本发明涉及一种表面涂覆材料，尤其涉及一种绿色铁基合金镀层。
背景技术：
电刷镀是再制造技术的重要组成部分。目前，工程上广泛应用的电刷镀镀层是镍基镀层，但由于其镀液成本较高，产品易导致接触性过敏，且残留的含镍镀液对环境存在一定的污染性，因此，已被欧盟国家限制使用。开发环保型刷镀体系是绿色再制造技术亟待解决的问题之一，由于大多数可再制造装备为铁基材料，因此，发展与基体结构及性能匹配度高的环保型铁基镀层具有重要的工程意义一。但是，纯铁镀层由于残余应力过高、脆性大，且镀液容易氧化，长期以来应用受到限制。
基于块体材料的发展历程可知，微合金元素的添加，是铁基材料性能改善的重要途径之一。因此，针对铁基镀层存在的问题，添加可与铁离子共沉积，且具有提高强度、调节韧脆性作用的合金元素，是有望解决限制铁基镀层发展瓶颈的关键。根据钢的合金化原理，不同的合金元素对材料的综合性能的提高具有不同的作用。W是许多热强合金的重要组成成分，可在不明显降低塑性的情况下提高其强度极限和屈服点。Cu元素是常见的环保型合金元素，具有润滑和优异的塑性流动能力，能够细化组织，降低镀层中的内应力，提高合金的耐磨性。
技术实现要素：
本发明的目的是为了改善铁基合金的硬度、耐磨性，设计了一种绿色铁基合金镀层。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：
绿色铁基合金镀层的制备原料包括：基体材料为应用广泛的GCrl5轴承钢，尺寸为18×10mm。
绿色铁基合金镀层的制备步骤为：将试样端面经80#、320#、1000#、2000#水磨砂纸打磨。将制备好的试样经冲洗后，放入丙酮溶液中超声波清洗5min后待用。把前期处理后的试样按照如下工艺进行刷镀：刷镀电压为10V，刷镀线速度为6-12m/min，刷镀时间为10min，(镀液pH值为1.5，镀液温度为30℃)。在真空炉中随炉升温至设定温度，保温1h，随炉冷却至150℃，取出空冷。试验温度为450℃、550℃、650℃、750℃和850℃。
绿色铁基合金镀层的检测步骤为：采用扫描电子显微镜(Scanning electron microscope，SEM)观察镀层的表面和界面形貌；利用能谱仪分析镀层的化学成分；借助X射线衍射仪(X-raydiffraction，XRD)分析镀层的相结构特征；使用数字显微硬度计测试镀层的显微硬度，载荷为1000N，加载时间为10s。使用差热分析仪(Differential thermal analysis，DTA)研究镀层的热稳定性，测试条件：心气40mL/min保护，升温速率为10℃/min。利用球-盘式摩擦磨损试验机分析镀层的耐磨性，试验条件：干摩擦，摩擦副为直径6mm的GCrl5球，载荷为10N，转速为120r/min，磨损时间为1h。
所述的绿色铁基合金镀层，Fe镀层生长平整，镀层与基体之间结合良好，但存在应力导致的微裂纹。Fe-W镀层呈现典型“菜花头”形貌，应力开裂现象减少，但镀层存在微孔及缺陷。Fe-W-Cu镀层表面团聚体明显的细化致密，呈现出“微菜花头”状，镀层与基体结合良好，镀层无组织缺陷；Cu元素参与镀层共沉积，减少了镀层生长应力导致的微裂纹；添加W、Cu元素后镀层的沉积速率降低。
所述的绿色铁基合金镀层，通过W、Cu元素添加形成合金化镀层后，其硬度得到提高，接近于700HV；Fe和Fe-W镀层的磨损量比基体的要高，磨损形式为磨粒磨损；通过进一步添加Cu元素，镀层的摩擦学性能得到明显提高。
所述的绿色铁基合金镀层，三种铁基镀层在热处理过程中均有新相Fe3C形成，并且其稳定存在；Fe-W和Fe-W-Cu镀层在热处理过程中还有Fe2W04相形成；随着温度的升高，镀层晶粒在长大；Fe和Fe-W镀层在450-650℃区间出现二次硬化现象。
本发明的有益效果是：
选定W和Cu元素作为共沉积元素，在铁基电刷镀体系的基础上制备铁基合金镀层。：添加与Fe离子共沉积的W元素可以提高铁镀层的硬度，降低应力开裂现象；Cu元素的添加可以细化镀层组织，改善耐磨性。
具体实施方式
实施案例1：
绿色铁基合金镀层的制备原料包括：基体材料为应用广泛的GCrl5轴承钢，尺寸为18×10mm。绿色铁基合金镀层的制备步骤为：将试样端面经80#、320#、1000#、2000#水磨砂纸打磨。将制备好的试样经冲洗后，放入丙酮溶液中超声波清洗5min后待用。把前期处理后的试样按照如下工艺进行刷镀：刷镀电压为10V，刷镀线速度为6-12m/min，刷镀时间为10min，(镀液pH值为1.5，镀液温度为30℃)。在真空炉中随炉升温至设定温度，保温1h，随炉冷却至150℃，取出空冷。试验温度为450℃、550℃、650℃、750℃和850℃。绿色铁基合金镀层的检测步骤为：采用扫描电子显微镜(Scanning electron microscope，SEM)观察镀层的表面和界面形貌；利用能谱仪分析镀层的化学成分；借助X射线衍射仪(X-raydiffraction，XRD)分析镀层的相结构特征；使用数字显微硬度计测试镀层的显微硬度，载荷为1000N，加载时间为10S。使用差热分析仪(Differential thermal analysis，DTA)研究镀层的热稳定性，测试条件：心气40mL/min保护，升温速率为10℃/min。利用球-盘式摩擦磨损试验机分析镀层的耐磨性，试验条件：干摩擦，摩擦副为直径6mm的GCrl5球，载荷为10N，转速为120r/min，磨损时间为1h。
实施案例2：
在Fe-W镀层的基础之上，以Cu作为合金化元素形成的Fe-W-Cu镀层。镀层表面呈现出的“微菜花头”状，与Fe-W镀层相比团聚体得到了明显的细化，镀层与基体结合良好，并且镀层中没有气孔及微裂纹等组织缺陷，组织也更为均匀和致密。说明当Cu元素参与镀层共沉积，对镀层存在明显的细化作用，降低了镀层的生长应力。镀层的沉积效率与Fe-W镀层相当，说明了Cu元素的引入，并未影响镀层的沉积效率。镀层中只有表征α-Fe各晶向的衍射峰出现，其中Fe-W镀层的衍射峰强度和宽度与Fe-W-Cu镀层的相似，均明显高于Fe镀层衍射峰。
实施案例3：
三种镀层的硬度均明显高于基体GCrl5，其中通过W、Cu元素添加形成合金化镀层后，硬度得到进一步的提高，接近于700HV，可满足大多数的工程零件的硬度需求。Fe镀层的磨损量比基体的要高。Fe镀层的磨损机制为磨粒磨损。Fe镀层的硬度高和脆性大，在摩擦磨损的过程中易发生脆断和脱落。当加入W元素之后，由于W的弥散强化使镀层的硬度有所提高，但是由于硬质相的存在，只会增加Fe镀层的硬质相脆性脱落的可能，并不能提高Fe镀层的摩擦学性能，并且Fe-W镀层由于本身组织并不致密，所以导致其在摩擦过程中的磨损量更大。当进一步加入Cu元素之后，Fe-W-Cu镀层的摩擦学性能得到改善，并且比基体GCrl5耐磨钢的摩擦学性能好。这是因为Cu具有优异塑性流动能力和润滑效应，在摩擦磨损的过程中，易实现优异的摩擦匹配而达到减摩耐磨的效果。Fe-W-Cu镀层在摩擦过程中部分W元素形成硬质相发生脱落，所以W元素的质量分数降低，而Cu元素则充当软相和润滑介质相而在摩擦磨损的过程中附着在摩擦副的表面，所以Cu的质量分数升高，从而起到了润滑减磨的效果。
实施案例4：
Fe镀层在305℃左右出现了一个吸热峰，与Fe3C析出时发生的放热现象相符。Fe-W-Cu镀层在309℃左右出现了一个Fe3C析出的吸热峰，与Fe镀层的温度相近，但温度有所提高，是由于W和Cu元素的存在，抑制了C元素的迁移和扩散。同时在576℃左右出现了一个放热峰，这与Cu相的大量析出而释放出的结晶热和结构弛豫过程中释放出的热焓有关。同时也说明Cu在与Fe元素共沉积的过程中，是以非晶态的形式存在于镀层中的。
实施案例5：
在热处理过程中确有新相Fe3C的形成，并且其稳定存在。说明通过热激活，Fe镀层中有新相形成。随着热处理温度的升高，α-Fe的衍射峰强度有所增大，说明了晶粒在热处理过程有所长大，这同时也是亚稳态Fe镀层趋于稳定的过程。Fe-W镀层在热处理过程中不但有新相Fe3C的形成，而且由于在镀层中W元素的存在，所以又生成钨铁矿相(Fe2W04)。Fe-W-Cu镀层在热处理过程中同样也有新相Fe3C和Fe2W04的形成，并且其稳定存在；同时，当热处理温度达到650℃后，又出现了一个新的Cu相。
实施案例6：
通过450℃热处理后Fe-W镀层的硬度最高可达888HV，因为其不仅存在Fe3C相的析出强化，同时也存在Fe2W04相和WC相的析出强化。相对于Fe镀层而言，由于Fe-W镀层中W元素的存在，使得其具备二次硬化现象，热稳性得到提升，所以其通过850℃高温热处理后的Fe-W镀层的显微硬度还高达378HV。而Fe-W-Cu镀层的显微硬度值相对于其他两种镀层更加平稳，因为Cu的存在，有效地抑制了C的迁移和扩散而形成Fe3C相和WC相，并且Cu的存在对镀层有一定的软化作用，使得镀层硬度受温度的影响有所降低；同时，随温度升高，镀层的晶化及晶粒长大是不可避免的，因此Fe-W-Cu镀层通过850℃热处理后的显微硬度值降至344HV。