SHS火焰喷涂Al2O3基复相陶瓷涂层机理

采用SHS反应火焰喷涂工艺,以氧-乙炔火焰为辅助能源,引发Al与CuO间的高能自蔓延反应,在钢基表面制备了Al₂O₃-Al₂Cu₃复相陶瓷涂层。对经淬熄实验获取的飞行粒子的形态进行了观察,对涂层进行了物相与组织结构分析。针对喷涂条件下Al-CuO团聚体自蔓延反应的能量状态和喷涂粉体特定的物理与几何特征,提出了SHS反应喷涂的基本过程:各团聚颗粒构成独立的微小反应单元,经历反应孕育、飞行燃烧、碰撞、结构转变与凝固4个阶段形成目标涂层。围绕这一基本过程详细讨论了其中的反应机理、结构形成与凝固行为、组织形态及其成因以及各个阶段的控制因素。      

铝对自反应原位合成复合陶瓷坯件组织结构及性能的影响

分别以Ti-B₄C-C体系和Ti-B₄C-C-Al体系复合粉为反应原料, 利用自反应喷射成形技术制备Ti(C,N)-TiB₂基复合陶瓷坯件. 利用XRD、SEM、EDS、TEM等方法, 研究分析了向喷射体系中加入5wt%金属Al对喷射沉积坯件组织结构、主要力学性能的影响及其原因. 结果表明, Ti-B4C-C体系的喷射沉积坯件主要由TiC_0.3N_0.7和TiB₂主相及TiO₂副产物相组成, 其致密度、维氏硬度、弯曲强度、断裂韧性等性能分别为97.2%、17.3GPa、387MPa、6.0MPa·m^1/2; 喷射体系中添加5wt%金属Al后, 喷射沉积坯件的主相仍为TiC_0.3N_0.7和TiB₂, 但副产物相中不含有害相TiO₂, 而增加了对复合材料有益的A_l2O₃与Ti₃Al相, 坯件内TiB2颗粒长径比增大, 出现大量长棒状晶, 并使坯件的致密度、维氏硬度、弯曲强度、断裂韧性等性能也分别提高到97.7%、20.6GPa、425MPa、7.3MPa·m^1/2.可见金属Al的添加可有效抑制喷射过程中Ti的氧化, 明显改善喷射沉积坯件的综合力学性能.     

Al对反应火焰喷涂TiC-TiB2复相陶瓷涂层的影响

通过静态燃烧合成试验,确定以Ti-B4C-C＋5wt%Al为喷涂反应体系,利用反应火焰喷涂技术在金属表面制备Ti（C0.7,N0.3）-TiB2-Al2O3复相陶瓷涂层.研究发现,涂层为复相非均质层状亚稳结构,由TiC0.7N0.3、TiB2、Al2O3和钛的氧化物相及气孔组成.涂层组织可分为三类：TiB2尺度在微-纳米级呈团簇状分布的Ti（C0.7,N0.3）-TiB2共晶体组织;Ti（C0.7,N0.3）呈块状颗粒、尺寸1～2 μm、其间分布着针状或长条状TiB2的组织;黑色不规则气孔.三类组织的形成原因与不加Al时基本相同,但Al的加入使喷涂体系的反应速率提高,并使涂层陶瓷相增多,组织细化,气孔率下降,显微硬度提高.     

Q235低碳钢表面等离子熔覆TiB2-TiC/Fe复合涂层及耐磨性

采用等离子熔覆技术,以Fe55、Ti、B₄C混合粉末为原料,在Q235低碳钢表面获得了TiB₂-TiC/Fe复合涂层,并分析了涂层的物相组成、组织结构,测试了显微硬度和摩擦磨损性能,探讨了其磨损机制。TiB₂-TiC/Fe复合涂层的主要物相为TiB₂、TiC、α-Fe,其中TiB₂呈多边形和矩形,TiC则呈不规则块状;随着原始粉末中Ti、B₄C含量的增加,TiB₂、TiC尺寸逐渐增大,TiB₂-TiC/Fe涂层与基体之间结合紧密,呈冶金结合;随着TiB₂-TiC/Fe复合涂层陶瓷相含量的增加,涂层硬度和耐磨性显著提高,当陶瓷相含量增加到一定程度（35wt%）时,涂层耐磨性能有所降低,TiB₂-TiC/Fe复合涂层的磨损方式主要是磨粒磨损和剥层磨损。Ti+B₄C陶瓷相含量为30wt%的等离子熔覆涂层耐磨性能较好,约为Q235钢基体的7倍,当Ti+B₄C含量持续增加时,TiB₂、TiC尺寸增大、缺陷增多,最终使TiB₂-TiC/Fe复合涂层耐磨性降低。     

AZ31B镁合金表面自蔓延反应火焰喷涂Al_2O_3基陶瓷层的组织结构及性能

为了提高火焰喷涂Al2O3基陶瓷涂层的致密度、结合强度和耐磨性,将铝热剂Al/CuO加入氧化铝钛粉(AT)陶瓷骨料中,采用自蔓延(SHS)反应火焰喷涂技术在AZ31B镁合金表面制备了Al2O3基复相陶瓷层,并对涂层的组织结构、致密度、抗热震性、结合强度和耐磨性进行了测试,分析了铝热剂对陶瓷层性能的影响。结果表明:与普通火焰喷涂制备的AT陶瓷层相比,SHS反应火焰喷涂制备的Al2O3基陶瓷层内部有Cu2+1O,Cu3TiO5,Al等新相生成,具有良好的致密度、结合强度和显微硬度,其耐磨性较普通火焰喷涂AT层提高较多。     

超重力场燃烧合成TiCTiB2凝固陶瓷组织与性能

通过调整反应体系中Ti、 C及B之间的原子摩尔比, 采用超重力下燃烧合成工艺, 制备出TiB₂系列摩尔分数的TiC-TiB₂复合陶瓷。利用场发射扫描电镜(FESEM)观察了复合陶瓷微观组织, 研究了TiB₂成分对复合陶瓷力学性能的影响。结果表明: 随着TiB₂摩尔含量增加, 陶瓷基体逐渐从TiC球晶组织转化为TiB₂片晶组织, 在TiB₂摩尔分数为50%时, 可获得细晶乃至超细晶TiC-TiB₂复合陶瓷, 而且残留于基体上的α-Al₂O₃夹杂量也最低。陶瓷相对密度、 Vickers硬度与弯曲强度均在50%TiB₂(摩尔分数, 下同)时呈现最大值, 而陶瓷断裂韧性则在66.7% TiB₂时出现最高值。陶瓷断裂模式为TiC穿晶断裂与TiB₂沿晶断裂的混合模式, 且随TiB₂摩尔分数增加至66.7%, TiC穿晶断裂倾向显著减弱而TiB₂沿晶断裂倾向明显增强。TiC-TiB₂细晶及超细晶凝固组织的获得使TiC-50%TiB₂复合陶瓷在小尺寸TiB₂片晶诱发的裂纹偏转、 裂纹桥接及片晶拔出增韧机制作用下, 具有最高的弯曲强度及较高的断裂韧性。     

Mg对原位自生TiB2/Al-4.5Cu复合材料微观组织及力学性能的影响

采用Al-K₂TiF₆-KBF₄混合盐原位自生反应法,制备了不同Mg质量分数的3wt% TiB₂/Al-4.5Cu复合材料。采用SEM、TEM、HM硬度测试和室温拉伸等方法研究了Mg含量和多级热处理对3wt% TiB₂/Al-4.5Cu复合材料微观组织和力学性能的影响。微观组织观察发现:Mg质量分数为3wt%时,经过多级热处理后,TiB₂颗粒的团聚现象明显改善,反应生成的TiB₂颗粒平均尺寸约为130 nm,基体内伴随有大量弥散分布的纳米级颗粒,且α-Al的晶粒尺寸也明显减小。力学测试结果表明:多级热处理后,3wt% TiB₂/Al-4.5Cu复合材料的硬度和抗拉强度随Mg含量的增加而提高,但过量的Mg (≥4wt%)会造成TiB₂颗粒细化效果下降。分析表明:Mg的加入能够降低TiB₂/α-Al界面能,减少脆性相Al₃Ti、Al₂B的生成,并通过反应生成的MgAl₂O₄使界面结构变成TiB₂/MgAl₂O₄/α-Al,从而有效抑制了TiB₂的团聚,改善了TiB₂颗粒与Al液界面的润湿性,提高了形核率,进一步细化了α-Al晶粒尺寸。      

超音速火焰喷涂TiB2-40Ni35A金属陶瓷涂层的组织结构与性能

为了制备耐热震和耐熔融金属腐蚀的金属陶瓷材料,通过机械合金化技术制备TiB₂硬质相增强Ni基金属陶瓷粉末,将其超音速火焰喷涂在Q235钢表面制成TiB₂-40Ni35A金属陶瓷涂层,并对其形貌、物相、孔隙率、结合强度、硬度、耐热震及耐熔融Al-12.07%Si腐蚀性能进行研究。结果表明:涂层组织致密、孔隙率仅为0.281%,物相主要为TiB₂和Ni;涂层的结合强度为64 MPa,硬度为（446.7±85.6）HV_{3 N};经过60次热震后,涂层中未发现明显的裂纹;经过60 h熔融Al-12.07%Si腐蚀后,涂层中未发现明显裂纹,仍与基体结合良好。     

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.     

Y2O3对钛基激光熔覆层组织及性能的影响

针对Ti811钛合金硬度低、耐磨性差的问题,以TC4粉、Ni45A粉和Y₂O₃粉为原料,采用同轴送粉激光熔覆技术在Ti811钛合金表面进行了激光熔覆制备耐磨复合涂层的实验,分析了熔覆层的组织和相组成,测试了熔覆层的显微硬度和摩擦磨损等力学性能。研究表明:复合涂层组织由枝晶TiC、依附生长于枝晶TiC表面的纳米颗粒TiC、生长于基体表面的等轴球形（近球形）TiC、金属间化合物Ti₂Ni、增强相TiB、TiB₂及基体α-Ti组成,所有生成相呈均匀弥散分布状态;涂层中等轴球形（近球形）TiC和Y₂O₃构成了复合相结构,经二维点阵错配度计算表明,Y₂O₃的（111）晶面与TiC的（110）晶面的二维点阵错配度δ=6.54%,因此Y₂O₃可作为TiC的有效异质形核核心细化晶粒;涂层的显微硬度处于HV_0.5 655~700之间,较Ti811基材提高了约1.6~1.8倍;涂层的磨损机制主要为磨粒磨损,摩擦磨损性能较基材显著提升。      

TiB2-TiC复合粉的自蔓延高温还原合成

热分析结果表明,对于B₂O₃-TiO₂-Mg-C体系,可利用SHS还原技术合成出TiB₂-TiC陶瓷复合粉。其化学反应机理为:Mg先还原B₂O₃和TiO₂,新生的Ti与B和C反应生成TiB₂和TiC; TiO₂的还原经历了TiO₂→TiO→Ti的逐步过程。采用一定的酸洗工艺得到了纯净的TiB₂-TiC陶瓷复合粉。复合粉中包含六方片状TiB₂和圆球状TiC;复合粉中1μm以下颗粒质量百分数超过45%,87%以上的颗粒大小在3μm以下。在TiB₂-TiC中,TiC_<em>y以一种贫碳结构存在,物料中Ti被B或C结合形成TiB₂和TiC_<em>y,y的值为0.7483。     

TiB2-TiC复相陶瓷的结构与性能研究

TiB₂-TiC复合粉制备的TiB₂-TiC复相陶瓷的相对密度达99.8%,硬度为 93.2HRA,断裂韧性为5.53MPa·m1/2。显微结构研究表明:TiB₂-TiC烧结体体内的位错和残余气孔影响材料性能。复合粉烧结体晶粒尺寸细小,大小分布均匀,晶粒之间界面干净,无杂质沉积,烧结体中TiB₂和TiC两相界面接合处元素B,C,Ti的含量存在梯度变化,都有利于烧结体性能提高。TiB₂晶粒生长存在取向性。     

自反应火焰喷涂梯度过渡陶瓷涂层研究

以Ti-B4C-C和Ni-Al自粘结复合粉为自蔓延反应喷涂体系,采用反应火焰喷涂技术,在金属表面制备了Ti(Cx,Ny)-TiB2-NimAln梯度过渡涂层.整个涂层以Ti(C0.7,N0.3)、TiC、TiN和TiB2构成陶瓷主结构,NimAln金属间化合物作为过渡相连续分布其中,涂层具有沿厚度方向宏观连续分布和微观成分突变的特征,并存在孔隙与夹杂,呈典型的多相非均质结构.涂层经梯度过渡后,与基体的结合强度由14.38 MPa增加到30.27 MPa,抗热震性能由2次增加到16次,孔隙率由原来的32%降至19%,显微硬度由底层的Hv545增加到表层的Hv1253.涂层耐磨损性能是45号钢的14倍.     

C/ SiC 材料表面Si/ SiC 涂层及其对基底结构的影响

采用泥浆预涂层反应法在C/ SiC 复合材料表面制备Si/ SiC 涂层。通过理论计算和实验确定了制备致密不开裂涂层的泥浆配比; 研究了埋粉烧结和气相硅真空反应烧结2 种不同烧结气氛对Si/ SiC 涂层微观形貌和成分的影响; 比较了单涂层和双涂层2 种不同涂层制备方法对C/ SiC 复合材料基底结构的影响; 用SEM 观察涂层形貌, 用XRD 分析涂层成分与晶体结构。结果表明: 泥浆中C∶Si (质量比) 在1∶1. 25 左右制备的涂层不开裂; 埋粉烧结制备的涂层成粉, 而气相硅真空反应烧结制备的涂层致密且与基底结合好; 单涂层法制备涂层后基底材料致密度高, 而双涂层法制备涂层后基底仍然保持多孔结构。      

Al( Cr) 2O32Cr(Mo) 陶瓷基复合材料的制备与组织

在Al-Cr₂O₃ 体系中引入稀释剂(Al₂O₃ 、Cr₂O₃ ) 和反应性添加剂(MoO₃ ) 。利用热爆式燃烧合成法成功制备了含有细小棒状金属相共晶体的Al (Cr) ₂O₃-Cr (Mo) 陶瓷基复合材料。探讨了反应体系成分和制备工艺对复合材料微观组织的影响。对燃烧合成熔体施加1. 26 MPa 压力, 致密度可达90 %左右。陶瓷基体具有3 种形态:边界较圆整的块状, 细小的、按一定的取向交叉排列的长条状以及粗大的长条状。金属相以颗粒状分布在陶瓷晶体内或晶界处, 或与陶瓷相形成共晶组织。产物的共晶体呈准规则的结构, 细小棒状的金属相弥散分布在连续的陶瓷基体中。共晶体的分布具有区域性。原位生成的长条状陶瓷晶粒及金属相呈棒状的共晶结构是制得的复合材料的重要组织特征。      

不同配系自反应喷射成形复相陶瓷坯件的组织与性能

以化学反应摩尔比配制的Ti-B₄C-C（以蔗糖为前驱体）为基础体系, 再分别添加5wt%Al、 5wt%Al＋20wt%Al-Ni、 5wt%Al＋20wt%Cu-Ni组成4种反应体系, 进行自反应喷射成形Ti(C,N)-TiB₂基复相陶瓷坯件试验, 研究比较4种反应体系喷射沉积坯件的组织与性能特点。研究发现, 4种坯件的组织结构均表现为以Ti(C_x, N_y)-TiB₂为主相, 以其它产物为副相的特点, 且微/纳米尺度的TiB₂棒晶弥散分布在Ti(C_x, N_y)基体相内, 其它副相则不规则地散布于整个坯件之中, 此外坯件内部均不同程度地存在孔隙。Ti-B₄C-C-Al体系的喷射沉积坯件硬度最高, 这与其主相所占比重较大并存在Al₂O₃等硬质相有关; Ti-B₄C-C-Al＋Cu-Ni体系的喷射沉积坯件的致密度和弯曲强度最低, 这与喷射过程中碳的氧化损失严重, 碳氮化钛中氮含量与其它副产物相增多有关; Ti-B₄C-C-Al＋Al-Ni体系的喷射沉积坯件的致密度、弯曲强度和断裂韧性最高, 这是由于该坯件内除存在裂纹偏转与裂纹被钉扎外, 还出现了微裂纹增韧机制。      

( Ti| Me) ( C,N) / Ni 的润湿性及其价电子结构

运用座滴法研究了( Ti , Me) (C , N) / Ni 体系的润湿性;运用经验电子理论( EET 理论) 计算了多元陶瓷相的价电子结构(VES) , 建立了陶瓷相化学成分与价电子结构的关系, 并建立了价电子结构与接触角的回归关系式。结果表明, 提高温度、延长保温时间均使体系接触角减小; 碳化物的添加使体系接触角进一步减小,碳化物改善润湿性能力的大小依次为: Mo₂C > TaC > WC > VC > NbC。不同碳化物的添加均能导致最强键上共价电子数n_A 增加, 其中添加VC 的影响最为明显, 依次为VC > Mo₂C > NbC > WC > TaC。      

Ti合金插层厚度对反应连接TiB_2基陶瓷/Ti-6Al-4V梯度复合材料的影响

将Ti合金插层引入(Ti+B_4C)反应原料和Ti合金底板之间,研究Ti合金插层厚度变化对超重力反应连接TiB2基陶瓷/Ti-6Al-4V梯度复合材料界面显微组织与力学性能的影响。热力学计算表明:合成反应的绝热温度远超Ti合金的熔点,可以保证不同厚度的Ti合金插层全部熔化。XRD、FESEM及EDS分析结果表明:在陶瓷和Ti合金底板之间形成梯度界面区,且随着Ti合金插层厚度的增加,梯度界面区的厚度也不断增大。自陶瓷基体至Ti合金底板,TiB_2和TiC_(1-x)的体积分数不断减少,而TiB的体积分数先增加而后减少,最终形成以TiB_2、TiC_(1-x)及TiB陶瓷相尺寸和分布为特征的梯度复合结构。而梯度连接区的硬度分布趋势更加平缓,其剪切强度不断提升。