverlies van die deklaag word in Figuur 7 getoon. Die gemiddelde wrywingskoëffisiënte van die W0.6, W0.6/600 ℃, W0.6/800 ℃ en W0.6/1 000 ℃ bedekkings in die stabiele slytasiestadium (5~20 min) is onderskeidelik 0.311, 0.226, 0.288 en 0.291, en die slytasieverlies van die bedekkings is onderskeidelik 2.9, 2.1, 2.6 en 2.8 mg. Na uitgloeiing het die wrywingskoëffisiënt en slytasievolume van die deklaag afgeneem. Na uitgloeiing by 600/2 ℃ h, het die wrywingskoëffisiënt en slytasievolume van die deklaag die laagste bereik, en die slytasievolume is met ongeveer 28% verminder in vergelyking met die deklaag sonder uitgloeiing. Na uitgloeiing by 800/2 h ℃ en 1 000/2 h ℃, het die wrywingskoëffisiënt en slytasievolume van die deklaag in verskillende grade toegeneem, maar was laer as dié van die deklaag sonder uitgloeiing. Gekombineer met die mikrostruktuuranalise, na uitgloeiing by 600/2 h ℃, is die roosterstruktuurdefekte verlig, en die inbedding van 'n klein hoeveelheid W-ryke neerslag het die stabiliteit van die mikroskopiese koppelvlak aansienlik verbeter; die W-element was geneig om in die vaste oplossing te diffundeer, wat die tralievervorming vererger het en die vaste oplossing aansienlik versterk het. Na uitgloeiing by 800/2 h ℃, presipiteer W-atome uit die vaste oplossing en kombineer met Fe-atome tussen dendriete om 'n groot aantal μ-fase harde neerslae te vorm, wat die weerstand van ontwrigtingglip verhoog en die hardheid van die deklaag verbeter. Oormatige μ-fase harde neerslag veroorsaak dat die deklaag meer slytasie puin produseer met hoër hardheid tydens die wrywing en slytasie proses. As skuurdeeltjies sny dit voortdurend die deklaagoppervlak in mikro-sny, wat die slytasie van die deklaag vererger. Na uitgloeiing by 1000/2 h ℃, is die neerslag μ fase fyner en digter, wat die harde neerslag slytasie puin wat tydens die wrywing en slytasie proses geproduseer word, verder verhoog. Terselfdertyd verminder die breuk-ontbinding van die graangrens ook die stabiliteit van die mikro-koppelvlak, wat die wrywingskoëffisiënt van die deklaag effens hoër maak as W0.6/800℃. Dit kan gesien word dat die μ-fase 'n "tweesnydende swaard" rol speel in kamertemperatuur wrywing en slytasie. Dit kan nie net die hardheid van die deklaag verbeter, die weerstand van ontwrigtinggly verhoog en die wrywing- en slytasieprestasie verbeter nie, maar ook skuurdeeltjies met hoër hardheid in die wrywing- en slytasieproses produseer, wat die wrywing- en slytasieprestasie verminder. Die finale effek van die μ fase op die kamertemperatuur wrywing en slytasie prestasie is die gekombineerde resultaat van die twee situasies.

2.4 Bespreking oor slytasiemeganisme

Die slytasiemorfologie van die deklaag word in Figuur 8 getoon. Voor uitgloeiing het die slytasie-oppervlak van die bekledingslaag wyer en dieper ploegvormige slytmerke getoon, en 'n groot hoeveelheid slytasierommel het in die ploeggroewe opgehoop. Die hoofslytasiemeganisme is skuurslytasie. Dit is omdat die hardheid van die bekledingslaag voor uitgloeiing laag is, en die harde neergeslagen deeltjies val af tydens die wrywing- en slytasieproses. Onder die "binding" effek van die FCC vaste oplossing met goeie plastisiteit [25], word groot deeltjies slytasie puin gevorm. Onder die werking van die tangensiale krag van die slypring beweeg dit relatief tot die bekledingslaag en vorm wye en diep ploegvormige slytmerke. Na uitgloeiing word die ploegvormige slyteringsmerke op die slytoppervlak vlakker, en 'n groot aantal skilferige fyn slytafval verskyn. Die slytasiemeganisme is hoofsaaklik skuurslytasie. Dit is omdat W-atome na uitgloeiing by 600/2h℃ geneig is om in die vaste oplossingsrooster te diffundeer, wat die roostervervorming vererger, die vaste-oplossing versterkende effek aansienlik verbeter, die hardheid verhoog, ontwrigtingglip effektief verhinder en die μ-fase verminder. harde deeltjies, wat die slytasie-oppervlak platter maak en die slytasiemerke vlakker maak. Na uitgloeiing by 800/2h℃ en 1000/2h℃, verbeter die groot hoeveelheid μ-fase harde neerslag die hardheid van die bekledingslaag aansienlik, maar dit sal ook veroorsaak dat meer harde deeltjies tydens die wrywing- en slytasieproses afval, wat skuurmiddel vorm deeltjies. Onder die werking van die tangensiële krag van die slypring word die mikrosny-effek op die bekledingslaag versterk, en verlengde slyteringsmerke word gevorm.

3 Conclusies

1) Die CoCrFeNiW0.6 hoë-entropie-legeringsbedekking is saamgestel uit FCC-fase en μ-fase. Na uitgloeiing by verskillende temperature word geen nuwe fase in die deklaag neerslag nie, en die intensiteit van die μ-fase diffraksiepiek toon 'n neiging van eers afneem en dan toeneem. Die mikrostruktuur van die deklaag bestaan ​​hoofsaaklik uit dendriete en 'n klein hoeveelheid μ-fase-presipitasie voor uitgloeiing en na 600/2 h ℃ uitgloeiing. Na 800/2 h ℃ uitgloeiing word 'n groot hoeveelheid μ-fase-presipitasie tussen dendriete neergesit. Na 1000/2 ℃ h uitgloeiing begin die graangrense breek en ontbind, en 'n groot hoeveelheid W-ryke deeltjiefase (μ-fase) word in die organisasie presipiteer, wat eweredig binne die korrels en by die graangrense versprei is, en die μ-fase word verfyn.

2) Na uitgloeiing by 1 000 /2 h ℃, het die mikrohardheid van die bekledingslaag die maksimum waarde (475.68HV0.3) bereik, wat ongeveer 45% hoër was as dié van die bekledingslaag sonder uitgloeiing. Na uitgloeiing by 600 /2 h ℃, was die gemiddelde wrywingskoëffisiënt van die deklaag in die stabiele slytasiestadium die laagste (0.226), en die slytasieverlies was die kleinste (2.1 mg). In vergelyking met die deklaag sonder uitgloeiing, is die slytasieverlies met ongeveer 28% verminder, en die wrywing- en slytasieprestasie van die deklaag was die beste. Die versterkingsmeganisme was hoofsaaklik vaste oplossingversterking en tweede fase (μ fase) versterking. Na uitgloeiing het die slytasiemeganisme nie noemenswaardig verander nie, hoofsaaklik skuurslytasie, die slytasieoppervlak het plat geword en die slytasiemerk het vlak geword.