等离子熔覆TiB_2长条+TiC颗粒多尺度复合强化陶瓷涂层

以Ti、Fe、B4C为初始粉末,采用等离子熔覆的方法,在Q235低碳钢表面获得了Fe基Ti B2长条、Ti C颗粒等多尺度强化相的陶瓷涂层,并分析了涂层的物相组成、组织结构、显微硬度,探讨了物相、组织结构的形成过程。结果表明,涂层主要物相为Ti B2、Ti C、Fe2B、Fe3(C,B)和α-Fe,其中Ti B2主要为长条状,长度为60~74μm,少部分呈近六边形块状,尺寸为4~5μm,而Ti C主要是不规则的多边形细小颗粒,尺寸2~3μm,均匀地分散在涂层中,还有部分Ti C呈枝晶状;涂层与基体之间存在过渡层,涂层与基体之间结合紧密,呈冶金结合;随着等离子束电流的增加,长条状的Ti B2数量减少而近六边形的块状Ti B2数量增加,Ti C枝晶生长更加充分。因Ti B2长条和细小的Ti C颗粒共存,对涂层起到多尺度复合强化作用。

B_4C量对TiC-TiB_2颗粒增强金属基复合材料涂层制备的影响

对Al-B4C体系下B4C的量与原位内生TiC-TiB2颗粒增强金属基复合材料涂层制备之间的关系进行了研究。结果表明,Al:B4C质量比大于9:1可制备出高质量的TiC-TiB2颗粒增强金属基复合材料涂层,提高Al:B4C质量比虽有利于涂层的制备,但不利于涂层中增强相体积分数的提高。Al在涂层制备过程中的作用主要是降低单位体积内参加反应物的量、降低生成TiC-TiB2反应的门槛温度和充当除氧剂的作用,为涂层的制备提供了一种更加便利的途径。

激光原位合成TiB_2-TiC颗粒增强铁基涂层

采用B4C,TiO2,石墨以及铁基粉末为激光熔覆材料,利用激光多道搭接熔覆技术在碳钢基体上制备TiB2-TiC颗粒增强铁基复合涂层.利用XRD,SEM对涂层的相结构和显微组织进行了研究.采用显微硬度计和滑动磨损试验机分别测试了涂层的硬度和耐磨性能.结果表明,激光熔覆过程B4C,TiO2和石墨反应生成了TiB2和TiC颗粒,并均匀分布在基体中.随着激光功率密度增加,涂层中TiC含量减少,甚至出现FeB脆性相.TiB2-TiC颗粒增强的涂层其硬度和耐磨性能优于基材45钢.

SHS+V-EPC制备TiB_2/TiC双相颗粒增强钢基表面复合材料

研究了将钢液真空消失模铸造V-EPC与高温自蔓延SHS反应生成增强颗粒相结合制备TiB_2/TiC双相颗粒增强45钢基表面复合材料的工艺方法以及影响因素:SHS反应冷却剂-Ti-Fe粉的加人量、试样相对厚度δ和正火处理等对表面复合材料的冶金质量和显微组织的影响。实验结果表明:复合材料由表面复合层,中间过渡层和下部45钢基体层组成。表面复合层的基体上分布着大量细小的TiB_2+TiC双相颗粒。随着钛铁粉加入量的增大,表面复合层的出现从无到有,增强颗粒在表面复合层中的浓度变化呈现出由低到高再到低的峰值曲线特性;随着试样相对厚度δ的增大,组织中的铸造缺陷逐渐减少,冶金质量逐渐提高,增强颗粒分布的均匀性逐步改善,团聚现象逐渐减轻。

自蔓延高温合成法制备TiB_2/TiC复合陶瓷

以 Ti、B4 C和 C粉末为原料 ,采用自蔓延高温合成与同时致密化工艺 (SHS/PHIP)制备合成了不同原料配比的 Ti C- Ti B2 复合陶瓷 ,确定了反应原料的最佳配比为 :Ti∶ B4 C=3∶ 1(摩尔比 )。 X射线及 SEM分析表明 ,制备的产物纯净 ,无中间相的出现 ,而且由于 Ti C/2 Ti B2 复合陶瓷组织中长条形状 Ti B2 相的存在 。

TiC-TiB_2复相陶瓷涂层的反应火焰喷涂制备

基于SHS反应火焰喷涂技术，采用Ti—B4C—C喷涂体系，在钢基表面制备了TiC—TiB2复相陶瓷涂层。通过对SHS火焰喷涂陶瓷涂层的电子显微观察和x射线衍射及能谱分析，探讨了SHS反应火焰喷涂TiC—TiB2复相陶瓷涂层的组织结构及成因。研究发现，涂层是一种复相非均质、传统热喷涂层状涂层特征不明显的亚稳结构。涂层由占主体的TiCo0.7N0.3、TiCo0.2N0.8、TiB2相和少量TiO2、Ti2O、Ti3O5相及气孔组成。涂层中有三类特征各异的组织，即尺度在微一纳米级呈团簇状分布的组织，尺寸在1～3μm之间呈等轴状颗粒分布的组织和呈深黑色的不规则气孔。三类组织是由在喷涂粒子与基材接触之前，喷涂团聚粉粒经飞行燃烧和反应合成形成的熔融陶瓷液滴（又分为实心和空心两类）和不规则陶瓷颗粒（其形状与原喷涂团聚颗粒一样，但组织结构已发生转变，基本成为陶瓷相）与基材碰撞变形、冷却凝固、快速结晶形成的。

原位合成TiB_2-TiC陶瓷基复合材料

分析了 Ti B2 - Ti C陶瓷基复合材料的原位生成机理 ,利用普通的热压烧结设备 ,以 Ti H2 - B4C为原料原位合成了高性能的 Ti B2 - Ti C陶瓷基复合材料。 TEM和 X射线衍射的研究结果表明 :原位合成的复合材料中 Ti B2 为长柱状的显微形貌 。

TiC+TiB_2协同增强Al-Cu原位复合材料

为利用TiC和TiB2的协同增强作用,采用基于熔体接触反应法和混合盐反应法的新工艺"两步法"制备了(TiC+TiB2)/Al-2Cu原位复合材料.利用扫描电子显微镜及差式扫描量热计对热处理前后的原位复合材料进行了组织及热分析,结果表明:组织中两相粒子的分布比单相粒子增强的情况更加均匀,而且T4处理实现了两相粒子真正意义上的均匀相间分布;相对于单一的Al-2Cu合金,(TiC+TiB2)/Al-2Cu的熔化开始温度和凝固开始温度升高,熔化潜热和凝固潜热增大,体系稳定性从而得以提高,T4处理进一步增大了这一趋势.

自反应喷射成形制备TiC-TiB_2复合陶瓷

提出了一种新的低成本自反应喷射成形技术,制备出TiC-TiB_2复合陶瓷材料坯件,研究了材料的组织结构对性能的影响.结果表明,反应喷射成形坯件的组织具有快速凝固特征,主要由浅灰色连续基体相TiC_(0.3)N_(0.7)、尺寸为100 nm-1μm呈柱状分布的黑色颗粒TiB_2、少量分布于基体相边界的白色相组织TiO_2以及少量黑色的不规则孔洞四部分组成.喷射沉积坯件的孔隙率为2.3%,显微硬度为2029HV_(0.2),断裂韧性为6.0 MPa·m^(1/2).向喷射体系中添加20%(质量分数)的Al-Ni合金使材料的孔隙率下降到1.7%,断裂韧性提高到7.7 MPa·m^(1/2),显微硬度下降到1259HV_(0.2).由于自反应喷射成形坯件的晶粒细小,其断裂韧性高于反应烧结与自蔓延高温合成方法制备的TiC-TiB_2复合陶瓷材料.

微量TiC、TiB_2引起铝熔体粘度的突变现象

研究了TiC、TiB2两种钛化物对纯铝及亚共晶Al 6 5%Si合金熔体粘度的影响。结果表明,加入少量Al 5Ti 1B或Al 3Ti 0 15C中间合金的铝熔体,其粘度大幅度增加。如在工业纯铝中加入0 3%的Al 5Ti 1B后,其粘度增加了31 83%;在Al 6 5%Si合金熔体中加入0 5%的Al 3Ti 0 15C后,其粘度增加了59 51%。因此,熔体中引入固相粒子是引起熔体粘度增加的原因之一,并在此基础上进行了机理探讨。

反应超音速火焰喷涂TiC-TiB_2-Ni涂层的组织性能

基于反应超音速火焰喷涂技术,以钛粉、炭化硼、石墨和镍粉为原材料,在45#钢基体上制备3种TiC-TiB2-Ni涂层,并对涂层组织与相关性能进行研究。结果表明:Ti-B4C-C-Ni粉末组元在喷涂过程中发生剧烈的放热反应,可以合成TiC-TiB2-Ni金属陶瓷涂层,Ti-B4C之间发生反应的趋势和剧烈程度明显大于Ti-C之间的;涂层中除主要组成相TiC,TiB2和Ni外,还含有一定量的Ti(C,N),TiO2,Ti2O3和NiO相;随着TiB2含量的减少,涂层中的气孔和夹杂物含量增多,显微硬度和结合强度逐渐降低,滑动磨损量明显升高,涂层耐磨性能下降;利用Ti-B4C-Ni材料组元制备的TiC-TiB2-Ni涂层的性能最优,涂层的滑动磨损失效形式主要表现为脆性剥落和犁削。

原位〔TiB_(2(p))+TiC_p〕/Fe复合材料的制备和微结构

热力学分析表明,Fe Ti B C熔体具有反应生成TiB2和TiC的可能性,TiB2和TiC热力学稳定性相当。试验结果表明,利用Fe Ti B C熔体反应可以制备TiB2和TiC颗粒增强铁基复合材料,TiB2颗粒和TiC颗粒均匀分布于α Fe晶粒中,TiB2颗粒比TiC颗粒具有更大的平均尺寸。

TiC,TiB_2/铝熔体界面过渡区的研究

研究了TiC,TiB2两种钛化物在纯铝熔体中的行为及其对熔体粘度的影响规律。720℃时的测量数据表明,以Al-5Ti-1B和Al-3Ti-0.15C形式加入微量TiB2或TiC的铝熔体,其粘度增加30%左右;分析了熔体粘度突变的原因,并提出了钛化物/铝熔体界面过渡区的假设。上述熔体经一段时间的保温后,出现了随熔体温度降低而粘度降低的异常变化,从钛化物/铝熔体界面过渡区的形成和整体的沉淀得到了合理的解释。固态条件下钛化物粒子周围存在Ti浓度的梯度分布也间接证实了熔体条件下钛化物/铝熔体界面过渡区的存在。

TiC-TiB_2复相陶瓷的自蔓延高温合成研究

以Ti、B和C粉末为原料 ,采用SHS/PHIP工艺制备了不同组份的TiC TiB2 复相陶瓷 ,通过试验研究了复相陶瓷的微观结构特征和力学性能。结果表明 ,SHS反应产物纯净 ,TiC TiB2 复相陶瓷中只有TiC和TiB2两相存在 ;随着TiB2 含量的增加 ,复相陶瓷中TiC颗粒尺寸变小 ,而TiB2 颗粒有异常长大现象 ;TiC TiB2 复相陶瓷的相对密度、硬度和横向断裂强度均随TiB2 含量的增加呈先增后减趋势 ;当TiB2 与TiC的重量比为 6 0 %时 ,该复相陶瓷的横向断裂强度和断裂韧度分别为 5 76MPa和 5 4 5MPa·m1 / 2 ,而相对密度达到 99 4 %。

TiB_2颗粒增强铝基复合材料的研究进展

介绍了TiB2颗粒增强铝基复合材料的研究现状,重点介绍了几种主要制备工艺的研究状况及TiB2颗粒的含量、大小及在铝基体中的分布等对复合材料力学性能、耐磨性及热处理工艺的影响,并对其研究与应用的发展进行了展望。

超音速火焰喷涂TiC-TiB2增强Ni基涂层的研究

利用超音速火焰喷涂技术在45号钢基体上制备了2种TiC-TiB2增强Ni基涂层,研究了涂层的组织和性能并与Ni60涂层进行对比分析。结果表明,含Ti-B4C自反应组元粉末的喷涂火焰呈明亮的白炽状态,火焰温度明显高于喷涂Ni60粉末的火焰温度,TiC-TiB2陶瓷增强Ni基涂层的显微硬度和耐滑动磨损性能明显优于Ni60涂层。Ti-B4C-Ni团聚态粉末形成的涂层中陶瓷相均匀分布在金属基体中,颗粒细小,在摩擦过程中不易脱落,有效提高了片层强度和硬度,增强了涂层的耐磨性。而Ti-B4C团聚态粉与Ni60机械混合粉末形成的涂层中出现了明显的金属相与陶瓷相的偏聚现象,使得涂层的结合性和耐磨性略有降低。

TiC-TiB_2/Cu复合材料的抗热震及抗烧蚀行为研究

采用SHS/PHIP工艺制备了TiC-TiB_2/xCu复合材料,分析了材料的组成及显微结构,利用等离子火炬加热器考察了材料的抗热震及抗烧蚀性能。结果表明,随着金属Cu含量的增加,TiC-TiB_2/xCu复合材料的抗热震性增强,而抗烧蚀性能降低;在经过15s烧蚀后,材料的质量损失为1.7g,质量烧蚀率为0.11g/s。材料的抗烧蚀机理为耐高温、耐冲刷的高强度陶瓷骨架以及高温下挥发吸热的金属Cu粘接剂,二者的综合作用使材料具有抗烧蚀性。

氩弧熔敷原位合成TiC-TiB_2/Ti基复合涂层组织及性能分析

利用氩弧熔敷技术,在TC4合金表面原位合成了TiC-TiB2增强镍基复合材料涂层,利用SEM和XRD等方法分析了涂层的显微组织并测试了涂层的显微硬度.结果表明,熔敷组织主要由TiC,TiB2和Ti(Ni,Cr)组成,TiB2主要以棒状形式存在;在所形成的TiC-TiB2/Ti复合材料层中,TiC和TiB2颗粒分布均匀且尺寸细小;熔敷涂层由表及里组织不同;熔敷层与基体呈冶金结合,无气孔、裂纹等缺陷;涂层的显微硬度达到13.8 GPa,较基体提高了4.5倍.

原位反应制备TiB_2颗粒增强Al-Si基复合材料的研究

采用Al-TiO2-KBF4-Na3AlF6为反应体系,通过热力学分析,用熔体直接反应法制备了TiB2/Al-18%Si复合材料,运用XRD、OM、EPMA、SEM和硬度仪等对该复合材料的物相、颗粒分布、显微组织及硬度进行了分析。结果表明:该复合材料主要由Al、Si和TiB2相组成;原位内生的TiB2颗粒细小(<1.0μm),并均匀弥散分布于Al-18%Si基体中;与基体合金相比,复合材料的硬度明显提高。

基于Ti-B_4 C-C反应自生TiC-TiB_2复合陶瓷的结构演化

采用超重力辅助反应加工技术,制备出了TiC-TiB2复合陶瓷。XRD、SEM与EDS结果表明,TiC-TiB2复合陶瓷主要由大量、细小的TiB2片晶均匀分布于TiC基体上的独特组织构成。超重力下的燃烧化学和液相分离效应促使反应原料转化为纯净的Ti-W-Cr-C-B合金液,并随即发生凝固反应。TiC在凝固过程中率先形核,TiB2依附于TiC形核析出,二者以合作方式生长,但是由于TiC较TiB2具有更快的生长速率,从而形成TiC包覆TiB2片晶的独特组织。