TiB_2-TiC/Ti(C,N)复合涂层的研究进展

TiB2-TiC及TiB2-Ti(C,N)复合陶瓷材料由于系列优异性能而成为理想的金属表面涂层材料。综述了高性能TiB2-TiC/Ti(C,N)复合涂层的涂层复合体系、制备工艺、形成机理等方面的研究成果,展望了该复合涂层材料的应用前景及研究发展趋势,为其在工业领域的实际应用指明了方向。

Ti-40Al-2B合金微观组织和初生TiB_2生长特征

用原位自生法制备了 Ti- 40 Al- 2 B(wt% )复合材料 ,并用 XRD、SEM对复合材料的相组成和微观组织 ,特别是 Ti B2 的形貌进行了研究。结果表明 :该合金由 Ti Al和 Ti B2 两相组成。其中 Ti B2 颗粒以初生的块状和共晶的片状或细棒状形式共存。初生 Ti B2 呈六面棱柱体 ,端面有清晰的生长台阶 ,其显露晶面分别为 (0 0 0 1)和 { 10 1- 0 }。结合晶体生长理论分析认为 :Ti B2 的生长单元为一个硼原子和六个钛原子组成的三棱柱 ,硼原子位于三棱柱的中心 ,生长方式以台阶式生长为主。其中 { 112- 1}面生长速率最快 ,{ 10 1- 0 }面生长速率最慢 ,导致 Ti B2 形成以 { 10 1- 0

原位热压反应制备Ti_3AlC_2/TiB_2复合材料

Ti3AlC2综合了陶瓷和金属的诸多优点,有着潜在的广泛应用前景。然而,单相Ti3AlC2的硬度和强度偏低,限制了它的广泛应用。引入第二相形成复合材料是解决上述问题的一个有效方法。以Ti粉、Al粉、石墨和B4C粉为原料采用原位热压方法成功地合成了Ti3AlC2/TiB2复合材料。利用DSC和XRD对其反应路径作了详细研究,并利用SEM和TEM对复合材料的微观结构进行了表征,最后测试了复合材料的硬度和强度。结果表明用B4C-Ti-Al-C体系,可以在较低温度下合成致密的无杂质Ti3AlC2/TiB2复合材料;引入的TiB2明显提高了Ti3AlC2的硬度和强度。

Ti_3SiC_2/TiB_2复合材料的制备及其组织和力学性能

以2TiC/Ti/Si/0.2Al/TiB2粉为原料,采用热压烧结工艺成功制备了Ti3SiC2/TiB2复合材料。结果表明:不同TiB2含量的试样中主晶相为Ti3SiC2与TiB2两相,没有发现其它杂质相;当复合材料中TiB2的体积分数为10%时,其硬度、抗压强度、弯曲强度、断裂韧性都有显著的提高。经热处理后,Ti3SiC2/10%TiB2复合材料的弯曲强度由367.5 MPa提高至485.1 MPa,提高幅度达32%,硬度最大为8.2 GPa。

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。

添加TiB_2对Ti-B-C复相陶瓷性能的影响

在1800℃,35MPa的条件下热压烧结B4C/Ti(摩尔比1:3),得到了TiB2/TiC陶瓷材料.材料的弯曲强度和断裂韧性分别为454MPa和8.4MPa·m1/2.当材料中添加不同含量的TiB2时,发现显微结构中有棒晶出现,经X射线分析为TiB2.添加5%(体积比)TiB2时,复合材料的弯曲强度和断裂韧性分别高达540MPa和10.8MPa·m1/2;而添加20%TiB2时,复合材料的弯曲强度和断裂韧性下降到357MPa和8.19MPa·m1/2.经扫描电镜观察,添加5%TiB2的材料中棒晶数量明显,长度在10～40μm,气孔较少;而20%TiB2材料中的棒晶发育不充分,数量较少,并且存在大量的气孔.这说明一定数量的添加剂可以促进棒晶的生长和发育.原位形成的棒晶,使材料起到了自增韧的效果,大幅度提高了复合材料的力学性能。

TiB_2基陶瓷刀具切削不锈钢时的切削性能研究

研究了新型TiB2基陶瓷刀具切削奥氏体不锈钢1Cr18Ni9Ti时的切削性能。研究发现:BT30刀具表现出良好的切削性能。其中采用0°前角的刀具比-5°前角的刀具表现出更好的耐磨性。刀具的磨损形式为后刀面磨损和前刀面磨损,后刀面磨损机理为磨粒磨损,前刀面磨损机理为扩散磨损。

调制比对Ti/TiB_2多层膜结构和力学性能的影响

根据贝壳珍珠层的结构特点,以金属Ti层为软质层,对Ti B2陶瓷薄膜进行仿生增韧处理。采用磁控溅射法制备了不同调制比(Λ,tTi B2:tTi)的Ti/Ti B2周期性多层膜,并着重研究了调制比对多层膜的纳米硬度、弹性模量、膜基结合力以及断裂韧性的影响。研究结果表明:通过磁控溅射法制备的Ti/Ti B2多层膜具有清晰的纳米层状结构,表面致密平整,与基体有着良好的物理结合。多层膜的硬度和弹性模量随着调制比的增加而增大,而多层膜与基体的结合力呈现出先增大然后下降的趋势,当调制比Λ=3时,膜基结合力最高可以达到12.6 N;多层膜的断裂韧性随着调制比的增加呈现出先增大而后减小的趋势,当调制比Λ=5时多层膜的断裂韧性最好,其断裂韧度为2.26 MPa·m1/2,比Ti B2单层膜提高了60%以上。这是因为多层膜中的Ti子层可使裂纹尖端产生钝化作用,从而引起裂纹扩展路径发生偏转,提高了多层膜的断裂韧性。

原位生成Al_2O_3、TiB_2和Al_3Ti/Al复合材料的热循环行为

本文研究了Al TiO2 B系原位生成Al2 O3 、TiB2 和Al3 Ti颗粒增强铝基复合材料的热循环行为 ,研究结果表明了纯铝及B/TiO2 摩尔比分别为 0、 1和 2的颗粒增强铝基复合材料的热循环行为具有以下结果 :纯铝和复合材料热循环后均产生了残余应变和滞后环 ;Al TiO2 B系复合材料热循环应变的各项指标均比纯铝基体大大降低 ,且具有较小的内耗功和较好的热稳定性 ,可以预测其具有较高的热疲劳寿命。热循环曲线能很好的评估复合材料在温度循环变化的环境中工作时的热稳定性和热疲劳。

原位增强相(TiB_2+Al_3Ti)形成的热力学分析

采用混合盐法制备了(TiB2+Al3Ti)/Al4.5Cu原位复合材料,对增强相的形成热力学进行了分析,并采用差热分析法(DTA)对混合盐反应体系的热量变化进行分析。结果表明,AlTiB三元体系中,TiB2的形成能力最强。但因[Ti]实际相对过剩,与Al结合形成Al3Ti,最终制得的复合材料中增强相为TiB2和Al3Ti;差热分析表明了混合盐体系加入到Al4.5Cu熔体中,可以发生原位反应,形成增强相。原位反应的开始温度为900℃,结束温度为1032℃。

热喷涂TiB_2-Ni复合涂层组织结构和力学性能

采用团聚烧结方法制备TiB2-Ni复合粉末喂料,并采用大气等离子喷涂和高速火焰喷涂两种喷涂方法制备了TiB2-Ni涂层,比较分析了两种涂层的显微组织、物相组成、孔隙率、硬度和断裂韧性.结果表明,与等离子喷涂相比,高速火焰喷涂制备的TiB2-Ni涂层具有更高的致密度,TiB2含量,硬度和断裂韧性.两种涂层中TiB2都没有发生明显的脱硼,氧化,但等离子喷涂过程中TiB2向金属相中发生了溶解生成了大量脆性Ni20Ti3B6相,并降低了涂层中TiB2的含量,这是涂层硬度和断裂韧性相对较低的主要原因.

放电等离子烧结制备TiB_2/Ti_3AlC_2陶瓷复合材料

采用TiB_2和Ti_3AlC_2微粉为原料,利用放电等离子烧结技术制备TiB_2/Ti_3AlC_2陶瓷复合材料,研究了Ti_3AlC_2含量对TiB_2陶瓷的致密度、物相微观结构以及力学性能的影响。结果发现在压力30MPa、1400℃条件下,添加钛铝碳含量为20~30wt%时制得的陶瓷复合材料含有较多的孔洞,且主要分布在TiB_2颗粒间,样品密度偏低,硬度低于570HV。当添加的Ti_3AlC_2量为40wt%时,样品的微观结构中孔洞数量降低且孔径变小,硬度高达1040HV。提高60TiB_2烧结温度至1600℃,物相TiB_2沿晶面(001)发生较明显的取向,样品60TiB_2的微观结构中孔洞消失或存在量极少,致密度高达4.393g/cm^3,硬度高达2400HV。

原位生成Al_3Ti和TiB_2增强铝基复合材料的研究

采用原位反应法制备(Al3Ti+TiB2)/ZL101原位复合材料,测试其室温力学性能,并通过OPM、TEM观察其微观组织。结果表明,原位复合材料经过热处理后,抗拉强度、伸长率以及布氏硬度分别提高了30.9%、17.1%、29.6%。原位复合材料增强相TiB2和Al3Ti弥散分布在α-Al中,Al3Ti呈棒状,几乎与α-Al完全共格;TiB2呈粒状。(TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料强韧化的主要机制是细晶强化和弥散强化。

(TiB_2+Al_3Ti)/Al-4.5Cu原位复合材料的高温耐磨性能

本文采用混合盐法制备了(TiB2+Al3Ti)/Al4.5Cu原位复合材料,研究了该复合材料在150℃下的干摩擦滑动磨损行为,并与基体合金进行对比。结果表明,载荷在10～20N之间时,(TiB2+Al3Ti)/Al4.5Cu原位复合材料的磨损量低于基体合金,但并不明显;随载荷的增加(特别是当载荷超过30N之后),复合材料的磨损量仍低于基体合金,且复合材料的磨损量增大的速度小于基体合金磨损量的增长速度。(TiB2+Al3Ti)/Al4.5Cu原位复合材料同45钢对磨时的主要磨损机制为粘着磨损和磨粒磨损。随着原位反应体系中混合盐含量的增加,复合材料的耐磨性能提高,并逐渐由粘着磨损向磨粒磨损过渡。

Cu/Ti_3SiC_2/TiB_2复合材料的研究

采用化学镀Cu的TiB2粉和Ti3SiC2粉与Cu粉进行湿混,通过真空无压烧结法制备TiB2增强的Cu-Ti3SiC2复合材料。研究了其致密度、硬度随TiB2含量变化的规律。因为TiB2镀Cu和Ti3SiC2镀Cu改善了它们与Cu的湿润性而提高了相互之间的结合强度,从而提高了TiB2增强Cu-Ti3SiC2复合材料的效果。结果表明,在Ti3SiC2含量为20%(体积分数),烧结温度为950℃时制备Cu/Ti3SiC2/TiB2的复合材料致密性最好,硬度最高。

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。

放电等离子合成Ti_3AlC_2/TiB_2复合材料的制备及性能研究

采用放电等离子烧结方法研究了Ti3AlC2/TiB2复合材料的制备和不同TiB2含量(体积百分数)对Ti3AlC2/TiB2性能的影响。研究表明,在1250℃,30MPa压力和保温8min条件下烧结,可以得到相对密度达98%以上的致密Ti3AlC2/TiB2块体材料;在Ti3AlC2中添加TiB2能大幅度提高材料的硬度;Ti3AlC2/30%TiB2维氏硬度达到10.39GPa,电导率达到3.7×106S·m-1;当TiB2含量为10%时,抗弯强度为696MPa,断裂韧性为6.6MPa·m1/2,但当TiB2含量继续增加时,由于TiB2的团聚和TiB2抑制Ti3AlC2晶体的生长导致了材料的抗弯强度和断裂韧性的下降。

放电等离子合成Ti_3AlC_2-TiB_2复合材料的相形成研究

采用放电等离子烧结工艺,以Ti,Al,B4C,TiC为原料制备Ti3AlC2/TiB2复合材料。通过X射线衍射分析了从600℃到1300℃ Ti3AlC2/TiB2系统反应过程的相形成规律。用扫描电镜观察了不同温度下试样的显微组织演变。结果表明,在900℃之前,主要的反应是Ti和Al反应生成Ti-Al金属间化合物,900℃之后,Ti-Al金属间化合物与TiC逐渐生成Ti3AlC2和TiB2相,形成致密Ti3AlC2/TiB2复合材料。

Ti_2AlC/TiB_2/TiC复相陶瓷的制备及性能研究

采用SHS法合成了Ti_2Al C、TiB_2、TiC三相复合陶瓷粉体;应用SPS技术制备了Ti_2AlC/TiB_2/TiC块体复相陶瓷材料;采用XRD、SEM和EDS等手段对复相材料的相组成、微观形貌进行了分析。研究结果表明:在所制备的复相块体陶瓷中,Ti2Al C为基体相,TiB_2和TiC弥散分布于基体相中;复相块体陶瓷具有高的致密度,为99.6%;显微硬度平均为12.96 GPa;断裂韧性为45.28 MPa·m^(1/2),这为下一步研究其可加工性提供了实验依据。

稀释剂TiC对制备TiC-TiB_2颗粒增强复合材料涂层的影响

研究了稀释剂TiC对Ti-6Al-4V合金表面制备原位内生TiC-TiB2颗粒增强复合材料涂层过程中的作用。结果表明,在Al-B4C体系下,稀释剂TiC的作用主要表现为减少涂层中单位体积内反应物的摩尔量、增大各反应物之间的扩散距离和吸收反应放出的部分热,从而有利于涂层的制备。