I detta arbete laserklädes CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2, 5 %, 5, 0 %, 7, 5 %, 10, 0 %, massfraktion) högentropilegering (HEA) kompositbeläggning på 40Cr-yta. Fas, mikrostruktur, hårdhet, friktion och slitage och elektrokemiska korrosionsegenskaper hos beläggningen analyserades, och effekten av nano-TiB2 keramiska partiklar på HEA-beläggning diskuterades. Resultaten visar att när x = 2 %, 5 %, 5 %, är beläggningsfasen sammansatt av tvåfas FCC och BCC; när x = 0 % genereras borid-CrB på basis av de två faserna, och beläggningens mikrostruktur ändras från likaxliga kristaller till typiska kolumnformade dendriter. Beläggningens mikrohårdhet ökar med ökningen av nano-TiB7-partiklar, och när x = 5. När innehållet av TiB10 är 0 % når beläggningens medelhårdhet den högsta, vilket är HV2, vilket är cirka 10 gånger substratets. De främsta orsakerna till ökningen av dess hårdhet är fast lösningsförstärkning och dispersionsförstärkning. Med ökningen av TiB2-halten minskas slitageförlusten av kompositbeläggningen avsevärt. När x = 0 % är slitageförlustvikten endast 547.11 mg. I allmänhet förändrar ökningen av TiB2.72-innehåll den huvudsakliga slitagemekanismen för kompositbeläggningen från kraftigt nötande slitage och oxidationsslitage till lätt nötande nötning och oxidationsslitage, och slitstyrkan förbättras avsevärt. I 2 % NaCl-lösning är korrosionsbeständigheten hos kompositbeläggningen bäst när x = 10.0 %. Nyckelord: högentropilegering (HEA), laserbeklädnad, nano-keramik, slitstyrka, korrosionsbeständighet

40Cr legerat konstruktionsstål är ett av de mest använda stålen för kolgruvmaskiner. Den har goda omfattande mekaniska egenskaper, låg temperaturseghet, låg skårkänslighet och ett rimligt legeringselementförhållande, så det används i stor utsträckning inom maskintillverkningsindustrin. Men på grund av den tuffa arbetsmiljön kläms och skärs 40Cr ofta vid skärning av kolfogar, vilket är benäget för ytslitage, korrosion, tanddeformation och andra defekter, vilket allvarligt påverkar livslängden. Laserbeklädnadsteknik är ett av de mest använda medlen inom området ytreparationer under de senaste åren. Denna teknik använder en högenergilaserstråle för att smälta och stelna beläggningspulvret och substratytan för att bilda en bra metallurgisk bindning. Samtidigt har laserbeklädnad också fördelarna med snabb kylning, snabb stelning, liten värmepåverkad zon och tät beläggningsstruktur. Det kan förbättra beläggningsytans hårdhet, slitstyrka och korrosionsbeständighet. Dess unika fördelar och enorma tillämpningsmöjligheter gör att den är allmänt oroad. Till skillnad från traditionella legeringar är högentropilegeringar (HEA) legeringar som består av fem eller flera element i lika eller nästan lika molära förhållanden. I det traditionella legeringskonceptet, när flera huvudelement blandas, produceras lätt intermetalliska föreningar, vilket resulterar i en betydande minskning av materialets omfattande prestanda. HEA är olika. De har unika "fyra effekter" som kan hämma bildningen av intermetalliska föreningar, vilket gör att de har hög hållfasthet, hög hårdhet, utmärkt prestanda vid hög temperatur och slitage- och korrosionsbeständighet. Deras interna struktur är vanligtvis uppdelad i FCC-, BCC- och HCP-fastlösningsfaser. HEA förbättrar de mekaniska egenskaperna hos legeringar genom förstärkning av fast lösning och andra fasförstärkning. Studier har visat att laserbeklädnadsteknik har effekten av att förädla korn. Därför är det bästa valet att förbereda HEA med laserbeklädnad.

För att ytterligare förbättra hårdheten och slitstyrkan hos HEA-beläggningar, ägnar forskare mer och mer uppmärksamhet åt effekterna av olika keramiska partiklar (som TiC, NbC, B4C och TiB2) på prestanda hos HEA. Shang et al. förberedde en nano-TiC-partikelförstärkt (Cr-Fe4Co4Ni4)Cr3HEA-beläggning på ytan av 904L rostfritt stål. Med tillsats av TiC förbättrades hårdheten, slitstyrkan och korrosionsbeständigheten hos kompositbeläggningen gradvis. När 15 % (volymfraktion) TiC tillsattes var mikrohårdheten hos kompositbeläggningen ungefär dubbelt så stor som substratet. Dong et al. förberedde en Al-CrCoFeNi2.1-xTiB2HEAS kompositbeläggning på ytan av 304 rostfritt stål genom ultrahöghastighets laserbeklädnad. Resultaten visade att tillsatsen av TiB2 förbättrade beläggningens hårdhet och slitstyrka, och nötningshastigheten minskade med ökningen av TiB2-partiklar. Zhao et al. förberedda B4C- och SiC-keramiska partiklar förstärkta CoCrFeNiTi HEA-beläggningar med laserbeklädnadsteknik. Resultaten visade att B4C hade den bästa prestandan på legeringsprestanda. Beläggningens hårdhet ökade från HV0.5666.2 till HV0.5886.9. Samtidigt förbättrades slitstyrkan vid rumstemperatur, och friktionskoefficienten och slitagehastigheten minskade avsevärt. Bland de keramiska partiklarna är TiB2-partiklar en av de vanliga hårda faserna. De har hög hårdhet, låg termisk expansionskoefficient, god termisk stabilitet och utmärkt slitage- och korrosionsbeständighet. Dessa egenskaper kan bättre förbättra de mekaniska egenskaperna hos HEA-beläggningar.

Det finns få studier om effekten av nano-TiB2 metallkeramiska partiklar på prestandan hos CoCrFeNiSi HEA. Därför förberedde detta arbete CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%, massfraktion, samma nedan) HEA-kompositbeläggning på ytan av 40Cr-stål genom laserbeklädnad, och analyserade effekten av nano-TiB2 på mikrohårdheten och beläggningsstrukturens egenskaper ur HEA-beläggningens perspektiv och friktions- och beläggningsegenskapernas egenskaper och beläggningsegenskaper. fas.

1. Experimentera

Underlaget är 40Cr stål med en storlek på 150 mm×60 mm×8 mm. Beklädnadsmaterialen är 40-70 μm högrent Co, Cr, Fe, Ni, Si enkelpulver och 650-800 nm TiB2 pulver. 2.5 %, 5.0 %, 7.5 % och 10.0 % TiB2 metallkeramiska pulver tillsätts till CoCrFeniSiHEA-pulver respektive, och pulvren blandas i en KQM-ZB planetkulkvarn i 3 timmar. YLS-2000 fiberlaser används för att utföra laserbeklädnad i form av förinställda pulver. Före beklädnad omrörs de blandade pulvren jämnt med bindemedlet polyvinylalkohol (2%) och förinställs på underlaget med en tjocklek av 1.45 mm. Enligt forskargruppens preliminära experimentella forskning är de optimala processparametrarna för beklädnad lasereffekt på 900 W, skanningshastighet på 4 mm·s-1 och punktdiameter på 2 mm, överlappningshastighet 0%. För att säkerställa kvaliteten på beklädnadslagret användes argon som skyddsgas under beklädnadsprocessen.

Efter beklädnadsprocessen bearbetades provet genom trådskärning med en elektrognista, och dess storlek var 8 mm × 8 mm × 8 mm, och överlappningsprovstorleken var 25 mm × 8 mm × 8 mm, och polerades sedan med sandpapper. Fasstrukturen för legeringsbeläggningen detekterades med D8-Advance röntgendiffraktometer, målmaterialet var kopparmål och skanningsområdet var 20-100°. Aqua regia (volymförhållande av koncentrerad saltsyra till koncentrerad salpetersyra 3:1) valdes som korrosionslösning, och mikrostrukturen av provet observerades med 4XB inverterat metallografiskt mikroskop och SUPRA55VP fältemissionselektronmikroskop. Energidispersiv spektrometer (EDS) användes för att analysera elementfördelningen, och beläggningens hårdhet mättes med en mikrohårdhetstestare. Den applicerade belastningen var 1 000 N och laddningstiden var 15 s. Vid provets tvärsnitt utfördes testet från toppen av beläggningen till toppen av substratet. Varje prov mättes tre gånger och medelvärdet togs. Förslitningstestet utfördes med en M-5000 friktions- och slitmaskin. Torr glidande fram- och återgående friktion valdes. Slipparet Si3N4 användes. Normalbelastningen var 20 N, frekvensen var 2 Hz, slittiden var 30 min, och fram- och återgående avståndet var 20 mm. Glidhastigheten och det totala glidavståndet beräknades till 4 cm/s respektive 72 m.

2 Resultat och diskussion

2.1 Fasanalys

Figur 1 visar XRD-spektrumet för CoCrFeNiSi-xTiB2HEA-kompositbeläggningen. XRD-spektra visar att CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%) HEA-kompositbeläggning är sammansatt av BCC-fas och FCC-fas. När x = 10.0 % genererar kompositbeläggningen intermetallisk förening CrB på basis av de ursprungliga två faserna. Detta kan bero på den negativa blandningsentalpin för icke-metalliskt B-element och Cr-element. Med ökningen av nano-TiB2 minskar halten av FCC-fasen gradvis och halten av BCC-fasen ökar gradvis. Anledningen är att en del av Ti- och B-element som sönderdelas av nano-TiB2 i laserbeklädnad främjar bildningen av BCC-fas, vilket överensstämmer med resultaten från några tidigare studier [23-26], vilket indikerar att Ti- och B-element som läggs till HEA kan spela rollen som BCC-stabilisator och förstärkare av fast lösning. Dessutom observerades ingen TiB2-diffraktionstopp i spektra för alla kompositbeläggningar, vilket indikerar att nano-TiB2-partiklarna var fullständigt nedbrutna eller att deras antal låg under XRD-detektionsintervallet. Genom att observera den lokala förstorade bilden i det övre högra hörnet av figur 1, kan det tydligt ses att (110) diffraktionstoppen för BCC-fasen rör sig till en större vinkel, vilket indikerar att gitterkonstanten för BCC minskar. Detta kan bero på nedbrytningen av TiB2-partiklar under laserkapsling, vilket gör att B-atomerna med mindre elementradie löses upp och ersätter andra element i BCC-fasstrukturen. Enligt Bragg-lagen skiftar huvudtoppen för BCC-diffraktionen av legeringsbeläggningen åt höger. Ursprung användes för att snabbt anpassa XRD-spektrumet, och kornstorleken (D) för CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA-kompositbeläggningen beräknades med formel (1), som visas i tabell 1. Den genomsnittliga kornstorleken (D*) för CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5 %, 5.0 %, HEA-beläggning är 7.5 %, 10.0 %, H. 15.89, 15.30, 14.97, 14.12 nm respektive, vilket indikerar att tillsatsen av nano-TiB2-partiklar till CoCrFeNiSi HEA-beläggningar effektivt kan minska den genomsnittliga kornstorleken på beläggningarna och förfina kompositbeläggningarnas kornstruktur. Detta beror på att TiB2-partiklar är ett vanligt heterogent kärnbildande medel som kan öka kärnbildningshastigheten och därmed förfina beläggningskornen.
Se formel (1) i figuren, där: k är en konstant (0.89), λ är röntgenvåglängden (0.15405 nm), β är halvhöjden av diffraktionstoppen (FWHM), och θ är diffraktionsvinkeln.

2. 2 Mikrostruktur

Mikrostrukturen för CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA-kompositbeläggning visas i figur 2. Motsvarande kemiska grundämnesinnehåll i de markerade områdena i figur 2 listas i tabell 2. Från SEM-fotona kan man se att strukturen hos CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA-kompositbeläggning presenterar två olika dendritentiska (DR)- (DR)-strålar- och ljusregioner: regioner. DR- och ID-regioner är typiska solida lösningsstrukturer i HEA-beläggningar framställda med laserbeklädnad. Från EDS-analysen av beläggningstestpunkterna kan man se att DR-regionen huvudsakligen inkluderar Fe- och Ni-element, medan ID-regionen huvudsakligen inkluderar Fe-, Cr- och Ti-element. Därför motsvarar DR-regionen FCC-fastlösningsstrukturen rik på Fe och Ni, och ID-regionen motsvarar BCC-fastlösningsstrukturen rik på Fe och Cr, vilket överensstämmer med resultaten från den tidigare XRD-analysen. Vidare kombinerat med figur 2 och tabell 2 kan det ses att när x = 2.5 % är beläggningens mikrostruktur en enhetlig likaxlig kristallstruktur. När x = 5.0 % ändras beläggningens mikrostruktur från likaxlig kristall till kolumnär dendritstruktur. När x = 7.5 %, 10.0 %, har beläggningsmikrostrukturen helt förändrats till kolumnär dendrit. Figur 3 visar EDS ytavsökning och elementfördelning av kompositbeläggningen när x = 5.0 %, 10.0 %. I kombination med data i Tabell 2 kan man se att när en liten mängd nano-TiB2-partiklar tillsätts (x = 2.5%), visar kompositbeläggningen uppenbar Si-elementsegregering, och med ökningen av TiB2-innehållet försvagas Si-elementsegregeringen gradvis och tenderar slutligen att bli enhetlig. Detta beror på att tillsatsen av TiB2 främjar omfördelningen av lösta ämnen, och Ti-elementet har en stark tendens att segregera till korngränsen. Denna lokala inhomogenitet gör att Ti-elementet segregerar till korngränsen företrädesvis än Si-elementet, vilket hämmar segregeringen av Si-elementet i viss utsträckning. Dessutom, när x = 2.5 %, 5.0 %, är B-elementet relativt likformigt fördelat i kompositbeläggningen på grund av dess relativt låga innehåll. Med ökningen av TiB2-halten existerar B-elementet huvudsakligen i form av segregation vid korngränsen, vilket ytterligare minskar kornstorleken.

2.3 Mikrohårdhet

Fördelningskurvan för kompositbeläggningens mikrohårdhet längs djupriktningen visas i figur 4. Hårdhetskurvan är indelad i tre regioner: beklädnadszon, värmepåverkad zon och substratzon. Varje område är separerat av en vertikal streckad linje i figuren. Mikrohårdheten i den värmepåverkade zonen är relativt hög eftersom laserbeklädnad har egenskaperna av snabb kylning och snabb stelning. Den snabba nedkylningsprocessen från ett högtemperaturtillstånd motsvarar härdning, vilket kan förbättra hårdheten. Den genomsnittliga mikrohårdheten för CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%) HEA-kompositbeläggning och 40Cr-substrat är HV342.98, HV404.13, HV460.51, HV547.11, HV201.23 resp. hårdheten för varje kompositbeläggning är 1.7 gånger, 2.0 gånger, 2.0 gånger respektive 2.5 gånger hårdheten för substratet. 29 gånger och 2.72 gånger. Det kan tydligt ses av figur 4 att med ökningen av innehållet av nano-TiB2-partiklar ökar mikrohårdheten hos kompositbeläggningen gradvis. När x = 2.5 %, 5.0 %, är beläggningens mikrohårdhet relativt låg. Orsakerna kan inkludera: ① Innehållet av TiB2 som tillsätts är litet, sannolikheten för att Ti-atomer löses upp i den fasta lösningen och ersätter andra atomer eller B-atomer som kommer in i gittermellanrumsvakanserna är liten, gitterförvrängningen är liten och den fasta lösningens förstärkning som orsakas är inte uppenbar; ② När x = 2.5%, 5.0%, är halten av FCC-fasen större än den i BCC-fasen, duktiliteten för FCC-fasen är högre, men dess styrka är lägre än BCC-fasen. När x = 7.5 %, 10.0 %, är beläggningens mikrohårdhet relativt låg. Beläggningens mikrohårdhet är relativt låg. När 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 … När x = XNUMX % är kompositbeläggningens mikrohårdhet relativt hög. Detta beror på att med ökningen av nano-TiB2-innehållet omvandlas FCC-fasen till BCC-fasstrukturen, och BCC-fasstrukturinnehållet i kompositbeläggningen är relativt högt; med ökningen av Ti- och B-element löses Ti-atomerna med större radie i den fasta lösningen och ersätter andra atomer och upptar gitterpositionen, medan B-atomerna upptar de mellanliggande vakanserna i gittret som interstitiella atomer. Den kombinerade effekten av de två leder till kraftig gallerförvrängning, vilket ökar graden av solid lösningsförstärkning. När x = 10.0 % genereras den intermetalliska föreningen CrB i kompositbeläggningen, vilket resulterar i dispersionsförstärkning av beläggningen. Den snabba stelningen under laserbeklädnad bidrar också till att förbättra lösligheten och förbättra den fasta lösningens förstärkande effekt. Dessutom styr införandet av B-element kornstorleken på beläggningen, förfinar kornen, ökar antalet korngränser och korngränserna spelar en roll för att hindra rörelsen av dislokationer, så beläggningen uppvisar hög mikrohårdhet. Enligt Hall-Petch-ekvationen Hg = H0 + kd1/2 är beläggningens hårdhet omvänt proportionell mot kornstorleken.

2.4 Friktions- och slitageegenskaper

2.4.1 Friktionskoefficient och viktminskning för slitage

Figur 5 visar friktionskoefficientkurvan (COF) för CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA-kompositbeläggningen, som visar två olika steg: inkörningssteget och det stabila slitagesteget. I inkörningsskedet kommer friktionsparet Si3N4 keramisk kula först i kontakt med beklädnadslagrets yta. Under friktion och slitage kommer slitageskräp att genereras på ytan av beklädnadslagret och punktkontaktfriktion kommer att uppstå, vilket resulterar i en instabil och avsevärt ökad friktionskoefficient. Med den ökade slittiden ökar friktionskontaktytan gradvis och blir ytkontaktfriktion, vilket gör att friktionssystemet tenderar att vara stabilt och gå in i det stabila slitagestadiet. I detta skede är COF för CoCrFeNiSi-xTiB2HEA-kompositbeläggningen mellan 0.67 och 0.72, vilket indikerar att innehållet av nano-TiB2-partiklar har liten effekt på COF för kompositbeläggningen i det stabila slitagesteget. Liknande fenomen har hittats i tidigare rapporter. Figur 6a visar den genomsnittliga friktionskoefficienten mellan substratet och kompositbeläggningen. Det kan konstateras att COF för kompositbeläggningen är lägre än för 40Cr-substratet. Figur 6b visar slitageförlustvikten för substratet och kompositbeläggningen. Det kan ses att kompositbeläggningen med tillsats av nano-TiB2-partiklar avsevärt förbättrar substratets friktions- och slitegenskaper. När x = 10.0 % minskar kompositbeläggningens nötningsförlustvikt med 88 % jämfört med substratet.

2.4.2 Slitagevolym och slitage

För att ytterligare utforska substratets och kompositbeläggningens slitstyrka utfördes den tredimensionella profilanalysen av slitagemärkena på proverna, och 3D-profilkartan och nötningsprofilkurvan för substratet och beläggningen extraherades, som visas i figur 7. Jämfört med substratet minskade slitagebredden och djupet av beläggningens varierande grad av nano2. Tvärsnittsareorna för slitärren på 40Cr-substratet och CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%) beläggningar var 5 696.85, 1 250.10, 1 233.45, 1, 122.02, 770.74, 2, 2, 2 och 8 40. 2 μm2.5, respektive, vilket indikerar att tvärsnittsarean av slitärren i beläggningarna gradvis minskade med ökningen av TiB5.0-innehållet, och motsvarande slitagevolym fortsatte att minska. Med hjälp av formel (7.5) för att beräkna slitagehastigheten för beläggningen visar figur 10.0 slitagevolymen och nötningshastigheten för 0.056Cr-substratet och CoCrFeNiSi-xTiB97 (x = 0.012 %, 50 %, 0.012 %, 33 %) beläggning. Deras förslitningsvolymer är 0.011 22, 0.007 71, 3 39.561, 5 10 respektive 6 8.681 mm3, och slitagehastigheterna är 10 6×8.565-6, 10 6,-7.791 8×10,-6 5.352×4,-10 6 3×1-1 respektive 10.0 10.0×XNUMX-XNUMX mmXNUMX·N-XNUMX·m-XNUMX. Trenden för beläggningens friktions- och slitprestanda överensstämmer med trenden för mikrohårdheten, vilket indikerar att hög hårdhet i allmänhet åtföljs av utmärkt slitstyrka. När x = XNUMX % har beläggningen det minsta slitdjupet, nötningsvolymen och nötningshastigheten, vilket indikerar att beläggningen har den bästa slitstyrkan när x = XNUMX %.
Se formel (2) i figuren, där: W är slitagehastigheten, Vloss är slitagevolymen, FN är belastningen och H är det totala glidavståndet.

2.4.3 Morfologi för slitageytan

Förslitningsytmorfologin för provet visas i figur 9, som ytterligare visar den potentiella slitageprocessen relaterad till substratet och kompositbeläggningen. Figur 9a är nötningsärrmorfologin för 40Cr-substratet. Uppenbar plastisk deformation visas på substratytan. Ett stort antal avskalningsgropar och vidhäftningsskikt kan observeras längs glidriktningen. Det genererade slitavfallet fäster på slitytan. Samtidigt, med verkan av belastningskraften, bildas ett vidhäftningsskikt på slit ärrytan. På grund av den låga mikrohårdheten hos substratet, när den glider i förhållande till friktionsparet, orsakar belastningskraften skjuvplastisk deformation på provytan längs glidriktningen. Den plastiska deformationen gör att mikrosprickor uppstår under substratets slitärr. Mikrosprickorna expanderar och går sönder, vilket resulterar i avskalning av gropar och delaminering på ytan av substratet. Samtidigt finns det ett litet antal fåror på substratytan, vilket indikerar att substratet utsätts för adhesivt slitage åtföljt av ett litet nötande slitage.

Figur 9b-e visar slitageärrmorfologin hos kompositbeläggningar med olika nano-TiB2-innehåll. Det kan ses att slitärret är uppdelat i två delar: det mörkgråa området och det ljusgråa området. Figur 10 visar energispektrumanalysen av CoCrFeNiSi-10.0%TiB2-provet (startposition på vänster sida av slitärret). Det kan konstateras att fördelningen av Si- och O-element i det mörkgråa området är konsekvent, och det kan ses att det mörkgråa området är en oxid som bildas av kombinationen av Si- och O-element. När friktionsparet rör sig fram och tillbaka, genereras oxidförslitningsskräp kontinuerligt på ytan av kompositbeläggningen. Dessa förslitningsskräp släpps ut längs den fram- och återgående friktionsriktningen, men en del skräp kan inte tömmas helt och komprimeras kontinuerligt vid fårorna eller på båda sidor om slitmärkena, och bildar ett oxidskikt på ytan av kompositbeläggningen. Som visas i figur 9b och c, när x = 2.5 % och 5.0 %, uppträder breda fåror och ett stort antal oxidlager på ytan av beläggningen, åtföljda av ett litet antal spjälkningsgropar, och olika grader av plastisk deformation kan hittas, vilket indikerar att slitagemekanismen är kraftigt nötande slitage, medföljande slitage och oxidativt slitage. När x = 7. När x = 5 % kan man se från figur 9f att beläggningsytan har fåror med varierande djup, vilket är ett typiskt fenomen med nötning. Antalet oxidlager i det mörkgrå området har också minskat markant, vilket tyder på att graden av oxidationsnötning har försvagats. Samtidigt observeras också att på grund av friktionsparets fram- och återgående rörelse genereras en stor mängd friktionsvärme för att svetsa ytan, och den bildade mikrokopplingen rivs av för att producera flagnande vidhäftning och avskalningsgropar, vilket indikerar att beläggningen också har adhesivt slitage. Det är värt att notera att under friktions- och slitageprocessen klämmer friktionsparet en del av oxidskiktet, vilket gör att oxidskiktet går sönder och producerar en stor mängd slitageskräp. På grund av beläggningens höga mikrohårdhet får en stor mängd slitageskräp slitytans relativa rörelse att ändras från glidfriktion till rullfriktion, vilket minskar beläggningens friktionskoefficient i viss utsträckning. Det kan ses från figur 9e att när x = 10.0 % fortsätter antalet oxidlager att minska, beläggningsytan är jämnare och grunda och smala fåror uppstår, åtföljda av en liten mängd avskalningsgropar, vilket indikerar att beläggningen har ett litet nötande slitage och oxidationsnötning, åtföljt av ett litet slitage. Från den förstorade vyn på höger sida av figur 9e, kan det ses att slitageavfallet från slitytan är litet i storlek och litet i antal, så slitytans relativa rörelse omvandlas till glidfriktion, vilket ökar friktionskoefficienten för beläggningen, vilket överensstämmer med trenden för den genomsnittliga friktionskoefficienten för beläggningen i figur 6a. Sammanfattningsvis, med ökningen av nano-TiB2-innehållet förändras den huvudsakliga slitagemekanismen för kompositbeläggningen från kraftigt slipande slitage och oxidationsslitage till lätt slipande slitage och oxidationsslitage, vilket indikerar att tillsatsen av nano-TiB2 avsevärt förbättrar kompositbeläggningens slitstyrka.

2.5 Elektrokemisk korrosion

2.5.1 Dynamisk potentialpolarisationskurva

Figur 11 visar de dynamiska potentialpolarisationskurvorna för 40Cr-matris och CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5 %, 5.0 %, 7.5 %, 10.0 %) HEA-kompositbeläggning i 3.5 % NaCl-lösning. Substratet och kompositbeläggningen visar liknande tillstånd i katodområdet, vilket indikerar att förändringen i innehållet av nano-TiB2 keramiska partiklar inte har någon effekt på katoddelen av polarisationskurvan. En typisk passiveringsplattform uppträder i anodområdet. Lutningen på passiveringszonskurvan är relaterad till graden av skydd för passiveringsfilmen. När x = 7.5 % är lutningen på beläggningspassiveringszonens kurva störst, och sekundär passivering sker samtidigt, vilket indikerar att beläggningen producerar en tätare passiveringsfilm under korrosionsprocessen, vilket förbättrar passiveringsfilmens korrosionsbeständighet.

Självkorrosionspotentialen (Ecorr) och korrosionsströmtätheten (Icorr) för CoCrFeNiSi-xTiB2 (x = 2.5%, 5.0%, 7.5%, 10.0%) HEA-kompositbeläggning erhölls genom att använda Tafeel-polarisationskurvans extrapolationsmetod, som visas i den allmänna parametertabellen Ecor,3. materialets trend och möjlighet, medan den kinetiska parametern Icorr kan karakterisera materialets korrosionshastighet [46-47]. När x = 7.5 % är Icorr (1.252×10-4 A/cm2) för kompositbeläggningen lägre än för andra beläggningar, och Ecorr (-0.816 V) är störst, högre än substratet och andra beläggningar, vilket indikerar att CoCrFeNiSi-7.5 % TiB2-beläggningen har den bästa korrosionsbeständigheten. Genom att jämföra Icorr och Ecorr för andra beläggningar kan det konstateras att korrosionsbeständigheten hos CoCrFeNiSi-10.0%TiB2-beläggningen är bättre än den för CoCrFeNiSi-2.5%TiB2 och CoCrFeNiSi-5.0%TiB2. Bland de två sistnämnda är Ecorr-värdet för CoCrFeNiSi-2.5%TiB2-beläggning större än för CoCrFeNiSi-5.0%TiB2, medan deras Icorrr-värden är av samma storleksordning, så korrosionsbeständigheten för CoCrFeNiSi-2.5%TiB2-beläggning är något bättre. Det är värt att notera att korrosionsbeständigheten för alla CoCrFeNiSi-xTiB2-beläggningar är bättre än den för 40Cr, vilket indikerar att CoCrFeNiSi-xTiB2-beläggningar har förbättrat förmågan att motstå Cl-intrång och har god korrosionsbeständighet. Korrosionsbeständigheten hos substratet och varje beläggning rankas som CoCrFeNiSi-7.5%TiB2 > CoCrFeNiSi-10.0%. 0%TiB2>CoCrFeNiSi-2. 5%TiB2>CoCrFeNiSi-5. 0%TiB2>40Cr.

2.5.2 Elektrokemisk impedansanalys

Elektrokemisk impedansspektroskopi (EIS) är ett effektivt verktyg för att studera korrosionsprestanda och korrosionsmekanism. Den återspeglar de strukturella sammansättningsegenskaperna hos elektrodgränssnittet genom att jämföra dess kinetiska information och polarisationskurva. Figurerna 12a och 12b är Nyquist- och Board-diagrammen över substratet och CoCrFeNiSi-xTiB2 HEAs-kompositbeläggningen. Som framgår av figur 12a är Nyquist-kurvan för provet halvcirkelformig, vilket beror på laddningsöverföringen på den heterogena ytan. Studier har visat att ju större halvcirkeldiameter, desto bättre korrosionsbeständighet. Halvcirkeldiametrarna i Nyquist-diagrammet är x = 7.5 %, x = 10.0 %, x = 2.5 %, x = 5, 0 %, 40Cr, vilket indikerar att lämplig mängd TiB2-partiklar effektivt kan förbättra korrosionsbeständigheten hos beläggningen i 3.5 % NaCl-lösning. I Bode-diagrammet kan impedansmodulen Z indikera graden av Cl-invasion. Ju större Z-värdet är, desto mindre är graden av Cl-invasion. I mellanfrekvensområdet (1-103 Hz) i figur 12 visar logaritmen för impedansmodulen och frekvensen ett linjärt samband med en lutning mindre än -1. Vid en fast frekvens på 0.1 Hz är värdet på Z ungefär lika med värdet på polarisationsresistansen (RP). Ju större RP, desto svårare är provet att korrodera [51]. Som visas i figur 12b, vid f = 10-2 Hz, är Z-värdet för beläggningen med x = 7.5 % störst, vilket indikerar att den passiva filmens korrosionsbeständighet på beläggningsytan är högst när x = 7.5 %. I högfrekvensområdet 104-105 Hz är fasvinkeln nära noll, vilket indikerar att lösningsresistansen är låg. I mellanfrekvensområdet når inte fasvinkeln för alla beläggningar 90°, vilket indikerar att beläggningen har en "semi-adaptiv" funktion, vilket indikerar att passiveringsfilmen på beläggningsytan gradvis förvandlas till ett rent kapacitansskikt med god isoleringsprestanda, vilket har en bra skyddande effekt på beläggningen. För att utvärdera beläggningens korrosionsprocessen analyseras EIS-spektrumet med hjälp av en likvärdig krets. Som visas i figur 12c är Rs lösningsresistansen, Rf är korrosionsproduktens filmresistans, Rct är laddningsöverföringsresistansen för elektroden och ett konstantfaselement (CPE) används för att kompensera för ojämnheten i systemet (ytråhet och ytdefekter), som är CPE1 respektive CPE2. Det framgår tydligt av tabell 4 att när x = 7.5 % är Rct och Rf störst, vilket också visar att beläggningen med x = 7.5 % har bäst korrosionsbeständighet. Sammanfattningsvis har substratet och varje beläggning god korrosionsbeständighet på 3.5 %. Korrosionsbeständigheten i 5% NaCl-lösning är rankad som CoCrFeNiSi-7.5% TiB2 > CoCrFeNiSi-10.0% TiB2 > CoCrFeNiSi-2.5% TiB2 > CoCrFeNiSi-5.0% TiB2 > 40Cr, vilket överensstämmer med de polära resultaten av kurvan för potentioanalys.

2.5.3 Korrosionsytmorfologi

Figur 13 visar den elektrokemiska korrosionsmorfologin för 40Cr-substrat och kompositbeläggning. Det kan tydligt ses att ytan på 40Cr är grov, korrosionsgraden är den allvarligaste och gropgropar uppstår. Detta beror på att det finns fler Cr-element på ytan av 40Cr, den bildade passiveringsfilmen är ojämn, Cl- vidrör den svaga delen av passiveringsfilmen och bildar lösliga klorider genom filmytan, vilket resulterar i att det uppstår gropgropar. x = 2.5 %, 5.0 %. När x = 0.0 % och 10.0 % är ytan på kompositbeläggningen slätare än 40Cr-substratet, och en liten mängd korrosionsgropar av varierande grad uppträder på båda ytorna. När x = 7.5% är beläggningsytan slät och inga korrosionsgropar uppstår, vilket indikerar att CoCrFeNiSi-7.5%TiB2-beläggningen har god korrosionsbeständighet. Det är värt att notera att när TiB2-halten ökar till 10.0 %, minskar istället beläggningens korrosionsbeständighet. Detta beror på att den överdrivna tillsatsen av TiB2 leder till fler B-element i beläggningen. Från XRD-analysen i figur 1 kan man se att den intermetalliska föreningen CrB genereras i beläggningen med x = 10.0 %, vilket ökar passiveringsfilmens ojämnhet och minskar passiveringsfilmens korrosionsbeständighet i NaCl-lösning; den intermetalliska föreningen CrB kommer att bilda ett mikrobatteri i beläggningen, vilket orsakar galvanisk korrosion. Därför är korrosionsbeständigheten hos beläggningen med x = 10.0 % bättre än beläggningen med x = 7.5 %. 5% beläggning reduceras.

3 Slutsatser

(1) Att lägga till nano-TiB2-partiklar till CoCrFeNiSi HEA-beläggning kan effektivt minska beläggningens genomsnittliga kornstorlek och förfina kompositbeläggningens kornstruktur. Fassammansättningen av CoCrFeNiSi-xTiB2 HEA-beläggning är FCC-fas, BCC-fas och CrB-borid. Ti- och B-atomer löses i den fasta lösningen, och den kombinerade verkan av de två leder till allvarlig gitterförvrängning. Från mikrostrukturen kan man se att med ökningen av TiB2-innehållet övergår beläggningsstrukturen från likaxliga kristaller till kolumnformiga dendriter. Samtidigt hämmar tillsatsen av TiB2 segregeringen av Si-element vid korngränserna.

(2) Beläggningens mikrohårdhet är positivt korrelerad med TiB2-innehållet. När x = 10 % når den genomsnittliga mikrohårdheten för beläggningen det maximala värdet på HV0. 547, vilket är cirka 11. 2 gånger. Förbättringen av mikrohårdheten är resultatet av den kombinerade effekten av fast lösningsförstärkning, dispersionsförstärkning och finkornsförstärkning. Beläggningens slitstyrka ökar med ökningen av TiB72-halten. När x = 2 % är slitageförlustvikten den minsta och når 10.0 mg, vilket är 0.13 % mindre än substratets. Slitagehastigheten för beläggningen minskar också med ökningen av TiB88. Ökningen av TiB2 ändrar beläggningens huvudsakliga slitagemekanism från kraftigt nötande slitage och oxidationsslitage till lätt nötande nötning och oxidationsslitage.

(3) Enligt polarisationskurvan och EIS-passningsresultaten kan ökningen av TiB2-partikelinnehållet effektivt förbättra beläggningens korrosionsbeständighet. Förbättringen av beläggningens korrosionsbeständighet beror främst på den sekundära passiveringen av beläggningen under korrosionsprocessen, vilket ger en tätare passiveringsfilm och förbättrar förmågan att motstå Cl-invasion. Bland dem har CoCrFeNiSi-7.5 % TiB2-beläggningen den bästa korrosionsbeständigheten.