В тази работа CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2%, 5%, 5%, 0%, масова част) композитно покритие от сплав с висока ентропия (HEA) беше лазерно покрито върху 7Cr повърхност. Бяха анализирани фазата, микроструктурата, твърдостта, триенето и износването и електрохимичните корозионни свойства на покритието и беше обсъден ефектът на нано-TiB5 керамичните частици върху HEA покритието. Резултатите показват, че когато х = 10%, 0%, 40%, покриващата фаза е съставена от двуфазни FCC и BCC; когато x = 2%, боридът CrB се генерира на базата на двете фази и микроструктурата на покритието се променя от равноосни кристали до типични колоновидни дендрити. Микротвърдостта на покритието се увеличава с увеличаването на нано-TiB2 частиците и когато x = 5. Когато съдържанието на TiB5 е 0%, средната твърдост на покритието достига най-високата, която е HV7, което е около 5 пъти по-голямо от това на субстрата. Основните причини за повишаване на неговата твърдост са укрепването на твърдия разтвор и дисперсионното укрепване. С увеличаване на съдържанието на TiB10, загубата на износване на композитното покритие е значително намалена. Когато x = 0%, теглото на загубата на износване е само 2 mg. Като цяло, увеличаването на съдържанието на TiB10 променя основния механизъм на износване на композитното покритие от тежко абразивно износване и окислително износване до леко абразивно износване и окислително износване, а устойчивостта на износване е значително подобрена. В 2% разтвор на NaCl устойчивостта на корозия на композитното покритие е най-добра, когато x = 0%. Ключови думи: високоентропийна сплав (HEA), лазерно облицовка, нанокерамика, износоустойчивост, устойчивост на корозия

Конструкционната стомана от легирана 40Cr е една от най-често използваните стомани за резци на машини за въгледобив. Той има добри цялостни механични свойства, издръжливост на удар при ниски температури, ниска чувствителност на прорези и разумно съотношение на легиращи елементи, така че се използва широко в машиностроителната индустрия. Въпреки това, поради тежката работна среда, 40Cr често се притиска и срязва при рязане на въглищни пластове, което е предразположено към повърхностно износване, корозия, деформация на зъбите и други дефекти, които сериозно засягат експлоатационния живот. Технологията за лазерно облицоване е едно от най-често използваните средства в областта на ремонта на повърхности през последните години. Тази технология използва високоенергиен лазерен лъч за стопяване и втвърдяване на прахообразното покритие и повърхността на субстрата, за да се образува добра металургична връзка. В същото време лазерното покритие също има предимствата на бързо охлаждане, бързо втвърдяване, малка зона на топлинно въздействие и плътна структура на покритието. Може да подобри твърдостта, устойчивостта на износване и устойчивостта на корозия на повърхността на покритието. Неговите уникални предимства и огромни перспективи за приложение го правят широко загрижен. За разлика от традиционните сплави, сплавите с висока ентропия (HEA) са сплави, съставени от пет или повече елемента в равни или почти равни моларни съотношения. В традиционната концепция за сплав, когато се смесват множество основни елементи, лесно се произвеждат интерметални съединения, което води до значително намаляване на цялостните характеристики на материала. HEA са различни. Те имат уникални „четири ефекта“, които могат да инхибират образуването на интерметални съединения, което ги прави с висока якост, висока твърдост, отлична производителност при високи температури и устойчивост на износване и корозия. Тяхната вътрешна структура обикновено се разделя на FCC, BCC и HCP фази на твърд разтвор. HEA подобряват механичните свойства на сплавите чрез укрепване на твърдия разтвор и укрепване във втората фаза. Проучванията показват, че технологията за лазерно покритие има ефект на рафиниране на зърната. Следователно, подготовката на HEAs чрез лазерно покритие е най-добрият избор.

С цел допълнително подобряване на твърдостта и устойчивостта на износване на HEA покритията, изследователите обръщат все повече внимание на ефектите на различни керамични частици (като TiC, NbC, B4C и TiB2) върху работата на HEA. Shang et al. подготви нано-TiC подсилено с частици (Cr-Fe4Co4Ni4)Cr3HEA покритие върху повърхността на неръждаема стомана 904L. С добавянето на TiC, твърдостта, устойчивостта на износване и устойчивостта на корозия на композитното покритие постепенно се подобряват. Когато се добавят 15% (обемна част) TiC, микротвърдостта на композитното покритие е около два пъти по-голяма от тази на субстрата. Dong и др. подготви Al-CrCoFeNi2.1-xTiB2HEAs композитно покритие върху повърхността на неръждаема стомана 304 чрез ултрависокоскоростно лазерно покритие. Резултатите показват, че добавянето на TiB2 подобрява твърдостта и устойчивостта на износване на покритието и степента на износване намалява с увеличаването на частиците TiB2. Джао и др. подготвени B4C и SiC керамични частици, подсилени CoCrFeNiTi HEA покрития чрез лазерна технология за облицовка. Резултатите показаха, че B4C има най-добро представяне на сплавта. Твърдостта на покритието се увеличи от HV0.5666.2 до HV0.5886.9. В същото време устойчивостта на износване при стайна температура беше повишена, а коефициентът на триене и степента на износване намаляха значително. Сред керамичните частици частиците TiB2 са една от често използваните твърди фази. Те имат висока твърдост, нисък коефициент на топлинно разширение, добра термична стабилност и отлична устойчивост на износване и корозия. Тези характеристики могат по-добре да подобрят механичните свойства на HEA покритията.

Има малко проучвания за ефекта на нано-TiB2 металокерамични частици върху работата на CoCrFeNiSi HEA. Следователно тази работа подготви CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%, масова фракция, същото по-долу) HEA композитно покритие върху повърхността на стомана 40Cr чрез лазерно облицоване и анализира ефекта на нано-TiB2 върху микротвърдостта, триенето и свойствата на износване и корозия на HEA покритието от гледна точка на облицовката структура и фаза на покритието.

1. Експериментирайте

Субстратът е стомана 40Cr с размери 150 mm × 60 mm × 8 mm. Облицовъчните материали са 40-70 μm Co, Cr, Fe, Ni, Si единични прахове с висока чистота и 650-800 nm TiB2 прахове. 2.5%, 5.0%, 7.5% и 10.0% TiB2 металокерамични прахове се добавят съответно към CoCrFeNiSiHEA прахове и праховете се смесват в KQM-ZB планетарна топкова мелница за 3 часа. Влакнестият лазер YLS-2000 се използва за извършване на лазерно покритие под формата на предварително втвърдени прахове. Преди облицовката, смесените прахове се разбъркват равномерно със свързващото вещество поливинилалкохол (2%) и предварително се нанасят върху основата с дебелина 1.45 mm. Според предварителните експериментални изследвания на изследователската група, оптималните параметри на процеса за облицовка са лазерна мощност от 900 W, скорост на сканиране от 4 mm·s-1 и диаметър на петна от 2 mm, степен на припокриване 0%. За да се гарантира качеството на облицовъчния слой, аргонът е използван като защитен газ по време на процеса на облицовка.

След процеса на облицовка, пробата беше обработена чрез рязане на тел с електроискра и нейният размер беше 8 mm × 8 mm × 8 mm, а размерът на пробата на припокриване беше 25 mm × 8 mm × 8 mm и след това полиран с шкурка. Фазовата структура на покритието на сплавта беше открита с D8-Advance рентгенов дифрактометър, целевият материал беше медна мишена и обхватът на сканиране беше 20-100 °. Царска вода (обемно съотношение на концентрирана солна киселина към концентрирана азотна киселина 3:1) беше избрана като корозионен разтвор и микроструктурата на пробата беше наблюдавана с 4XB обърнат металографски микроскоп и полево-емисионен електронен микроскоп SUPRA55VP. Енергодисперсионният спектрометър (EDS) беше използван за анализиране на разпределението на елементите и твърдостта на покритието беше измерена с тестер за микротвърдост. Приложеното натоварване е 1 N, а времето за натоварване е 000 s. При напречното сечение на пробата, тестът се провежда от горната част на покритието до горната част на субстрата. Всяка проба се измерва три пъти и се взема средната стойност. Тестът за износване беше извършен с помощта на машина за триене и износване M-15. Избрано е възвратно-постъпателно триене при сухо плъзгане. Използвана е двойката за смилане Si5000N3. Нормалното натоварване беше 4 N, честотата беше 20 Hz, времето за износване беше 2 минути, а разстоянието на възвратно-постъпателното движение беше 30 mm. Скоростта на плъзгане и общото разстояние на плъзгане бяха изчислени съответно на 20 cm/s и 4 m.

2 Резултати и обсъждане

2.1 Фазов анализ

Фигура 1 показва XRD спектъра на композитното покритие CoCrFeNiSi-xTiB2HEA. XRD спектрите показват, че CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%) HEA композитно покритие е съставено от BCC фаза и FCC фаза. Когато x = 10.0%, композитното покритие генерира интерметално съединение CrB на базата на първоначалните две фази. Това може да се дължи на отрицателната енталпия на смесване на неметалния B елемент и Cr елемента. С увеличаването на нано-TiB2 съдържанието на FCC фаза постепенно намалява и съдържанието на BCC фаза постепенно се увеличава. Причината е, че част от Ti и B елементи, разложени от нано-TiB2 в лазерна облицовка, насърчават образуването на BCC фаза, което е в съответствие с резултатите от някои предишни проучвания [23-26], показващи, че Ti и B елементи, добавени към HEA, могат да играят ролята на BCC стабилизатор и подобрител на твърдия разтвор. В допълнение, не се наблюдава дифракционен пик на TiB2 в спектрите на всички композитни покрития, което показва, че нано-TiB2 частиците са напълно разложени или техният брой е под диапазона на откриване на XRD. Наблюдавайки локалното увеличено изображение в горния десен ъгъл на Фигура 1, може ясно да се види, че (110) дифракционният пик на BCC фазата се премества към по-голям ъгъл, което показва, че константата на решетката на BCC намалява. Това може да се дължи на разлагането на TiB2 частици по време на лазерно облицоване, което кара В атомите с по-малък радиус на елемента да се разтварят и да заменят други елементи в BCC фазовата структура. Съгласно закона на Брег, основният пик на BCC дифракцията на покритието от сплав се измества надясно. Произходът беше използван за бързо напасване на XRD спектъра и размерът на зърното (D) на CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA композитното покритие беше изчислен по формула (1), както е показано в Таблица 1. Средният размер на зърното (D*) на CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%) HEA композит покрития е 15.89, 15.30, 14.97, 14.12 nm, съответно, което показва, че добавянето на нано-TiB2 частици към CoCrFeNiSi HEA покрития може ефективно да намали средния размер на зърното на покритията и да подобри структурата на зърната на композитните покрития. Това е така, защото TiB2 частиците са често срещан хетерогенен нуклеиращ агент, който може да увеличи скоростта на нуклеация и по този начин да усъвършенства зърната на покритието.
Вижте формула (1) на фигурата, където: k е константа (0.89), λ е дължината на вълната на рентгеновите лъчи (0.15405 nm), β е ширината на полувисочината на дифракционния пик (FWHM) и θ е ъгълът на дифракция.

2. 2 Микроструктура

Микроструктурата на композитното покритие CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA е показано на Фигура 2. Съдържанието на съответните химични елементи в маркираните зони на Фигура 2 е изброено в Таблица 2. От SEM снимките може да се види, че структурата на композитното покритие CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA представя две различни области: тъмносив дендрит (DR) и светлосив междудендритни (ID) области. DR и ID регионите са типични структури на твърд разтвор в HEA покрития, приготвени чрез лазерно покритие. От EDS анализа на точките за тестване на покритието може да се види, че DR регионът включва главно Fe и Ni елементи, докато ID регионът включва главно Fe, Cr и Ti елементи. Следователно областта DR съответства на структурата на FCC твърд разтвор, богата на Fe и Ni, а ID областта съответства на структурата на BCC твърд разтвор, богата на Fe и Cr, което е в съответствие с резултатите от предишния XRD анализ. Допълнително комбинирано с Фигура 2 и Таблица 2, може да се види, че когато х = 2.5%, микроструктурата на покритието е равномерна равноосна кристална структура. Когато x = 5.0%, микроструктурата на покритието се променя от равноосна кристална към колонна дендритна структура. Когато x = 7.5%, 10.0%, микроструктурата на покритието се е променила напълно в колонен дендрит. Фигура 3 показва повърхностното сканиране на EDS и разпределението на елементите на композитното покритие, когато x = 5.0%, 10.0%. В комбинация с данните в таблица 2 може да се види, че когато се добави малко количество нано-TiB2 частици (x = 2.5%), композитното покритие показва очевидна сегрегация на Si елемент и с увеличаване на съдържанието на TiB2, сегрегацията на Si елемент постепенно отслабва и накрая има тенденция да бъде равномерна. Това е така, защото добавянето на TiB2 насърчава преразпределението на разтворените вещества и елементът Ti има силна тенденция да се отделя до границата на зърното. Тази локална нехомогенност кара елемента Ti да се отделя до границата на зърното за предпочитане от елемента Si, което инхибира отделянето на елемента Si до известна степен. В допълнение, когато х = 2.5%, 5.0%, В елементът е относително равномерно разпределен в композитното покритие поради относително малкото си съдържание. С увеличаването на съдържанието на TiB2, B елементът съществува главно под формата на сегрегация на границата на зърното, което допълнително намалява размера на зърното.

2.3 Микротвърдост

Кривата на разпределение на микротвърдостта на композитното покритие по посока на дълбочината е показана на фигура 4. Кривата на твърдост е разделена на три области: зона на облицовка, зона на топлинно влияние и зона на субстрата. Всяка област е разделена с вертикална пунктирана линия на фигурата. Микротвърдостта на зоната на топлинно въздействие е сравнително висока, тъй като лазерното покритие има характеристиките на бързо охлаждане и бързо втвърдяване. Процесът на бързо охлаждане от високотемпературно състояние е еквивалентен на закаляване, което може да подобри твърдостта. Средната микротвърдост на CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%) HEA композитно покритие и 40Cr субстрат е съответно HV342.98, HV404.13, HV460.51, HV547.11 и HV201.23, тоест твърдостта на всяко композитно покритие е съответно 1.7 пъти, 2.0 пъти, 2.0 пъти и 2.5 пъти по-голямо от това на субстрата. 29 пъти и 2.72 пъти. От Фигура 4 ясно се вижда, че с увеличаване на съдържанието на нано-TiB2 частици, микротвърдостта на композитното покритие постепенно нараства. Когато x = 2.5%, 5.0%, микротвърдостта на покритието е относително ниска. Причините могат да включват: ① Съдържанието на добавения TiB2 е малко, вероятността Ti атоми да се разтворят в твърдия разтвор и да заменят други атоми или B атоми, навлизащи в решетъчните интерстициални свободни места, е малка, изкривяването на решетката е малко и причиненото укрепване на твърдия разтвор не е очевидно; ② Когато x = 2.5%, 5.0%, съдържанието на FCC фаза е по-голямо от това на BCC фаза, пластичността на FCC фазата е по-висока, но нейната якост е по-ниска от тази на BCC фазата. Когато x = 7.5%, 10.0%, микротвърдостта на покритието е относително ниска. Микротвърдостта на покритието е относително ниска. Когато x = 8.5%, 11.0%, 12.0%, 14.0%, 16.0%, 18.0%, 19.0%, 20.0%, 21.0%, 23.0%, 24.0%, 26.0%, 27.0%, 28.0%, 29.0%, 24.0%, 26.0%, 27.0%, 28 … Когато x = 0%, микротвърдостта на композитното покритие е относително висока. Това е така, защото с увеличаване на съдържанието на нано-TiB2, FCC фазата се трансформира в BCC фазова структура, а съдържанието на BCC фазова структура в композитното покритие е относително високо; с увеличаването на Ti и B елементите Ti атомите с по-голям радиус се разтварят в твърдия разтвор и заместват други атоми и заемат позицията на решетката, докато B атомите заемат интерстициалните свободни места в решетката като интерстициални атоми. Комбинираният ефект на двете води до силно изкривяване на решетката, което повишава степента на укрепване на твърдия разтвор. Когато x = 10.0%, интерметалното съединение CrB се генерира в композитното покритие, което води до дисперсионно укрепване на покритието. Бързото втвърдяване по време на лазерното облицоване също спомага за подобряване на разтворимостта и засилване на ефекта на укрепване на твърдия разтвор. В допълнение, въвеждането на B елемент контролира размера на зърната на покритието, пречиства зърната, увеличава броя на границите на зърната и границите на зърната играят роля в възпрепятстването на движението на дислокациите, така че покритието показва висока микротвърдост. Съгласно уравнението на Хол-Петч Hg = H0 + kd1/2, твърдостта на покритието е обратно пропорционална на размера на зърната.

2.4 Свойства на триене и износване

2.4.1 Коефициент на триене и загуба на тегло при износване

Фигура 5 показва кривата на коефициента на триене (COF) на композитното покритие CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA, която показва два различни етапа: етап на разработване и етап на стабилно износване. В етапа на разработка фрикционната двойка Si3N4 керамична топка първо влиза в контакт с повърхността на облицовъчния слой. По време на триене и износване на повърхността на облицовъчния слой ще се генерират остатъци от износване и ще възникне триене при точков контакт, което ще доведе до нестабилен и значително увеличен коефициент на триене. С увеличаването на времето за износване контактната площ на триене постепенно се увеличава и се превръща в повърхностно контактно триене, което кара системата на триене да бъде стабилна и да навлезе в етап на стабилно износване. На този етап COF на композитното покритие CoCrFeNiSi-xTiB2HEA е между 0.67 и 0.72, което показва, че съдържанието на нано-TiB2 частици има малък ефект върху COF на композитното покритие в етапа на стабилно износване. Подобни явления са открити в предишни доклади. Фигура 6а показва средния коефициент на триене между субстрата и композитното покритие. Може да се установи, че COF на композитното покритие е по-нисък от този на 40Cr субстрата. Фигура 6b показва теглото на загубата на износване на субстрата и композитното покритие. Вижда се, че композитното покритие с добавка на нано-TiB2 частици значително подобрява свойствата на триене и износване на субстрата. Когато x = 10.0%, теглото на загубата на износване на композитното покритие е намалено с 88% в сравнение със субстрата.

2.4.2 Обем на износване и износване

За по-нататъшно изследване на устойчивостта на износване на субстрата и композитното покритие беше извършен анализ на триизмерния профил на следите от износване на пробите и бяха извлечени 3D профилна карта и крива на профила на износване на субстрата и покритието, както е показано на Фигура 7. В сравнение със субстрата, ширината и дълбочината на износване на покритието намаляват в различна степен с увеличаването на съдържанието на нано-TiB2. Площите на напречното сечение на белезите от износване на 40Cr субстрата и покритията CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%) са 5 696.85, 1 250.10, 1 233.45, 1 122.02 и 770.74 μm2, съответно, което показва, че площта на напречното сечение на белезите от износване в покритията постепенно намалява с увеличаването на съдържанието на TiB2 и съответният обем на износване продължава да намалява. Използвайки формула (2) за изчисляване на степента на износване на покритието, Фигура 8 показва обема на износване и скоростта на износване на 40Cr субстрата и CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%) покритие. Техните обеми на износване са съответно 0.056 97, 0.012 50, 0.012 33, 0.011 22 и 0.007 71 mm3, а нивата на износване са 39.561 5×10-6, 8.681 3×10-6, 8.565 6×10-6, 7.791 8×10-6 и 5.352 4×10-6 mm3·N-1·m-1, съответно. Тенденцията на характеристиките на триене и износване на покритието е в съответствие с тенденцията на микротвърдостта, което показва, че високата твърдост обикновено е придружена от отлична устойчивост на износване. Когато x = 10.0%, покритието има най-малка дълбочина на износване, обем на износване и степен на износване, което показва, че покритието има най-добра устойчивост на износване, когато x = 10.0%.
Вижте формула (2) на фигурата, където: W е степента на износване, Vloss е обемът на износване, FN е натоварването и H е общото разстояние на плъзгане.

2.4.3 Морфология на повърхността на износване

Морфологията на повърхността на износване на пробата е показана на фигура 9, която допълнително показва потенциалния процес на износване, свързан със субстрата и композитното покритие. Фигура 9а е морфологията на белега от износване на 40Cr субстрата. На повърхността на субстрата е показана очевидна пластична деформация. По посока на плъзгане могат да се наблюдават голям брой отлепващи се ями и адхезионни слоеве. Генерираните остатъци от износване полепват по повърхността на износване. В същото време, с действието на силата на натоварване, върху повърхността на белега от износване се образува адхезивен слой. Поради ниската микротвърдост на субстрата, при плъзгане спрямо триещата се двойка, силата на натоварване причинява срязваща пластична деформация на повърхността на пробата по посока на плъзгане. Пластичната деформация причинява появата на микропукнатини под белега от износване на субстрата. Микропукнатините се разширяват и счупват, което води до лющене и разслояване на повърхността на субстрата. В същото време има малък брой бразди по повърхността на субстрата, което показва, че субстратът претърпява адхезивно износване, придружено от малко количество абразивно износване.

Фигура 9b-e показва морфологията на белега от износване на композитни покрития с различно съдържание на нано-TiB2. Може да се види, че белегът от износване е разделен на две части: тъмно сива зона и светлосива зона. Фигура 10 показва анализа на енергийния спектър на пробата CoCrFeNiSi-10.0%TiB2 (начална позиция от лявата страна на белега от износване). Може да се установи, че тенденцията на разпределение на елементите Si и O в тъмносивата зона е последователна и може да се види, че тъмносивата зона е оксид, образуван от комбинацията на елементи Si и O. Когато фрикционната двойка се движи възвратно-постъпателно, върху повърхността на композитното покритие непрекъснато се генерират остатъци от износване на оксид. Тези остатъци от износване се изхвърлят по посока на възвратно-постъпателното триене, но някои отломки не могат да бъдат напълно изхвърлени и непрекъснато се уплътняват в браздите или от двете страни на следите от износване, образувайки оксиден слой върху повърхността на композитното покритие. Както е показано на фигури 9b и c, когато x = 2.5% и 5.0%, широки бразди и голям брой оксидни слоеве се появяват на повърхността на покритието, придружени от малък брой цепнатини и могат да бъдат открити различни степени на пластична деформация, което показва, че механизмът на износване е силно абразивно износване и окислително износване, придружено от адхезивно износване. Когато x = 7. Когато x = 5%, може да се установи от фигура 9f, че повърхността на покритието има бразди с различна дълбочина, което е типичен феномен на абразивно износване. Броят на оксидните слоеве в тъмносивата област също е намалял значително, което показва, че степента на окислително износване е отслабнала. В същото време също така се наблюдава, че поради възвратно-постъпателното движение на триещата се двойка се генерира голямо количество топлина от триене за заваряване на повърхността и образуваната микровръзка се разкъсва, за да се получи люспеста адхезия и отлепващи се ями, което показва, че покритието също има адхезивно износване. Струва си да се отбележи, че по време на процеса на триене и износване, фрикционната двойка изстисква част от оксидния слой, което води до счупване на оксидния слой и образуване на голямо количество остатъци от износване. Поради високата микротвърдост на покритието, голямото количество остатъци от износване причинява относителното движение на повърхността на износване да се промени от триене при плъзгане към триене при търкаляне, като по този начин намалява до известна степен коефициента на триене на покритието. Може да се види от фигура 9e, че когато x = 10.0%, броят на оксидните слоеве продължава да намалява, повърхността на покритието е по-гладка и се появяват плитки и тесни бразди, придружени от малко количество отлепващи се вдлъбнатини, което показва, че покритието има леко абразивно износване и износване от окисление, придружено от малко количество адхезивно износване. От уголемения изглед от дясната страна на Фигура 9е може да се види, че остатъците от износване, отделени от повърхността на износване, са с малък размер и малък брой, така че относителното движение на повърхността на износване се трансформира в триене при плъзгане, което увеличава коефициента на триене на покритието, което е в съответствие с тенденцията на средния коефициент на триене на покритието на Фигура 6а. В обобщение, с увеличаването на съдържанието на nano-TiB2, основният механизъм на износване на композитното покритие се променя от силно абразивно износване и окислително износване към леко абразивно износване и окислително износване, което показва, че добавянето на nano-TiB2 значително подобрява износоустойчивостта на композитното покритие.

2.5 Електрохимична корозия

2.5.1 Динамична потенциална поляризационна крива

Фигура 11 показва поляризационните криви на динамичния потенциал на 40Cr матрица и CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%) HEA композитно покритие в 3.5% разтвор на NaCl. Субстратът и композитното покритие показват подобни състояния в катодната област, което показва, че промяната в съдържанието на нано-TiB2 керамични частици няма ефект върху катодната част на поляризационната крива. В областта на анода се появява типична платформа за пасивиране. Наклонът на кривата на зоната на пасивиране е свързан със степента на защита на пасивиращия филм. Когато x = 7.5%, наклонът на кривата на зоната на пасивиране на покритието е най-голям и в същото време възниква вторична пасивация, което показва, че покритието произвежда по-плътен пасивиращ филм по време на процеса на корозия, което подобрява устойчивостта на корозия на пасивиращия филм.

Потенциалът за самокорозия (Ecorr) и плътността на тока на корозия (Icorr) на CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%) HEA композитно покритие са получени чрез използване на метода за екстраполация на поляризационната крива на Tafeel, както е показано в таблица 3. Най-общо казано, термодинамичният параметър Ecorr може да отразява корозионна тенденция и възможност на материала, докато кинетичният параметър Icorr може да характеризира скоростта на корозия на материала [46-47]. Когато x = 7.5%, Icorr (1.252×10-4 A/cm2) на композитното покритие е по-нисък от този на други покрития, а Ecorr (-0.816 V) е най-големият, по-висок от субстрата и другите покрития, което показва, че покритието CoCrFeNiSi-7.5%TiB2 има най-добрата устойчивост на корозия. Чрез сравняване на Icorr и Ecorr на други покрития може да се установи, че устойчивостта на корозия на покритието CoCrFeNiSi-10.0%TiB2 е по-добра от тази на CoCrFeNiSi-2.5%TiB2 и CoCrFeNiSi-5.0%TiB2. Сред последните две стойността Ecorr на CoCrFeNiSi-2.5%TiB2 покритие е по-голяма от тази на CoCrFeNiSi-5.0%TiB2, докато техните Icorrr стойности са от същия порядък, така че устойчивостта на корозия на покритието CoCrFeNiSi-2.5%TiB2 е малко по-добра. Струва си да се отбележи, че устойчивостта на корозия на всички покрития CoCrFeNiSi-xTiB2 е по-добра от тази на 40Cr, което показва, че покритията CoCrFeNiSi-xTiB2 са подобрили способността си да издържат на проникване на Cl и имат добра устойчивост на корозия. Устойчивостта на корозия на субстрата и всяко покритие се класифицира като CoCrFeNiSi-7.5%TiB2 > CoCrFeNiSi-10.0%. 0%TiB2>CoCrFeNiSi-2. 5%TiB2>CoCrFeNiSi-5. 0%TiB2>40Cr.

2.5.2 Електрохимичен импедансен анализ

Електрохимичната импедансна спектроскопия (EIS) е ефективен инструмент за изследване на корозионните характеристики и корозионния механизъм. Той отразява характеристиките на структурния състав на интерфейса на електрода чрез сравняване на неговата кинетична информация и поляризационна крива. Фигури 12а и 12b са диаграмите на Найкуист и Борд на субстрата и CoCrFeNiSi-xTiB2 HEAs композитното покритие. Както може да се види от Фигура 12а, кривата на Найкуист на пробата е полукръгла, което се дължи на преноса на заряд върху хетерогенната повърхност. Проучванията показват, че колкото по-голям е диаметърът на полукръга, толкова по-добра е устойчивостта на корозия. Диаметрите на полукръга на диаграмата на Найкуист са x = 7.5%, x = 10.0%, x = 2.5%, x = 5%, 0Cr, което показва, че подходящото количество частици TiB40 може ефективно да подобри устойчивостта на корозия на покритието в 2% разтвор на NaCl. В диаграмата на Bode импедансният модул Z може да покаже степента на Cl-инвазия. Колкото по-голяма е стойността на Z, толкова по-малка е степента на Cl- инвазия. В областта на средната честота (3.5-1 Hz) на Фигура 103, логаритъма на модула на импеданса и честотата показват линейна връзка с наклон по-малък от -12. При фиксирана честота от 1 Hz стойността на Z е приблизително равна на стойността на поляризационното съпротивление (RP). Колкото по-голям е RP, толкова по-трудно е пробата да бъде корозирала [0.1]. Както е показано на Фигура 51b, при f = 12-10 Hz, Z стойността на покритието с x = 2% е най-голямата, което показва, че устойчивостта на корозия на пасивния филм върху повърхността на покритието е най-висока, когато x = 7.5%. Във високочестотната област от 7.5-104 Hz фазовият ъгъл е близо до нула, което показва, че съпротивлението на разтвора е ниско. В средночестотния диапазон фазовият ъгъл на всички покрития не достига 105°, което показва, че покритието има „полу-адаптивна“ характеристика, което показва, че пасивиращият филм върху повърхността на покритието постепенно се трансформира в чист капацитетен слой с добри изолационни характеристики, което има добър защитен ефект върху покритието. За да се оцени процеса на корозия на покритието, EIS спектърът се анализира с помощта на еквивалентна схема. Както е показано на Фигура 90c, Rs е съпротивлението на разтвора, Rf е съпротивлението на филма на корозионния продукт, Rct е съпротивлението на пренос на заряд на електрода и елемент с постоянна фаза (CPE) се използва за компенсиране на нееднородността на системата (грапавост на повърхността и повърхностни дефекти), които са съответно CPE12 и CPE1. От таблица 2 може ясно да се види, че когато x = 4%, Rct и Rf са най-големи, което също показва, че покритието с x = 7.5% има най-добра устойчивост на корозия. В обобщение, субстратът и всяко покритие имат добра устойчивост на корозия при 7.5%. Устойчивостта на корозия в 3.5% разтвор на NaCl се класифицира като CoCrFeNiSi-5% TiB7.5 > CoCrFeNiSi-2% TiB10.0 > CoCrFeNiSi-2% TiB2.5 > CoCrFeNiSi-2% TiB5.0 > 2Cr, което е в съответствие с резултатите от анализа на потенциодинамичната поляризационна крива.

2.5.3 Морфология на корозионната повърхност

Фигура 13 показва морфологията на електрохимичната корозия на 40Cr субстрат и композитно покритие. Може ясно да се види, че повърхността на 40Cr е грапава, степента на корозия е най-сериозна и се появяват ями. Това е така, защото има повече Cr елементи на повърхността на 40Cr, образуваният пасивиращ филм е неравномерен, Cl- докосва слабата част на пасивиращия филм и образува разтворими хлориди през повърхността на филма, което води до появата на вдлъбнатини. х = 2.5%, 5.0%. Когато x = 0.0% и 10.0%, повърхността на композитното покритие е по-гладка от тази на 40Cr субстрата и малко количество корозионни ями в различна степен се появяват и на двете повърхности. Когато x = 7.5%, повърхността на покритието е гладка и не се появяват корозионни ями, което показва, че покритието CoCrFeNiSi-7.5%TiB2 има добра устойчивост на корозия. Струва си да се отбележи, че когато съдържанието на TiB2 се увеличи до 10.0%, устойчивостта на корозия на покритието вместо това намалява. Това е така, защото прекомерното добавяне на TiB2 води до повече В елементи в покритието. От XRD анализа на фигура 1 може да се види, че интерметалното съединение CrB се генерира в покритието с x = 10.0%, което увеличава неравномерността на пасивиращия филм и намалява устойчивостта на корозия на пасивиращия филм в разтвор на NaCl; интерметалното съединение CrB ще образува микробатерия в покритието, причинявайки галванична корозия. Следователно устойчивостта на корозия на покритието с x = 10.0% е по-добра от тази на покритието с x = 7.5%. 5% покритие е намалено.

Заключения 3

(1) Добавянето на нано-TiB2 частици към CoCrFeNiSi HEA покритие може ефективно да намали средния размер на зърното на покритието и да подобри структурата на зърното на композитното покритие. Фазовият състав на покритието CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA е FCC фаза, BCC фаза и CrB борид. Ti и B атомите се разтварят в твърдия разтвор и комбинираното действие на двете води до сериозно изкривяване на решетката. От микроструктурата може да се види, че с увеличаване на съдържанието на TiB2 структурата на покритието преминава от равноосни кристали към колонни дендрити. В същото време добавянето на TiB2 инхибира сегрегацията на Si елементи по границите на зърната.

(2) Микротвърдостта на покритието е в положителна корелация със съдържанието на TiB2. При x = 10% средната микротвърдост на покритието достига максималната стойност HV0. 547, което е около 11 пъти. Подобряването на микротвърдостта е резултат от комбинирания ефект на укрепване на твърдия разтвор, дисперсионно укрепване и фино зърнесто укрепване. Износоустойчивостта на покритието нараства с увеличаване на съдържанието на TiB2. При x = 72% теглото на загубата на износване е най-малко, достигайки 2 mg, което е с 10.0% по-малко от това на субстрата. Скоростта на износване на покритието също намалява с увеличаването на TiB0.13. Увеличаването на TiB88 променя основния механизъм на износване на покритието от тежко абразивно износване и окислително износване до леко абразивно износване и окислително износване.

(3) Според поляризационната крива и резултатите от напасването на EIS, увеличаването на съдържанието на частици TiB2 може ефективно да подобри устойчивостта на корозия на покритието. Подобряването на устойчивостта на корозия на покритието се дължи главно на вторичната пасивация на покритието по време на процеса на корозия, което създава по-плътен пасивиращ филм и подобрява способността да се устои на Cl- инвазия. Сред тях покритието CoCrFeNiSi-7.5% TiB2 има най-добра устойчивост на корозия.