I dette arbeidet ble CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2, 5 %, 5, 0 %, 7, 5 %, 10, 0 %, massefraksjon) høyentropilegering (HEA) komposittbelegg laserkledd på 40Cr overflate. Fase, mikrostruktur, hardhet, friksjon og slitasje og elektrokjemiske korrosjonsegenskaper til belegget ble analysert, og effekten av nano-TiB2 keramiske partikler på HEA-belegg ble diskutert. Resultatene viser at når x = 2 %, 5 %, 5 %, er belegningsfasen sammensatt av to-fase FCC og BCC; når x = 0 %, genereres borid-CrB på grunnlag av de to fasene, og beleggets mikrostruktur endres fra likeaksede krystaller til typiske søyleformede dendritter. Mikrohardheten til belegget øker med økningen av nano-TiB7-partikler, og når x = 5. Når innholdet av TiB10 er 0 %, når den gjennomsnittlige hardheten til belegget den høyeste, som er HV2, som er ca. 10 ganger substratets. Hovedårsakene til økningen i hardheten er solid løsningsforsterkning og dispersjonsforsterkning. Med økningen av TiB2-innholdet reduseres slitasjetapet av komposittbelegget betydelig. Når x = 0 %, er slitasjevekten bare 547.11 mg. Generelt endrer økningen av TiB2.72-innhold hovedslitasjemekanismen til komposittbelegget fra alvorlig slitasje og oksidasjonsslitasje til liten abrasiv slitasje og oksidasjonsslitasje, og slitestyrken er betydelig forbedret. I 2 % NaCl-løsning er korrosjonsmotstanden til komposittbelegget best når x = 10.0 %. Nøkkelord: høyentropilegering (HEA), laserbekledning, nano-keramikk, Slitestyrke, korrosjonsmotstand

40Cr legert konstruksjonsstål er et av de mest brukte stålene for kullgruvemaskiner. Den har gode omfattende mekaniske egenskaper, slagfasthet ved lav temperatur, lav hakkfølsomhet og et rimelig legeringselementforhold, så det er mye brukt i maskinindustrien. Men på grunn av det tøffe arbeidsmiljøet, blir 40Cr ofte klemt og skjært ved kutting av kullsømmer, som er utsatt for overflateslitasje, korrosjon, tanndeformasjon og andre defekter, som alvorlig påvirker levetiden. Laserkledningsteknologi er et av de mest brukte virkemidlene innen overflatereparasjon de siste årene. Denne teknologien bruker en høyenergilaserstråle for å smelte og størkne beleggspulveret og substratoverflaten for å danne en god metallurgisk binding. Samtidig har laserkledning også fordelene med rask avkjøling, rask størkning, liten varmepåvirket sone og tett beleggstruktur. Det kan forbedre hardheten, slitestyrken og korrosjonsmotstanden til beleggoverflaten. Dens unike fordeler og enorme applikasjonsmuligheter gjør det mye bekymret. I motsetning til tradisjonelle legeringer, er høyentropi-legeringer (HEA) legeringer som består av fem eller flere elementer i like eller nesten like molare forhold. I det tradisjonelle legeringskonseptet, når flere hovedelementer blandes, produseres intermetalliske forbindelser lett, noe som resulterer i en betydelig reduksjon i materialets omfattende ytelse. HEA-er er forskjellige. De har unike "fire effekter" som kan hemme dannelsen av intermetalliske forbindelser, noe som gjør at de har høy styrke, høy hardhet, utmerket høytemperaturytelse og slitasje- og korrosjonsbestandighet. Deres interne struktur er vanligvis delt inn i faste løsningsfaser FCC, BCC og HCP. HEA-er forbedrer de mekaniske egenskapene til legeringer gjennom solid løsningsforsterkning og andrefaseforsterkning. Studier har vist at laserkledningsteknologi har effekten av å raffinere korn. Derfor er forberedelse av HEA-er med laserkledning det beste valget.

For ytterligere å forbedre hardheten og slitestyrken til HEA-belegg, legger forskere mer og mer oppmerksomhet til effekten av ulike keramiske partikler (som TiC, NbC, B4C og TiB2) på ytelsen til HEA-er. Shang et al. utarbeidet et nano-TiC-partikkelforsterket (Cr-Fe4Co4Ni4)Cr3HEA-belegg på overflaten av 904L rustfritt stål. Med tilsetning av TiC ble hardheten, slitestyrken og korrosjonsmotstanden til komposittbelegget gradvis forbedret. Når 15 % (volumfraksjon) TiC ble tilsatt, var mikrohardheten til komposittbelegget omtrent det dobbelte av substratet. Dong et al. forberedt et Al-CrCoFeNi2.1-xTiB2HEAS komposittbelegg på overflaten av 304 rustfritt stål ved hjelp av ultra-høyhastighets laserkledning. Resultatene viste at tilsetning av TiB2 forbedret hardheten og slitestyrken til belegget, og slitasjehastigheten avtok med økningen av TiB2-partikler. Zhao et al. forberedte B4C- og SiC-keramiske partikler forsterket CoCrFeNiTi HEA-belegg med laserkledningsteknologi. Resultatene viste at B4C hadde den beste ytelsen på legeringsytelse. Belegghardheten økte fra HV0.5666.2 til HV0.5886.9. Samtidig ble romtemperaturens slitestyrke forbedret, og friksjonskoeffisienten og slitasjehastigheten ble betydelig redusert. Blant de keramiske partiklene er TiB2-partikler en av de ofte brukte harde fasene. De har høy hardhet, lav termisk ekspansjonskoeffisient, god termisk stabilitet og utmerket slitasje- og korrosjonsbestandighet. Disse egenskapene kan bedre forbedre de mekaniske egenskapene til HEA-belegg.

Det er få studier på effekten av nano-TiB2 metallkeramiske partikler på ytelsen til CoCrFeNiSi HEA. Derfor forberedte dette arbeidet CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%, massefraksjon, det samme nedenfor) HEA-komposittbelegg på overflaten av 40Cr stål ved hjelp av laserkledning, og analyserte effekten av nano-TiB2 på mikrohardhet, korrosjonsstruktur og HEA-beleggsegenskaper fra perspektivet til HEA-beleggsstrukturen og belegget. fase.

1. Eksperiment

Underlaget er 40Cr stål med en størrelse på 150 mm×60 mm×8 mm. Kledningsmaterialene er 40-70 μm høyrent Co, Cr, Fe, Ni, Si enkeltpulver og 650-800 nm TiB2 pulver. 2.5 %, 5.0 %, 7.5 % og 10.0 % TiB2 metallkeramiske pulvere tilsettes til henholdsvis CoCrFeNiSiHEA-pulvere, og pulverene blandes i en KQM-ZB planetkulemølle i 3 timer. YLS-2000 fiberlaser brukes til å utføre laserkledning i form av forhåndsinnstilte pulver. Før kledning røres de blandede pulverene jevnt med bindemidlet polyvinylalkohol (2%) og forhåndssettes på underlaget med en tykkelse på 1.45 mm. I følge den foreløpige eksperimentelle forskningen til forskergruppen er de optimale prosessparametrene for kledning lasereffekt på 900 W, skannehastighet på 4 mm·s-1 og punktdiameter på 2 mm, overlappingshastighet 0%. For å sikre kvaliteten på kledningslaget ble det brukt argon som beskyttelsesgass under kledningsprosessen.

Etter kledningsprosessen ble prøven behandlet ved trådskjæring med en elektrognist, og størrelsen var 8 mm×8 mm×8 mm, og overlappingsprøvestørrelsen var 25 mm×8 mm×8 mm, og deretter polert med sandpapir. Fasestrukturen til legeringsbelegget ble detektert med D8-Advance røntgendiffraktometer, målmaterialet var kobbermål, og skanningsområdet var 20-100°. Aqua regia (volumforhold mellom konsentrert saltsyre og konsentrert salpetersyre 3:1) ble valgt som korrosjonsløsning, og mikrostrukturen til prøven ble observert med 4XB invertert metallografisk mikroskop og SUPRA55VP feltemisjonselektronmikroskop. Energidispersivt spektrometer (EDS) ble brukt til å analysere elementfordelingen, og hardheten til belegget ble målt med en mikrohardhetstester. Den påførte lasten var 1 000 N, og lastetiden var 15 s. Ved tverrsnittet av prøven ble testen utført fra toppen av belegget til toppen av substratet. Hver prøve ble målt tre ganger og gjennomsnittsverdien ble tatt. Slitasjetesten ble utført med en M-5000 friksjons- og slitasjemaskin. Tørr glidende frem- og tilbakegående friksjon ble valgt. Slipeparet Si3N4 ble brukt. Normalbelastningen var 20 N, frekvensen var 2 Hz, slitetiden var 30 min, og frem- og tilbakegående avstand var 20 mm. Glidehastigheten og total glideavstand ble beregnet til henholdsvis 4 cm/s og 72 m.

2 Resultater og diskusjon

2.1 Faseanalyse

Figur 1 viser XRD-spekteret til CoCrFeNiSi-xTiB2HEA-komposittbelegget. XRD-spektra viser at CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5 %, 5.0 %, 7.5 %) HEA-komposittbelegg er sammensatt av BCC-fase og FCC-fase. Når x = 10.0 %, genererer komposittbelegget intermetallisk forbindelse CrB på grunnlag av de opprinnelige to fasene. Dette kan skyldes den negative blandingsentalpien til ikke-metallisk B-element og Cr-element. Med økningen av nano-TiB2, reduseres innholdet av FCC-fasen gradvis og innholdet av BCC-fasen øker gradvis. Årsaken er at en del av Ti- og B-elementer som dekomponeres av nano-TiB2 i laserkledning fremmer dannelsen av BCC-fase, noe som er i samsvar med resultatene fra noen tidligere studier [23-26], noe som indikerer at Ti- og B-elementer lagt til HEA kan spille rollen som BCC-stabilisator og fast løsningsforsterker. I tillegg ble det ikke observert noen TiB2-diffraksjonstopp i spektrene til alle komposittbelegg, noe som indikerer at nano-TiB2-partiklene var fullstendig dekomponert eller at antallet var under XRD-deteksjonsområdet. Ved å observere det lokale forstørrede bildet i øvre høyre hjørne av figur 1, kan det tydelig sees at (110) diffraksjonstoppen til BCC-fasen beveger seg til en større vinkel, noe som indikerer at gitterkonstanten til BCC avtar. Dette kan skyldes dekomponering av TiB2-partikler under laserkledning, som gjør at B-atomene med mindre elementradius løses opp og erstatter andre elementer i BCC-fasestrukturen. I henhold til Bragg-loven forskyves hovedtoppen av BCC-diffraksjonen til legeringsbelegget til høyre. Opprinnelse ble brukt for å raskt tilpasse XRD-spekteret, og kornstørrelsen (D) til CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA-komposittbelegget ble beregnet ved formel (1), som vist i tabell 1. Den gjennomsnittlige kornstørrelsen (D*) til CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5 %, 5.0 %, H komposittbelegg er 7.5 %, H-belegg). 10.0, 15.89, 15.30, 14.97 nm, henholdsvis, noe som indikerer at tilsetning av nano-TiB14.12-partikler til CoCrFeNiSi HEA-belegg effektivt kan redusere den gjennomsnittlige kornstørrelsen til beleggene og foredle kornstrukturen til komposittbeleggene. Dette er fordi TiB2-partikler er et vanlig heterogent kjernedannende middel som kan øke kjernedannelseshastigheten og dermed foredle beleggskornene.
Se formel (1) i figuren, hvor: k er en konstant (0.89), λ er røntgenbølgelengden (0.15405 nm), β er halvhøydebredden til diffraksjonstoppen (FWHM), og θ er diffraksjonsvinkelen.

2. 2 Mikrostruktur

Mikrostrukturen til CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA komposittbelegg er vist i figur 2. Det korresponderende kjemiske elementinnholdet i de markerte områdene i figur 2 er oppført i tabell 2. Fra SEM-bildene kan det ses at strukturen til CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA komposittbelegg presenterer to forskjellige gray dendrite (DR) (DR) ray dendrite regioner: regioner. DR- og ID-regioner er typiske solide løsningsstrukturer i HEA-belegg fremstilt av laserkledning. Fra EDS-analysen av belegningstestpunktene kan man se at DR-regionen hovedsakelig inkluderer Fe- og Ni-elementer, mens ID-regionen hovedsakelig inkluderer Fe-, Cr- og Ti-elementer. Derfor tilsvarer DR-regionen den faste FCC-løsningsstrukturen rik på Fe og Ni, og ID-regionen tilsvarer BCC-fastløsningsstrukturen rik på Fe og Cr, som er i samsvar med resultatene fra forrige XRD-analyse. Videre kombinert med figur 2 og tabell 2, kan det sees at når x = 2.5 %, er mikrostrukturen til belegget en jevn likeakset krystallstruktur. Når x = 5.0 %, endres beleggets mikrostruktur fra likeakset krystall til søyleformet dendrittstruktur. Når x = 7.5 %, 10.0 %, har beleggets mikrostruktur endret seg fullstendig til søyleformet dendritt. Figur 3 viser EDS overflateskanning og elementfordeling av komposittbelegget når x = 5.0 %, 10.0 %. Kombinert med dataene i tabell 2 kan man se at når en liten mengde nano-TiB2-partikler tilsettes (x = 2.5%), viser komposittbelegget åpenbar Si-elementsegregering, og med økningen av TiB2-innholdet svekkes Si-elementsegregeringen gradvis og har til slutt en tendens til å være jevn. Dette er fordi tilsetning av TiB2 fremmer omfordeling av oppløste stoffer, og Ti-elementet har en sterk tendens til å segregere til korngrensen. Denne lokale inhomogeniteten fører til at Ti-elementet segregerer til korngrensen fortrinnsvis enn Si-elementet, noe som hemmer segregeringen av Si-elementet til en viss grad. I tillegg, når x = 2.5 %, 5.0 %, er B-elementet relativt jevnt fordelt i komposittbelegget på grunn av dets relativt lave innhold. Med økningen av TiB2-innholdet eksisterer B-elementet hovedsakelig i form av segregering ved korngrensen, noe som reduserer kornstørrelsen ytterligere.

2.3 Mikrohardhet

Fordelingskurven for mikrohardheten til komposittbelegget langs dybderetningen er vist i figur 4. Hardhetskurven er delt inn i tre regioner: kledningssone, varmepåvirket sone og underlagssone. Hvert område er atskilt med en vertikal stiplet linje i figuren. Mikrohardheten til den varmepåvirkede sonen er relativt høy fordi laserkledning har egenskapene til rask avkjøling og rask størkning. Den raske avkjølingsprosessen fra høytemperaturtilstand tilsvarer bråkjøling, noe som kan forbedre hardheten. Den gjennomsnittlige mikrohardheten til CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5 %, 5.0 %, 7.5 %, 10.0 %) HEA-komposittbelegg og 40Cr-substrat er HV342.98, HV404.13, HV460.51, HV547.11, HV201.23 og 1.7,HV2.0 og HV2.0. hardheten til hvert komposittbelegg er henholdsvis 2.5 ganger, XNUMX ganger, XNUMX ganger og XNUMX ganger hardheten til underlaget. 29 ganger og 2.72 ganger. Det kan tydelig sees fra figur 4 at med økningen av innholdet av nano-TiB2-partikler, øker mikrohardheten til komposittbelegget gradvis. Når x = 2.5 %, 5.0 %, er mikrohardheten til belegget relativt lav. Årsakene kan inkludere: ① Innholdet av TiB2 som er tilsatt er lite, sannsynligheten for at Ti-atomer løser seg opp i den faste løsningen og erstatter andre atomer eller B-atomer som kommer inn i gitterets mellomrom er liten, gitterforvrengningen er liten, og styrkingen av den faste løsningen er ikke åpenbar; ② Når x = 2.5 %, 5.0 %, er innholdet av FCC-fasen større enn i BCC-fasen, duktiliteten til FCC-fasen er høyere, men styrken er lavere enn BCC-fasen. Når x = 7.5 %, 10.0 %, er mikrohardheten til belegget relativt lav. Mikrohardheten til belegget er relativt lav. Når 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 %, 0 %, XNUMX … Når x = XNUMX %, er mikrohardheten til komposittbelegget relativt høy. Dette er fordi med økningen av nano-TiB2-innhold, transformeres FCC-fasen til BCC-fasestrukturen, og BCC-fasestrukturinnholdet i komposittbelegget er relativt høyt; med økningen av Ti- og B-elementer, oppløses Ti-atomene med større radius i den faste løsningen og erstatter andre atomer og inntar gitterposisjonen, mens B-atomene opptar de mellomliggende ledige plassene i gitteret som interstitielle atomer. Den kombinerte effekten av de to fører til alvorlig gitterforvrengning, noe som øker graden av solid løsningsstyrking. Når x = 10.0 %, genereres den intermetalliske forbindelsen CrB i komposittbelegget, noe som resulterer i dispersjonsforsterkning av belegget. Den raske størkningen under laserkledning bidrar også til å forbedre løseligheten og forsterke den faste løsningens styrkende effekt. I tillegg kontrollerer introduksjonen av B-elementet kornstørrelsen på belegget, foredler kornene, øker antall korngrenser, og korngrensene spiller en rolle i å hindre bevegelse av dislokasjoner, så belegget viser høy mikrohardhet. I følge Hall-Petch-ligningen Hg = H0 + kd1/2 er beleggets hardhet omvendt proporsjonal med kornstørrelsen.

2.4 Friksjons- og slitasjeegenskaper

2.4.1 Friksjonskoeffisient og vekttap slitasje

Figur 5 viser friksjonskoeffisienten (COF)-kurven til CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA-komposittbelegget, som viser to forskjellige stadier: innkjøringsstadiet og stabilt slitasjestadium. I innkjøringsstadiet kommer friksjonsparet Si3N4 keramikkkulen først i kontakt med overflaten av kledningslaget. Ved friksjon og slitasje vil det dannes slitasjerester på overflaten av kledningssjiktet, og det vil oppstå punktkontaktfriksjon som gir en ustabil og betydelig økt friksjonskoeffisient. Med økningen av slitetiden øker friksjonskontaktområdet gradvis og blir overflatekontaktfriksjon, noe som gjør at friksjonssystemet har en tendens til å være stabilt og gå inn i det stabile slitasjestadiet. På dette stadiet er COF-verdien til CoCrFeNiSi-xTiB2HEA-komposittbelegget mellom 0.67 og 0.72, noe som indikerer at innholdet av nano-TiB2-partikler har liten effekt på COF-en til komposittbelegget i det stabile slitasjestadiet. Lignende fenomener er funnet i tidligere rapporter. Figur 6a viser den gjennomsnittlige friksjonskoeffisienten mellom substratet og komposittbelegget. Det kan oppdages at COF for komposittbelegget er lavere enn for 40Cr-substratet. Figur 6b viser slitasjevekten til substratet og komposittbelegget. Det kan sees at komposittbelegget med tilsetning av nano-TiB2-partikler forbedrer friksjons- og sliteegenskapene til underlaget. Når x = 10.0 %, reduseres slitasjevekten til komposittbelegget med 88 % sammenlignet med underlaget.

2.4.2 Slitasjevolum og slitasje

For ytterligere å utforske slitestyrken til underlaget og komposittbelegget, ble den tredimensjonale profilanalysen av slitemerkene til prøvene utført, og 3D-profilkartet og sliteprofilkurven til underlaget og belegget ble trukket ut, som vist i figur 7. Sammenlignet med underlaget, ble slitasjebredden og dybden av belegget redusert med den varierende graden av belegget nano2. Tverrsnittsarealene av slitasjearrene til 40Cr-substratet og CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5 %, 5.0 %, 7.5 %, 10.0 %) belegg var 5 696.85, 1 250.10, 1 233.45, 1, 122.02, 770.74, 2, 2, 2, 8 40, 2, 2.5, 5.0, 7.5, 10.0, 0.056 %. 97 μm0.012, henholdsvis, noe som indikerer at tverrsnittsarealet til slitasjearrene i beleggene gradvis avtok med økningen av TiB50-innholdet, og det tilsvarende slitasjevolumet fortsatte å avta. Ved å bruke formel (0.012) for å beregne slitasjehastigheten til belegget, viser figur 33 slitasjevolumet og slitasjehastigheten til 0.011Cr-substratet og CoCrFeNiSi-xTiB22 (x = 0.007 %, 71 %, 3 %, 39.561 %) belegg. Deres slitasjevolumer er henholdsvis 5 10, 6 8.681, 3 10, 6 8.565 og 6 10 mm6, og slitasjeratene er 7.791 8×10-6, 5.352 4 10×6 3×1. henholdsvis 1 10.0×10.0-XNUMX og XNUMX XNUMX×XNUMX-XNUMX mmXNUMX·N-XNUMX·m-XNUMX. Trenden for beleggets friksjon og sliteevne er i samsvar med trenden for mikrohardhet, noe som indikerer at høy hardhet generelt er ledsaget av utmerket slitestyrke. Når x = XNUMX %, har belegget den minste slitedybden, slitasjevolum og slitehastighet, noe som indikerer at belegget har best slitestyrke når x = XNUMX %.
Se formel (2) i figuren, hvor: W er slitasjehastigheten, Vloss er slitasjevolumet, FN er lasten, og H er den totale glideavstanden.

2.4.3 Slitasjeoverflatemorfologi

Sliteoverflatemorfologien til prøven er vist i figur 9, som videre viser den potensielle slitasjeprosessen knyttet til underlaget og komposittbelegget. Figur 9a er slitasjearrmorfologien til 40Cr-substratet. Åpenbar plastisk deformasjon er vist på underlagets overflate. Et stort antall avskallingsgroper og vedheftslag kan observeres langs glideretningen. Det genererte slitasjeavfallet fester seg til sliteoverflaten. Samtidig, med virkningen av belastningskraften, dannes et adhesjonslag på slitasjearroverflaten. På grunn av den lave mikrohardheten til substratet, når den glir i forhold til friksjonsparet, forårsaker belastningskraften skjærplastisk deformasjon på prøveoverflaten langs glideretningen. Den plastiske deformasjonen fører til at det oppstår mikrosprekker under slitasjearret på underlaget. Mikrosprekkene utvider seg og bryter, noe som resulterer i avskalling av groper og delaminering på overflaten av underlaget. Samtidig er det et lite antall furer på underlagets overflate, noe som indikerer at underlaget gjennomgår limslitasje ledsaget av en liten mengde abrasiv slitasje.

Figur 9b-e viser slitasjearrmorfologien til komposittbelegg med forskjellig nano-TiB2-innhold. Det kan sees at slitasjearret er delt i to deler: det mørkegrå området og det lysegrå området. Figur 10 viser energispektrumanalysen av CoCrFeNiSi-10.0%TiB2-prøven (startposisjon på venstre side av slitasjearret). Man kan finne at distribusjonstrenden av Si- og O-elementer i det mørkegrå området er konsistent, og det kan sees at det mørkegrå området er et oksid dannet av kombinasjonen av Si- og O-elementer. Når friksjonsparet går frem og tilbake, genereres oksidslitasjerester kontinuerlig på overflaten av komposittbelegget. Disse slitasjerestene slippes ut langs den frem- og tilbakegående friksjonsretningen, men noe rusk kan ikke slippes fullstendig ut og komprimeres kontinuerlig ved furene eller på begge sider av slitemerkene, og danner et oksidlag på overflaten av komposittbelegget. Som vist i figur 9b og c, når x = 2.5 % og 5.0 %, vises brede furer og et stort antall oksidlag på overflaten av belegget, ledsaget av et lite antall avskallingsgroper, og forskjellige grader av plastisk deformasjon kan bli funnet, noe som indikerer at slitemekanismen er alvorlig slitasje og oksidasjonsslitasje. Når x = 7. Når x = 5 %, kan man finne fra figur 9f at beleggsoverflaten har furer med varierende dybde, som er et typisk abrasiv slitasjefenomen. Antall oksidlag i det mørkegrå området har også gått betydelig ned, noe som indikerer at graden av oksidasjonsslitasje er svekket. Samtidig observeres det også at på grunn av den frem- og tilbakegående bevegelsen til friksjonsparet, genereres en stor mengde friksjonsvarme for å sveise overflaten, og den dannede mikroforbindelsen rives av for å produsere flassende vedheft og avskallingsgroper, noe som indikerer at belegget også har klebemiddelslitasje. Det er verdt å merke seg at under friksjons- og slitasjeprosessen, klemmer friksjonsparet en del av oksidlaget, noe som får oksidlaget til å bryte og produsere en stor mengde slitasjerester. På grunn av den høye mikrohardheten til belegget fører en stor mengde slitasjerester til at den relative bevegelsen til sliteoverflaten endres fra glidefriksjon til rullefriksjon, og dermed reduseres friksjonskoeffisienten til belegget til en viss grad. Det kan sees fra figur 9e at når x = 10.0 %, fortsetter antallet oksidlag å avta, beleggsoverflaten er jevnere, og grunne og smale furer vises, ledsaget av en liten mengde avskallingsgroper, noe som indikerer at belegget har lett slitasje og oksidasjonsslitasje, ledsaget av en liten mengde tilleggsslitasje. Fra den forstørrede visningen på høyre side av figur 9e, kan det sees at slitasjeavfallet som fjernes fra sliteoverflaten er lite i størrelse og lite i antall, slik at den relative bevegelsen til sliteflaten omdannes til glidefriksjon, noe som øker friksjonskoeffisienten til belegget, som er i samsvar med trenden til den gjennomsnittlige friksjonskoeffisienten til belegget i figur 6a. Oppsummert, med økningen av nano-TiB2-innhold, endres den viktigste slitasjemekanismen til komposittbelegget fra alvorlig slipende slitasje og oksidasjonsslitasje til lett slipende slitasje og oksidasjonsslitasje, noe som indikerer at tilsetning av nano-TiB2 forbedrer slitestyrken til komposittbelegget betydelig.

2.5 Elektrokjemisk korrosjon

2.5.1 Dynamisk potensialpolarisasjonskurve

Figur 11 viser de dynamiske potensielle polarisasjonskurvene for 40Cr-matrise og CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5 %, 5.0 %, 7.5 %, 10.0 %) HEA-komposittbelegg i 3.5 % NaCl-løsning. Substratet og komposittbelegget viser lignende tilstander i katodeområdet, noe som indikerer at endringen i innholdet av nano-TiB2 keramiske partikler ikke har noen effekt på katodedelen av polarisasjonskurven. En typisk passiveringsplattform vises i anodeområdet. Hellingen til passiveringssonekurven er relatert til graden av beskyttelse av passiveringsfilmen. Når x = 7.5 %, er helningen på beleggets passiveringssonekurven størst, og sekundær passivering skjer samtidig, noe som indikerer at belegget produserer en tettere passiveringsfilm under korrosjonsprosessen, noe som forbedrer korrosjonsmotstanden til passiveringsfilmen.

Selvkorrosjonspotensialet (Ecorr) og korrosjonsstrømtettheten (Icorr) til CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%) HEA-komposittbelegg ble oppnådd ved å bruke Tafeel-polarisasjonskurve-ekstrapolasjonsmetoden, som vist i den generelle parameteren Ecor-tabellen,3. trend og mulighet for materialet, mens den kinetiske parameteren Icorr kan karakterisere korrosjonshastigheten til materialet [46-47]. Når x = 7.5 %, er Icorr (1.252×10-4 A/cm2) til komposittbelegget lavere enn for andre belegg, og Ecorr (-0.816 V) er størst, høyere enn substratet og andre belegg, noe som indikerer at CoCrFeNiSi-7.5 % TiB2-belegget har best korrosjonsbestandighet. Ved å sammenligne Icorr og Ecorr for andre belegg, kan man finne at korrosjonsmotstanden til CoCrFeNiSi-10.0%TiB2-belegget er bedre enn for CoCrFeNiSi-2.5%TiB2 og CoCrFeNiSi-5.0%TiB2. Blant de to sistnevnte er Ecorr-verdien til CoCrFeNiSi-2.5%TiB2-belegg større enn CoCrFeNiSi-5.0%TiB2, mens deres Icorrr-verdier er av samme størrelsesorden, så korrosjonsmotstanden til CoCrFeNiSi-2.5%TiB2-belegget er litt bedre. Det er verdt å merke seg at korrosjonsmotstanden til alle CoCrFeNiSi-xTiB2-belegg er bedre enn for 40Cr, noe som indikerer at CoCrFeNiSi-xTiB2-belegg har forbedret evnen til å motstå Cl-inntrenging og har god korrosjonsmotstand. Korrosjonsmotstanden til underlaget og hvert belegg er rangert som CoCrFeNiSi-7.5%TiB2 > CoCrFeNiSi-10.0%. 0%TiB2>CoCrFeNiSi-2. 5%TiB2>CoCrFeNiSi-5. 0%TiB2>40Cr.

2.5.2 Elektrokjemisk impedansanalyse

Elektrokjemisk impedansspektroskopi (EIS) er et effektivt verktøy for å studere korrosjonsytelse og korrosjonsmekanisme. Den gjenspeiler de strukturelle sammensetningsegenskapene til elektrodegrensesnittet ved å sammenligne dens kinetiske informasjon og polarisasjonskurven. Figurene 12a og 12b er Nyquist- og Board-diagrammene av substratet og CoCrFeNiSi-xTiB2 HEAs-komposittbelegget. Som det fremgår av figur 12a, er Nyquist-kurven til prøven halvsirkelformet, noe som skyldes ladningsoverføringen på den heterogene overflaten. Studier har vist at jo større halvsirkeldiameter, jo bedre korrosjonsmotstand. Halvsirkeldiametrene til Nyquist-diagrammet er x = 7.5 %, x = 10.0 %, x = 2.5 %, x = 5, 0 %, 40Cr, noe som indikerer at passende mengde TiB2-partikler effektivt kan forbedre korrosjonsmotstanden til belegget i 3.5 % NaCl-løsning. I Bode-diagrammet kan impedansmodulen Z indikere graden av Cl-invasjon. Jo større Z-verdi, jo mindre grad av Cl-invasjon. I midtfrekvensområdet (1-103 Hz) i figur 12 viser logaritmen til impedansmodulen og frekvensen et lineært forhold med en helning mindre enn -1. Ved en fast frekvens på 0.1 Hz er verdien av Z omtrent lik verdien av polarisasjonsmotstanden (RP). Jo større RP, desto vanskeligere er prøven å korrodere [51]. Som vist i figur 12b, ved f = 10-2 Hz, er Z-verdien til belegget med x = 7.5 % størst, noe som indikerer at korrosjonsmotstanden til den passive filmen på beleggets overflate er høyest når x = 7.5 %. I høyfrekvensområdet 104-105 Hz er fasevinkelen nær null, noe som indikerer at løsningsmotstanden er lav. I middels frekvensområdet når ikke fasevinkelen til alle belegg 90°, noe som indikerer at belegget har en "semi-adaptiv" funksjon, noe som indikerer at passiveringsfilmen på beleggets overflate gradvis forvandles til et rent kapasitanslag med god isolasjonsevne, som har en god beskyttende effekt på belegget. For å evaluere korrosjonsprosessen til belegget, analyseres EIS-spekteret ved hjelp av en ekvivalent krets. Som vist i figur 12c er Rs løsningsmotstanden, Rf er korrosjonsproduktfilmmotstanden, Rct er ladningsoverføringsmotstanden til elektroden, og et konstantfaseelement (CPE) brukes for å kompensere for ujevnheten til systemet (overflateruhet og overflatedefekter), som er henholdsvis CPE1 og CPE2. Det kan tydelig ses av tabell 4 at når x = 7.5 % er Rct og Rf størst, noe som også viser at belegget med x = 7.5 % har best korrosjonsbestandighet. Oppsummert har underlaget og hvert belegg god korrosjonsbestandighet på 3.5 %. Korrosjonsmotstanden i 5% NaCl-løsning er rangert som CoCrFeNiSi-7.5% TiB2 > CoCrFeNiSi-10.0% TiB2 > CoCrFeNiSi-2.5% TiB2 > CoCrFeNiSi-5.0% TiB2 > 40Cr, som er konsistent med polar-dynamisk analyse, som er i samsvar med polariseringsresultatene.

2.5.3 Korrosjonsoverflatemorfologi

Figur 13 viser den elektrokjemiske korrosjonsmorfologien til 40Cr-substrat og komposittbelegg. Det kan tydelig sees at overflaten til 40Cr er grov, korrosjonsgraden er den mest alvorlige, og groper oppstår. Dette er fordi det er flere Cr-elementer på overflaten av 40Cr, passiveringsfilmen som dannes er ujevn, Cl- berører den svake delen av passiveringsfilmen, og danner løselige klorider gjennom filmoverflaten, noe som resulterer i utseendet til groper. x = 2.5 %, 5.0 %. Når x = 0.0 % og 10.0 %, er overflaten av komposittbelegget jevnere enn 40Cr-substratet, og en liten mengde korrosjonsgroper av varierende grad vises på begge overflater. Når x = 7.5 % er beleggsoverflaten glatt og ingen korrosjonsgroper oppstår, noe som indikerer at CoCrFeNiSi-7.5 %TiB2-belegget har god korrosjonsbestandighet. Det er verdt å merke seg at når TiB2-innholdet øker til 10.0 %, reduseres korrosjonsmotstanden til belegget i stedet. Dette er fordi overdreven tilsetning av TiB2 fører til flere B-elementer i belegget. Fra XRD-analysen i figur 1 kan man se at den intermetalliske forbindelsen CrB genereres i belegget med x = 10.0 %, noe som øker passiveringsfilmens ujevnhet og reduserer korrosjonsmotstanden til passiveringsfilmen i NaCl-løsning; den intermetalliske forbindelsen CrB vil danne et mikrobatteri i belegget og forårsake galvanisk korrosjon. Derfor er korrosjonsmotstanden til belegget med x = 10.0 % bedre enn belegget med x = 7.5 %. 5 % belegg reduseres.

3 konklusjoner

(1) Tilsetning av nano-TiB2-partikler til CoCrFeNiSi HEA-belegg kan effektivt redusere den gjennomsnittlige kornstørrelsen på belegget og foredle kornstrukturen til komposittbelegget. Fasesammensetningen til CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA-belegg er FCC-fase, BCC-fase og CrB-borid. Ti- og B-atomer oppløses i den faste løsningen, og den kombinerte virkningen av de to fører til alvorlig gitterforvrengning. Fra mikrostrukturen kan det sees at med økningen av TiB2-innhold, går beleggstrukturen over fra likeaksede krystaller til søyleformede dendritter. Samtidig hemmer tilsetningen av TiB2 segregeringen av Si-elementer ved korngrensene.

(2) Mikrohardheten til belegget er positivt korrelert med TiB2-innholdet. Når x = 10 %, når den gjennomsnittlige mikrohardheten til belegget maksimalverdien på HV0. 547, som er omtrent 11. 2 ganger. Forbedringen av mikrohardhet er resultatet av den kombinerte effekten av styrking av fast løsning, dispersjonsforsterkning og finkornforsterkning. Slitasjemotstanden til belegget øker med økningen av TiB72-innholdet. Når x = 2 %, er slitasjevekten den minste, og når 10.0 mg, som er 0.13 % mindre enn substratets. Slitasjehastigheten til belegget avtar også med økningen av TiB88. Økningen av TiB2 endrer hovedslitasjemekanismen til belegget fra alvorlig abrasiv slitasje og oksidasjonsslitasje til liten abrasiv slitasje og oksidasjonsslitasje.

(3) I henhold til polarisasjonskurven og EIS-tilpasningsresultatene kan økningen av TiB2-partikkelinnholdet effektivt forbedre korrosjonsmotstanden til belegget. Forbedringen av korrosjonsmotstanden til belegget skyldes hovedsakelig den sekundære passiveringen av belegget under korrosjonsprosessen, som gir en tettere passiveringsfilm og forbedrer evnen til å motstå Clin-invasjon. Blant dem har CoCrFeNiSi-7.5% TiB2-belegget den beste korrosjonsmotstanden.