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纳米TiC与B对激光熔覆FeCoCrNiCu复合涂层组织及摩擦学性能的影响

李嘉乐, 刘秀波, 程巍, 郑军

李嘉乐, 刘秀波, 程巍, 等. 纳米TiC与B对激光熔覆FeCoCrNiCu复合涂层组织及摩擦学性能的影响[J]. 复合材料学报, 2024, 42(0): 1-13.
引用本文: 李嘉乐, 刘秀波, 程巍, 等. 纳米TiC与B对激光熔覆FeCoCrNiCu复合涂层组织及摩擦学性能的影响[J]. 复合材料学报, 2024, 42(0): 1-13.
LI Jiale, LIU Xiubo, CHENG Wei, et al. Effects of nano-TiC and B on microstructure and tribological properties of laser cladding FeCoCrNiCu composite coatings[J]. Acta Materiae Compositae Sinica.
Citation: LI Jiale, LIU Xiubo, CHENG Wei, et al. Effects of nano-TiC and B on microstructure and tribological properties of laser cladding FeCoCrNiCu composite coatings[J]. Acta Materiae Compositae Sinica.

纳米TiC与B对激光熔覆FeCoCrNiCu复合涂层组织及摩擦学性能的影响

基金项目: 国家自然科学基金项目(52075559);湖南省重点研发计划项目(2022GK2030);先进金属材料绿色制备与表面技术教育部重点实验室开放基金(GFST2023KF01)
详细信息
    通讯作者:

    刘秀波,博士,教授,硕士生/博士生导师,研究方向为表面工程与摩擦学 E-mail: liuxiubosz@163.com

    郑军,博士,教授,硕士生导师,研究方向为表面工程与摩擦学 E-mail: Jzheng@ahut.edu.cn

  • 中图分类号: TG146; TB331

Effects of nano-TiC and B on microstructure and tribological properties of laser cladding FeCoCrNiCu composite coatings

Funds: National Natural Science Foundation of China (52075559); the Hunan Provincial Key Research & Development Program (2022GK2030); the Open Fund of Key Laboratory of Green Fabrication and Surface Technology of Advanced Metal Materials, Ministry of Education (GFST2023KF01)
  • 摘要: 为研究纳米TiC与B元素对FeCoCrNiCu高熵合金涂层的影响,采用激光熔覆技术在Q235基体制备FeCoCrNiCuBx (x = 1, 3, 5 at%) 和FeCoCrNiCu-xTiC (x = 5, 10, 15 wt%) 涂层,并选取性能最好的FeCoCrNiCuB0.5和FeCoCrNiCu-15wt%TiC进行分析。结果表明添加纳米TiC与B都会使晶粒细化,提高涂层的冶金结合性能。FeCoCrNiCu(HEA)、FeCoCrNiCuB0.5(B5)、FeCoCrNiCu-15wt%TiC(T15)涂层的显微硬度分别是217.95、343.98和531.65HV0.5。T15涂层室温下摩擦系数仅为0.549,且表面更加光整,磨损机制主要为磨粒磨损;600℃下T15涂层摩擦系数为0.279,磨损率为15.28×10−5 mm3/N·m,磨损机制为磨粒磨损、疲劳磨损和氧化磨损。B5涂层在室温下的摩擦系数最低,仅为0.425,磨损机制主要为磨粒磨损和疲劳磨损;在600℃下B5涂层摩擦系数为0.255,磨损率为6.96×10−5 mm3/N·m,磨损机制主要为氧化磨损和磨粒磨损。在B5涂层表面生成B2O3自润滑相,其在高温下熔化形成低粘度液体,形成润滑膜,隔离接触面,减少直接接触和粘附,是显著提高其摩擦学性能的主要原因。

     

    Abstract: To investigate the effects of adding nano-TiC and B elements on the FeCoCrNiCu high-entropy alloy coating, laser cladding technique was employed to prepare FeCoCrNiCuBx and FeCoCrNiCu-x wt%TiC high-entropy alloy coatings on Q235 substrate. The best-performing coatings, FeCoCrNiCuB0.5 and FeCoCrNiCu-15wt%TiC, were selected for discussion and analysis. The results show that the addition of nano-TiC and B both lead to grain refinement and improve metallurgical bonding properties of the coatings. The microhardness values of the FeCoCrNiCu (HEA), FeCoCrNiCuB0.5 (B5), and FeCoCrNiCu-15wt%TiC (T15) coatings are 217.95, 343.98 and 531.65 HV0.5, respectively. The T15 coating exhibits a low friction coefficient of only 0.549 at room temperature, with a smoother surface and wear mechanism mainly attributed to abrasive wear. At 600℃, the friction coefficient of the T15 coating is 0.279, with a wear rate of 15.28×10−5 mm3/N·m, and the wear mechanisms include abrasive wear, fatigue wear, and oxidation wear. The B5 coating exhibits the lowest friction coefficient of 0.425 at room temperature, primarily due to abrasive wear and fatigue wear. At 600℃, the friction coefficient of B5 coating is 0.255, the wear rate is 6.96×10−5 mm3/N·m, and the wear mechanism is mainly abrasive wear. The B2O3 self-lubricating phase is formed on the surface of the B5 coating, which melts at high temperature to form a low viscosity liquid, forming a lubricating film, isolating the contact surface, reducing direct contact and adhesion, which is the main reason for significantly improving its tribological properties.

     

  • 近年来,核能作为一种高效、经济能源在世界范围内受到广泛关注,得到了快速发展[1]。然而,在核能开发过程中产生的大量放射性污染物却对生态环境和人类健康构成了潜在威胁[2]。铀是核能中广泛使用的放射性核素之一,具有极强的放射性和化学毒性[3],在采矿和核废料处理过程中不可避免地转移到土壤和地下水中,从而导致一定程度的放射性污染。化学沉淀、溶液萃取、膜分离、离子交换和吸附等 [4-6] 方法常用来处理铀污染废水,其中,吸附法因操作简单、绿色高效、成本低而得到广泛应用。

    MXene,一种具有类石墨烯二维(2D)结构的新型纳米材料,是通过对其前驱体MAX相中选择性去除A层而获得的层状过渡金属碳氮化物[7]。自MXene材料被发现以来,因其具备的多种优异特性而备受关注,已广泛应用于能量储存、传感器、催化和水处理等领域[8-10]。MXene材料具有较大的比表面积、良好的亲水性和丰富的活性位点,已被证明可以吸附多种环境污染物,包括重金属离子、有机染料和放射性核素等[11]。例如,插层剥离工艺制备的新型二维Ti3C2Tx纳米片对Cr(VI)表现出优异的去除能力(250 mg·g−1)[12]。利用Fe2O3和Fe3O4合成的磁性Ti3C2Tx MXene具有较强的稳定性和Hg(II)吸附能力(1128.41 mg·g−1)[13]。端羧基芳基重氮盐羧基化改性后的 Ti3C2Tx MXene [14] 对U(VI)和Eu(III)的吸附容量分别从91 mg·g−1和54 mg·g−1提高至344.8 mg·g−1和97.1 mg·g−1,吸附性能显著提高。然而,MXene纳米片在吸附重金属离子过程中存在稳定性较弱,容易被氧化等不足,限制了其吸附性能。此外,在范德华力的影响下,MXene纳米片往往会发生严重的聚集堆叠现象[15],导致其表面大量的活性位点无法得到有效利用。因此,研发一种新型高效、结构稳定的MXene基吸附材料具有重要意义。

    木质素是一种含多芳香族化合物的高分子生物聚合物,具有来源广泛、环境友好、抗氧化等优点,其内部含有酚羟基、醇羟基和羧基等对金属离子具有亲和力的活性基团,是一种理想的废水处理候选材料[16]。据报道,Luo等[17]通过置换反应,利用六氯环三磷杂吲哚为链接,将木质素磺酸钠接枝到Ti3C2表面,制备了一种新型的MXene基吸附剂。Wang等[18]利用不同的生物表面活性剂(壳聚糖、木质素磺酸盐和酶解木质素)对Ti2CTx MXene进行功能化处理,通过实验和各种表征分析确定了酶解木质素的引入能够有效提高Ti2CTx对Pb(II)的吸附能力(232.9 mg·g−1)。已有研究表明,将酶解木质素引入到MXene中能够提高其抗氧化性。Zhang等[19]将酶解木质素引入到碱化Ti3C2Tx MXene纳米片中,不仅增加了复合材料活性官能团的数量,还有效抑制了Ti3C2Tx的氧化,提高了吸附剂对亚甲基蓝和Cu(II)的吸附性能。

    因此,本研究以天然生物质酶解木质素(EHL)为功能材料,对Ti3C2Tx MXene纳米片进行功能化处理,得到一种具有高效吸附能力和结构稳定的吸附材料,用于处理低浓度含U(VI)废水。同时考察了pH值、反应温度、初始U(VI)浓度、接触时间等因素对吸附U(VI)的影响。此外,采用FTIR和XPS等表征手段探究了材料对U(VI)的吸附机制。

    碳化钛铝(Ti3AlC2,200 mm)和氟化锂(LiF,AR)购于麦克林试剂有限公司;盐酸(HCl,AR)和氨水(NH3·H2O,AR)购于国药集团化学试剂有限公司;酶解木质素(EHL)购于锦州凌宇化工有限公司。1.1792 g U3O8溶于10 mL HCl、 3 mL H2O2和HNO3的混合物中,在加热条件下,将其稀释到1000 mL容瓶中,得到1 g·L−1 U(VI)溶液。

    首先,取20 mL 9 mol·L−1 HCl加入到100 mL烧杯中,随后加入2 g LiF,超声一定时间直至LiF完全溶解,形成透明的蚀刻溶液。接下来称量2 g Ti3AlC2,将其逐次少量缓慢加入到蚀刻溶液中,随后将混合物在恒温水浴锅中40℃搅拌反应48 h,待反应结束后,用蒸馏水将产物离心洗涤数次,直至上清液pH值接近7。最后,将产物置于超低温冰箱中12 h,再真空冷冻干燥24 h,得到黑色的Ti3C2Tx MXene粉末,记为MX。

    将0.1 g MX粉末加入到100 mL蒸馏水中,超声30 min以形成均匀分散溶液。然后加入0.5 g EHL和1滴氨水,超声分散后持续磁力搅拌12 h。将产物反复离心洗涤直至上清液pH接近7,置于超低温冰箱中冷冻12 h,最后冷冻干燥24 h,得到EHL改性的MXene复合材料(MX/EHL)。本实验还通过调整EHL和MX的质量比,制备了一系列EHL改性的MXene复合材料,制备过程见图1

    图  1  Ti3C2Tx (MX)/酶水解木质素(EHL)的主要制备步骤
    Figure  1.  Main preparation processes of Ti3C2Tx (MX)/enzymatically hydrolyzed lignin (EHL)

    批量吸附实验是量取一定浓度50 mL的U(VI)溶液加入到150 mL的锥形瓶中,用稀释的HCl溶液和NaOH溶液调节pH值,范围位于2~7之间。然后在U(VI)溶液中加入一定量的吸附剂样品,置于恒温摇床中以不同温度振荡一定时间进行吸附。吸附平衡后进行过滤,用紫外分光光度计(Unic-2000,上海尤尼柯公司)测定滤液的吸光度,计算U(VI)的吸附容量和去除率。实验重复3次,取平均值。吸附剂对U(VI)的去除率和平衡时吸附容量分别由下式进行计算:

    R=(C0Ce)C0×100% (1)
    qe=(C0Ce)Vm (2)

    其中:C0为U(VI)的初始浓度(mg·L−1);Ce为吸附平衡时U(VI)的剩余浓度(mg·L−1);V为溶液体积(L);m为吸附剂质量(g)。

    采用扫面电子显微镜(SEM,Apreo 2,美国Thermo Fisher Scientific公司)观察样品的微观形貌;采用X射线光谱仪(EDS,X-Max,英国牛津)测试样品中的元素组成;使用傅里叶红外光谱仪(FTIR,Nicolet-iS10,美国Thermo Scientific公司)测定样品的红外光谱;采用X射线光电子能谱(XPS,Escalab 250 Xi,美国Thermo Scientific公司)测定吸附前后样品的XPS谱;采用X-射线电子衍射(XRD,smartlab9,日本理学)探究样品的晶体结构。

    将吸附后的MX/EHL进行过滤处理,收集后先用去离子水洗涤数次以除去表面未被吸附的铀酰离子,然后将其加入到50 mL 0.1 mol·L−1的HCl溶液中,恒温振荡3 h (30℃)进行解吸,用去离子水洗涤解析后的MX/EHL,最后在60℃下进行干燥。再以相同的条件进行吸附-解析试验,循环5次。

    MX和MX/EHL的微观形貌如图2所示。由图2(a)图2(b)可知,刻蚀后的MX具有明显的层状结构,纳米片紧密堆叠,层间距较小,材料表面光滑且规则,表现出MXene材料独特的手风琴状多层结构[20]。改性后的MX/EHL (图2(c)图2(d))仍然保留了多层结构,但其表面变得粗糙不规则,结构更加松散,层间距增大。

    图  2  MX ((a), (b))和MX/EHL ((c), (d))的SEM图像;MX (e)和MX/EHL (f)的EDS能谱
    Figure  2.  SEM images of MX ((a), (b)) and MX/EHL ((c), (d)); EDS patterns of MX (e) and MX/EHL (f)

    图2(e)图2(f)是MX和MX/EHL的元素分析图,两种材料中均含有C、O、Cl和Ti等元素。通过对比可以看出,经EHL改性后,MX/EHL中C和O元素的比例大幅度增加,Ti元素的比例大幅度下降,表明EHL已成功引入到MX中。

    EHL表面丰富的含氧基团赋予了其极佳的亲水性和化学反应活性,使其能够与MX表面的—OH和—F基团产生良好的相互作用[21]。此外,EHL可以很好地插入到MX的片层之间,阻止了MX纳米片的聚集堆叠,有效增大了MX的层间距。具有抗氧化性的EHL能够提高MX的抗氧化性能 [19],使MX/EHL的稳定性得到提高,从而提高对U(VI)的吸附性能[22-23]

    MAX (Ti3AlC2)、MX和MX/EHL的晶体结构分析如图3(a)所示。MAX的主要特征峰出现在9.52° (002)和38.68° (104)处,与文献报道相吻合[24]。与MAX相比,刻蚀后MX的XRD图谱在(101)、(104)和(105)处的特征峰消失或减弱,表明前驱体MAX中的Al原子层已被选择性去除[25];(002)处的衍射峰向低角度偏移,说明刻蚀后MX的层间距增大。此外,在28.32°处出现了一个新的峰,表明刻蚀后形成了Ti3C2(OH)2[26]。EHL修饰后,(002)处的衍射峰进一步向低角度偏移,表明EHL的引入进一步增加了MX的层间距,有效改善了MX的堆叠,有利于提高MX/EHL的吸附性能[27],这与SEM的分析结果一致。

    图  3  (a) MAX (Ti3AlC2)、MX和MX/EHL的XRD图谱;(b) MX和MX/EHL的N2吸脱附及孔径图
    Figure  3.  (a) XRD spectra of MAX (Ti3AlC2), MX and MX/EHL; (b) N2 adsorption-desorption and pore size of MX and MX/EHL
    STP—Standard temperature and pressure; dV/dD—Pore volume per unit pore size

    图3(b)为MX和MX/EHL的N2吸脱附等温线及孔径分布图。由图可知,MX/EHL的N2吸脱附等温线属于IUPAC分类中的III型曲线,并且材料孔径处于2~50 nm之间,表明材料内部存在介孔结构[28]。此外,由表1可知,MX/EHL具有比MX更大的比表面积,这可能是由于EHL的引入阻止了MX纳米片的再堆积,使更多的表面积得以暴露,有助于提高材料对U(VI)的吸附性能。

    表  1  MX和MX/EHL的孔隙结构参数
    Table  1.  Pore structure parameters of MX and MX/EHL
    MaterialSurface area/
    (m2·g−1)
    Pore volume/
    (cm3·g−1)
    Pore diameter/
    nm
    MX3.82970.010010.4628
    MX/EHL8.77510.045520.7320
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    MX、EHL、MX/EHL以及吸附U(VI)后的MX/EHL-U的FTIR图谱如图4所示。MX的图谱在3436 cm−1处有一个特征峰,这是O—H键在其表面的弯曲振动,1619 cm−1处的峰对应于MX中C=O键的拉伸振动,555 cm−1处的峰对应于Ti— O键的伸缩振动峰[29-30]。与MX相比,经EHL改性后,MX/EHL的O—H弯曲振动峰和C=O拉伸振动峰偏移至 3372 cm−11598 cm−1处,这可能是EHL修饰后电子云重新排布所导致的。不仅如此,在2939 cm−11424 cm−1处出现了两个典型的谱带,分别对应于EHL中芳香基团的C—H键和C—O键的拉伸振动[31]。值得注意的是,MX/EHL的图谱在16971598151111251032和835 cm−1等处出现的特征峰与EHL的图谱相似,这进一步表明,EHL与MX表面的末端基团相互作用,EHL已成功引入到MX中[32]

    图  4  MX、EHL和MX/EHL吸附前后的FTIR图谱
    Figure  4.  FTIR spectra of MX, EHL and MX/EHL before and after adsorption

    EHL与MX的质量比对U(VI)的去除效率具有重要影响。通过调整EHL与MX的质量比,考察了不同质量比合成的MX/EHL材料对U(VI)的吸附效果,结果如图5所示。纯MX材料对U(VI)的吸附效率较低,仅为69.4%。EHL加入后,由于引入了更多有效基团,增加了活性位点数量,使得MX/EHL的吸附能力显著增强。当MX与EHL的质量比为1∶5时,吸附效率达到最高(97.1%),后续继续提高EHL的比例时,吸附效率反而出现一定程度的下降,这可能是由于过多的EHL颗粒附着在MX层间,使得铀酰离子无法渗透到材料内部与活性位点产生相互作用,从而使得吸附效率下降。因此,后续吸附实验均采用MX与EHL质量比为1∶5的复合材料。

    图  5  不同配比MX/EHL吸附剂对U(VI) 的吸附效率对比
    Figure  5.  Comparison of adsorption efficiency of different ratios of MX/EHL adsorbents on U(VI)

    图6描述了不同吸附剂投加量对MX/EHL吸附U(VI)的影响。MX/EHL对U(VI)的去除率随其投加量的增加逐渐增大,但对U(VI)的吸附容量却逐渐减小,这是由于当溶液中铀酰离子的数量一定时,MX/EHL投加量的增加会增加其表面空闲活性吸附位点的数量,从而使得对U(VI)的单位吸附容量下降。当吸附剂投加量从0.04 g·L−1增加到0.1 g·L−1时,MX/EHL对U(VI)的去除率从89.8%增加到94.8%;投加量继续增加到0.2 g·L−1时,MX/EHL对U(VI)的去除效率仍有增加,但幅度较小,仅从94.8%增加到96.5%。因此,综合考虑MX/EHL对U(VI)的去除率以及材料成本等因素,后续吸附实验材料的投加量均为0.1 g·L−1

    图  6  不同MX/EHL投加量对吸附U(VI) 的影响
    Figure  6.  Effect of different MX/EHL dosage on adsorption of U(VI)

    pH可以改变吸附剂的表面电荷以及铀的存在形态,是影响吸附效果的重要参数之一[33]。U(VI)在不同pH值下的存在形态分布如图7(a)所示。可以看出,随着pH由低逐渐升高,铀的存在形态先是以UO2+2占主导地位,随后过渡到以(UO2)3(OH)+5(UO2)4(OH)+7为主要产物,最后(UO2)(OH)3(UO2)(OH)24相继出现,成为主要存在形态[34]

    图  7  (a)不同pH值下U(VI) 的形态分布曲线图;(b)不同pH值对MX/EHL吸附U(VI)性能的影响
    Figure  7.  (a) Morphological distribution curves of U(VI) at different pH values; (b) Effect of different pH values on the adsorption performance of U(VI) by MX/EHL

    MX、EHL及MX/EHL在不同pH条件下(pH=2~7)对U(VI)的吸附性能如图7(b)所示。由图可知,MX/EHL相比于MX、EHL对U(VI)具有更好的吸附性能。随着pH值的增加,三者对U(VI)的吸附效率呈现出多段式,发生了明显的变化,这表明表面络合作用参与了吸附过程[35]。在较低pH (pH=2~3)时,MX/EHL对U(VI)的去除效果较低(<40%),随着pH的增加(pH=3~5),MX/EHL对U(VI)去除率迅速增加,在pH接近5时达到最大(96.6%),高于MX(71.6%)和EHL(82.2%),在pH>5后,对U(VI)的去除率逐渐下降。这种分段式的吸附过程可以通过考虑溶液中不同pH值条件下U(VI)的赋存形态和吸附剂的表面性质来解释。在强酸性条件下,MX/EHL表面携带的负电荷官能团被严重质子化,导致与UO2+2的配位亲和力丧失,并且大量H+的存在与UO2+2形成竞争关系,使得活性吸附位点数量减少[36]。随着pH的增大,MX/EHL表面官能团逐步去质子化,这提高了MX/EHL对U(VI)的表面络合作用和静电相互作用。当pH继续增大时,溶液中的U(VI)逐渐形成阴离子络合物(氢氧化物和碳酸铀酰络合物等),这些阴离子与带负电荷的MX/EHL之间的静电斥力增大,导致去除效率下降[37]

    图8(a)是在pH=5、温度为303 K、投加量为0.1 g·L−1、U(VI) 浓度为5 mg·L−1条件下,不同吸附时间(0~180 min)对MX/EHL吸附U(VI)的影响。随着接触时间的增加,U(VI)的吸附速率在前5 min迅速增加,达到45.8 mg·g−1,随后逐渐趋于平缓,在90 min左右基本达到平衡,吸附容量为48.1 mg·g−1,去除率约为96.2%。合理的解释是,在吸附前期,由于大量活性吸附位点存在,U(VI)被快速吸附至吸附剂表面,随着反应进行,溶液中的U(VI)含量急剧减少,吸附剂表面的活性吸附位点减少,吸附动力减弱,因而吸附速率逐渐变得缓慢,直至反应达到平衡[38]。为确保吸附达到平衡,后续吸附时间均采用120 min。本部分还探究了纯MX以及MX/EHL (1∶4)材料对U(VI)的吸附性能随时间的变化。经EHL功能化修饰后的MX材料对U(VI)的吸附能力显著提高,MX/EHL(1∶4)与MX/EHL (1∶5)对U(VI)的吸附性能随时间的变化过程基本相似,但前者吸附容量整体上低于后者。为了进一步揭示U(VI)在MX/EHL材料上的吸附动力学机制,通过拟一级和拟二级动力学模型和颗粒内扩散模型对动力学数据进行拟合,动力学方程如下式所示:

    图  8  (a)接触时间对MX/EHL吸附U(VI)的影响;(b) 拟一级动力学;(c) 拟二级动力学;(d) 颗粒内扩散模型
    Figure  8.  (a) Effect of contact time on U(VI) adsorption by MX/EHL; (b) Pseudo-first-order; (c) Pseudo-second-order; (d) Intraparticle diffusion model
    qe—Equilibrium adsorption capacity; qt—Adsorption capacity at time t
    ln(qeqt)=lnqek1t (3)
    tqt=1k2q2e+tqe (4)
    qe=kpt12+C (5)

    其中:qe表示平衡吸附容量;qt表示t时刻的吸附容量(mg·g−1);t为吸附时间(min);k1为拟一级动力学模型速率常数(min−1);k2为拟二级动力学模型速率常数(g·mg−1·min−1);kp为颗粒内扩散速率常数(mg·g−1·min−0.5);C为颗粒内扩散吸附常数。

    相关拟合曲线和参数如图8(b)~8(d)表2所示。拟二级动力学模型的相关系数(R2=0.999、0.999、0.999)均大于拟一级动力学模型的相关系数(R2=0.882、0.949、0.930),并且拟二级理论平衡吸附容量与实际平衡吸附容量相差无几,说明U(VI)在MX/EHL上的吸附机制与拟二级动力学模型更加吻合,表明其吸附过程以化学吸附为主 [39]。此外,从图8(d)的颗粒内扩散模型可以看出,U(VI)的吸附过程分为多个阶段,拟合曲线呈现出多重线性关系并且没有一条通过原点,这表明颗粒内扩散不是MX/EHL吸附U(VI)的唯一速率控制步骤[34]

    表  2  MX/EHL对U(VI)的吸附动力学参数
    Table  2.  The adsorption kinetic parameters of MX/EHL on U(VI)
    Name of
    sample
    Pseudo-first-order Pseudo-second-order Intraparticle diffusion
    qe,exp/
    (mg·g−1)
    k1/
    min−1
    qe,cal/
    (mg·g−1)
    R2 k2/
    min−1
    qe,cal/
    (mg·g−1)
    R2 kp1/
    (mg·(g·
    min0.5)−1)
    C1 R21 kp2/
    (mg·(g·
    min0.5)−1)
    C2 R22 kp3/
    (mg·(g·
    min0.5)−1)
    C3 R23
    MX 35.22 0.017 3.487 0.882 0.021 35.51 0.999 0.688 29.782 0.973 0.406 31.266 0.989 0.015 35.029 0.804
    MX/EHL (1:4) 46.92 0.017 2.737 0.949 0.027 47.13 0.999 0.282 43.819 0.958 0.324 43.568 0.986 0.058 46.175 0.653
    MX/EHL (1:5) 48.24 0.018 2.502 0.930 0.030 48.43 0.999 0.338 45.002 0.981 0.303 45.243 0.994 0.035 47.794 0.615
    Notes: qe,exp—Actual adsorption capacity at adsorption equilibrium; qe,cal—Calculated adsorption capacity at adsorption equilibrium; k1 and k2—Adsorption rate constants of the pseudo-first and pseudo-second, respectively; R2—Correlation coefficient; kp1, kp2, kp3—Adsorption rate constants of intraparticle diffusion; C1, C2, C3—Adsorption constants of intraparticle diffusion.
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    图9为不同温度下MX/EHL对U(VI)的吸附等温线图。由图可知,随着U(VI)初始浓度的增大,MX/EHL对U(VI)的吸附容量也随之增长,直至趋于平衡,在303 K时最大值可达202.64 mg·g−1。随着U(VI)浓度的增加,MX/EHL与U(VI)之间的有效接触几率增大,其表面存在的大量的活性吸附位点得到充分利用,吸附容量相应增加。但当U(VI)浓度过高时,MX/EHL表面有限的吸附位点无法完全吸附过量的铀酰离子,吸附容量缓慢增加,直至达到饱和。为了进一步探究吸附剂的吸附机制,采用Langmuir、Freundlich 和Dubinin-Radushkevich 3种吸附等温模型对实验数据进行拟合,相关拟合数据见表3,拟合公式如下所示:

    图  9  MX/EHL吸附U(VI)的Langmuir (a)、Freundlich (b)和Dubinin-Radushkevich (c)等温吸附模型拟合曲线;(d) lnK0与1/T的线性拟合
    Figure  9.  Fitting curve of Langmuir (a), Freundlich (b) and Dubinin-Radushkevich (c) isothermal adsorption model of U(VI) adsorption by MX/EHL; (d) Linear fit of lnK0 versus 1/T
    Ce—U(VI) concentration at adsorption equilibrium; R—Universal gas constant; T—Temperature (K); K0—Equilibrium constant at different temperatures
    表  3  Langmuir、Freundlich和Dubinin‒Radushkevich吸附等温线模型的相关参数
    Table  3.  Parameters associated with Langmuir, Freundlich and Dubinin-Radushkevich adsorption isotherm models
    T/K Langmuir Freundlich Dubinin‒Radushkevich
    qmax/(mg·g−1) KL/(L∙mg−1) R2 KF 1/n R2 qDR E/(kJ·mol−1) R2
    293 205.493 0.164 0.890 48.175 0.399 0.982 115.99 1.879 0.554
    298 217.057 0.221 0.925 58.802 0.378 0.989 129.09 2.077 0.607
    303 231.947 0.251 0.924 65.565 0.379 0.997 138.33 2.337 0.627
    Notes: qmax—Maximum adsorption capacity; KL—Langmuir adsorption equilibrium constant; KF and n—Constants that are related to the adsorption capacity and the adsorption intensity, respectively; qDR—Theoretical isotherm saturation capacity; E—Average free energy of adsorption.
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    Ceqe=1KLqmax+Ceqmax (6)
    lnqe=lnKF+1nlnCe (7)
    lnqe=lnqDRkDR[RTln(1+1Ce)]2 (8)
    E=12KDR (9)

    其中:qmax表示Langmuir最大吸附容量(mg∙g−1);KL为 Langmuir吸附常数(L∙mg−1);KF为 Freundlich 吸附常数;n 为与吸附强度有关的常数;E为吸附的平均自由能(kJ·mol−1);qDR为理论饱和等温吸附容量‌;kDR为DR模型的等温常数;RT 分别表示热力学常数与温度。

    通过对比这3种模型,发现Freundlich模型能够更好地拟合MX/EHL在不同温度下对U(VI)的吸附,相关系数R2 (0.982、0.989、0.997)均大于Langmuir模型的相关系数R2 (0.890、0.925、0.924),说明MX/EHL对U(VI)的吸附以多层吸附为主,U(VI)在MX/EHL非均相表面发生吸附过程[40]。在温度为303 K时,Langmuir模型模拟的最大饱和吸附容量为231.947 mg·g−1,与其他吸附剂对U(VI)的吸附能力对比见表4[20, 34, 36-38, 41]。此外,根据公式(9)求得D-R模型的吸附自由能(E)来探究吸附机制,由表3中可知,在303 K时,MX/EHL的E值为2.337 kJ·mol−1,小于8 kJ·mol−1,表明U(VI)在吸附剂表面的吸附过程与物理吸附有关[42]

    表  4  不同吸附剂对U(VI)的吸附去除效果对比
    Table  4.  Comparison of adsorption and removal effects of different adsorbents on U(VI)
    Adsorbent pH T/K qmax/(mg·g−1) Ref.
    C-TC 5 308 165.43 [20]
    MXene/SA 4 298 126.82 [34]
    C-TC-CS 6 313 141.96 [36]
    PANI/Ti3C2Tx 5 298 102.80 [37]
    PAO/Ti3C2Tx 4 298 98.04 [38]
    Ti3C2-AO-PA 8.3 298 81.10 [41]
    MX/EHL 5 303 231.95 This work
    Notes: C-TC—Chloroacetic acid modified-Ti3C2Tx; MXene/SA—MXene composite sodium alginate gel microsphere; C-TC-CS—Chloroacetic acid-modified MXene-CS gel microspheres; PANI/Ti3C2Tx—Polyaniline modified MXene composites; PAO/Ti3C2Tx—Polyamidoxime functionalized MXene composite; Ti3C2-AO-PA—Polyamide enhanced amidoxime-functionalized Ti3C2 nanosheet.
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    表  5  MX/EHL吸附U(VI)的热力学参数
    Table  5.  Thermodynamic parameters of MX/EHL adsorption of U(VI)
    T/K lnK0 ΔG0/(kJ·mol−1) ΔH0/(kJ·mol−1) ΔS0/(J·(mol·K)−1)
    293 4.69 −11.43 38.89 175.26
    298 5.00 −12.39
    303 5.23 −13.18
    Notes: ΔH0—Standard enthalpy change; ΔG0—Standard free energy change; ΔS0—Standard entropy change.
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    为进一步探究吸附过程的自发性和热力学特性,本实验在不同温度下考察了MX/EHL对U(VI)的吸附行为,研究了标准焓变(ΔH0)、标准自由能变化(ΔG0)和标准熵变(ΔS0)的变化,公式如下:

    ΔG0=RTlnK0 (10)
    lnK0=ΔS0RΔH0RT (11)

    其中:ΔG0为吉布斯自由能变(kJ∙mol−1);R 表示热力学常数(8.314 J·mol−1 ·K−1);T表示热力学温度(K);K0表示不同温度下的平衡常数;ΔH0为焓变(kJ·mol−1);ΔS0为熵变(J·mol−1 ·K−1)。

    图9(d)表5可知,对于不同温度下U(VI)在MX/EHL上的吸附过程,ΔG0均为负值,ΔH0和ΔS0为正值,说明U(VI)在MX/EHL上的吸附过程是自发的、吸热的和熵增的。随着温度的升高,ΔG0的绝对值与温度呈正相关,表明温度的升高有利于U(VI)吸附,ΔS0为正值表明在吸附过程中离子间的无序程度增加。

    图10为不同浓度(5、10、20、50、100 mg·L−1)的干扰离子(Cu2+、Ca2+、Mg2+CO23SO24NO3)对MX/EHL吸附U(VI)的影响。结果表明,对于阳离子,在Cu2+存在的情况下,吸附容量明显降低,这可能是由于具有更小离子半径的Cu2+与铀酰离子发生了竞争吸附关系,占据了MX/EHL表面的吸附位点[43],而Ca2+和Mg2+对MX/EHL对U(VI)的吸附性能均具有轻微的抑制作用[44];对于阴离子,CO23SO24NO3对MX/EHL的吸附性能均无明显影响。此外,随着干扰离子浓度的增加,MX/EHL对U(VI)的吸附性能整体上呈现出下降趋势。上述结果表明MX/EHL对U(VI)具有良好的选择性,合理的解释是MX/EHL表面的[Ti—O]—H+基团对铀酰离子具有较强的亲和力 [19]

    图  10  不同种类竞争离子对MX/EHL吸附U(VI)的影响
    Figure  10.  Effect of different competitive ions on adsorption of U(VI) on MX/EHL

    为了评估吸附剂的可重复使用性,本试验通过5次吸附-解吸循环试验探究了材料的可再生性能。结果如图11所示,可以看出,使用50 mL 0.1 mol·L−1 HCl解吸后的MX/EHL对U(VI)的吸附效率呈现下降趋势,这可能是由于酸解吸不完全,铀酰离子没有完全从吸附剂表面的吸附位点上清除,导致重复使用时吸附位点减少[36, 45],但经5次循环后仍然能够实现对U(VI)的有效去除,去除率均保持在80%以上,表明MX/EHL具有较强的可重复利用性,是一种良好的放射性污染废水处理材料。

    图  11  MX/EHL吸附剂循环再生试验
    Figure  11.  MX/EHL adsorbent cycle regeneration experiment

    吸附动力学、等温线及热力学的研究表明,MX/EHL对U(VI)的吸附过程可能是多种反应机制共同作用的结果,而不是归因于单一的物理或化学吸附。为了进一步揭示吸附机制,采用FTIR和XPS对吸附前后的MX/EHL进行了表征。由图4可以看出,与MX/EHL相比,吸附U(VI)后的MX/EHL-U图谱没有发生明显变化,但在924 cm−1处出现了一个新的特征峰,这对应于O=U=O的拉伸振动峰[46],表明铀酰离子已经成功被吸附到MX/EHL上。

    图12为吸附前后MX/EHL的XPS图谱,由图12(a)可知,MX/EHL表面分布着C、O和Ti等元素,这与EDS结果相一致。吸附后,在382.48 eV和393.18 eV处出现了两个U4f的特征峰,分别对应于U4f7/2和U4f5/2,进一步证明了U(VI)被MX/EHL成功吸附。MX/EHL表面具有的含氧官能团如—O和—OH,分别以C—Ti—Ox和C—Ti—(OH)x形式存在,这些官能团有可能通过离子交换作为铀酰离子的吸附位点[47]图12(c)为吸附前O1s精细谱,反褶积成3个主峰,分别归属于O—Ti、C—Ti—Ox和C—Ti—(OH)x[41-48],吸附后,结合能由530.4、532.05和533.29 eV变为530.15、531.7和533.09 eV,这表明C—Ti—Ox和C—Ti—(OH)x基团参与了吸附过程,处于活化Ti位点上的—OH以[Ti—O]—H+基团的形式存在,通过表面络合和离子交换作用与铀酰离子表现出较强的相互作用[49](如式(12)所示)。图12(e)为MX/EHL吸附U(VI)前C1s精细谱,吸附前,C1s反褶积为C—C(284.8 eV)、C—O(286.29 eV)和C=O(288.66 eV) 3个主峰,吸附后,C—C的结合能没有发生明显变化,其余峰值向结合能更高的方向发生偏移,分别为C—O(286.48 eV)、C=O(288.87 eV),这可能是由于形成了络合物,铀酰离子通过共价键的形式从氧原子上获得孤对电子,使得O原子的电子云密度降低,因而增加了结合能[50]

    图  12  (a)吸附前后MX/EHL全谱图;(b) U4f图谱;((c), (d)) O1s图谱;((e), (f)) C1s图谱
    Figure  12.  (a) Full spectrum of MX/EHL before and after adsorption; (b) U4f spectrum; ((c), (d)) O1s spectrum; ((e), (f)) C1s spectrum
    [TiO]H++U(VI)=[TiO]U(VI)+H+ (12)

    基于以上分析,MX/EHL吸附U(VI)的机制包括:静电吸引作用:MX/EHL表面所携带的阴离子含氧基团(—O、—OH)通过静电相互作用将带正电荷的铀酰离子吸附到MX/EHL纳米片上;离子交换作用:MX/EHL纳米片具有的[Ti—O]—H+基团对铀酰离子表现出较强的亲和力,通过离子交换作用将铀酰离子牢固地吸附到材料表面;络合作用:MX/EHL上的含氧基团和多环结构与铀酰离子形成络合物将其吸附到材料上。

    (1)利用富含活性基团的酶水解木质素(EHL)对MXene进行功能化处理,成功制备了新型高效的MXene基吸附材料Ti3C2Tx (MX)/EHL。SEM-EDS、XRD及FTIR表征分析表明EHL已成功引入到MX上,EHL的引入增加了活性吸附位点,改善了MXene纳米片聚集堆叠的不足,增大了层间距,增强了稳定性。

    (2)吸附实验结果表明, MX/EHL在弱酸性条件下能够有效吸附铀酰离子。在pH=5、温度为303 K时,去除率达到96.6%,具有超快的吸附动力学(5 min,去除率>90%),吸附过程符合拟二级动力学模型(R2=0.999),表明化学吸附占主导作用;吸附等温线符合Freundlich模型,说明MX/EHL对U(VI)的吸附以多层吸附为主,U(VI)在MX/EHL非均相表面发生吸附过程;热力学数据表明吸附过程是自发吸热过程,温度升高有利于吸附;在多种干扰离子共存的条件下仍能对铀酰离子表现出较高的去除率。吸附前后的FTIR和XPS分析表明,MX/EHL对U(VI)的吸附机制可能包括静电吸引、离子交换和络合作用。

    (3)经过5次循环再生后对U(VI)的去除效率仍大于80%,表明MX/EHL具有良好的稳定性和再生性能,是一种具有实际应用前景的放射性核素吸附材料。

  • 图  1   球磨 6 h 后的混合粉末形貌:(a) HEA 粉末;(b) B5 粉末;(c) T15粉末;(d)纳米TiC;(e)纳米TiC TiKα面扫图谱

    Figure  1.   Morphologies of mixed powders after 6 h milling: (a) HEA powder;(b) B5 powder; (c) T15 powder; (d) nano-TiC; (e) EDS mapping results of nano-TiC TiKα

    图  2   激光熔覆纳米TiC与B高熵合金涂层 XRD 图谱

    Figure  2.   XRD patterns of the laser cladded nano-TiC and B high-entropy alloy coatings

    图  3   高熵合金涂层的整体形貌:(a) HEA涂层;(b) B5涂层;(c)T15涂层

    Figure  3.   Overall morphology of high entropy alloy coating: (a) HEA coating; (b) B5 coating; (c)T15 coating

    图  4   HEA与B5涂层微观组织: (a) HEA涂层中部;(b) B5涂层上部;(c) B5涂层中部;(d) B5涂层底部

    Figure  4.   Microstructure of HEA and B5 coatings: (a) Middle of the HEA coating; (b) Upper of the B5 coating; (c) Middle of the B5 coating; (d) Bottom of the B5 coating

    图  5   B5涂层上部EDS面扫结果

    Figure  5.   Mapping results of upper area on B5 coating

    图  6   T15涂层微观组织: (a) 涂层上部;(b) 涂层中部;(c) 涂层底部

    Figure  6.   Microstructure of T15 coatings: (a) Upper area; (b) Middle area; (c) Bottom area

    图  7   涂层显微硬度分布曲线

    Figure  7.   Hardness curves of coatings

    图  8   高熵合金涂层常温下摩擦学性能:(a)摩擦系数曲线;(b)磨损率;(c)磨损轮廓

    Figure  8.   Tribological performance of high-entropy alloy coatings at room temperature: (a) Friction coefficient curves; (b) Wear rate; (c) Wear profile

    图  9   室温下 HEA涂层、B5涂层与T15涂层磨损形貌及特征区域微观形貌:(a1-3)HEA涂层;(b1-3)B5涂层;(c1-3)T15涂层

    Figure  9.   Worn morphologies of HEA、B5 and T15 coatings in room temperature: (a1-3) HEA coating; (b1-3) B5 coating; (c1-3) T15 coating

    图  10   室温下对磨球Si3N4的磨损形貌及EDS面扫结果:(a) HEA涂层;(b) T15涂层;(c) B5涂层

    Figure  10.   Worn morphologies and EDS mapping results of the Si3N4 ball in room temperature: (a) HEA coating; (b) T15 coating; (c) B5 coating

    图  11   高熵合金涂层在600℃下摩擦学性能:(a)摩擦系数曲线;(b)磨损率;(c)磨损轮廓

    Figure  11.   Tribological performance of high-entropy alloy coatings in 600℃: (a) Friction coefficient curves; (b) Wear rate; (c) Wear profile

    图  12   在600℃下 HEA、T15与B5涂层磨损形貌及特征区域微观形貌:(a1-3) HEA涂层;(b1-3)T15涂层;(c1-3)B5涂层

    Figure  12.   Worn morphologies of HEA、B5 and T15 coatings in 600℃: (a1-3) HEA coating;(b1-3) T15 coating; (c1-3) B5 coating

    图  13   在600℃下 HEA、T15与B5涂层磨痕截面形貌及EDS结果:(a) HEA涂层;(b)T15涂层;(c)B5涂层

    Figure  13.   Morphologies and EDS mapping results of the cross-section of wear marks in 600℃: (a) HEA coating; (b) T15 coating; (c) B5 coating

    图  14   600℃下对磨球Si3N4的磨损形貌及EDS面扫结果:(a) HEA涂层; (b) T15涂层; (c) B5涂层

    Figure  14.   Worn morphologies and EDS mapping results of the Si3N4 ball in 600℃: (a) HEA coating; (b) T15 coating; (c) B5 coating

    表  1   高熵合金涂层成分设计

    Table  1   Elements composition of high-entropy alloy coatings

    Coatings Element
    Fe Co Cr Ni Cu B TiC
    B5/at% 18.18 18.18 18.18 18.18 18.18 9.10 0
    T15/wt% 17 17 17 17 17 0 15
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    表  2   高熵合金涂层激光熔覆工艺参数

    Table  2   Parameters of laser cladding of high-entropy alloy coatings

    Spot
    Radius/mm
    Laser
    wavelength/nm
    Power/W Scanning
    speed/(mm·s−1)
    Powder feeding
    rate/(g·min−1)
    Overlapping
    rate/%
    Protective
    gas
    1 514 1800 4 10.5 50 Ar gas
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    表  3   图9中各点EDS结果

    Table  3   EDS results of each point in Fig.9

    Point Elements/at%
    O Fe Co Cr Ni Cu Ti C B
    1 51.09 11.82 8.16 8.75 11.29 8.89
    2 45.41 13.45 10.42 10.94 9.92 9.86
    3 29.92 31.39 10.26 8.70 9.93 9.15 0.65
    4 51.61 13.31 7.44 7.18 7.13 7.02 6.31
    5 50.75 11.28 6.58 6.47 6.52 6.36 5.27 6.77
    6 2.39 31.98 10.67 10.69 11.12 11.51 6.29 15.35
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    表  4   图12中各点EDS结果

    Table  4   EDS results of each point in Figure.12

    Point Elements/at%
    O Fe Co Cr Ni Cu Ti C B
    1 51.38 12.52 8.75 8.53 9.56 9.26
    2 54.93 11.95 8.20 7.94 8.46 8.52
    3 49.82 22.81 4.06 4.17 4.28 4.19 5.22 5.45
    4 33.18 30.70 5.60 5.12 6.00 4.63 4.74 9.86
    5 55.63 18.67 5.73 5.47 5.43 4.83 4.24
    6 51.92 18.79 6.74 6.63 6.71 6.02 3.19
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  • 目的 

    FeCoCrNiCu体系高熵合金具有优异的韧性和可塑性,是目前最热门的HEAs体系之一。但由于其硬度较低,摩擦学性能有限,限制了其进一步应用,为了提高FeCoCrNiCu体系高熵合金的摩擦学性能,本文采用激光熔覆技术在Q235基体上制备FeCoCrNiCuBx (x = 1, 3, 5 at.%) 和FeCoCrNiCu-xTiC (x = 5, 10, 15 wt.%)涂层,探究添加纳米TiC与B元素对FeCoCrNiCu高熵合金涂层组织与摩擦学性能的影响。

    方法 

    本研究采用激光熔覆技术,在Q235钢上制备了FeCoCrNiCu-xTiC和FeCoCrNiCuBx涂层。利用XRD、SEM、EDS等分析测试手段对涂层微观形貌与组织形貌进行了详细的分析,在性能上,本文主要针对涂层表面的摩擦学性能,利用高温摩擦磨损试验机进行了常温及高温下的球盘式磨损试验,实验参数:载荷为5N,磨损时间为30min,旋转半径为3mm,转速为560 r/min。并利用SEM、EDS等表征手段对其减摩性能及耐磨机制进行进一步的分析。此外,通过表征对磨球磨损形貌及磨损表面的元素分布,以深入研究涂层表面磨损过程及行为机制。同时通过分析磨痕截面的表面和亚表面结构组织的变化,更进一步分析了添加纳米TiC与B元对FeCoCrNiCu高熵合金涂层组织与摩擦学性能的影响。

    结果 

    添加纳米TiC与B元素都会使晶粒发生不同程度的细化,并提高涂层的冶金结合性能。FeCoCrNiCu (HEA)、FeCoCrNiCuB (B5)、FeCoCrNiCu-15wt%TiC (T15)涂层的显微硬度分别是217.95、343.98和531.65HV。T15涂层在室温下摩擦系数明显降低,仅为0.549;600℃下T15涂层摩擦系数为0.279,磨损率为15.28×10mm/N·m。B5涂层在室温下的摩擦系数最低,仅为0.425,磨损机制主要为磨粒磨损和疲劳磨损;在600℃下B5涂层的磨损机制主要为氧化磨损和磨粒磨损,B5涂层的摩擦系数为0.255,磨损率为6.96×10mm/N·m。

    结论 

    涂层高熵合金实现了较好的冶金结合与表面质量。在物相和显微组织上,熔覆成型后FeCoCrNiCu高熵合金涂层是由单一FCC型固溶体构成。FeCoCrNiCu-TiC涂层熔覆后形成了单一 FCC 型固溶体,部分纳米TiC在激光熔覆过程发生热解,形成CrC,CoC,具有极高的熔点、硬度和耐磨性;FeCoCrNiCuBx高熵合金涂层中沿晶界析出了硼化物,呈网状分布,能检测到硼化物为CrB。两种体系的高熵合金涂层晶粒都有不同程度的细化。添加纳米TiC的涂层,对于室温下的摩擦学性能得到明显地提升,且表面更加光整,磨损机制主要是磨粒磨损;对于600℃下的摩擦学性能也有积极的影响,T15涂层磨损机制为轻微的磨粒磨损、疲劳磨损和氧化磨损。添加B元素的涂层,在室温下得到三种涂层中最低的摩擦系数,磨损机制主要为磨粒磨损、粘着磨损和疲劳磨损;在600℃下B5涂层磨损机制主要为氧化磨损和磨粒磨损。在B5涂层表面生成BO自润滑相,其在高温下熔化形成低粘度液体,形成润滑膜,隔离接触面,减少直接接触和粘附,是显著提高其摩擦学性能的主要原因。

  • FeCoCrNiCu体系高熵合金具有优异的韧性和可塑性,是目前最热门的HEAs体系之一。但由于其硬度较低,摩擦学性能有限,限制了其进一步应用。

    本文采用激光熔覆技术在Q235基体上制备FeCoCrNiCuBx (x = 1, 3, 5 at%) 和FeCoCrNiCu-xTiC (x = 5, 10, 15 wt%)涂层,探究添加纳米TiC与B元素对FeCoCrNiCu高熵合金涂层组织与摩擦学性能的影响。FeCoCrNiCu(HEA)、FeCoCrNiCuB0.5(B5)、FeCoCrNiCu-15wt%TiC(T15)涂层的显微硬度分别是217.95 HV0.5、343.98 HV0.5和531.65 HV0.5,B5和T15涂层相较于HEA涂层显微硬度提升了57.83%和143.93%。T15涂层室温下的摩擦系数仅为0.549,且表面更加光整,磨损机制主要为轻微的磨粒磨损;600℃下T15涂层摩擦系数为0.279,磨损率为15.28×10-5mm3/N·m,相较于HEA涂层分别下降了22.07%和37.51%,磨损机制为轻微的磨粒磨损、疲劳磨损和氧化磨损。B5涂层在室温下的摩擦系数最低,仅为0.425,磨损机制主要为磨粒磨损、粘着磨损和疲劳磨损;在600℃下B5涂层摩擦系数为0.255,磨损率为6.96×10-5mm3/N·m,磨损机制主要为氧化磨损和磨粒磨损。在B5涂层表面生成B2O3自润滑相,其在高温下熔化形成低粘度液体,形成润滑膜,隔离接触面,减少直接接触和粘附,是显著提高其摩擦学性能的主要原因。

    高熵合金涂层摩擦系数曲线(a)室温下(b)600℃

图(14)  /  表(4)
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出版历程
  • 收稿日期:  2024-06-23
  • 修回日期:  2024-07-18
  • 录用日期:  2024-07-24
  • 网络出版日期:  2024-08-12

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