利用原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能的方法与流程

本发明涉及一种原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能的方法，属于陶瓷涂层技术领域。

背景技术：

陶瓷涂层技术广泛应用于表面工程领域，是提高基底材料耐磨损、耐高温、抗氧化、耐腐蚀等性能的重要途径。高承载(即高pv值＝载荷p×速度v，通常≥15mpa·m/s)条件下的摩擦磨损，常伴随高温、富氧、宽温域热冲击等复合苛刻工作环境，对陶瓷涂层服役可靠性及寿命带来极大的挑战。国外高承载耐磨陶瓷涂层部件对我国严格禁运，极大制约了我国航空航天事业的发展，对国防安全构成严重威胁。如大推力高压补燃液氧/煤油火箭发动机涡轮泵端面动密封、直升机旋翼系统用高速轻载/重载自润滑关节轴承、飞机油门操纵台摩擦离合器与摩擦阻尼器等均属于高承载摩擦磨损工况。

等离子体喷涂是当前制备高熔点耐磨陶瓷涂层的经典工艺。由于可靠服役温度低、不能有效沉积涂层、热膨胀系数与金属基底匹配性差等特点，传统的碳化物(wc、sic、b4c)和氮化物(si3n4、bn)陶瓷材料均不适合于摩擦高温、富氧环境、宽温域热交变的复合工况。氧化物陶瓷具有耐磨抗蚀、耐高温、抗氧化和较高热膨胀系数等特点，作为涂层材料应用于高承载苛刻磨损服役工况极具优势。国内外对氧化物耐磨陶瓷涂层开展了大量的研究(al2o3涂层是典型代表)。然而，这些研究局限在涂层力学性能与耐磨性能之间的关联，主要针对较为温和的磨损工况，未涉及大量摩擦热积聚及强热冲击应力等特殊工况，对高承载苛刻磨损的适用性和指导性不明显。

氧化物陶瓷涂层在高承载摩擦磨损工况下的服役性能，必须同时考虑以下三点：①大载荷、高摩擦速率施加给涂层很大的应力，涂层需要具备良好的强韧性与界面结合，以抵御裂纹的萌生与扩展；②高pv值条件下摩擦热骤增，涂层与金属基底之间由于热膨胀系数差异引起的热应力显著增大，涂层需要具备良好的导热性能，有利于耗散摩擦热，减小热应力，提高其耐磨性能；③在摩擦高温环境下高可靠和长寿命服役，涂层需要具备良好的高温力学性能和微结构可调适应性。

在常见的氧化物耐磨陶瓷材料中，al2o3(以α-al2o3为例，热导率为36w·m-¹·k-¹)的导热性能优于cr2o3、zro2和tio2。热喷涂氧化物耐磨陶瓷涂层以al2o3及其复合涂层的研究与应用居多。在以往研究中，最具代表性的al2o3涂层性能改善方法有以下几种：①提高基底沉积温度、②干冰辅助喷涂、③激光重熔后处理、④涂层微结构纳米化、⑤添加金属相(如al)、⑥与其它氧化物(如zro2、ysz、tio2、y2o3)进行复合等。这些方法改善了涂层的致密度、层间界面结合、硬度、强韧性、热导率及耐磨性能。但是，上述研究存在的主要问题是：其一、缺乏对涂层硬度、强度、韧性、层间界面结合进行一体化协同改善设计；其二、面向高pv值苛刻工况所产生高摩擦热服役环境，涂层的高温力学性能与导热性能同时有效改善难以兼顾；其三、长期高温、高应力服役环境下，由于晶界蠕变、晶粒长大、脱溶效应、扩散性相变等因素，导致涂层微结构稳定性难以维持，势必影响其导热、力学与耐磨性能。

技术实现要素：

针对上述问题，本发明的目的在于提供一种利用原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能的方法，包括：

将内部呈现出压应力状态的氧化铝涂层在300～600℃下热处理2～10小时，从而利用原位应力诱导相变改善氧化铝涂层的导热与力学性能；

或者将内部呈现出压应力状态的氧化铝涂层进行冷热交变处理，从而利用原位应力诱导相变改善氧化铝涂层的导热与力学性能，所述冷热交变处理的冷端温度为-196～-100℃，热端温度为100～200℃；

所述内部呈现出压应力状态氧化铝涂层的内部的残余压应力范围为150～350mpa。

在本公开中，首次发现可通过氧化铝涂层内部存在的应力(残余压应力范围为150～350mpa)的基础上，并结合低温热处理或冷热交变处理，从而应力诱导相变在氧化铝涂层存在的微裂纹及单片层间界面孔隙内部原位生成α-al2o3纳米晶，从而利用自修复和部分共格界面强韧化同步改善涂层导热和力学性能。

在本发明中，热处理温度300～600℃，保温时间为2～10小时。从相图上看，随着热处理温度的升高，γ-al2o3会发生一系列的相变，具体如下：在750℃保温处理时转化为δ-al2o3，在1000℃保温处理时转化为θ-al2o3，在1200℃保温处理时转化为α-al2o3。因此，若只考虑温度因素的话，在低于700℃条件下，γ-al2o3并不发生相变。然而，本发明首次发现应力诱导能够大幅降低相转变温度(γ-al2o3相向转变α-al2o3)。在300～600℃下热处理，可进行一定程度的应力释放(压应力的释放)，促使部分γ-al2o3转变为α-al2o3，起到自增韧和自修复的作用。当热处理温度低于300℃时，应力释放程度偏低，起不到有效的应力诱导相变进行涂层自增韧。当热处理温度高于600℃时，压应力释放过多，对涂层内部微裂纹萌生与扩展的抑制作用大幅减弱，会影响涂层整体断裂韧性的改善。

在本发明中，除了低温热处理之外，还可以选择冷热交变处理进行有效的应力释放以促进γ-al2o3相向α-al2o3相发生转变。例如，选择通过-196℃和100℃反复冷热交变处理20～30次，利用合适的热冲击进行应力调控与释放，在氧化铝涂层中的微裂纹及单片层间界面孔隙内部原位生成α-al2o3纳米晶，从而利用自修复和部分共格界面强韧化同步改善涂层导热和力学性能。

较佳地，所述冷端温度为-196℃，所述热端温度为100℃。

较佳地，所述冷热交变处理的次数为20～30次。

较佳地，所述热处理的升温速率为5～20℃/分钟。

较佳地，所述氧化铝涂层的厚度100～600μm。

较佳地，选用氧化铝粉体为原料，采用热喷涂技术在基材表面制备内部呈现出压应力状态的氧化铝涂层；所述al2o3粉体的主晶相为α-al2o3，粒径范围为15～45μm。其中，al2o3粉体的类型可以是熔融破碎型、烧结破碎型、喷雾干燥型、球化团聚型、烧结团聚型、或球化致密型。且α-al2o3是氧化铝成分中化学性质最稳定、力学和导热性能较好的物相形式。

又，较佳地，所述热喷涂技术为等离子体喷涂、超音速火焰喷涂、或爆炸喷涂；所述等离子体喷涂的工艺参数包括：等离子气体氩气流量45～50slpm；等离子气体氢气流量8～10slpm；电流640～680a；功率45～50kw；送粉载气氩气流量3～4slpm；送粉速率30～40g/min；喷涂距离100～120mm。为保证喷涂al2o3涂层内部残余应力为压应力，且控制在合适范围内，需要考虑基体的受冲击压缩应变εb与喷涂颗粒本身的热应变εp。如果εp-εb≤0，则涂层的残余应力为压应力，这取决于热喷涂工艺整个流程(包括喷涂工艺参数、沉积温度、涂层厚度、基体材质及表面粗糙度等)。

又，较佳地，在热喷涂过程中，利用压缩空气或循环水对基材和已沉积在基材表面的氧化铝涂层进行冷却处理，将实际沉积温度控制在100～250℃之间。

较佳地，在热喷涂之前，对基材进行清洗和喷砂处理；所述基材为金属基材、陶瓷基材、或石墨基材；优选地，喷砂处理后的基材表面的粗糙度ra的范围为6～10μm。

另一方面，本发明还提供了一种根据上述方法制备的氧化铝涂层。

在本公开中，所述方法利用原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能，操作可控性好。巧妙地基于氧化铝涂层自身的特性进行原位修复，并不改变涂层的成分，涂层质量一致性和可靠性更高，成本更低。此外，利用微结构尺度上的变化与界面、晶粒取向关系，实施涂层各种性能(例如，硬度、强度、韧性、层间界面结合、热导率等)的一体化协同设计，兼顾氧化铝涂层高温力学性能和导热性能，有效抑制成分偏析、脱溶效应、扩散性相变、晶粒长大等因素对涂层微结构、力学和导热性能的负面影响，使氧化铝涂层能够在摩擦高温环境、富氧环境、宽温域热交变(宽温域热冲击)的高承载苛刻磨损工况下能够长寿命和高可靠服役。

附图说明

图1为氧化铝粉体的形貌；

图2为氧化铝粉体的xrd图谱；

图3为喷涂态氧化铝涂层的xrd图谱；

图4为热处理(600℃，2h)之后氧化铝涂层的xrd图谱；

图5为喷涂态氧化铝涂层的应力分布云图；

图6为热处理(500℃，6h)之后氧化铝涂层的应力分布云图；

图7为喷涂态氧化铝涂层的截面形貌(不同倍率下)；

图8为热处理(300℃，10h)之后氧化铝涂层的截面形貌(不同倍率下)；

图9为喷涂态氧化铝涂层的tem结构分析；

图10为冷热交变处理(-196℃～100℃热冲击30次)之后氧化铝涂层的tem结构分析；

图11为mm3000型刹停磨损试验机、氧化铝涂层动环和铜合金静环实物照片；

图12为冷热交变处理(-196℃～100℃热冲击20次)之后氧化铝涂层动环的抛光表面形貌；

图13为连续经过pv＝50mpa·m/s工况刹停10次和pv＝70mpa·m/s工况刹停10次磨损试验后的氧化铝涂层动环表面完好、未开裂；

图14为氧化铝涂层进行疲劳磨损试验照片(采用环-盘接触方式，配对材料为石墨盘)；

图15为喷涂态氧化铝涂层疲劳磨损试验获得的摩擦力矩-时间-摩擦系数曲线；

图16为热处理(400℃，8小时)之后氧化铝涂层疲劳磨损试验获得的摩擦力矩-时间-摩擦系数曲线；

图17为氧化铝涂层经不同条件处理之后的xrd图谱(1：喷涂态；2：100℃，48h；3：200℃，24h；4：-196℃～100℃热冲击10次；5：-55℃～100℃热冲击30次)；

图18为连续经过pv＝50mpa·m/s工况刹停10次和pv＝70mpa·m/s工况刹停2次磨损试验后的氧化铝涂层动环表面就已经出现网格状裂纹(磨损试验前氧化铝涂层在200℃条件下保温处理24h)；

图19为经历-196℃～100℃热冲击40次的al2o3涂层表面形貌，可以看出涂层表面出现网格状裂纹。

具体实施方式

以下通过下述实施方式进一步说明本发明，应理解，下述实施方式仅用于说明本发明，而非限制本发明。

在本发明中，通过应力诱导相变在内部呈现出压应力状态的氧化铝涂层微裂纹及单片层间界面孔隙内部原位生成α-al2o3纳米晶，利用自修复和部分共格界面强韧化同步改善涂层导热和力学性能。即，本发明首次发现合适的残余压应力范围可显著降低的γ-al2o3相转变温度，并利用原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层的导热和力学性能。

压应力水平可控的氧化铝涂层(或称喷涂态氧化铝涂层)的制备。具体来说，可采用热喷涂制备al2o3涂层，使涂层内部呈现出压应力状态，且残余压应力范围为150～350mpa。

所采用的al2o3粉体的主晶相为α-al2o3。氧化铝共有8种物相形式，分别是ρ-al2o3、χ-al2o3、κ-al2o3、η-al2o3、γ-al2o3、δ-al2o3、θ-al2o3、α-al2o3。其中，α-al2o3相的硬度、强度、热导率、化学稳定性是上述氧化铝8种物相中最高的。可喷涂al2o3粉体的类型可以是熔融破碎型或烧结破碎型或喷雾干燥型或球化团聚型或烧结团聚型或球化致密型。不同类型的粉体，具有不同的松装密度、振实密度、休止角、流动性，力学及导热性能，对最终制备涂层的致密度、气孔率、相组成、硬度、弯曲强度、结合强度、断裂韧性、热导率、残余应力等均有直接的影响。然而，本发明提供的一种原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能的制备方法，其核心在于利用压应力的可控释放，降低γ-al2o3向α-al2o3转变的温度，实施微裂纹和单片层(splat)层间界面亚微米孔隙的原位自修复和部分共格强韧化来改善涂层整体的力学和导热性能，适合于各种类型al2o3粉体喷涂制备的氧化铝涂层，具有较好的普适性。

可喷涂al2o3粉体的粒径范围为15～45μm。原因如下：①粉体颗粒粒径小于15μm时，粉体流动性减弱，会影响喷涂过程中粉体送入热喷涂焰流中的一致性和流畅性，涂层均匀性会受到影响；此外，过细的粉体在热喷涂过程中会出现过热现象，影响液滴飞行速度及铺展沉积形貌，会出现“飞溅”现象，增大涂层气孔率，降低涂层层间界面结合强度，易使涂层内部呈现出残余拉应力。②陶瓷粉体本身熔点较高，在热喷涂焰流中停留的时间是毫秒级，若粉体颗粒粒径大于45μm时，陶瓷粉体熔融程度减弱，在沉积过程中，铺展程度受限，可能造成压应力过大超过临界胀裂应力，致使涂层开裂失效。此外，粉体颗粒粒径过大易造成熔融不充分，中间包含生粉夹杂，对层间界面结合亦造成不良影响，导致涂层力学与导热性能的显著降低。因此，控制合适的喷涂粉体粒径范围，对于沉积氧化铝涂层的性能与应力水平均具有重要的影响。

采用热喷涂将al2o3粉体沉积于基材表面，制备压应力水平可控的氧化铝涂层(内部呈现出压应力状态的氧化铝涂层)。热喷涂所得涂层的残余应力大小主要取决于涂层材料、热喷涂工艺和涂层厚度等因素。热喷涂涂层残余应力来源于以下四个方面：①喷涂时熔化的粉体颗粒高速撞击基体表面已形成的涂层，以10⁵～10⁶℃/s速度迅速凝固冷却，热量急剧散失引起的残余应力称为骤冷残余应力。②喷涂结束冷却到室温过程中因涂层与基体热膨胀系数不匹配引发的热失配应力称为冷却残余应力。③在喷涂过程中，喷涂粒子高速撞击基体表面及已形成的涂层，使基体/涂层因承受冲击压力而发生变形产生应力，称为喷射冲击残余应力。④涂层在沉积过程中，涂层/基体温度逐渐升高也会因为涂层与基体热膨胀系数不匹配而产生热失配应力，称为温升残余应力。上述四种残余应力：骤冷残余应力、冷却残余应力、喷射冲击残余应力、温升残余应力，决定了基体的受冲击压缩应变εb与喷涂颗粒本身的热应变εp，综合作用的结果就是涂层整体宏观的应力水平。就氧化铝粉体而言，熔点是2050℃，在热喷涂过程中，粉体颗粒熔融充分，有利于单片层的铺展、凝固、堆叠，层间界面结合良好，这势必会加大颗粒本身的热应变εp，若εp-εb≥0，则涂层的残余应力为拉应力。残余拉应力对涂层的使用性能和寿命都有非常有害的影响。而残余压应力却对涂层有利。对于同一种材料的热喷涂涂层的残余应力，其大小随着喷涂温度的增加而增大，同时随喷涂颗粒飞行速度的增高而减小。涂层的残余压应力主要取决于颗粒的飞行速度，颗粒的飞行速度越高，涂层内部的残余压应力越大。这主要是由于喷涂颗粒的热应变与喷涂颗粒的温度成正比，而基体表面的压应变与喷涂颗粒的飞行速度成正比。为了使喷涂态氧化铝涂层内部呈现出压应力状态，且残余压应力范围为150～350mpa，热喷涂工艺参数的设定尤为重要。优选地，热喷涂为等离子体喷涂(陶瓷粉体熔点较高，以保证在喷涂过程中陶瓷粉体可以有效熔融，从而获得粉体熔滴在基材表面更好的铺展沉积特性，减少凝固片层之间的空隙和裂纹)。但应理解，也可以采用其它热喷涂方法例如超音速火焰喷涂、爆炸喷涂等。等离子体喷涂的工作气体可采用氩气和氢气。在一个示例中，等离子体喷涂参数为：等离子气体氩气流量45～50slpm，等离子气体氢气流量8～10slpm，电流640～680a，功率45～50kw，送粉载气氩气流量3～4slpm，送粉速率30～40g/min，喷涂距离100～120mm。此外，在喷涂过程中利用等离子喷枪自带的冷却压缩空气和外部文丘里冷却压缩空气对喷涂面进行冷却，目的是有效控制喷涂沉积温度。也可利用循环水对基体背面进行冷却。经压缩空气或循环水的冷却，整个喷涂过程中的实际沉积温度控制在100～250℃。沉积温度范围的设定是为了调控熔融颗粒在基体及已沉积涂层上的铺展热应变。当沉积温度低于100℃时，单片层(splat)层间界面结合会受到影响，导致孔隙率增加，涂层导热与力学性能显著下降；当沉积温度高于250℃时，熔融颗粒热应变较大，容易在涂层内部产生残余拉应力。以上等离子体喷涂工艺参数的设定，主要有三个目的：①保证al2o3粉体颗粒具有较高的飞行速度，以实施对基体表面较大的压应变；②保证al2o3粉体颗粒熔融适宜，具有较好的形变塑韧性，在基体及已沉积涂层表面能够较好地铺展，同时有效控制实际沉积温度，使其热应变不能过大；③协调颗粒热应变·p和基体压应变εb之间的差距，确保喷涂态氧化铝涂层内部呈现出压应力状态，并控制在150～350mpa范围内。

作为基材，没有特别限定，包括但不限于金属或陶瓷或石墨。沉积前，基材可进行清洗和喷砂处理，除去油脂与吸附物，增大基材表面的粗糙度，喷砂后基材表面粗糙度ra的优值范围为6～10μm，以改善涂层与基材之间的界面结合和应变匹配。在热膨胀系数更小的陶瓷或者石墨基材上喷涂制备的氧化铝涂层，在冷却时受到压应力。在热膨胀系数更大的金属基材上喷涂制备的氧化铝涂层，获得压应力状态是技术难点，而本发明的喷涂工艺能够解决这个难题。此外，基材表面粗糙度不仅影响涂层与基材之间的界面结合，而且也影响熔融颗粒铺展的热应变和基体的压应变。因此，合适的基材表面粗糙度范围有利于涂层/基体界面结合和残余压应力的获得。

在基材表面喷涂沉积氧化铝涂层的厚度为100～600μm。一般来讲，涂层内残余应力随着涂层厚度的增加而增大。因此，厚度过大容易导致涂层开裂失效，甚至产生剥离。厚度过小，受热颗粒对基体的冲击压缩应变不够，不能在涂层内部呈现出压应力水平。因此，涂层厚度需要设定在合适的范围内。

原位应力诱导相变改善氧化铝涂层的性能。具体来说，对沉积的al2o3涂层进行热处理或者冷热交变处理，应力诱导原位生成α-al2o3纳米晶自增韧al2o3涂层。

对上述喷涂沉积的氧化铝涂层进行热处理。把氧化铝涂层(带有基材)放入刚玉坩埚中，然后置于马弗炉中进行热处理。炉内为大气气氛环境或者惰性气体保护环境，这主要根据热处理温度具体数值和基材材质性能特点来确定热处理的气氛环境。选择热处理温度300～600℃，升温速率为5℃/min，保温时间为2～10小时，而后随炉冷却到室温即可。在这里热处理温度及时间的选择出于以下目的：①实施一定程度的涂层内部残余压应力释放，进行原位应力诱导相变，可提高涂层中α-al2o3相含量；②应力诱导α-al2o3纳米晶析出、非晶晶化转变及纳米晶长大，对氧化铝涂层微裂纹及单片层层间界面亚微米孔隙进行原位自修复；③选择热处理温度远低于γ-al2o3理论相变温度，可以充分说明应力诱导相变的实际作用效果，证明了应力可以显著降低γ-al2o3的相转变温度；④对残余压应力进行可控释放，在氧化铝涂层中仍保留必要的压应力水平，有利于抑制裂纹的萌生与扩展，提高界面断裂韧性；⑤较低的热处理温度可以拓展基材的种类，扩大此项技术的应用领域和工况范围；⑥热处理温度也不能过低，会大幅度减弱应力诱导相变实际涂层性能改善效果。

除了对喷涂态氧化铝涂层进行保温热处理之外，还可以选择冷热交变处理执行有效的应力调控以促进γ-al2o3向α-al2o3相变的发生。选择通过冷端温度(-196～-100℃)-热端温度(100～200℃)热冲击(例如，-196℃～100℃热冲击)，反复冷热交变处理多次。利用合适次数(例如，20～30次)的热冲击进行应力调控与释放，在涂层微裂纹及单片层间界面孔隙内部原位生成α-al2o3纳米晶。作为一个示例，将氧化铝涂层(带有基材)放入烘箱中，烘箱温度设定为100℃，保温0.5h以确保氧化铝涂层(带有基材)温度达到100℃。然后，将氧化铝涂层(带有基材)从烘箱中迅速取出，并立即放入液氮(-196℃)中，直至无气泡产生后方可从液氮中取出，被定义为完成1次-196℃～100℃的热冲击。此过程重复进行20～30次。热冲击可以实施循环应力改变，以诱导部分γ-al2o3向α-al2o3的相转变，实现氧化铝涂层的自修复和自增韧。冷热交变处理的温度范围和次数的选择出于以下目的：①合适的热冲击温度范围和次数，可以保证对氧化铝涂层实施有效的应力诱导相变来改善涂层的力学与导热性能，同时避免对涂层造成破坏性损伤；②过大的热冲击温度范围或者过多的热冲击次数，可能会对氧化铝涂层造成一定的破坏性损伤，如新的裂纹萌生与扩展、界面结合强度降低、开裂或剥落失效等，也可能使得涂层残余压应力释放过多，甚至转变为残余拉应力；③过小的热冲击温度范围或者较少的热冲击次数，则不能实施有效的应力诱导相变，达不到氧化铝涂层力学和导热性能同步改善的目标。

本发明利用原位应力诱导相变对氧化铝涂层进行自修复和自增韧，实现了同步优化氧化铝涂层导热与力学性能，解决了以往国内外研究中难以有效兼顾氧化铝涂层高温力学性能与导热性能的技术难题。基于氧化铝涂层自身的特性进行原位修复，并不改变涂层的成分，涂层质量一致性和可靠性更高，成本更低。利用应力诱导相变，在氧化铝涂层微裂纹及单片层间界面亚微米孔隙内部原位生成α-al2o3纳米晶，且α-al2o3纳米晶与γ-al2o3基体晶粒之间是部分共格关系，界面结合性能良好，有利于涂层强韧性和热导率的提高。利用微结构尺度上的变化与界面、晶粒取向关系，实施涂层硬度、强度、韧性、层间界面结合、热导率的一体化协同设计。氧化铝涂层内部呈现出残余压应力特征，并且应力数值范围可控，优化后的氧化铝涂层在高速、高载、高温、富氧、宽温域热冲击的苛刻磨损工况下能够长寿命和高可靠服役。

本发明采用热处理或者冷热交变处理来进行残余应力调控原位诱导相变提高涂层中α-al2o3相含量，兼顾改善氧化铝涂层高温力学性能和导热性能。热处理温度相对较低，可以拓展基材的种类，扩大此项技术的应用领域和工况范围。同时，有效避免多组分氧化铝基复合涂层在高速、高载、高温、富氧、宽温域热冲击的苛刻磨损工况下可能会出现成分偏析、脱溶效应、扩散性相变、大比例纳米晶粒长大等因素对涂层微结构、力学和导热性能的负面影响。

下面进一步例举实施例以详细说明本发明。同样应理解，以下实施例只用于对本发明进行进一步说明，不能理解为对本发明保护范围的限制，本领域的技术人员根据本发明的上述内容作出的一些非本质的改进和调整均属于本发明的保护范围。下述示例具体的工艺参数等也仅是合适范围中的一个示例，即本领域技术人员可以通过本文的说明做合适的范围内选择，而并非要限定于下文示例的具体数值。

实施例1

一种原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能的制备方法，该方法包括以下步骤。

(1)压应力水平可控的氧化铝涂层的制备

称取熔融破碎型al2o3粉体，具有不规则的颗粒微观形貌(见图1)。粉体粒径范围为15～40μm，物相组成全部为α-al2o3(见图2)。

采用等离子体喷涂将上述al2o3粉体沉积于已清洗和喷砂处理的耐热钢(1cr18ni9ti)基材表面，喷砂之后的表面粗糙度平均值ra＝9.13μm，喷涂工艺参数为：等离子气体氩气流量49slpm，等离子气体氢气流量9slpm，电流670a，功率49kw，送粉载气氩气流量4slpm，送粉速率40g/min，喷涂距离110mm。同时，基材和已沉积涂层正面采用压缩空气进行冷却，包括等离子体喷枪冷却气(0.2mpa)和文丘里冷却气(0.4mpa)，整个喷涂氧化铝涂层过程中，随着喷涂遍数的递增，沉积温度逐渐升高，实际沉积温度变化范围是114～226℃。喷涂态氧化铝涂层的厚度是420μm。喷涂态氧化铝涂层的xrd图谱如图3所示，由γ-al2o3相和α-al2o3相组成，γ-al2o3相是主要组成部分。其中，α-al2o3相和γ-al2o3相的最强衍射峰强度比i(113)(α-al2o3)/i(440)(γ-al2o3)等于0.087。采用上述等离子体喷涂工艺制备的喷涂态al2o3涂层，涂层内部呈现出压应力状态，残余压应力(采用拉曼光谱无损检测方法测得喷涂态al2o3涂层的残余压应力)范围为270±30mpa。

(2)原位应力诱导相变改善氧化铝涂层的性能

对步骤(1)喷涂沉积的氧化铝涂层进行热处理。把氧化铝涂层(连同1cr18ni9ti耐热钢基材)放入刚玉坩埚中，然后置于马弗炉中进行热处理。炉内为大气气氛环境。选择热处理温度600℃，升温速率为5℃/min，保温时间为2小时，而后随炉冷却到室温即可。经热处理之后的氧化铝涂层的xrd图谱如图4所示。其中，α-al2o3相和γ-al2o3相的最强衍射峰强度比i(113)(α-al2o3)/i(440)(γ-al2o3)等于0.252。与喷涂态氧化铝涂层xrd图谱相比，这表明：经过热处理之后，氧化铝涂层中α-al2o3相含量明显提高。

进一步地分析喷涂态和热处理的氧化铝涂层xrd图谱中α-al2o3相和γ-al2o3相的主要衍射峰对应衍射角和晶面间距的变化(见表1)。这些衍射峰分别是：α-al2o3(113)、α-al2o3(116)、α-al2o3(104)、α-al2o3(110)、γ-al2o3(440)、γ-al2o3(400)、γ-al2o3(311)。从表1可以看出，各个衍射峰对应的晶面间距，在热处理之后数值均变小。喷涂态氧化铝涂层是压应力状态，热处理过程中会释放一定的压应力，从而产生应力诱导相变促使部分γ-al2o3相转变为α-al2o3相。γ-al2o3的密度是3.67g·cm-³，α-al2o3的密度是4.05g·cm-³。这种相转变伴随体积的收缩，抵消了部分压应力释放对晶面间距的束缚，最终结果是各个衍射峰对应的晶面间距仍减小。因此，上述数据充分证明了原位应力诱导相变的发生。

表1为实施例1中所得喷涂态和热处理的氧化铝涂层xrd图谱中α-al2o3相和γ-al2o3相的主要衍射峰信息：

。

喷涂态氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度(采用厚涂层样品三点弯曲法测得)、断裂韧性(采用压痕法或厚涂层样品单边开槽法测得)、热导率(采用激光闪烁法测得)和α-al2o3相含量分别为：6.7±0.2gpa、172±10mpa、2.8±0.3mpa·m^1/2、3.1±0.2w·m^-1·k^-1和10±2％；热处理之后的氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：7.9±0.1gpa、186±6mpa、3.3±0.2mpa·m^1/2、3.7±0.1w·m^-1·k^-1和20±4％。由此说明，原位应力诱导相变同步优化了氧化铝涂层的力学与导热性能。

实施例2

一种原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能的制备方法，该方法包括以下步骤。

(1)压应力水平可控的氧化铝涂层的制备

采用的氧化铝粉体与实施例1相同，粉体粒径范围为15～40μm，物相组成全部为α-al2o3。

采用等离子体喷涂将上述al2o3粉体沉积于已清洗和喷砂处理的耐热钢(2cr13)基材表面，喷砂之后的表面粗糙度平均值ra＝8.36μm，喷涂工艺参数为：等离子气体氩气流量49slpm，等离子气体氢气流量8slpm，电流660a，功率48kw，送粉载气氩气流量3.5slpm，送粉速率40g/min，喷涂距离120mm。同时，基材和已沉积涂层正面采用压缩空气进行冷却，包括等离子体喷枪冷却气(0.2mpa)和文丘里冷却气(0.35mpa)，整个喷涂氧化铝涂层过程中，随着喷涂遍数的递增，沉积温度逐渐升高，实际沉积温度变化范围是123～237℃。喷涂态氧化铝涂层的厚度是380μm。喷涂态氧化铝涂层的应力分布云图如图5所示。根据应力分布云图分析，采用上述等离子体喷涂工艺制备的al2o3涂层，涂层内部呈现出压应力状态，残余压应力范围为310±30mpa。

(2)原位应力诱导相变改善氧化铝涂层的性能

对步骤(1)喷涂沉积的氧化铝涂层进行热处理，热处理方法与实施例1相同，其中不同之处在于：热处理温度为500℃，保温6小时。经热处理之后的氧化铝涂层的应力分布云图见图6。分析表明：涂层内部仍呈现出压应力状态，残余压应力范围为230±20mpa。与喷涂态氧化铝涂层相比，经过热处理之后涂层内部残余压应力的确有一定程度的释放，从而将诱导更多的α-al2o3的生成。

喷涂态氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：6.6±0.3gpa、174±12mpa、2.9±0.2mpa·m^1/2、3.2±0.2w·m^-1·k^-1和11±2％；热处理之后氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：8.0±0.1gpa、189±5mpa、3.4±0.1mpa·m^1/2、3.9±0.1w·m^-1·k^-1和22±3％。由此说明，原位应力诱导相变同步优化了氧化铝涂层的力学与导热性能。

实施例3

一种原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能的制备方法，该方法包括以下步骤。

(1)压应力水平可控的氧化铝涂层的制备

采用的氧化铝粉体与实施例1相同，粉体粒径范围为15～40μm，物相组成全部为α-al2o3。

采用等离子体喷涂将上述al2o3粉体沉积于已清洗和喷砂处理的耐热钢(1cr23ni13)基材表面，喷砂之后的表面粗糙度平均值ra＝7.79μm，喷涂工艺参数为：等离子气体氩气流量48slpm，等离子气体氢气流量10slpm，电流650a，功率47kw，送粉载气氩气流量3slpm，送粉速率35g/min，喷涂距离110mm。同时，基材和已沉积涂层正面采用压缩空气进行冷却，包括等离子体喷枪冷却气(0.3mpa)和文丘里冷却气(0.4mpa)，整个喷涂氧化铝涂层过程中，随着喷涂遍数的递增，沉积温度逐渐升高，实际沉积温度变化范围是110～205℃。喷涂态氧化铝涂层的厚度是320μm。喷涂态氧化铝涂层的抛光截面形貌如图7所示。从涂层截面形貌可以看出，氧化铝涂层中存在一定数量的孔隙，经图像法统计计算，喷涂态氧化铝涂层的气孔率为5.2±0.6％。采用上述等离子体喷涂工艺制备的al2o3涂层，涂层内部呈现出压应力状态，残余压应力范围为240±20mpa。

(2)原位应力诱导相变改善氧化铝涂层的性能

对步骤(1)喷涂沉积的氧化铝涂层进行热处理，热处理方法与实施例1相同，其中不同之处在于：热处理温度为300℃，保温10小时。经热处理之后氧化铝涂层的抛光截面形貌如图8所示。经分析表明：氧化铝涂层的气孔率为2.1±0.2％，即涂层致密度获得改善。涂层致密度获得改善的原因是：热处理过程促使残余应力释放，原位诱导相变提高涂层中的α-al2o3相含量，体积收缩，致密度提高，单片层界面结合性能提高。

喷涂态氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：6.4±0.2gpa、175±10mpa、2.7±0.3mpa·m^1/2、3.0±0.2w·m^-1·k^-1和10±3％；热处理之后氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：7.8±0.1gpa、188±6mpa、3.3±0.2mpa·m^1/2、3.8±0.1w·m^-1·k^-1和21±2％。由此说明，原位应力诱导相变同步优化了氧化铝涂层的力学与导热性能。

实施例4

一种原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能的制备方法，该方法包括以下步骤。

(1)压应力水平可控的氧化铝涂层的制备

采用的氧化铝粉体与实施例1相同，粉体粒径范围为15～40μm，物相组成全部为α-al2o3。

采用等离子体喷涂将上述al2o3粉体沉积于已清洗和喷砂处理的高强度石墨基材表面，喷砂之后的表面粗糙度平均值ra＝6.63μm，喷涂工艺参数为：等离子气体氩气流量47slpm，等离子气体氢气流量8slpm，电流640a，功率46kw，送粉载气氩气流量4slpm，送粉速率40g/min，喷涂距离115mm。同时，基材和已沉积涂层正面采用压缩空气进行冷却，包括等离子体喷枪冷却气(0.3mpa)和文丘里冷却气(0.5mpa)，整个喷涂氧化铝涂层过程中，随着喷涂遍数的递增，沉积温度逐渐升高，实际沉积温度变化范围是104～188℃。喷涂态氧化铝涂层的厚度是510μm。喷涂态氧化铝涂层的透射电子显微结构分析如图9所示。从图9可以得到以下信息：①喷涂态氧化铝涂层中存在一些微裂纹，微裂纹内部被一些物相填充，这些物相是α-al2o3纳米晶和非晶相；②涂层微裂纹仍有一些未被填充区域(crackgap)；③选区电子衍射分析表明裂纹内部α-al2o3纳米晶与基体γ-al2o3晶粒之间是部分共格关系(因为α-al2o3纳米晶的衍射环与γ-al2o3晶粒衍射斑点之间是相切的位置关系)，因而，微裂纹内部α-al2o3纳米晶与基体γ-al2o3晶粒之间有良好的界面结合。此外，采用上述等离子体喷涂工艺制备的al2o3涂层，涂层内部呈现出压应力状态，残余压应力范围为280±40mpa。

(2)原位应力诱导相变改善氧化铝涂层的性能

对步骤(1)喷涂沉积的氧化铝涂层进行冷热交变处理。把氧化铝涂层(连同石墨基材)放入烘箱中，烘箱温度设定为100℃，保温0.5h以确保氧化铝涂层温度达到100℃；然后，将氧化铝涂层(连同石墨基材)从烘箱中迅速取出，并立即放入液氮(-196℃)中，直至无气泡产生后方可从液氮中取出，被定义为完成1次-196℃～100℃的热冲击。此过程重复进行30次。热冲击可以实施循环应力调控，以诱导部分γ-al2o3向α-al2o3的相转变，实现氧化铝涂层的自修复和自增韧。经冷热交变处理之后的氧化铝涂层的透射电子显微结构分析如图10所示。从图10可以得到以下信息：①γ-al2o3基体中析出一些α-al2o3纳米晶；②涂层微裂纹内部基本被全部填充满，伴随着非晶相转变为晶化相以及α-al2o3纳米晶的长大。

喷涂态氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：6.3±0.1gpa、170±8mpa、3.0±0.3mpa·m^1/2、3.1±0.1w·m^-1·k^-1和10±2％；冷热交变处理之后氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：7.6±0.1gpa、182±6mpa、3.5±0.2mpa·m^1/2、3.6±0.1w·m^-1·k^-1和20±2％。由此说明，原位应力诱导相变同步优化了氧化铝涂层的力学与导热性能。

实施例5

一种原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能的制备方法，该方法包括以下步骤。

(1)压应力水平可控的氧化铝涂层的制备

采用的氧化铝粉体类型与实施例1相同，物相组成全部为α-al2o3，其中不用之处在于粉体粒径范围为20～45μm。

采用等离子体喷涂将上述al2o3粉体沉积于已清洗和喷砂处理的耐低温不锈钢(s-07)基材表面，喷砂之后的表面粗糙度平均值ra＝8.81μm，喷涂工艺参数为：等离子气体氩气流量49slpm，等离子气体氢气流量9slpm，电流660a，功率48kw，送粉载气氩气流量4slpm，送粉速率40g/min，喷涂距离110mm。同时，基材和已沉积涂层正面采用压缩空气进行冷却，包括等离子体喷枪冷却气(0.2mpa)和文丘里冷却气(0.4mpa)，整个喷涂氧化铝涂层过程中，随着喷涂遍数的递增，沉积温度逐渐升高，实际沉积温度变化范围是116～217℃。喷涂态氧化铝涂层的厚度是270μm。采用上述等离子体喷涂工艺制备的al2o3涂层，涂层内部呈现出压应力状态，残余压应力范围为220±50mpa。

(2)原位应力诱导相变改善氧化铝涂层的性能

对步骤(1)喷涂沉积的氧化铝涂层进行冷热交变处理。冷热交变处理方法与实施例4相同，其中不同之处在于：经历-196℃～100℃热冲击20次。对冷热交变处理之后的氧化铝涂层进行高pv值刹停磨损试验考核，配对材料为铜合金。图11显示了mm3000型刹停磨损试验机、氧化铝涂层动环和铜合金静环实物照片。冷热交变处理(-196℃～100℃热冲击20次)之后氧化铝涂层动环的抛光表面形貌见图12，可以看出，涂层表面致密，且无裂纹。连续经过pv＝50mpa·m/s工况刹停10次和pv＝70mpa·m/s工况刹停10次磨损试验后的氧化铝涂层动环表面完好、未开裂(见图13)。这说明：经过冷热交变处理应力调控后，氧化铝涂层具有良好的高pv值摩擦磨损性能。

喷涂态氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：6.7±0.2gpa、176±5mpa、3.1±0.3mpa·m^1/2、3.3±0.2w·m^-1·k^-1和10±1％；冷热交变处理之后氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：7.9±0.2gpa、188±6mpa、3.8±0.2mpa·m^1/2、3.9±0.1w·m^-1·k^-1和20±3％。由此说明，原位应力诱导相变同步优化了氧化铝涂层的力学与导热性能。

实施例6

一种原位应力诱导相变同步优化氧化铝涂层导热与力学性能的制备方法，该方法包括以下步骤。

(1)压应力水平可控的氧化铝涂层的制备

采用的氧化铝粉体类型与实施例1相同，物相组成全部为α-al2o3，其中不用之处在于粉体粒径范围为20～45μm。

采用等离子体喷涂将上述al2o3粉体沉积于已清洗和喷砂处理的轴承钢(gcr15)基材表面，喷砂之后的表面粗糙度平均值ra＝7.93μm，喷涂工艺参数为：等离子气体氩气流量50slpm，等离子气体氢气流量8slpm，电流680a，功率48kw，送粉载气氩气流量3.5slpm，送粉速率35g/min，喷涂距离105mm。同时，基材和已沉积涂层正面采用压缩空气进行冷却，包括等离子体喷枪冷却气(0.3mpa)和文丘里冷却气(0.4mpa)，整个喷涂氧化铝涂层过程中，随着喷涂遍数的递增，沉积温度逐渐升高，实际沉积温度变化范围是109～204℃。喷涂态氧化铝涂层的厚度是220μm。采用上述等离子体喷涂工艺制备的al2o3涂层，涂层内部呈现出压应力状态，残余压应力范围为210±40mpa。

(2)原位应力诱导相变改善氧化铝涂层的性能

对步骤(1)喷涂沉积的氧化铝涂层进行热处理，热处理方法与实施例1相同，其中不同之处在于：热处理温度为400℃，保温8小时。对热处理前后的氧化铝涂层进行疲劳磨损试验考核，以说明热处理应力诱导相变对改善氧化铝涂层耐磨性能的效果。图14是氧化铝涂层进行疲劳磨损试验照片(采用环-盘接触方式，配对材料为石墨盘)；图15是喷涂态氧化铝涂层疲劳磨损试验获得的摩擦力矩-时间-摩擦系数曲线；图16是热处理(400℃，8h)之后氧化铝涂层疲劳磨损试验获得的摩擦力矩-时间-摩擦系数曲线。热处理前后氧化铝涂层的摩擦力矩-时间-摩擦系数曲线进行对比，可以看出，无论是摩擦力矩和摩擦系数的数值，还是摩擦力矩和摩擦系数的波动范围，热处理氧化铝涂层均优于喷涂态氧化铝涂层。由此表明：热处理应力诱导相变对改善氧化铝涂层耐磨性能具有正面积极的影响作用。

喷涂态氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：6.5±0.2gpa、171±6mpa、3.0±0.3mpa·m^1/2、3.2±0.2w·m^-1·k^-1和10±2％；冷热交变处理之后氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：7.7±0.2gpa、184±6mpa、3.6±0.2mpa·m^1/2、3.8±0.1w·m^-1·k^-1和20±2％。由此说明，原位应力诱导相变同步优化了氧化铝涂层的力学与导热性能。

对比例1

按照实施例1的制备方法获得氧化铝涂层，不同之处在于：热处理温度为100℃，保温48小时。

对比例2

按照实施例1的制备方法获得氧化铝涂层，不同之处在于：热处理温度为200℃，保温24小时。

对比例3

按照实施例4的制备方法获得氧化铝涂层，不同之处在于：经历-196℃～100℃热冲击10次。

对比例4

按照实施例4的制备方法获得氧化铝涂层，不同之处在于：经历-55℃～100℃热冲击30次。其中，-55℃由低温试验箱提供。把氧化铝涂层(连同石墨基材)放入烘箱中，烘箱温度设定为100℃，保温0.5h以确保氧化铝涂层温度达到100℃；然后，将氧化铝涂层(连同石墨基材)从烘箱中迅速取出，并立即放入-55℃低温试验箱中，并放置0.5h，以确保氧化铝涂层温度为-55℃。上述过程被定义为完成1次-55℃～100℃的热冲击。此过程重复进行30次。

图17为对比例1-4所制备的氧化铝涂层经不同条件处理之后的xrd图谱(1：喷涂态；2：100℃，48h；3：200℃，24h；4：-196℃～100℃热冲击10次；5：-55℃～100℃热冲击30次)。可以看出：对比例1-4的氧化铝涂层xrd图谱与喷涂态氧化铝涂层xrd图谱，几乎完全相同。这表明：对比例1-4所采用的热处理或冷热交变处理方法，因不在本发明内容所规定的范围内，故并没有实现有效地应力诱导相变效果。进一步地，进行对比例2的氧化铝涂层高pv值刹停磨损试验考核。磨损试验考核结果见图18，连续经过pv＝50mpa·m/s工况刹停10次和pv＝70mpa·m/s工况刹停2次磨损试验后的氧化铝涂层动环表面就已经出现明显的网格状裂纹。对比例2的氧化铝涂层耐磨性能明显低于实施例5的氧化铝涂层耐磨性能。

对比例5

按照实施例1的制备方法获得氧化铝涂层，不同之处在于：热处理温度为800℃，保温2小时。制备的喷涂态al2o3涂层，涂层内部呈现出压应力状态，残余压应力范围为270±30mpa。800℃热处理2小时后，氧化铝涂层中残余压应力范围为110±30mpa(远远小于实施例1中600℃热处理2小时后，氧化铝涂层中残余压应力范围为210±30mpa)。

喷涂态氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：6.6±0.3gpa、174±12mpa、2.9±0.2mpa·m^1/2、3.2±0.2w·m^-1·k^-1和11±2％；热处理之后氧化铝涂层的显微硬度(hv5)、抗折强度、断裂韧性、热导率和α-al2o3相含量分别为：8.1±0.1gpa、187±5mpa、2.7±0.1mpa·m^1/2、4.1±0.1w·m^-1·k^-1和27±3％。从以上数据对比分析显示：经过800℃热处理之后，氧化铝涂层的硬度、抗折强度、热导率获得改善，但是，其断裂韧性反而降低，这主要是由于残余压应力释放过多，从而削弱了对微裂纹萌生和扩展的抑制作用。

对比例6

按照实施例4的制备方法获得氧化铝涂层，不同之处在于：经历-196℃～100℃热冲击40次。制备的喷涂态al2o3涂层，涂层内部呈现出压应力状态，残余压应力范围为280±40mpa。经历热冲击40次之后，氧化铝涂层内部残余压应力大幅度降低为110±40mpa(其残余压应力释放过多)，且涂层表面出现开裂现象(见图19)，这将直接影响涂层的耐磨服役寿命。

表1为本发明中实施例1-6和对比例1-6所制备的氧化铝涂层的性能参数：

(注：上述表1中“残余压应力1”的含义为喷涂态al2o3涂层的内部残余压应力，“残余压应力2”的含义为热处理或热冲击后所得al2o3涂层的内部残余压应力，α-al2o3相的含量“％”为质量百分比)。

本发明虽然已以较佳实施例公开如上，但其并不是用来限定本发明，任何本领域技术人员在不脱离本发明的主旨和范围内，都可以利用上述揭示的方法和技术内容对本发明技术方案做出可能的变动和修改。因此，凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化及修饰，均属于本发明技术方案的保护范围。