双靶共溅射TiB_2/Al复合薄膜的结构特征与力学性能

为研究高分散陶瓷对金属薄膜的强化作用,通过Al和Ti B2靶磁控共溅射方法制备了不同Ti B2含量的铝基复合薄膜,采用X射线能量分散谱仪、X射线衍射仪、透射电子显微镜、扫描透射电子显微镜和微力学探针表征了薄膜的微结构和力学性能。结果表明:在溅射粒子的高分散性和薄膜生长的非平衡性共同作用下,Ti B2靶的溅射粒子被超过饱和地固溶于Al的晶格中,复合薄膜形成的固溶体兼具了置换和间隙2种固溶类型特征。在这种置换和间隙"双超过饱和固溶"的作用下,铝固溶体的晶格产生剧烈畸变,复合薄膜的晶粒在很低的溶质含量下就迅速纳米化,并在晶界区域形成溶质的富集区。随溶质含量的增加,晶界的宽化使复合薄膜逐步形成了极细纳米晶分布于非晶基体中的结构。与此相应,薄膜的硬度迅速提高并在含5.8%Ti B2时达到6.9 GPa的最高值,进一步提高Ti B2的含量,复合薄膜因逐渐非晶态而呈现硬度的降低。研究结果显示了高分散Ti B2的超过饱和固溶对铝基薄膜显著的晶粒纳米化作用和强化效果。     

双靶共溅射TiB2/Al复合薄膜的结构特征与

为研究高分散陶瓷对金属薄膜的强化作用,通过Al和Ti B2靶磁控共溅射方法制备了不同Ti B2含量的铝基复合薄膜,采用X射线能量分散谱仪、X射线衍射仪、透射电子显微镜、扫描透射电子显微镜和微力学探针表征了薄膜的微结构和力学性能。结果表明:在溅射粒子的高分散性和薄膜生长的非平衡性共同作用下,Ti B2靶的溅射粒子被超过饱和地固溶于Al的晶格中,复合薄膜形成的固溶体兼具了置换和间隙2种固溶类型特征。在这种置换和间隙"双超过饱和固溶"的作用下,铝固溶体的晶格产生剧烈畸变,复合薄膜的晶粒在很低的溶质含量下就迅速纳米化,并在晶界区域形成溶质的富集区。随溶质含量的增加,晶界的宽化使复合薄膜逐步形成了极细纳米晶分布于非晶基体中的结构。与此相应,薄膜的硬度迅速提高并在含5.8%Ti B2时达到6.9 GPa的最高值,进一步提高Ti B2的含量,复合薄膜因逐渐非晶态而呈现硬度的降低。研究结果显示了高分散Ti B2的超过饱和固溶对铝基薄膜显著的晶粒纳米化作用和强化效果。     

磁控溅射SiC/Al复合薄膜的微观结构和力学性能

通过磁控溅射法制备了不同含量SiC的铝基复合薄膜。采用XRD、SEM、TEM和纳米探针分析了薄膜的微观结构和力学性能。结果表明:SiC以纳米级别的粒子态弥散分布于Al基体甚至以原子或者分子的状态固溶于Al的晶体中。薄膜的硬度在仅含0.78at%SiC时就可达到3GPa,约为纯Al薄膜的两倍。随SiC含量的提高,复合薄膜的硬度逐步提高,在SiC含量为8.84 at%时,复合薄膜的硬度达到5.6 GPa后,随SiC含量的进一步提高,该薄膜结构非晶化,硬度逐步降低。     

钛和碳含量对过饱和固溶铝基薄膜微观结构和力学性能的影响

研究了钛和碳含量对过饱和固溶铝基薄膜微观组织和力学性能的影响。结果表明,随着钛和碳元素含量的增加,过饱和固溶铝基薄膜的表面硬度先增加后减小。当钛和碳总含量为6.8%时,其表面硬度达到最大值,为7.1 GPa。     

Al3Ti/7075铝基复合材料固溶处理工艺研究

研究了固溶处理对制备的Al3Ti/7075铝基复合材料显微组织和力学性能的影响.结果表明:该铝基复合材料存在的第二相颗粒为MgZn2.复合材料经480℃固溶5h后,复合材料显微硬度达到最大值68.72 HV.随固溶温度升高和固溶时间的延长,第二相颗粒回溶较多,但会发生再结晶,晶粒发生长大.复合材料经T6人工时效后硬度达到83.46 HV.     

PCVD制备Ti1-xAlxN硬质薄膜的结构与硬度

用直流等离子体增强化学气相沉积(PCVD)方法获得了Ti1-xAlxN硬质薄膜;考察了Al含量x及高温退火对薄膜微观结构转变过程及其硬度的影响.结果表明,制备的Ti1-xAlxN薄膜由3-10 nm晶粒组成.随Al含量x增加,薄膜硬度升高,x超过0.83时,硬度开始急剧下降;结构分析证实x小于0.83,Ti1-xAlxN薄膜是固溶强化;x=0.83,薄膜中出现六方氮化铝相(h-AlN).热稳定性实验表明,Ti1-xAlxN薄膜的纳米结构和硬度在N2环境下可以维持到900℃.     

Cu-Ti合金薄膜的微结构和力学性能

通过磁控共溅射方法制备了一系列不同Ti含量的Cu-Ti合金薄膜,采用EDS、XRD、TEM、AFM和纳米力学探针表征了薄膜的微结构和力学性能,研究了化合物对超过饱和固溶薄膜的强化作用。结果表明,由于溅射粒子的高分散性和薄膜生长的高非平衡性,Cu-Ti薄膜形成了超过饱和固溶体,晶格的剧烈畸变使Cu固溶体晶粒迅速细化。随Ti含量的增加,薄膜中产生高分散的细小Cu Tix化合物,并逐步形成Cu超过饱和固溶体纳米晶和细小化合物分布于非晶基体中的结构。与微结构的变化相应,薄膜的硬度随Ti含量的增加持续提高,并在含21.4%Ti(原子分数)时达到8.7GPa的最高值。高分散金属间化合物的存在是Cu-Ti合金薄膜在形成非晶结构后硬度得以继续提高的原因。     

Ti-Si-Al-N纳米复合膜的组织与性能

采用磁控反应溅射法制备了一系列Al含量不同的Ti-Si-Al-N纳米复合薄膜,采用X射线衍射仪、扫描电子显微镜及配套能量色散谱仪研究了Al含量对薄膜组织结构、硬度及高温抗氧化性的影响.结果表明:Ti-Si-Al-N薄膜点阵常数随Al含量的增加呈下降趋势;Al含量增加到6.48at%时出现h-AIN相,此时薄膜具有最高的硬度,约33GPa;薄膜的抗氧化温度提高到约900℃,但Al含量较高易导致薄膜晶粒在高温下长大.     

新型Ti-Si-C-N纳米复合超硬薄膜的高温热稳定性

用脉冲直流等离子体辅助化学气相沉积（PCVD）方法在高速钢基体上沉积出新型Ti—Si—C—N超硬薄膜．Ti—Si—C—N薄膜为纳米晶／非品复合结构（nc—Ti（C，N）／a-Si3N4／a-C—C），当薄膜中Si和C含量较高时，Ti（C，N）转变为TiC，晶粒尺寸减小到2—4nm．薄膜晶粒尺寸和硬度的高温热稳定性均随沉积态薄膜中的原始晶粒尺寸减小而提高，当原始晶粒尺寸在8—10nm之间时，晶粒尺寸和硬度热稳定性可达900℃；当原始晶粒尺寸在2—4nm之间时，晶粒尺寸和硬度热稳定性可达1000℃．薄膜硬度和晶粒尺寸表现出同步的高温热稳定性．分析认为由调幅分解形成的纳米复合结构中的非晶相强烈地抑制晶界滑移与晶粒长大，从而使Ti—Si—C—N薄膜的热稳定性显著提高．     

脉冲偏压对TiAlCN薄膜结构与力学性能的影响

利用多弧离子镀-磁控溅射复合技术通过改变脉冲偏压在Si片与SS304基体表面制备了TiAlCN薄膜,研究了不同脉冲偏压对薄膜结构和力学性能的影响。薄膜成分、表面形貌、相结构及力学性能分别利用能量弥散X射线谱(EDS)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射(XRD)和纳米压痕仪等设备进行表征。结果表明,随着脉冲负偏压的增加,薄膜中Ti元素的含量先减小后增大,而Al元素有相反的变化趋势。适当增大脉冲偏压,薄膜表面颗粒、凹坑等缺陷得到明显改善。物相分析表明TiAlCN薄膜主要由(Ti,Al)(C,N)相,Ti4N3-x相和Ti3Al相组成。薄膜平均硬度与弹性模量随脉冲负偏压的增加先增大后减小,在负偏压-200 V时达到最大值分别为36.8 GPa和410 GPa。     

TiB_x/Al超过饱和固溶复合薄膜微结构的三维原子探针研究

通过TiB2和Al共溅射方法制备了约7.1%TiBx(原子分数)的铝基复合薄膜,采用三维原子探针并结合X射线衍射仪、透射电子显微镜和微力学探针表征了薄膜的微结构和力学性能.结果表明,在溅射粒子的高分散性和薄膜生长的非平衡性共同作用下,TiB2靶的溅射粒子以TiBx化合物的形式被超过饱和地固溶于Al的晶格中,Al固溶体晶粒细化为纳米晶并逐步非晶化,薄膜形成了较低溶质含量(约2%TiBx)纳米晶弥散分布于高溶质含量非晶基体中的两相结构并获得高硬度.结合实验结果讨论了超过饱和固溶体薄膜微结构形成的热力学和动力学原因.     

静电纺丝制备连续SiC亚微米/纳米纤维

采用镶嵌靶反应磁控溅射技术,通过调节氮分压及基体偏压在M2高速钢基体表面制备了一系列耐热的(Ti,Al)N硬质薄膜,并用XRD,EDS及纳米压入法、划痕法等方法研究了(Ti,Al)N薄膜的成分、相结构与力学性能的关系。结果表明,氮分压和基体偏压对(Ti,Al)N薄膜取向及Ti、Al、N原子含量有明显影响,从而导致薄膜硬度及膜基结合性能发生变化。研究中,在氮分压为33.3×10-3Pa、基体偏压为-100V时制备的(Ti,Al)N薄膜力学性能最优,其纳米硬度为43.4GPa,达到40GPa超硬薄膜的要求。     

磁控溅射沉积硬韧 ZrAlN 薄膜及薄膜力 学性能

目的获得具有高硬度、高韧性的ZrAlN薄膜。方法采用磁控溅射技术在钛合金和单晶Si上沉积不同Al含量的ZrAlN薄膜,对薄膜的微观组织和相结构进行表征,并测试薄膜的硬度(H)、弹性模量(E)和断裂韧性(KIC)。结果当Zr1-xAlxN薄膜x分别为0.05,0.23,0.47,0.63时,对应的硬度依次为24.5,40.1,17.1,19.1 GPa,断裂韧性依次为1.47,3.17,1.13,1.58 MPa·m-0.5。x为0.05和0.23时,Al固溶到ZrN晶粒中,形成NaCl型面心立方(FCC)结构;x为0.47和0.63时,则形成纤锌矿密排六方(HCP)AlN第二相。结论 ZrAlN薄膜的硬度和韧性与相组成密切相关。Al固溶时,ZrAlN的硬度较高,韧性较好;超过固溶极限,形成六方AlN时,ZrAlN硬度较低,韧性较差。相比之下,Zr0.77Al0.23N薄膜同时具备最高的硬度和最高的韧性。     

磁控溅射阴极靶的伏安特性对Ti薄膜结构及性能影响

通过在不同的磁控溅射阴极靶电源供给模式下制备纯Ti薄膜,并采用扫描电镜、X射线衍射、纳米压痕仪及微划痕试验等表征方法对比研究了阴极靶在不同电场模式下对Ti薄膜微观结构、相组成、显微硬度及膜基结合强度的影响。结果表明:相对于直流电场和高功率脉冲电场,通过双脉冲电场模式所制备的纯Ti薄膜具有纳米多晶结构,其晶粒尺寸为17 nm,组织致密,硬度和弹性模量分别达到了3.5 GPa和123 GPa,并且显著提高了与膜基的结合强度。     

7075铝基复合材料多级固溶和时效处理工艺

研究了多级固溶和时效处理工艺对制备的Al3Ti/7075铝基复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明,经XRD衍射图谱分析,该铝基复合材料存在的第二相颗粒为MgZn2。复合材料经440℃/3h+480℃/2h处理后,其显微硬度值为110.2HV,硬度比单级固溶提高了10%。在同一固溶温度下,随着固溶时间的延长,第二相颗粒回溶较多,但是会发生晶粒长大现象。基体合金和复合材料在同一温度(120℃)下时效时,复合材料时效速度要比基体合金时效速度快,复合材料的时效峰值硬度为147.73HV。     

C含量对TiWCN复合膜微结构、力学性能和摩擦磨损性能的影响

采用磁控溅射仪制备了一系列不同C含量的Ti WCN复合膜.利用XRD,SEM,纳米压痕仪和高温摩擦磨损仪等对Ti WCN复合膜的微结构、力学性能和摩擦磨损性能进行了表征.结果表明:Ti WCN复合膜由fcc结构的Ti WCN相和六方结构的Ti2N相组成;随着C含量增加,薄膜硬度先升高后降低,室温摩擦系数逐渐减小,而磨损率先减小后增大.当C含量为11.25%时,硬度达到最大值,为35.97 GPa;磨损率获得最小值,为1.26×10-5mm3·N-1·m-1.当C含量为13.68%时,摩擦系数最小,为0.32.当温度低于370℃时,Ti WCN复合膜的摩擦系数和磨损率小于Ti WN薄膜;当温度超过370℃时,Ti WCN复合膜的摩擦系数和磨损率大于Ti WN薄膜.C添加到Ti WN薄膜中提高了薄膜的力学性能和常温摩擦磨损性能,而薄膜的高温摩擦磨损性能并未得到改善.     

热处理对魏氏组织Ti60合金组织与性能的影响

以提高魏氏体组织Ti60合金的拉伸强度与塑性为目标,研究固溶与时效处理对Ti60合金组织与性能演变的影响规律,并优化热处理参数。结果表明,初始魏氏组织晶粒较为粗大,经过固溶与时效处理后,晶粒明显减小,层片状α相明显减少。初始魏氏组织Ti60合金抗拉强度为850 MPa,伸长率为0.9%,1000℃固溶处理后,Ti60合金的抗拉强度达到1100 MPa,伸长率为3.7%。1000℃固溶+600℃8 h时效处理后,抗拉强度达到1200 MPa,伸长率为3.3%。随固溶温度提高,其硬度与抗拉强度增加,伸长率降低。随时效时间延长,硬度先增大后减小。经1050℃固溶+600℃8 h时效处理后Ti60合金具有最大硬度值509 HV。     

高结晶度CrN纳米粒子掺杂的DLC薄膜的显微结构及力学性能

采用高功率脉冲磁控放电等离子体注入与沉积(HPPMS-PIID)和常规直流磁控溅射复合的方法设计制备了包含高结晶度的CrN纳米粒子的DLC薄膜,并对不同C靶电流时制备的CrN-DLC薄膜的形貌、结构及性能进行了研究.结果表明,随C靶电流的增加,薄膜中的含C量增加,在较高的C含量时形成了明显的DLC薄膜特征,掺杂相主要成分为高度200择优取向的CrN纳米晶,其最小晶粒尺寸为42.39 nm.薄膜中的C主要以C-sp~2,C-sp~3和CN-sp~3键的形式存在,sp~3键的总含量为sp~2总含量的44.8%.所制备的薄膜具有很好的膜基结合力(临界载荷Lc=66.8 N)和较高的纳米硬度(最高达24.3 GPa).     

磁控溅射制备Ti-Si-N纳米薄膜的摩擦磨损性能

采用磁控溅射方法在1Cr18Ni9Ti不锈钢基体上沉积Ti-Si-N纳米薄膜。结果发现：随着Si含量增加，薄膜的晶粒尺寸逐渐变小，晶粒尺寸范围在3nm～20nm之间。薄膜的显微硬度相对于TiN有明显增加，最大硬度可达43．5GPa。Si元素的加入亦改善了膜基结合强度。同时发现，Ti-Si-N纳米薄膜的摩擦系数和比磨损率随着Si含量的增加先减小后增加，其高温摩擦系数明显低干常温，但比磨损率却有显著提高。     

激光原位合成TiN/Ti_3Al基复合涂层

利用Ti与AlN之间的高温化学反应,在TC4钛合金表面激光原位合成了TiN/Ti3Al基金属间化合物复合涂层.借助XRD和SEM分析了涂层的物相组成和显微组织.结果表明,涂层主要由TiN和Ti3Al组成.当Ti与AlN摩尔比为4:2时,涂层中TiN含量随激光功率密度的增大而减小;Ti与AIN摩尔比为4:1时,TiN含量随激光功率密度的增大而增大.TiN增强相点阵常数的精确计算显示,涂层中TiN相出现晶格畸变现象,结合EDS分析表明,TiN固溶的Al含量随功率密度的增加而减小.SEM分析表明,TiN增强体的生长形态随着激光功率密度的增大由棒状逐渐向颗粒状转变.当Ti与AlN的摩尔比为4:1,激光功率密度为15.28 kW·s·cm~(-2)时,涂层表面的宏观形貌较好,微观组织无气孔和裂纹,试样截面显微硬度自基体至涂层表面变化平缓,涂层平均显微硬度达到844 HV_(0.2),约为基体合金的3.4倍.