等离子熔覆TiC/Fe基熔覆层显微组织及碳化物演变机理分析

目的 为了提高3Cr13马氏体不锈钢的硬度和耐磨性,在其表面制备TiC/Fe基熔覆层,分析熔覆层组织的均匀性及碳化物类型,探究碳化物演变机理和对熔覆层硬度的影响规律。方法 采用等离子同步送粉熔覆,在3Cr13不锈钢基材上熔覆球形TiC/Fe基熔覆层。利用扫描电子显微镜、X射线衍射、能谱仪分析熔覆层微观形貌特征、相组成以及析出相的元素分布规律,利用显微硬度计测量熔覆层的硬度。结果 随着TiC添加量的增加,熔覆层中的Ti和C元素含量也增加,说明有部分TiC熔解。未添加TiC的熔覆层组织主要是Fe-Cr固溶体和(Fe、Cr)_(7)C_(3),TiC/Fe基熔覆层的为Fe-Cr固溶体和TiC、(Fe、Cr)_(3)C_(2)、(Fe、Cr)_(7)C_(3)。两种熔覆层中的析出相主要以(Fe、Cr)_(7)C_(3)为主,但在TiC/Fe基熔覆层中还存在其熔解后重新析出的TiC及过渡相(Fe、Cr)_(3)C_(2)。TiC添加量增加,熔覆层显微硬度也增加。结论 TiC/Fe基熔覆层中的第二相除(Fe、Cr)_(7)C_(3),还有原始TiC、析出的TiC和(Fe、Cr)_(3)C_(2)。在研究范围内,随着TiC添加量增加,熔覆层中熔解的TiC量也增加。析出的TiC.可以作为(Fe_(3)Cr_(4))C_(3)的有效形核质点,促进(Fe_(3)Cr_(4))C_(3)的形成,形成过程是(Fe、Cr)_(3)C_(2)以析出的TiC为形核核心形核长大,随后相变为更加稳定的(Fe、Cr)_(7)C_(3),在快速冷却过程中有未转变完的(Fe、Cr)_(3)C_(2)保留下来。熔覆层中的原始TiC、析出的TiC、生成的(Fe、Cr)_(7)C_(3)和(Fe、Cr)_(3)C_(2)作为硬质相提高了熔覆层的硬度。

反应火焰喷涂的TiC/Fe金属陶瓷复合涂层

以TiFe粉和碳的前驱体(石油沥青)为原料,通过碳化制备Ti Fe C系反应喷涂复合粉末,并通过普通火焰喷涂技术成功制备了TiC/Fe金属陶瓷复合涂层;采用XRD、SEM和EDS对喷涂粉末和涂层的成分、组织结构进行了分析,同时对涂层耐磨性能进行了对比研究。结果表明:采用前驱体碳化复合技术制备的Ti Fe C系复合喷涂粉末粒度均匀、无有害相生成;喷涂所得到的TiC/Fe金属陶瓷复合涂层由片状的铁基体和弥散分布的TiC颗粒组成;TiC颗粒大致呈球形,粒度一般在0.5μm以下;相同条件下所获涂层的磨损体积大约是常规火焰喷涂Ni60涂层的1/5。

钛铁矿原位碳热还原合成TiC/Fe的热力学过程及合成条件研究

以天然矿物钛铁矿（ＦｅＴｉＯ３）、Ｃ（石墨）为原料，采用原位碳热还原法，实现合成与烧结一体化，真空烧结制备了ＴｉＣ／Ｆｅ复合材料，探索了一条低成本合成高性能ＴｉＣ／Ｆｅ复合材料的新途径．对反应的热力学过程进行理论分析和实验研究，探讨了产物的合成条件．研究表明，ＴｉＣ的反应形成机理是：首先，ＦｅＴｉＯ３被Ｃ还原生成ＴｉｘＯｙ和α－Ｆｅ；然后，Ｃ继续与ＴｉｘＯｙ反应，将氧一步一步还原出来，直至生成ＴｉＣ；ＴｉＣ颗粒长大的过程是，先形成富Ｔｉ缺Ｃ的ＴｉＣｘ，然后ＴｉＣｘ继续与Ｃ反应形成接近化学计量比的ＴｉＣ．烧结温度范围在１５００～１６００℃之间，随温度的升高，产物的硬度和密度稍有提高．Ｍｏ的加入可以改善金属相对ＴｉＣ的润湿性．产物中有少量游离碳存在．

原位合成TiC/Fe基复合材料的组织结构和磨损性能

利用粉末冶金技术,在真空状态下使Fe-Ti-C体系进行碳化反应原位合成TiC/Fe基复合材料,用扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)分析复合材料的组织结构和相组成,用热分析法和高温X射线衍射研究Fe-Ti-C体系原位合成的反应机理,用MM-200磨损试验机对复合材料进行耐磨性实验。研究结果表明,反应合成的复合材料主要相组成为TiC、α-Fe和Fe3C,所合成的硬质相TiC颗粒细小,在铁基体中均匀分布。三元体系Fe-Ti-C的反应机理为,首先在765.6℃发生Fe的同素异构转变,即α-Feγ-Fe;其次在1078.4℃,Ti与Fe共熔而形成低共熔体Fe2Ti;最后在1138.2℃,C与Fe2Ti反应生成TiC。在重载干滑动磨损条件下此复合材料显示了很好的耐磨性能。

C/Ti原子比对反应火焰喷涂TiC/Fe复合涂层组织结构和硬度的影响

以TiFe粉和碳的前驱体(石油沥青)为原料,用前驱体碳化复合技术制备了TiFeC反应喷涂复合粉末,并采用普通火焰喷涂技术成功制备了TiC/Fe陶瓷金属复合涂层。研究了不同C/Ti原子比对反应火焰喷涂TiC/Fe复合涂层相组成、显微结构和硬度的影响。结果表明,前驱体碳化复合技术制备的TiFeC系反应喷涂复合粉末中C/Ti原子比是影响涂层相组成、显微结构和硬度的关键因素。C/Ti原子比不同,涂层的相组成和硬度不同;随着C/Ti原子比增大,涂层中TiC团聚富集区增大,涂层的孔隙率也随之增大。

反应火焰喷涂TiC/Fe复合涂层的动力学

以钛铁、铁和石墨为主要原料,用反应火焰喷涂技术制备TiC/Fe复合涂层。在喷涂过程中,在氧乙炔火焰条件下引燃Fe-Ti-C体系的自蔓延高温合成(SHS)反应,研究该SHS反应的动力学。结果表明,适当增加铁和石墨,或减小反应组元的粒度,会显著降低体系的点火温度,可促进Fe-Ti-C反应体系在氧乙炔火焰中的点火进程。喷涂粉末粒度、氧乙炔火焰功率、喷涂距离以及喷涂粉末的原料配比均会影响Ti-C间的反应程度,从而影响Fe-Ti-C体系的反应动力学。

反应等离子喷涂TiC/Fe-Ni金属陶瓷复合涂层的显微组织

采用前驱体碳化复合技术制备Ti-Fe-Ni-C系粉末,并通过反应等离子喷涂技术(RPS)原位合成并沉积了TiC/Fe-Ni基金属陶瓷复合涂层。利用XRD、SEM和EDS研究复合粉末和涂层的成分、组织结构,考察复合粉末的TiC含量及复合粉末粒度对涂层组织结构的影响。结果表明:采用前驱体碳化复合技术制备的反应喷涂复合粉末粒度均匀、无有害相生成;TiC/Fe-Ni复合涂层由不同含量TiC颗粒分布于晶粒内部而形成的晶内型复合强化片层叠加而成,基体主要为(Fe、Ni)固溶体,TiC颗粒呈纳米级;涂层TiC含量较高时,纳米级TiC颗粒弥散分布更均匀;喷涂粉末粒度较大时,片层厚度较大,孔隙率较高。

C/Ti原子比对前驱体碳化复合等离子熔覆TiC/Fe复合涂层的影响

以钛铁粉和碳的前驱体(蔗糖)为原料通过前驱体碳化复合技术制备了Ti-Fe-C等离子熔覆复合粉末,并通过等离子熔覆技术在普通低碳钢表面成功地原位合成了TiC/Fe陶瓷金属复合涂层。着重研究了不同C/Ti原子比对等离子熔覆TiC/Fe复合涂层的相组成、显微结构和硬度的影响。结果表明,前驱体碳化复合技术制备的Ti-Fe-C系等离子熔覆复合粉末中C/Ti原子比是影响涂层相组成、显微结构和硬度的关键因素。C/Ti原子比不同,涂层的相组成和硬度不同;随着C/Ti原子比增大,涂层中TiC团聚富集区增大,涂层的孔隙率也随之增大。

利用自蔓延高温合成工艺在铸钢表面制备TiC/Fe复合材料层

在干砂消失模铸造模样表面涂敷一层经压实的自蔓延高温合成(SHS)粉料(Ti粉、C粉、Al粉、Fe粉按一定比例配制),浇注过程中钢液自动点燃SHS粉料,使其反应生成增强陶瓷相(TiC)。钢液铸渗到反应后的SHS陶瓷层中,使陶瓷增强相均匀地分散到熔融的表层金属中,从而使铸件表面获得TiC/Fe自生复合材料层。表面复合层硬度可达HRC54～59,经900℃×2h退火后,产生大量细小且弥散的二次TiC颗粒。

TiC/Fe-Al原位复合材料制备及其显微结构

本文研究了用废弃的钢和球墨铸铁以及钛铝添加剂为原料 ,经熔炼和热处理制备TiC Fe3Al复合材料的工艺过程。用光学显微镜、XRD等方法观察了复合材料的相组成、显微结构 (TiC颗粒的大小和形状 ) ,进而分析了原料成分、热处理时间和温度对原位反应、TiC颗粒的生成及显微结构的影响规律。

TiC/Fe-Al复合涂层反应火焰喷涂研究

以廉价的钛铁粉、铁粉、铝粉和胶体石墨为原料 ,采用反应火焰喷涂技术原位合成并沉积了TiC/Fe Al涂层 ,PVA制粒条件下涂层相组成主要为TiC +Al+Fe Al。研究结果表明 :制粒方式是影响反应程度和涂层相组成的关键因素 ,PVA制粒比普通机械混合更有利于喷涂过程中反应的进行 ;反应火焰喷涂过程中有一定量的碳被氧化 。

TiC/Fe-Ni金属陶瓷复合涂层反应等离子喷涂研究

以钛铁粉、镍粉、铁粉和碳的前驱体(蔗糖)为原料采用前驱体碳化复合技术制备了Ti-Fe-Ni-C系反应热喷涂粉末,并通过等离子喷涂(RPS)技术原位合成并沉积了TiC/Fe-Ni金属陶瓷复合涂层。采用XRD、SEM和EDS对喷涂粉末和涂层的成分、组织结构进行了分析。研究表明:该反应喷涂粉末粒度均匀、无有害相生成:所得涂层由不同TiC颗粒含量的TiC/Fe-Ni复合片层组成:TiC颗粒大致呈球形,粒度呈纳米级;所获涂层在相同条件下耐磨性是Ni60涂层的7倍。

热爆合成-自发熔渗TiC/Fe_3Al复合材料的形成机理与磨损性能

采用热爆合成-自发熔渗方法快速制备TiC/Fe_3Al复合材料,通过相组成和显微组织的演变分析复合材料的形成过程,探讨TiC的生成及长大机制,并对复合材料的滑动摩擦磨损性能进行研究。结果表明:Ti、C热爆合成为TiC多孔压坯,Fe_3Al熔体自发渗入压坯孔隙;TiC在熔体中进行溶解-析出,结晶为初生TiC和共晶TiC。进入TiC晶格的Fe优先吸附在{100}晶面上,使其表面能降低,初生TiC形貌由{111}八面体转变为{100}立方体。TiC生长机制为小平面晶的台阶侧向生长,自发熔渗较快的冷却速度使生长台阶增多,形成叠层生长。TiC/Fe_3Al复合材料的滑动磨损率为2.7×10^(-7) g/s,比Fe_3Al的下降31.7%。磨损机理研究表明TiC有效抑制了剥层磨损,使复合材料的耐磨损性能提高。

反应火焰喷涂TiC/Fe复合涂层组织及形成机理

以TiFe粉和碳的前驱体(石油沥青)为原料通过前驱体碳化复合技术制备了Ti-Fe-C系反应喷涂复合粉末,并用普通火焰喷涂技术制备了TiC/Fe陶瓷金属复合涂层。观测了喷涂粉末、淬熄实验获取的飞行粒子以及涂层的形态、相和组织结构。结果表明:前驱体碳化复合Ti-Fe-C系喷涂粉末有非常紧密的结构;可有效的解决反应喷涂过程中原料粉末分离的问题。在反应火焰喷涂过程中,每一个喷涂粉末颗粒构成独立的微小反应单元,原料之间反应充分。在整个喷涂过程中喷涂粉末经历了熔化扩散、物相形成、碰撞后快速凝固三个阶段。所得涂层由TiC和Ti2O3共生聚集片层和细小TiC颗粒弥散分布于金属基体所形成的内晶型复合强化片层交替叠加而成。

TiC/Fe复合材料的研究进展

介绍了陶瓷基TiC/Fe复合材料的研究进展,在概述TiC/Fe复合材料的几种制备方法的基础上,对材料的性能改进途径,材料的实际应用等进行了展望。

反应火焰喷涂TiC/Fe复合涂层显微结构研究

采用前驱体碳化复合技术制备Ti-Fe-C系反应喷涂复合粉末,通过反应火焰喷涂技术成功制备了TiC/Fe基金属陶瓷复合涂层.利用XRD和SEM对喷涂粉末和涂层的成分、组织结构进行了分析,考察了喷涂粉末粒度、Ti的加入方式对涂层组织结构的影响.研究结果表明:所制备的TiC/Fe复合涂层由不同含量TiC颗粒分布于晶粒内部而形成的晶内型复合强化片层组织叠加而成,TiC颗粒呈纳米级;喷涂粉末粒度较大时,制备的涂层中出现有害相Fe2Ti,片层厚度较大,孔隙率高;以纯Ti粉为Ti源制备的喷涂粉末和以TiFe粉为Ti源制备的喷涂粉末相比较,其涂层中硬质相TiC含量较少,孔隙率较大.

反应爆炸喷涂制备TiC/Fe-Ni金属陶瓷复合涂层

以钛铁粉、羰基镍粉和碳的前驱体(蔗糖)为原料,通过前驱体碳化复合技术制备Ti-Fe-Ni-C系反应热喷涂粉末,并通过爆炸喷涂技术原位合成并沉积TiC/Fe-Ni金属陶瓷复合涂层;利用XRD、SEM和EDS研究喷涂复合粉末和涂层的相组成、显微结构。结果表明:采用前驱体碳化复合技术制备的Ti-Fe-Ni-C反应喷涂复合粉末粒度均匀;所制备的TiC/Fe-Ni复合涂层由不同含量TiC颗粒分布于金属基体内部而形成的复合片层叠加而成,基体主要是(Fe,Ni)固溶体;TiC颗粒大致呈球形,粒度为纳米级;复合涂层的平均显微硬度HV0.2为18.9GPa。

原位合成TiC/Fe基复合材料的研究

利用粉末冶金技术,在真空状态下使Fe-Ti-C体系进行碳化反应原位合成TiC/Fe基复合材料,用扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)对所制备的试样进行组织结构分析,并用热分析法对Fe-Ti-C体系原位合成的反应机理进行研究。结果表明,反应合成的复合材料相组成为TiC和α-Fe,所合成的硬质相TiC颗粒细小,在铁基体中均匀分布。三元体系Fe-Ti-C的反应机理为:首先在765.6℃发生Fe的同素异构转变,即α-Fe→γ-Fe;其次在1078.4℃因Ti与Fe共熔而形成低共熔体Fe_2Ti;最后在1138.2℃,C与Fe_2Ti反应生成TiC。

浇注过程中制备铸造钢基表面自蔓延高温合成TiC/Fe复合材料的研究

通过在消失模铸件模样需耐磨的部位涂敷一层经压实的SHS粉料 ,使其在浇注过程中 ,高温浇注的铁水自动点燃SHS粉料 ,通过反应生成增强陶瓷相 (TiC)。并使铁水铸渗到反应后的SHS陶瓷层中 ,使陶瓷增强相均匀地分散到熔融的表层金属中 ,从而获得铸件表面自生复合材料层。经试验研究表明 ,浇注过程中制备铸造钢基表面自蔓延高温合成TiC/Fe复合材料方法是完全可行的 ,反应合成的TiC颗粒呈理想孤立球状分布在基体上 ,复合层厚度可控制在 3～ 15mm ;其硬度可达HRC5 4～ 5 9;与基体的相对耐磨性可达 6以上 ;经 90 0℃高温退火后 ,产生大量细小的二次TiC颗粒。其较优工艺条件为 :钢液浇注温度 15 5 0～ 160 0℃ ;SHS粉料预制块组成配比 (质量分数 )为Ti∶C∶Al∶Fe =4∶1∶1∶2 ;真空度为 0 .0 5MPa。

原位合成TiC/Fe基复合材料的组织与性能

以铬铁粉、钼铁粉、钛粉、铁粉和炭黑为原料,原位反应合成了TiC/Fe基复合材料,并用扫描电镜、X射线衍射仪等方法对所制备的试样进行了组织结构分析。结果表明:未加钒时合成的复合材料主要相组成为TiC和-αFe,硬质相TiC颗粒细小(≤2.3μm);当加入一定量的钒后,复合材料主要相组成为(Ti,V)C和-αFe,其组织更加致密,其抗弯强度升高;硬质相(Ti,V)C的面间距比硬质相TiC的面间距均有不同程度的减小;(Ti,V)C颗粒尺寸明显减小(≤1.6μm),分布更均匀,颗粒形状趋于球形。