激光熔覆(Ti,W)C增强镍基涂层的性能

为了提高热轧高速钢工作辊的耐磨性,通过激光熔覆技术,在球墨铸铁基体上制备了(Ti,W)C质量分数分别为0%,10%,20%,30%的Inconel 625合金涂层.研究了(Ti,W)C颗粒对涂层微观结构、硬度和耐磨性的影响.(Ti,W)C颗粒均匀分布在涂层中,并与Inconel 625有良好的结合;涂层的硬度随着(Ti,W)C颗粒含量增加从HV0.2280提高到HV0.2424;在摩擦磨损过程中,(Ti,W)C颗粒作为硬质相抑制了磨损中基体材料的局部塑性变形,质量分数30%(Ti,W)C颗粒的Inconel 625合金涂层磨损量仅为0.015 mm^(3),平均摩擦系数为0.0616.证明添加适量的(Ti,W)C颗粒会显著提高Inconel 625合金涂层的硬度及耐磨性,并降低了摩擦系数.

Ti-W-C体系的自蔓延高温合成与反应机理

研究了Ti-W -C体系自蔓延高温合成 (SHS)的燃烧温度和燃烧速度与W含量、Ti粉粒度及预热温度的关系。分析了不同W含量和预热温度时SHS产物的相组成 ,并对体系的SHS反应机理进行了研究。结果表明 :W / (Ti+W)≤ 0 .3时 ,基本能合成单相 (W /Ti)C ;而预热可促进 (W ,Ti)C的SHS合成 ;体系的SHS反应过程中存在两种反应机制 ,即溶解 -析出机制和扩散

W含量及预热温度对Ti-W-C体系燃烧合成产物的影响研究

研究了 W含量及预热温度对 Ti- W- C体系燃烧合成产物相组成及粉末形貌的影响。研究结果表明 ,体系 W含量减少 ,或燃烧之前进行预热 ,通过提高体系的燃烧温度 ,其燃烧反应机制由扩散 -固溶机制转变为熔化 -溶解 -析出机制 ;结果 ,燃烧反应随之完全 ,有利于合成单相 (Ti,W) C粉末 ,且产物粉末粒度增加。同时合成单相所需的预热温度随

(W,Ti)C/石墨/镍基合金复合涂层摩擦磨损性能研究

为了获得既具有自润滑减摩特性又有高耐磨性能的金属摩擦构件表面,提高高接触应力下金属摩擦副的使用寿命和可靠性,运用等离子喷涂技术在45#钢表面制备了(W,Ti)C/石墨/镍基合金复合涂层。研究了室温干摩擦条件下复合涂层的摩擦磨损性能,并用SEM和EDX对磨损表面进行了测试分析。结果表明:复合涂层与Si3N4和GCr15对摩时,摩擦系数分别较纯镍基合金涂层降低了35%和38%,耐磨性分别是后者的3倍和3.5倍;与Si3N4对摩时,复合涂层的磨损机理主要是微观切削、疲劳剥落和硬质相脱落。与GCr15对摩时,其磨损机理主要为粘着磨损、多次塑变磨损和层脱剥离。

超重力下燃烧合成TiB_2-(Ti,W)C共晶复合陶瓷结构

采用超重力下燃烧合成工艺,可以制备出大体积凝固态碳硼化物基共晶复合陶瓷,同时为抑制TiC-TiB2复合陶瓷的热裂倾向,在制备过程中加入一定量的WO3作为铝热反应的氧化剂之一,通过燃烧合成获得Ti-W-Cr-C-B合金液相,进而制备出低缺陷、高致密性的TiB2-(Ti,W)C共晶复合陶瓷。XRD、FESEM与EDS结果显示,陶瓷基体主要由TiB2-(Ti,W)C共晶组织构成,且在基体边界上存在少量的Al2O3和Al2O3-ZrO2共晶组织。由于超重力诱发反应熔体内部分层,导致熔体中液态氧化物浮于熔体上层,而Ti-W-C-B合金液相则位于熔体下部,最终凝固生成TiB2-(Ti,W)C复合陶瓷。由于W/Ti无限互溶,W原子向TiC中扩散,在TiC中形成了(Ti,W)C固溶体,(Ti,W)C固溶体完全保持了TiC的晶格结构。性能测试表明,TiB2-(Ti,W)C共晶复合陶瓷的相对密度、硬度和断裂韧度均较高,分别为98.4%、26.4GPa和7.6MPa.m1/2。

超重力下燃烧合成TiC(Ti,W)C_(1-x)基细晶复合陶瓷研究

采用超重力下自挤压辅助燃烧合成技术,以快速凝固方式制备出TiC-(Ti,W)C1-x基细晶复合陶瓷。XRD、FESEM与EDS结果表明,TiC基复合陶瓷基体主要由球状的TiC细晶构成,同时在TiC-(Ti,W)C1-x基体间还分布着少量的TiB2片晶、(Cr,W,Ti)3B2及Al2O3残余夹杂物。由于超重力的引入,促使液态产物分层,且因处于底部的Ti-W-Cr-C-B液相中Ti、C原子浓度高,使得TiC率先形核并快速生长,从而促进ε(Ti,W)C1-x生长发育,最终生成TiC-(Ti,W)C1-x基陶瓷。性能测试表明陶瓷相对密度和硬度分别为99.3%与22.5±1.5 GPa。

SiC/(W,Ti)C梯度陶瓷喷嘴材料的制备及其冲蚀磨损机理研究

针对陶瓷喷嘴磨损特点,在喷嘴材料的设计和制造中提出运用梯度功能材料理论,通过控制陶瓷喷嘴材料的成分分布以实现其力学性能的合理梯度变化,将梯度陶瓷喷嘴材料制备过程中所产生的残余压应力引入喷嘴入口以提高喷嘴入口的力学性能,从而缓解喷嘴入口的高应力,提高其抗冲蚀磨损能力.采用热压烧结工艺制备S iC/(W,Ti)C梯度陶瓷喷嘴材料并分析其冲蚀磨损机理.结果表明,在相同冲蚀磨损条件下,梯度陶瓷喷嘴材料的抗冲蚀磨损性能较非梯度陶瓷喷嘴材料显著提高,这是由于梯度陶瓷喷嘴应力状态的改善及其力学性能提高的缘故.梯度陶瓷喷嘴材料的磨损机制为入口处呈现疲劳断裂、中间呈现微切削、出口处呈现疲劳断裂和脆性断裂特征.

B_4C/(W,Ti)C陶瓷喷砂嘴冲蚀磨损机理研究

采用热压烧结工艺制备了B4C/(W,Ti)C陶瓷喷砂嘴;采用SiC、白刚玉和棕刚玉磨粒对所制备的喷砂嘴进行冲蚀试验,在应力分析基础上探讨了陶瓷喷砂嘴的冲蚀磨损机理.结果表明:B4C/(W,Ti)C陶瓷喷砂嘴的冲蚀率随着磨粒硬度和粒度的提高而增大;喷砂嘴入口磨损最严重,出口次之,而中间区域磨损相对较轻;相应的应力分析结果同试验结果相吻合;以棕刚玉作为冲蚀磨料时,B4C/(W,Ti)C陶瓷喷砂嘴主要呈现应力疲劳断裂冲蚀特征,而以白刚玉和SiC作为冲蚀磨料时,喷砂嘴入口处主要呈现脆性断裂冲蚀特征,中间区域则主要呈现应力疲劳断裂冲蚀特征.

Al_2O_3/(W,Ti)C纳米复合陶瓷材料的显微结构

使用纳米、亚微米级的α-Al2O3粉体和微米级的(W,Ti)C粉体为原料,采用热压烧结工艺制备了Al2O3/(W,Ti)C纳米复合陶瓷材料。对热压后材料的硬度、断裂韧性和抗弯强度进行了测试和分析,利用透射电镜、扫描电镜及X衍射仪对Al2O3/(W,Ti)C纳米复合陶瓷材料的微观组织和结构进行了研究。结果表明,增强相(W,Ti)C与基体Al2O3互相穿插、包裹,界面结合良好,形成了典型的骨架结构;球磨后的(W,Ti)C颗粒粒度分布广泛,热压烧结后与基体材料形成了内晶/晶间型结构;断裂模式的改变、内部残余应力场、位错机制、裂纹分叉和偏转等促进了材料强度和韧性的提高。

Al_2O_3/Cr_3C_2/(W,Ti)C陶瓷模具材料研究

应用热压技术制备了添加不同含量Cr3C2和(W,Ti)C的Al2O3/Cr3C2/(W,Ti)C复合陶瓷材料。利用光学显微镜、环境扫描电镜、透射电镜和能谱分析仪等对Al2O3/30%Cr3C2、Al2O3/30%(W,Ti)C、Al2O3/20%Cr3C2/10%(W,Ti)C三种复合陶瓷材料的显微组织结构进行了观察分析。研究表明:同其它两种材料相比,Al2O3/20%Cr3C2/10%(W,Ti)C陶瓷复合材料组织细化均匀,有连续骨架结构生成。Cr3C2和(W,Ti)C颗粒的共同加入有利于晶粒生长的制约,裂纹分枝与偏转、晶粒拔出、以及纳米相等等,有效提高了氧化铝陶瓷材料的力学性能。

Al_2O_3/Cr_3C_2/(W,Ti)C陶瓷抗弯强度的研究

热压烧结制备了Al2O3/Cr3C2/(W,Ti)C复合陶瓷材料,对其抗弯强度及组织形貌进行了研究,分析了Cr3C2与(W,Ti)C对抗弯强度的影响。结果表明:添加(W,Ti)C与Cr3C2有利于阻止晶界迁移,延缓晶粒长大,提高材料强度,但每一相的添加量以10%内为宜,两者添加总量在20%左右时Al2O3/Cr3C2/(W,Ti)C复合材料抗弯强度较佳。铬、钨、钛离子在Al2O3基体晶粒中的固溶起强化作用,网状结构是降低材料抗弯强度的重要原因。

Al_2O_3/(W,Ti)C纳米复合陶瓷材料的力学性能与强韧化机理

采用纳米和亚微米级的α-Al2O3,以及微米级的(W,Ti)C粉体为原料,制备了Al2O3/(W,Ti)C纳米复合陶瓷材料.在基体Al2O3含有体积分数为11%的纳米Al2O3时复合材料的抗弯强度和断裂韧性达到最优,其抗弯强度、断裂韧性和硬度分别为840 MPa,6.55 MPa.m1/2和20.1 GPa.TEM实验表明,纳米颗粒的加入明显抑止了基体晶粒的长大,形成了典型的骨架结构,材料的断裂方式为沿晶断裂和穿晶断裂的混合.内晶型和晶间型第二相颗粒产生的残余应力场、断裂模式的改变和晶粒细化强化促进了复合材料抗弯强度和断裂韧性的提高.

烧结温度对(Ti,W,Mo)C-Ni金属陶瓷组织与性能的影响

通过碳热还原法制备（Ti，W，Mo）C预合金化固溶体粉末，采用粉末冶金法制备（Ti，W，Mo）C-Ni金属陶瓷，研究了烧结温度对金属陶瓷致密性、组织与性能的影响。结果表明：在1410～1470℃范围内，随烧结温度提高，金属陶瓷的硬度提高，致密性先提高后略下降；在1450℃时制备的金属陶瓷晶粒细小、组织均匀致密，呈现最佳综合力学性能，横向断裂强度为1751MPa，硬度为91.3HRA。

(Ti、W)C固溶体形成的扩散机理研究

利用X射线衍射仪、金相显微镜和电子探针考察了(Ti、W)C 固溶体的形成过程。用粉末反应动力学方程对实验结果进行了处理并与观察固溶体形成过程中微观组织结构的变化特征相结合的方法分析了固溶体形成的扩散机制。结果表明:(Ti、W)C 固溶体在不同温度范围内的形成机理是不同的:低温碳化时(t<1850℃),固溶体的形成是以 TiC 和 WC 之间的体积扩散为特征的“错球模型”,其表观互扩散激活能为431kJ/mol,而高温碳化时(t≥1850℃),固溶体的形成是以 TiC 和 WC 之间的表面扩散为特征的“同心球模型”,其表观互扩散激活能为87kJ/mol,从而深化了对(Ti、W)C 固溶体形成过程的认识。

Al_2O_3/Cr_3C_2/(W,Ti)C复合材料化学相容性分析

应用热力学原理计算分析了Al2O3/Cr3C2/(W,Ti)C复合陶瓷材料体系中各组分间化学反应的可能性。结果表明,在1800℃范围内各组分间不会发生化学反应。并通过Al2O3/Cr3C2/(W,Ti)C复合陶瓷材料的热压烧结制备进行了实验验证。

Cr_3C_2及(W,Ti)C对Al_2O_3/Cr_3C_2/(W,Ti)C复合陶瓷材料Vickers硬度的影响

热压烧结制备了Al2O3/Cr3C2/(W,Ti)C复合陶瓷材料(以下简称ACW复合材料),对其Vickers硬度及组织形貌进行了研究,分析了Cr3C2及(W,Ti)C对Vickers硬度的影响.结果表明,(W,Ti)C和Cr3C2的添加利于阻止晶界迁移,抑制晶粒长大,Cr、W、Ti离子在Al2O3基体晶粒中的固溶起强化作用.每一相的添加量在10%～20%(体积分数,下同)为宜,添加总量在30%左右ACW复合材料硬度最佳.

纳米(Ti,50W)C固溶体粉末的制备研究

采用前驱体与真空碳热还原相结合的方法制备出(Ti,50W)C固溶体粉末,并利用XRD、SEM和FESEM研究了合成温度和保温时间等工艺参数对(Ti,50W)C固溶体粉末微观形貌和相组成的影响。实验结果表明:在合成温度1 100℃、保温时间2.0h条件下能制备出粉末粒径小于100nm的(Ti,50W)C固溶体粉末。与传统工业制备方法相比,本法制备的(Ti,50W)C固溶体粉末所需合成温度更低,原料成本也更低廉。

(Ti,W)(B,C,N)纳米晶粉末的合成

以偏钛酸、偏钨酸铵、木糖、硼酸为原料,采用"前驱体+碳热还原"法合成了(Ti,W)(B,C,N)纳米晶粉末。利用SEM、XRD等表征产物相组成和显微形貌,重点探讨了合成温度、保温时间对合成产物的影响。结果表明,合成温度、保温时间均对(Ti,W)(B,C,N)粉末合成有显著影响,随着合成温度的提高以及保温时间的延长,合成粉末晶粒尺寸呈明显长大趋势。在合成温度1 200℃,保温时间2h条件下成功合成了晶粒度约为21.3nm的(Ti,W)(B,C,N)纳米晶粉末。与传统的"普通球磨+碳热还原"法比较,"前驱体+碳热还原"法显著降低了合成温度,并具有原料成本低廉的优势。

(Ti,W)(C,N)的价电子结构研究

根据固体与分子经验电子理论 ,对 (Ti,W ) (C ,N)固溶体的价电子结构进行了分析 ,结果表明 :(Ti,W ) (C ,N)固溶体的最强键上的共价电子数nA 随W或N的增加而减小 ,并借此对 (Ti,W )(C ,N)

粉末冶金原位制备(Ti,W)C/Fe耐磨覆层材料的研究

采用粉末冶金真空烧结技术,在45钢表面原位反应制备了厚度为3～4 mm的(Ti,W)C∕Fe表面覆层材料,覆层中硬质相质量分数为35%。用扫描电镜和X射线衍射分析了覆层材料的微观组织结构及相组成,结果表明,覆层材料硬质相主要由(Ti,W)C、Fe3W3C和少量TiC颗粒组成,硬质相(Ti,W)C呈球形,在基体中均匀分布。能谱分析发现,覆层中合金元素向基体45钢中扩散均匀,实现了良好的冶金结合。磨损试验结果显示,表面覆层材料的耐磨性是高铬铸铁的5～6倍。