激光原位合成TiC-Ni-Mo涂层界面组织与磨损性能

利用激光熔覆原位合成了TiC-Ni-Mo复合涂层,借助于EPMA,TEM分析以及磨损试验,研究了TiC-Ni-Mo涂层的界面组织与磨损性能.结果表明,在涂层中添加5%Mo,可以细化TiC晶粒,改善涂层组织的均匀性,提高涂层硬度和耐磨性,降低摩擦系数,Tic/Ni界面存在如下位向关系:(001)TiC//(111)γ-Ni.添加10%Mo,涂层硬度和耐磨性下降.TiC颗粒中存在大量呈一定方向分布的位错,γ-Ni相内部的位错杂乱分布;熔覆层的耐磨机制为增强相的抗磨作用,磨损形貌为短而浅的犁沟.     

氩弧熔覆原位自生TiN-TiB_2/Ni涂层组织表征及反应机制（英文）

采用氩弧熔覆技术,选择不同的BN/Ti摩尔比,在35CrMnSi钢表面原位合成了TiN-TiB_2增强Ni基涂层;利用XRD、SEM和TEM等方法分析了涂层的显微组织和结构特征。结果表明,在BN/Ti摩尔比大于0.33时,熔覆组织主要由TiN,TiB_2,TiB,Cr_(23)C_6和γ-Ni组成;随着BN/Ti摩尔比的增加,针状TiB逐渐消失而棒状TiB_2颗粒增多,且颗粒均匀细小;通过计算表明在试验温度下熔覆层中增强相的形核驱动力由大到小依次顺序为TiN-TiB_2-TiB;探讨了Ti-BN-Ni体系中增强相的形成机制,当BN/Ti摩尔比为0.67时,熔覆层具有较高的平均硬度及优良的干滑动磨损性能。     

氩弧熔覆原位自生TiC/TiN增强镍基复合涂层分析

以Ti粉、C粉、TiN粉和Ni60A粉末为原料,利用氩弧熔覆技术在16Mn钢基材表面成功制备出Ni基增强相复合涂层,应用OM、SEM、XRD对复合涂层的显微组织和物相进行了分析。结果表明,复合涂层物相由TiC、TiN颗粒,γ-Ni奥氏体枝晶和枝晶间的Cr23C6共晶组织组成。涂层的硬度(HV0.2)达到900,较基体16Mn钢提高了3倍多;相对耐磨性较基体16Mn钢提高了8倍。     

Ni对钛合金表面稀土激光熔覆层中TiC生长的影响

利用同步送粉激光熔覆技术,在Ti811钛合金表面激光熔覆原位合成了TiC和TiB_2颗粒增强镍基复合涂层。利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、能谱分析仪(EDS)分析了熔覆层的显微组织和物相组成,利用显微硬度计测试了熔覆层的显微硬度。试验结果表明,激光熔覆涂层与基体呈冶金结合,涂层的物相主要由α-Ti、TiC、Ti_2Ni和TiB_2组成,其中TiC呈树枝晶状和花瓣状,TiB_2呈长条状。平衡状态下TiC以正八面体晶体结构存在,但熔体中存在的Ni元素会影响TiC平衡状态,使其最终呈现六边形形貌。稀土氧化物Y_2O_3的加入有利于促进晶粒细化,提高熔覆层组织均匀性及表面硬度。熔覆层的显微硬度显著提高,最高硬度为900HV0.5左右,约为基底硬度的2.25倍。     

纯铜表面氩弧熔覆TiB2/Ni复合涂层组织及耐磨性能

通过氩弧熔覆技术在纯铜表面制备TiB₂增强 Ni 基复合涂层,以改善其耐磨性能. 将钛粉、硼粉和镍粉在球磨机中充分混合,采用氩弧熔覆技术将纯铜表面预置粉末熔化制备出陶瓷颗粒增强镍基熔覆层. 采用X射线衍射仪、扫描电子显微镜、透射电子显微镜分析涂层的物相及涂层中陶瓷颗粒相的组成、分布及结构,利用显微硬度仪和摩擦磨损试验机测试涂层的显微硬度和耐磨性能. 结果表明,熔覆层物相主要包括γ(Ni, Cu)和TiB₂;陶瓷颗粒增强相弥散分布于熔覆层中,其中颗粒相TiB₂以六边形存在,熔覆层内部与基体界面处均无缺陷产生;熔覆涂层具有较高的显微硬度,当(Ti+B)质量分数为10%时,涂层显微硬度高达781.3 HV,与纯铜基体对比,熔覆层显微硬度提高约11.7倍;在相同磨损条件下,随(Ti+B)质量分数的增加,熔覆涂层的摩擦系数及磨损失重先减小后增大;氩弧熔覆原位自生TiB₂陶瓷颗粒增强镍基熔覆层可显著提高纯铜表面的耐磨性能.     

TiB2含量对Ni基感应熔覆涂层组织与性能的影响

目的采用高频感应熔覆技术,在35CrMo钢表面制备TiB_2增强Ni基涂层,并研究TiB_2添加量对Ni基涂层的组织、硬度以及耐磨性的影响规律。方法利用光学显微镜和扫描电子显微镜观察Ni基涂层的微观组织形貌。利用EDS能谱分析仪对熔覆层不同区域的显微组织进行成分分析,并结合X射线衍射仪对涂层进行物相分析。利用HXD-2000TM/LCD显微硬度计对试样的截面进行硬度测试。在MDW-100型磨损实验机上进行销盘副磨损实验,评价涂层的耐磨性。结果感应熔覆Ni基涂层无裂缝、气孔等缺陷,与基体形成冶金结合。涂层的主要物相为γ-Ni、Ni_2B、CrB、Cr_(23)C_6等。添加TiB_2颗粒后,熔覆过程中TiB_2颗粒并未发生分解。随着TiB_2添加量的增加,Ni基涂层的硬度逐渐增大,耐磨性逐渐增强,添加15%TiB_2颗粒的涂层硬度最大,摩擦系数最小。与不添加TiB_2的涂层相比,在相同的磨损条件下,添加15%TiB_2的涂层硬度提高了15.88%,摩擦系数降低了16.5%,磨损量减少了43.15%。结论 TiB_2颗粒的添加使得涂层的硬度增大,耐磨性增强。与此同时,添加15%TiB_2颗粒的涂层性能最为优异。     

氩弧熔覆(WC+SiC)/Ni基复合涂层组织及性能研究

以WC、SiC和Ni60A粉为原料,采用氩弧熔覆技术在Q345钢基体表面制备出WC+γ-Ni5Si2增强Ni基复合涂层.利用扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、显微硬度计和滑动磨损试验机对复合涂层的湿微组织、相构成、硬度及耐磨性进行了研究.结果表明:熔覆层相构成为WC、γ-Ni5Si2和γ-Ni,WC以颗粒状析出,由于氩弧熔覆时加热温度高,导致SiC分解,使Si与Ni在高温下形成了γ-Ni5Si2;熔覆层与基体呈冶金结合,无裂纹、气孔等缺陷;涂层最高硬度可达1200 HV0.2,是基体金属的4倍以上;在室温干滑动磨损试验条件下具有优异的耐磨损性能,耐磨性比基体提高了11倍.     

钛合金表面激光原位合成TiB_x-TiN/T_i3Al复合涂层的研究

以Ti、Al、h-BN粉末混合物为原料,采用激光熔覆技术在TC21表面原位合成出以金属间化合物Ti_3Al为熔覆层基体以及以TiB、TiB_2、TiN为增强相的复合涂层。对涂层的组织、硬度及摩擦磨损性能进行研究。结果表明:复合涂层与基体呈完全冶金结合,组织均匀致密,增强相主要包括枝晶状TiN、块状TiB_2及细针状TiB,其形貌与凝固过程的热力学、动力学以及晶体结构有关。在一定范围内,随着BN含量的增加,涂层中原位合成增强相的体积分数增加,硬度和耐磨性也随之提高。其中,添加8wt%BN复合涂层的性能最优,最高显微硬度为996 HV,约为基体的3倍,耐磨性约为基体的7倍。     

氩弧熔覆原位自生NbC增强镍基复合涂层分析

以碳粉、铌粉和Ni60A粉为原料,利用氩弧熔覆技术在Q345钢基材表面原位合成了NbC增强Ni基复合涂层,应用SEM,XRD对涂层的显微组织和物相进行了分析,并测试了涂层显微硬度和常温耐磨性.结果表明,复合涂层与基体界面无气孔、裂纹,呈冶金结合;涂层组织由γ-Ni,Cr23C6和NbC颗粒相组成.涂层的显微硬度HV0.2达到1 000,较基体提高3倍左右;耐磨性较基体Q345钢提高近11倍.     

氩弧熔覆Ni-Mo-Zr-WC-B4C复合材料涂层组织与耐磨性

利用氩弧熔覆技术,以Ni粉、Mo粉、Zr粉、WC粉和B4C粉为原料,在Q235钢表面原位合成了(Fe,Mo,W,Ni)2B,(Fe,Mo,W,Zr)C0.7,(Fe,Mo,W,Ni,Zr)(B,C)增强α-Fe基复合材料涂层.借助扫描电镜、X射线衍射仪、显微硬度计、摩擦磨损试验机对复合涂层组织和性能进行了测试和分析.结果表明,复合涂层与基体呈冶金结合,复合涂层无裂纹、无气孔.原位合成的增强相弥散分布于熔覆涂层中;复合涂层具有较高的硬度,平均约1300HV左右;在室温干滑动磨损试验条件下,熔覆层具有优异的耐磨性能,其耐磨性约为基体的14倍.     

Q345钢表面氩弧熔覆Ni-Si-Nb-C复合涂层组织和性能的研究

利用氩弧熔覆技术,以镍粉、硅粉、铌粉和碳粉为原料,在Q345钢基材表面原位合成Ni-Si-Nb-C复合涂层,应用SEM,XRD对涂层的微观组织和物相进行了分析,并测试了涂层的显微硬度和耐磨性。结果表明:复合涂层与基体界面无气孔、无裂纹,呈冶金结合;复合涂层组织由γ-Ni,Ni3Si,Nb C和α-Fe组成。复合涂层的显微硬度达到1100 HV0.1,较基体提高3倍左右;复合涂层提高了Q345钢的耐磨性。     

等离子熔覆石墨烯增强镍基碳化物复合涂层研究

利用等离子熔覆技术以石墨烯、C粉、Ti粉、Ni60A粉为原料在35CrMnSi钢基材表面原位合成复合涂层,应用SEM,XRD对涂层的微观组织和物相进行分析,并测试了涂层的显微硬度。结果表明:复合涂层与基体界面无气孔、无裂纹,呈冶金结合;复合涂层组织由TiC,γ-Ni和Cr_(23)C_6组成。石墨烯的加入,使复合涂层的组织得到细化,而显微硬度也发生明显变化。3%石墨烯的复合涂层组织最细,接近等轴晶,颗粒密度最大,涂层的显微硬度达到HV 690。石墨烯的加入提高了复合涂层的性能。     

氩弧熔覆原位自生TiN-TiB2／Ni涂层组织表征及反应机制

采用氩弧熔覆技术,选择不同的BN/Ti摩尔比,在35CrMnSi钢表面原位合成了TiN-TiB2增强Ni基涂层;利用XRD、SEM和TEM等方法分析了涂层的显微组织和结构特征.试验结果表明,在BN/Ti摩尔比大于0.33时,熔覆组织主要由TiN, TiB2, TiB, Cr23C6和γ-Ni组成;随着BN/Ti摩尔比的增加,针状的TiB逐渐消失而棒状TiB2颗粒增多,且颗粒均匀细小;通过计算表明在试验温度下熔覆层中增强相的形核驱动力由大到小依次顺序为TiN-TiB2-TiB;探讨了Ti-BN-Ni体系中增强相的形成机制,当BN/Ti摩尔比为0.67时,熔覆层具有较高的平均硬度及优良的干滑动磨损性能。     

添加固体润滑剂WS_2的钛合金激光熔覆高温耐磨复合涂层组织与耐磨性

为提高钛合金的摩擦学性能,采用激光熔覆技术在Ti-6Al-4V合金表面制备了γ-Ni Cr Al Ti/Ti C与γ-Ni Cr Al Ti/Ti C+Ti WC2/Cr S+Ti2CS复合涂层。采用X射线衍射仪、扫描电镜和能谱仪分析了涂层的物相和显微组织,在球-盘式高温摩擦磨损试验机上测试了不同温度下(室温、300℃、600℃)复合涂层的摩擦学性能。结果表明:激光熔覆的复合涂层与基体呈冶金结合,γ-Ni Cr Al Ti/Ti C复合涂层主要由硬质相Ti C和γ-Ni Cr Al Ti固溶体组成;γ-Ni Cr Al Ti/Ti C+Ti WC2/Cr S+Ti2CS复合涂层主要是由硬质Ti C和Ti WC2为耐磨增强相、γ-Ni Cr Al Ti为增韧相、Ti2CS和Cr S金属硫化物为自润滑相组成的高温自润滑耐磨复合涂层。γ-Ni Cr Al Ti/Ti C和γ-Ni Cr Al Ti/Ti C+Ti WC2/Cr S+Ti2CS复合涂层的摩擦系数在实验温度下都远低于Ti6Al4V基体;γ-Ni Cr Al Ti/Ti C+Ti WC2/Cr S+Ti2CS表现出良好的高温自润滑减摩性能。     

Ti6Al4V表面氩弧熔覆Ti+BN复合涂层组织及耐磨性

目的 通过氩弧熔覆技术在Ti6Al4V钛合金表面制备陶瓷颗粒增强Ni基复合涂层,以改善其摩擦磨损性能。方法 将Ti粉、BN粉和Ni60A粉进行球磨混合,运用氩弧熔覆技术在Ti6Al4V钛合金表面原位合成多相陶瓷颗粒增强镍基熔覆层。通过X射线衍射分析仪、能谱分析仪、扫描电子显微镜和透射电子显微镜,分析熔覆层中陶瓷颗粒相的组成、形貌、尺寸、分布以及结构特点。用维氏硬度计和环-块式摩擦磨损试验机测试了熔覆层的显微硬度和摩擦磨损性能,并通过扫描电子显微镜对磨痕形貌进行分析。结果 熔覆层物相主要包括TiN、TiNi、TiB、TiB2和α-Ti。原位合成的陶瓷颗粒相弥散分布于熔覆层中,其中增强相TiN、TiB和TiB2的形貌分别以颗粒状、针状和棒状形式存在。熔覆层表面硬度可达1210~1250HV0.5。在相同磨损条件下,TC4合金基体与熔覆层的磨损量分别为34.23 mg和4.86 mg,熔覆层的磨损量明显降低。熔覆层的磨损表面无粘着痕迹,磨损机制为磨粒磨损。结论 与Ti6Al4V钛合金基体对比,熔覆层显微硬度值提高约4倍,多相陶瓷颗粒熔覆层可有效提高钛合金表面的耐磨性。     

机械合金化制备TiB2-Ni(Al)复合粉末组织结构研究

目的通过原位合成技术获得TiB_2-Ni(Al)复合粉末。方法采用机械合金化方法在不同球磨时间的条件下,制备不同体积含量的TiB_2陶瓷相增强Ni(Al)基复合粉末,其中Ni粉和Al粉的摩尔比为1:1。采用扫描电子显微镜(SEM)以及X-射线衍射仪(XRD)分析球磨后粉末的显微组织结构及物相,研究不同球磨时间对制备TiB_2-Ni(Al)复合粉末物相演变、组织结构及粒子间界面结合状态的影响。结果在球磨过程中,球磨时间越长,Ni/Al间的塑变有利于原子之间的扩散,TiB_2陶瓷相颗粒逐渐变小。当球磨时间增长到一定程度时,延展性好的Al粉颗粒发生扁平化且其表面积不断增大,使得碎化后的Ni粉颗粒不断嵌入Al粉颗粒中,最终形成Ni(Al)固溶体。同时根据XRD分析发现,随着球磨时间的延长,TiB_2-Ni(Al)复合粉末中的Al峰逐渐减小,说明Al不断固溶到Ni中,形成了一定量的Ni(Al)固溶体。结论通过机械球磨技术在球磨一定时间后可原位合成Ni(Al)固溶体,这说明随着Ni与Al之间的相互扩散有利于形成Ni(Al)固溶体。     

钛合金表面激光熔覆TiN-Ni基合金复合涂层的组织和磨损性能

以TiN和NiCrBSi合金混合粉末为原料，采用激光熔覆技术在TC4合金表面制备出TiN颗粒增强Ni基合金涂层。利用XRD，SEM和TEM等分析了激光熔覆层的相组成及微观组织，并测试了激光熔覆层的显微硬度和磨损性能。结果表明，激光熔覆层由熔覆区和稀释区2个区域组成，熔覆区的组织是在γ-Ni树枝晶和γ-Ni＋Ni3B层片状共晶的基体上均匀地分布着TiN颗粒和针状尬3C6相，显微硬度在9000MPa-12000MPa之间.稀释区为基底TC4合金和熔覆材料Ni基合金的混合凝固区，呈胞状晶和树枝晶形态。激光熔覆层中存在颗粒强化、细晶强化和固溶强化等多种强化作用，大幅度地提高了TC4合金的耐磨性能。     

Ti6Al4V合金表面激光熔覆原位合成TiN/Ti-Al-Nb基复合涂层

目的 为探究Ti6Al4V钛合金表面TiN/Ti-Al-Nb基复合涂层的激光熔覆制备新工艺,研究Nb含量对TiN/Ti-Al-Nb基复合涂层微结构及显微硬度的影响规律。方法 以Nb原子数分数分别为10%、15%和25%的Ti+Nb+AlN混合粉末为原材料,采用基于挤压预置粉末法的激光熔覆原位合成技术,制备出TiN/Ti-Al-Nb基复合涂层。通过X射线衍射仪（XRD）物相定性分析,并结合扫描电子显微镜（SEM）和能量分散谱仪（EDS）,对TiN/Ti-Al-Nb基复合涂层中的物相进行定性分析,结合二元平衡相图,进一步分析激光原位化学反应机理。借助显微硬度计,研究TiN/Ti-Al-Nb基复合涂层微结构对截面显微硬度分布的影响规律。结果 在高能密度激光束作用下,混合粉末中Ti和AlN发生了充分的激光原位化学反应,生成了TiN陶瓷增强相,TiN陶瓷增强相的含量与Ti粉和AlN粉末的含量正相关。Nb含量的增加显著影响了Ti-Al-Nb基体相的种类,而不改变增强相的种类,随着Nb含量的增加,含Nb基体相的种类增多,发生Ti3Al→Ti3AlNb→Ti2AlNb→Ti39Nb→Nb7Al的转变。随着TiN增强相含量减少,复合涂层截面平均显微硬度从993.2HV0.5降至701.4HV0.5。结论 Nb含量的增加,不会改变TiN/Ti-Al-Nb基复合涂层增强相的种类,但可以降低TiN增强相的含量,从而降低复合涂层截面平均显微硬度。     

Ti811合金表面激光熔覆涂层微观组织及性能研究

目的研究Ti811合金表面激光熔覆涂层的微观组织及磨损性能。方法利用激光熔覆技术,在Ti811合金表面激光熔覆原位合成了Ti C+Ti B2增强镍基复合涂层。利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、电子探针(EPMA)、显微硬度计和摩擦磨损试验机,系统地研究了熔覆层的物相组成、显微组织、显微硬度及摩擦磨损性能,并利用二维点阵错配度理论对Ti C的细化机理进行分析。结果激光熔覆涂层与基体呈良好的冶金结合,熔覆层生成物相主要由Ti C、Ti B2、Ti2Ni和γ-Ni组成,其中Ti C呈等轴枝晶状和花瓣状,Y2O3的(111)面与Ti C的(110)面之间的二维点阵错配度为6.813%,Y2O3作为Ti C的非均质形核核心为中等有效。熔覆层的平均显微硬度为913.93HV0.5,约为基体Ti811硬度的2.4倍。熔覆层摩擦系数稳定在0.45～0.52之间,磨损机理主要为粘着磨损与磨粒磨损。结论采用激光熔覆技术能够在Ti811合金表面成功制备Ni基复合增强涂层。熔覆层中Y2O3颗粒具有细晶强化、弥散强化、增加形核率的作用,熔覆层具有较高的显微硬度与良好的耐磨损性能。     

氩弧熔覆Ni基复合涂层的组织结构和长大特性

以C,Ti,Nb和Ni60A粉为原料,利用氩弧熔覆技术在16Mn钢表面原位合成(Ti,Nb)C增强Ni基复合涂层. 应用扫描电境、透射电镜、X射线衍射仪、显微硬度计对复合涂层的组织结构、(Ti,Nb)C颗粒的生长方式和性能进行了分析. 结果表明,熔覆层与基体呈冶金结合,涂层无裂纹、无气孔等缺陷. 熔覆层组织由(Ti,Nb)C,Cr₂₃C₆和γ-Ni组成,原位合成(Ti,Nb)C的生长基元为八面体,连接生长为八面体顶角连接和棱边连接,长大形态为花瓣状和团絮状.