一种氧化钆改性TiB2-TiC-GH4169复合涂层的制备方法专利检索-对金属材料的镀覆用金属材料对材料的镀覆表面扩散法化学转化或置换法的金属材料表面处理真空蒸发法溅射法离子注入法或化学气相沉积法的一般镀覆专利检索查询-专利查询网

一种氧化钆改性TiB2-TiC-GH4169复合涂层的制备方法
申请号	CN202410313889.2	申请日	2024-03-19	公开(公告)号	CN117966155A	公开(公告)日	2024-05-03
申请人	佳木斯大学;			发明人	赵汉卿; 胡明; 王飞宇; 高正华; 孟玲玉; 邸可新;
摘要	一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，涉及激光表面强化技术领域。方法：将Ti粉、B4C粉、GH4169 合金粉和纳米Gd2O3粉装入行星球磨机中，球磨后进行干燥，得到混合粉体；采用同轴送粉激光熔覆的方式，并使用氩气作为送粉气体和保护气体，将混合粉体在预热后的H13 钢基体表面原位自生，得到氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层。本发明可获得一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法。
权利要求	1.一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，其特征在于该制备方法按以下步骤进行：步骤S1：将Ti粉、B4C粉、GH4169 合金粉和纳米Gd2O3粉装入行星球磨机中，球磨2～4h，球磨结束后进行干燥，得到混合粉体；所述的混合粉体中GH4169合金粉的质量分数为20％～60％，纳米Gd2O3粉的质量分数为 1％～4％，且Ti粉与B4C粉的质量比为(15～21)：7；步骤S2：将H13 钢基体表面进行预处理，然后置于真空干燥箱中进行预热，得到预热后的H13钢基体；步骤S3：采用同轴送粉激光熔覆的方式，并使用氩气作为送粉气体和保护气体，将步骤S1中得到的混合粉体在步骤S2中得到的预热后的H13钢基体表面原位自生，得到氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层，激光功率为1000～1200W，激光扫描速度为180～240mm/min。 2.根据权利要求1所述的一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，其特征在于步骤S1中纳米Gd2O3粉的粒径小于100nm。 3.根据权利要求1所述的一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，其特征在于步骤S1中行星球磨机的转速为200～400r/min。 4.根据权利要求1或3所述的一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，其特征在于步骤S1中球磨的球料比为(1～3)：1。 5.根据权利要求1所述的一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，其特征在于步骤S1中干燥温度为100～120℃，干燥时间为1～2h。 6.根据权利要求1所述的一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，其特征在于步骤S2中H13钢基体表面进行预处理的步骤：先将H13钢基体表面进行打磨，然后使用无水乙醇或丙酮超声清洗。 7.根据权利要求1所述的一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，其特征在于步骤S2中的预热温度为150～200℃，预热时间为1～2h。 8.根据权利要求1所述的一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，其特征在于步骤S3中同轴送粉激光熔覆的具体参数如下：激光束光斑直径为3mm，进粉速度为 0.8～1.6r/min。 9.根据权利要求1所述的一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，其特征在于步骤S3中送粉气体的流量为8～15L/min。 10.根据权利要求1所述的一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，其特征在于步骤S3中保护气体的流量为16～24L/min。
说明书全文	一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法技术领域 [0001] 本发明涉及激光表面强化技术领域，具体涉及一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法。背景技术 [0002] GH4169是一种镍基沉淀强化型高温合金，长时间使用温度高达650℃以上，其在高温服役环境下具有高强度、抗氧化、优异的耐腐蚀、抗疲劳等性能，同时兼备良好的焊接性能，而被广泛应用于航空航天、石油化工、核能等诸多高温领域。然而，由于纯镍基高温合金GH4169涂层的硬度低、耐磨性差，限制其在高温磨损环境中的应用。TiB2和TiC具有较高的熔点、优异的硬度和耐磨性，以及相对较低的热膨胀系数，是高温应用的理想材料，特别是TiB2‑TiC复合增强涂层较单一TiB2或TiC增强涂层的高温硬度和耐磨性更佳。但在TiB2‑TiC复合增强涂层制备过程中，外部直接加入的TiB2和TiC由于与金属基体润湿性不足，常常引起涂层开裂。 [0003] 激光熔覆是一种有效的表面涂层制造技术。在高能束激光的作用下，熔覆粉末在基体表面迅速熔化凝固，由于温度梯度较大，会在基体表面形成细晶粒涂层。与其他表面强化技术相比，具有加工速度快、涂层厚度易于控制、稀释度小、基材/涂层冶金结合强和热影响区小等优点，被认为是一种绿色环保的再制造技术。但激光熔覆技术也存在不足，较快的冷却速度引起的涂层局部应力集中，容易引起涂层产生开裂现象。发明内容 [0004] 本发明的目的是为了解决上述技术问题，而提供一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法。 [0005] 一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，按以下步骤进行： [0006] 步骤S1：将Ti粉、B4C粉、GH4169合金粉和纳米Gd2O3粉装入行星球磨机中，球磨2～4h，球磨结束后进行干燥，得到混合粉体； [0007] 所述的混合粉体中GH4169合金粉的质量分数为20％～60％，纳米Gd2O3粉的质量分数为1％～4％，且Ti粉与B4C粉的质量比为(15～21)：7； [0008] 步骤S2：将H13 钢基体表面进行预处理，然后置于真空干燥箱中进行预热，得到预热后的H13钢基体； [0009] 步骤S3：采用同轴送粉激光熔覆的方式，并使用氩气作为送粉气体和保护气体，将步骤S1中得到的混合粉体在步骤S2中得到的预热后的H13钢基体表面原位自生，得到氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层，激光功率为1000～1200W，激光扫描速度为180～240mm/min。 [0010] 本发明的原理： [0011] 众多研究表明，微量的稀土或其氧化物能够减少涂层中的缺陷，抑制晶粒长大，改善涂层组织，有效减少涂层的开裂现象，而被广泛应用于涂层表面改性。原位合成技术是通过外部热源引发放热化学反应，各组元原位合成化合物，这种方法可以有效改善陶瓷增强相和金属基体之间的润湿性，提高陶瓷增强相和金属基体之间的结合力。为了最大限度的发挥上述材料体系和制备方法的优势，形成互补。因此，本发明选取高温性能和硬度、耐磨性能互补的GH4169和TiB2‑TiC作为熔覆材料体系，利用激光熔覆和原位合成技术的优势，发挥稀土氧化物纳米Gd2O3对涂层的改性作用，成功制备出成型良好、组织均匀和高温力学性能优异的稀土改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层。 [0012] 本发明的有益效果： [0013] 1.本发明以适量比例和适量粒径的GH4169高温合金粉、Ti粉和B4C粉为基础粉末体系，结合激光熔覆制备的复合涂层，不仅实现了原位合成TiB2‑TiC陶瓷增强颗粒的效果，而且发挥出G4169高温合金的高温性能优势，极大地改善了TiB2‑TiC陶瓷颗粒与基体之间的润湿性，复合涂层成型良好，无明显开裂现象，高温硬度和耐磨性得到显著提高。 [0014] 2.本发明利用稀土氧化物对涂层的改性作用，添加纳米Gd2O3粉末对TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层进行改性，制备出氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层。纳米Gd2O3可以提高形核率，细化晶粒，有利于进一步提高涂层的强韧性。 [0015] 3.本发明纳米氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层中TiB2和TiC依附形核形成的紧密结合的TiB2‑TiC组织，并且TiB2‑TiC的形貌呈现区域差异化分布的特征。涂层上部TiB2‑TiC为短棒状或块状，分布较为密集，涂层下部TiB2‑TiC为细长条状，分布均匀。这种TiB2‑TiC差异化分布的作用类似于齿轮钢表面渗碳，既保证了涂层上部的硬度和耐磨性，又改善了涂层中下部的韧性，可以有效降低涂层因应力集中造成的开裂现象，使涂层具有一定的抗冲击性。涂层中纳米Gd2O3分布在TiB2‑TiC相边缘和基体内部，以及TiC相的内部，能够有效抑制TiB2‑TiC陶瓷相的长大，细化基体晶粒，提高涂层的强韧性，减少涂层开裂。 [0016] 4.本发明制备的涂层表面无明显开裂现象，组织致密，TiB2‑TiC陶瓷相分布均匀，并呈现区域差异化分布的形貌特征，涂层的室温硬度高于1400HV0.3，700℃时的硬度高于‑5 31000HV0.3，高温力学性能显著提高，且磨损率低于2×10 mm/Nm。 [0017] 本发明可获得一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法。附图说明 [0018] 图1表示实施例1中制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层上部的SEM图； [0019] 图2表示实施例1中制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层中下部的SEM图； [0020] 图3表示实施例1中制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的BSE图； [0021] 图4表示图3中的谱图1； [0022] 图5表示图3中的谱图2； [0023] 图6表示图3中的谱图3； [0024] 图7表示图3中的谱图4； [0025] 图8表示实施例1中制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的显微硬度分布图； [0026] 图9表示实施例1‑3中制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的高温(700℃)磨损率图。具体实施方式 [0027] 具体实施方式一：本实施方式一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，按以下步骤进行： [0028] 步骤S1：将Ti粉、B4C粉、GH4169合金粉和纳米Gd2O3粉装入行星球磨机中，球磨2～4h，球磨结束后进行干燥，得到混合粉体； [0029] 所述的混合粉体中GH4169合金粉的质量分数为20％～60％，纳米Gd2O3粉的质量分数为1％～4％，且Ti粉与B4C粉的质量比为(15～21)：7； [0030] 步骤S2：将H13钢基体表面进行预处理，然后置于真空干燥箱中进行预热，得到预热后的H13钢基体； [0031] 步骤S3：采用同轴送粉激光熔覆的方式，并使用氩气作为送粉气体和保护气体，将步骤S1中得到的混合粉体在步骤S2中得到的预热后的H13钢基体表面原位自生，得到氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层，激光功率为1000～1200W，激光扫描速度为180～240mm/min。 [0032] 本实施方式的有益效果： [0033] 1.本实施方式以适量比例和适量粒径的GH4169高温合金粉、Ti粉和B4C粉为基础粉末体系，结合激光熔覆制备的复合涂层，不仅实现了原位合成TiB2‑TiC陶瓷增强颗粒的效果，而且发挥出G4169高温合金的高温性能优势，极大地改善了TiB2‑TiC陶瓷颗粒与基体之间的润湿性，复合涂层成型良好，无明显开裂现象，高温硬度和耐磨性得到显著提高。 [0034] 2.本实施方式利用稀土氧化物对涂层的改性作用，添加纳米Gd2O3粉末对TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层进行改性，制备出氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层。纳米Gd2O3可以提高形核率，细化晶粒，有利于进一步提高涂层的强韧性。 [0035] 3.本实施方式纳米氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层中TiB2和TiC依附形核形成的紧密结合的TiB2‑TiC组织，并且TiB2‑TiC的形貌呈现区域差异化分布的特征。涂层上部TiB2‑TiC为短棒状或块状，分布较为密集，涂层下部TiB2‑TiC为细长条状，分布均匀。这种TiB2‑TiC差异化分布的作用类似于齿轮钢表面渗碳，既保证了涂层上部的硬度和耐磨性，又改善了涂层中下部的韧性，可以有效降低涂层因应力集中造成的开裂现象，使涂层具有一定的抗冲击性。涂层中纳米Gd2O3分布在TiB2‑TiC相边缘和基体内部，以及TiC相的内部，能够有效抑制TiB2‑TiC陶瓷相的长大，细化基体晶粒，提高涂层的强韧性，减少涂层开裂。 [0036] 4.本实施方式制备的涂层表面无明显开裂现象，组织致密，TiB2‑TiC陶瓷相分布均匀，并呈现区域差异化分布的形貌特征，涂层的室温硬度高于1400HV0.3，700℃时的硬度‑5 3高于1000HV0.3，高温力学性能显著提高，且磨损率低于2×10 mm/Nm。 [0037] 具体实施方式二：本实施方式与具体实施方式一不同点是：步骤S1中纳米Gd2O3粉的粒径小于100nm。 [0038] 其他步骤与具体实施方式一相同。 [0039] 具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式一或二不同点是：步骤S1中行星球磨机的转速为200～400r/min。 [0040] 其他步骤与具体实施方式一或二相同。 [0041] 具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式一至三之一不同点是：步骤S1中球磨的球料比为(1～3)：1。 [0042] 其他步骤与具体实施方式一至三相同。 [0043] 具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式一至四之一不同点是：步骤S1中干燥温度为100～120℃，干燥时间为1～2h。 [0044] 其他步骤与具体实施方式一至四相同。 [0045] 具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式一至五之一不同点是：步骤S2中H13钢基体表面进行预处理的步骤：先将H13钢基体表面进行打磨，然后使用无水乙醇或丙酮超声清洗。 [0046] 其他步骤与具体实施方式一至五相同。 [0047] 具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式一至六之一不同点是：步骤S2中的预热温度为150～200℃，预热时间为1～2h。 [0048] 其他步骤与具体实施方式一至六相同。 [0049] 具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式一至七之一不同点是：步骤S3中同轴送粉激光熔覆的具体参数如下：激光束光斑直径为3mm，进粉速度为0.8～1.6r/min。 [0050] 其他步骤与具体实施方式一至七相同。 [0051] 具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式一至八之一不同点是：步骤S3中送粉气体的流量为8～15L/min。 [0052] 其他步骤与具体实施方式一至八相同。 [0053] 具体实施方式十：本实施方式与具体实施方式一至九之一不同点是：步骤S3中保护气体的流量为16～24L/min。 [0054] 其他步骤与具体实施方式一至九相同。 [0055] 采用以下实施例验证本发明的有益效果： [0056] 实施例1：一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，按以下步骤进行： [0057] 步骤S1：将Ti粉、B4C粉、GH4169合金粉和纳米Gd2O3粉装入行星球磨机中，以300r/min的转速球磨2h，球料比为2：1；球磨结束后在100℃的温度条件下干燥2h，得到混合粉体，备用； [0058] 所述的混合粉体中GH4169合金粉的质量分数为40％，纳米Gd2O3粉的质量分数为2％，且Ti粉与B4C粉的质量比为18：7；纳米Gd2O3粉的粒径小于100nm； [0059] 步骤S2：将H13钢基体表面进行预处理，然后置于真空干燥箱中在200℃的温度条件下预热1h，得到预热后的H13钢基体； [0060] H13钢基体表面进行预处理的步骤：先用砂纸将H13钢基体表面进行打磨，然后使用无水乙醇超声清洗； [0061] 步骤S3：采用同轴送粉激光熔覆的方式，并使用氩气作为送粉气体和保护气体，将步骤S1中得到的混合粉体在步骤S2中得到的预热后的H13钢基体表面原位自生，得到氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层。 [0062] 同轴送粉激光熔覆的具体参数如下：激光束光斑直径为3mm，激光功率为1000W，激光扫描速度为180mm/min，进粉速度为1.2r/min；送粉气体的流量为10L/min，保护气体的流量为20L/min。 [0063] 实施例2：一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，按以下步骤进行： [0064] 步骤S1：将Ti粉、B4C粉、GH4169合金粉和纳米Gd2O3粉装入行星球磨机中，以300r/min的转速球磨2h，球料比为2：1；球磨结束后在100℃的温度条件下干燥2h，得到混合粉体，备用； [0065] 所述的混合粉体中GH4169合金粉的质量分数为40％，纳米Gd2O3粉的质量分数为3％，且Ti粉与B4C粉的质量比为18：7；纳米Gd2O3粉的粒径小于100nm； [0066] 步骤S2：将H13钢基体表面进行预处理，然后置于真空干燥箱中在200℃的温度条件下预热1h，得到预热后的H13钢基体； [0067] H13钢基体表面进行预处理的步骤：先用砂纸将H13钢基体表面进行打磨，然后使用无水乙醇超声清洗； [0068] 步骤S3：采用同轴送粉激光熔覆的方式，并使用氩气作为送粉气体和保护气体，将步骤S1中得到的混合粉体在步骤S2中得到的预热后的H13钢基体表面原位自生，得到氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层。 [0069] 同轴送粉激光熔覆的具体参数如下：激光束光斑直径为3mm，激光功率为1000W，激光扫描速度为180mm/min，进粉速度为1.2r/min；送粉气体的流量为10L/min，保护气体的流量为20L/min。 [0070] 实施例3：一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，按以下步骤进行： [0071] 步骤S1：将Ti粉、B4C粉、GH4169合金粉和纳米Gd2O3粉装入行星球磨机中，以300r/min的转速球磨2h，球料比为2：1；球磨结束后在100℃的温度条件下干燥2h，得到混合粉体，备用； [0072] 所述的混合粉体中GH4169合金粉的质量分数为40％，纳米Gd2O3粉的质量分数为1％，且Ti粉与B4C粉的质量比为18：7；纳米Gd2O3粉的粒径小于100nm； [0073] 步骤S2：将H13钢基体表面进行预处理，然后置于真空干燥箱中在200℃的温度条件下预热1h，得到预热后的H13钢基体； [0074] H13钢基体表面进行预处理的步骤：先用砂纸将H13钢基体表面进行打磨，然后使用无水乙醇超声清洗； [0075] 步骤S3：采用同轴送粉激光熔覆的方式，并使用氩气作为送粉气体和保护气体，将步骤S1中得到的混合粉体在步骤S2中得到的预热后的H13钢基体表面原位自生，得到氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层。 [0076] 同轴送粉激光熔覆的具体参数如下：激光束光斑直径为3mm，激光功率为1000W，激光扫描速度为180mm/min，进粉速度为1.2r/min；送粉气体的流量为10L/min，保护气体的流量为20L/min。 [0077] 实施例4：一种氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的制备方法，按以下步骤进行： [0078] 步骤S1：将Ti粉、B4C粉、GH4169合金粉和纳米Gd2O3粉装入行星球磨机中，以300r/min的转速球磨2h，球料比为2：1；球磨结束后在100℃的温度条件下干燥2h，得到混合粉体，备用； [0079] 所述的混合粉体中GH4169合金粉的质量分数为40％，纳米Gd2O3粉的质量分数为2％，且Ti粉与B4C粉的质量比为18：7；纳米Gd2O3粉的粒径小于100nm； [0080] 步骤S2：将H13钢基体表面进行预处理，然后置于真空干燥箱中在200℃的温度条件下预热1h，得到预热后的H13钢基体； [0081] H13钢基体表面进行预处理的步骤：先用砂纸将H13钢基体表面进行打磨，然后使用无水乙醇超声清洗； [0082] 步骤S3：采用同轴送粉激光熔覆的方式，并使用氩气作为送粉气体和保护气体，将步骤S1中得到的混合粉体在步骤S2中得到的预热后的H13钢基体表面原位自生，得到氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层。 [0083] 同轴送粉激光熔覆的具体参数如下：激光束光斑直径为3mm，激光功率为1200W，激光扫描速度为240mm/min，进粉速度为1.2r/min；送粉气体的流量为10L/min，保护气体的流量为20L/min。 [0084] 图1表示实施例1中制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层上部的SEM图，图2表示实施例1中制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层中下部的SEM图；如图1‑2所示，可以看出涂层无明显开裂现象，涂层中原位合成的TiB2和TiC依附形核形成紧密结合的TiB2‑TiC组织，并且TiB2‑TiC的形貌呈现差异化分布特征。涂层上部的TiB2‑TiC以短棒状和块状形式存在，涂层中下部的TiB2‑TiC以长条状形式存在，分布均匀。Gd2O3多分布于基体相内部和TiB2‑TiC边缘，也有部分Gd2O3在TiC内部形成偏聚现象。适中的激光功率1000W，激光扫描速度180mm/min，为Ti和B4C原位反应提供了充足的能量，保证涂层中原位合成大量的TiB2‑TiC组织，同时质量分数为2％的纳米Gd2O3可以改善涂层的组织、细化TiB2‑TiC，这种细化作用在涂层上部表现的更为明显。涂层上部和中下部的TiB2‑TiC呈现差异化分布特征，这种差异化结构的作用类似于齿轮表面渗碳，既保证了涂层上部的硬度和耐磨性，又改善了涂层中下部的韧性，可以有效降低涂层因应力集中造成的开裂现象，并使涂层兼具一定的抗冲击性。 [0085] 图3表示实施例1中制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的BSE图；如图3所示，图4表示图3中的谱图1，图5表示图3中的谱图2，图6表示图3中的谱图3，图7表示图3中的谱图4。如图3‑7所示，从谱图1和谱图2的元素含量可以确定白色相为Gd2O3，且在TiC相内部形成偏聚，谱图3的元素含量可以确定黑色相为TiB2，谱图4的元素含量可以确认深灰相为TiC，TiB2‑TiC之间的浅灰相为基体，可充分证明本实施例成功制备出氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层。 [0086] 图8表示实施例1中制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的显微硬度分布图；如图8所示，从图中可以看出涂层表面的室温硬度高于1400HV0.3，随着温度的升高，涂层表面的硬度缓慢下降。当温度达到700℃时，涂层表面的硬度高于1000HV0.3，表明该复合涂层的高温硬度性能较为优异。 [0087] 图9表示实施例1‑3中制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层的高温(700℃)磨损率图；如图9所示，从图中可以看出三种复合涂层的磨损率较基体均有明显的降低，同等实验条件下，实施例1中的复合涂层的磨损率仅为H13钢基体的1/36。随着Gd2O3粉末质量分数的增加，复合涂层的磨损率呈现先降低后增加的趋势，表明Gd2O3粉末的加入量存在最佳值，并非越多越好。 [0088] 综上所述，实施例1制备的氧化钆改性TiB2‑TiC‑GH4169复合涂层无明显开裂现象，涂层中TiB2‑TiC分布均匀，呈现出表层短棒状和块状，中部长条状的区域差异化分布特征。纳米Gd2O3的改性作用，GH4169的高温性能，TiB2‑TiC的高硬度和耐磨性，不仅显著提高了复合涂层的室温硬度，而且对提高涂层的高温硬度和耐磨性能十分有利，但纳米Gd2O3相的加入量存在最佳值。 [0089] 对比例1： [0090] 田鹿岩，李新梅，刘伟斌.CeO2添加量对激光熔覆TiB2‑TiC/Ni复合涂层组织和性能的影响[J].机械工程材料，2023，47(09):82‑86+93. [0091] 该文献中TiB2和TiC为外部直接加入，没有在涂层中形核的过程，所以限制了CeO2对TiB2和TiC的细化作用。这种直接加入的TiB2和TiC与基体润湿性差，制备的涂层容易出现开裂现象，极大地限制涂层中TiB2和TiC的加入量，文献中二者加入量之和仅有12％，涂层的室温平均硬度低于1100HV0.2，涂层的综合性能不够理想。 [0092] 对比例2： [0093] 侯南，王佳峰，张新杰.扫描速度对激光熔覆TiB2‑TiC/Ni复合涂层组织与性能的影响[J].世界有色金属,2016，(13):69‑70. [0094] 该文献中采用混料机混粉和粉末预置激光熔覆的方法，与球磨混粉和同轴送粉激光熔覆相比，原料混粉不够均匀，而且粉末预置工艺复杂且难以保证预置厚度的均一性。同时，文献缺少对TiB2和TiC均匀分布的调控。因此，文献中制备涂层的组织不够均匀，文献涂层的室温平均硬度低于1200HV0.2，涂层的高温硬度和耐磨性很难保证。 [0095] 对比例3： [0096] 邵锦钟，李军，宋睿等.原位合成TiB2/TiC增强Ti2Ni/TiNi双相金属化合物基复合涂层及制备方法[P].上海市:CN105112907B,2018‑02‑02. [0097] 可见，该对比例中采用复杂的预置涂层激光熔覆方法，该方法预置涂层效率低，且无法预置在复杂形状零部件表面，不能满足工业应用需求。且该对比例中制备的涂层中存在一定数量孔隙和微裂纹，原位合成的TiB2和TiC数量少，分布不够均匀，导致涂层的硬度和耐磨性不足。此外，涂层中的原位合成反应依赖钛合金基体提供钛源，所以仅适用钛合金表面强化，不能应用在其它金属表面。 [0098] 本发明采用球磨混粉和同轴送粉激光熔覆的方法制备涂层，生产效率高，适用于工业应用需求。而且涂层中TiB2‑TiC为原位合成，TiB2‑TiC与基体润湿性好，涂层中TiB2‑TiC的设计合成量可达50％以上，保证涂层具有较高的综合性能。同时，利用纳米Gd2O3对涂层进行改性，调控TiB2‑TiC分布，并细化TiB2‑TiC和基体相晶粒，有效改善了涂层的组织和性能。制备的涂层与基体形成良好的冶金结合，组织致密，无明显的气孔和微裂纹等缺陷，涂层的综合性能较为优异。其中，涂层表面的室温平均硬度高于1400HV0.3，700℃时的高温硬度高于1000HV0.3，远高于上述对比例中的水平，表现出优异的组织均匀性和高温力学性能。此外，本发明制备的涂层适用性较广，除了适用于钢基体的表面强化，还可适用于钛合金和铜合金等金属的表面强化。

意见反馈