一、火焰喷涂合成TiC—Fe涂层的热力学分析（论文文献综述）
孙轩[1]（2021）在《Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层组织/性能与形成机理研究》文中指出以钛粉、硅粉和蔗糖（碳的前驱体）为原料,采用喷雾造粒/前驱体热解技术制备了 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合粉末;经大气等离子喷涂成功制备了耐磨和抗氧化性能优异的Ti-Si-C系复合涂层。在此基础上,优化了 Ti-Si-C系复合粉末的喷雾造粒/前驱体热解技术,探讨了 Ti-Si-C系复合涂层的组织/性能及其影响因素,并对复合涂层的形成机理进行了研究。喷雾造粒/前驱体热解技术制备的Ti-Si-C系复合粉末由蔗糖热解形成的碳粘结Ti粉和Si粉团聚而成。喷雾造粒赋予复合粉末高的球形度和流动性;前驱体热解形成的碳继承了蔗糖高的粘性,为复合粉末提供高的结合强度。采用14wt%的蔗糖作为前驱体,Ti粉平均粒径10μm、Si粉平均粒径5μm、球磨时间6h、固含量50%的最佳工艺参数,制备的Ti-Si-C系复合粉末球形度高、流动性好且结合强度高。Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层为典型热喷涂层状组织结构,主要由TiC、Ti5Si3和Ti3O相组成。其中,亚微米球形TiC颗粒聚集形成贫Si片层,而纳米Ti5Si3和Ti3O晶粒共生形成富Si片层。随着体系中Si含量的提升,复合涂层中的Ti5Si3含量逐渐增加,TiC和Ti3O含量逐渐减少。在反应等离子喷涂过程中,每一个Ti-Si-C系复合粉末作为独立单元参与反应;复合粉末进入等离子射流后迅速升温,Ti粉和Si粉熔化并形成包裹C的液相。固态的C与液相中的Ti反应生成TiC并长大为亚微米颗粒,形成包含亚微米球形TiC聚集的液滴。在撞击过程中,亚微米球形TiC聚集区变形成为贫Si片层,而液相快速冷却凝固形成Ti5Si3和Ti3O的纳米共生富Si片层。Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层具有远超TC4钛合金的高硬度、优异的耐磨性能以及良好的抗氧化性能。随着复合涂层中Si含量的增加,涂层的硬度呈先升高后降低的趋势,其表面洛氏、截面显微维氏和纳米压痕硬度最高分别可达 86.86±1.36HR15N、1980.92±310.47HV0 1 和 22.9GPa。随着 Si含量的增加,涂层的抗氧化性能上升,且温度越高,Si含量对抗氧化性能的提升作用越明显。随着Si含量的增加,涂层内脆性Ti5Si3相增多,涂层耐磨性能有所下降。综合耐磨和抗氧化性能,Si含量为6wt%的涂层综合性能最佳,其室温耐磨、高温耐磨（600℃）、和抗氧化（800℃）性能分别为TC4钛合金的169倍、45倍和5倍。以蔗糖为前驱体,SiC为Si和部分C的来源,Ti-Si-C原子比为3:1:2制备了 Ti-SiC-C复合粉末,经反应等离子喷涂成功制备了复合涂层,并与以单质Si和C为原料制备的Ti-Si-C复合涂层进行了对比。两种涂层都形成了亚微米球形TiC聚集的贫Si片层和Ti5Si3-Ti3SiC2共生的富Si片层组织结构。采用SiC为原料的涂层中,SiC未完全反应,并以颗粒形式分散在涂层中,导致Ti3SiC2相含量较少,但涂层硬度反而略高。
张磊[2]（2020）在《Co包覆粗晶WC粉体的流化床化学气相沉积可控制备及应用》文中研究说明粗晶硬质合金由于碳化钨（WC）晶粒的粗晶特性,呈现出了比细晶硬质合金更高的韧性、红硬性、抗热冲击以及热疲劳性能,被广泛应用于冲击工具、耐磨耐蚀零部件及硬质合金涂层等领域。然而,无论是硬质合金烧结工具还是耐磨涂层的制备,均存在粗晶特性丧失、组织不均匀、气孔缺陷多等共性问题,严重制约着其服役性能。其根源在于复合粉体的常规球磨制备技术,为获取高的均匀性需要长时间的高能载荷混合,严重破坏了 WC的原始晶粒度。如何协同解决WC粗晶粒度维持和两相高度均匀化难以同时兼顾的矛盾是制备高性能硬质合金烧结工具和涂层的关键问题。截止目前,一系列物理改性和化学合成方法被提出,但由于这些技术本身均存在着解决均匀性或者晶粒度的单一性,不能两者兼顾,因此,仍未取得根本性的突破。针对此问题,本研究提出了基于流化床化学气相沉积（Fluidized bed chemical vapor deposition,FBCVD）技术可控制备粗晶Co包覆WC复合粉体的新思路,旨在利用FBCVD不改变颗粒原始晶粒度且能实现两相均匀化的特性,解决现有方法制备WC-Co复合粉体的局限性。取得的主要创新性成果如下:（1）提出并验证了 FBCVD用于可控制备高质量粗晶WC-Co复合粉体新思路的可行性。优选了以CoCl2为前驱体的CoCl2-H2-Ar的反应体系,确定了沉积温度范围750-850℃,CoCl2与H2的进料摩尔比控制在1:5以下。探明了 Co的沉积生长机制:Co优先在颗粒的棱角、凸起、台阶以及球磨破碎引入的Co杂质富集处等位置形核沉积,并以岛状生长模式长大。（2）揭示了高温下沉积在WC颗粒表面金属Co的粘结是导致失流出现的根本原因。探明了金属Co的沉积与WC颗粒流化之间的协同竞争关系:WC颗粒的长时间流化有利于Co沉积含量的增加,但Co含量的增加却导致WC颗粒快速失流。发现了温度是协调该竞争关系的主要因素,降低沉积温度虽有利于增加WC颗粒流化时间,但Co的沉积效率较低;提升沉积温度可明显增加金属Co的沉积速率,但会降低WC颗粒流化时间,由此确定了最佳沉积温度为800℃。实验范围制备得到的复合粉体的Co含量最高为3.44 wt.%。（3）发现了 FBCVD在WC颗粒表面沉积的Co催化剂具有强自催化化学镀反应的能力。通过调节FBCVD温度及时间可制备得到含量在0.05-0.72 wt.%,颗粒尺寸在15～50 nm之间的Co催化剂。颗粒大小是影响化学镀Co速率的主要因素,颗粒尺寸越小,催化反应速率越快。确定了 FBCVD制备Co催化剂的最佳条件:温度750℃,时间3 min,其Co含量约为0.09 wt.%,颗粒尺寸约为20 nm。并优化了化学镀反应条件:温度80℃,pH值为12,络合剂浓度为55.0 g/L,还原剂浓度为100.0 g/L。该条件下的化学镀Co速率高达2.34 mg·g-1·min-1。（4）揭示了新型复合粉体热压烧结过程中的晶粒生长行为,并建立了以维持粗晶特性为主要目的的烧结新制度。Co包覆WC复合粉体大大降低了 WC之间的接触概率,有效抑制了固相烧结阶段WC晶粒因相互接触黏结导致的聚集再结晶长大,与球磨复合粉体相比,合金的平均晶粒尺寸下降约8%。优化的热压烧结工艺为:烧结温度1350℃,烧结压力10-15 MPa。制备的硬质合金具有优异的性能:硬度1267 MPa,断裂韧性14.19 MPa·m1/2,横向断裂强度2383 MPa。（5）证实了新型复合粉体在激光熔覆及等离子体喷涂中具有良好的适应性,并开发了高性能涂层的制备新工艺。新型粉体的Co包覆特性能够有效避免WC颗粒间的相互接触黏结长大、降低高温下WC的直接氧化、减少WC直接与基体接触造成的粉末飞溅,因此能够有效维持粗晶特性、降低涂层孔隙和裂纹的产生、提高涂层的组织均匀性、抑制碳损失以及维持良好界面。与基体相比,激光熔覆涂层硬度提高近5倍,磨损率仅为基体的5%。等离子体喷涂涂层硬度为基体硬度的3.9倍,磨损率仅为基体的10%,大大提高了基体的耐磨性能。
王熙[3]（2020）在《合金钢表面仿生梯度陶瓷防护涂层的制备与性能研究》文中进行了进一步梳理合金钢是在制造行业应用广阔的金属材料。由于合金钢的成本较为低廉,又具有较高的塑性、韧性与耐磨性,所以被大量用来制造机械设备中的重要零部件。近年来,由于技术的发展,各类机械设备的功率逐渐提高,合金钢制造的零部件性能不能完全满足当前机械工业的需求。在合金钢机械零部件表面制备高性能防护涂层是一种有效提高零部件性能和寿命的技术。合金钢零部件在工业生产中会受到多种情况的破坏,如磨损失效和断裂失效。单纯提高合金钢的一种性能,不足以提高合金钢零部件的整体寿命。研究与制备可以同时提高合金钢耐磨性能和力学性能的防护涂层对于机械行业具有重要意义。在自然界中,有很多生物具有特殊的结构,这些生物结构可以利用较少的生物能量实现良好的性能。仿生梯度结构是一种优异的生物结构,它结合了不同机械性能的材料,从而在材料内部产生了结构梯度。梯度结构可以适应不同材料之间的特性不同（如弹性模量和强度）,并提供良好的韧性和耐磨性能。将仿生梯度结构应用到合金钢防护涂层的制造中,可以有效的同时提高合金钢的力学性能和耐磨性能。本文以工业常用的40Cr合金钢为研究对象,将典型生物梯度结构—獾牙齿作为仿生设计的生物模本,采用热输入低、变形小、易与基体形成冶金结合的激光熔覆技术作为防护涂层制备手段,并选择TiC陶瓷材料作为防护涂层的硬质和强化相,在合金钢表面设计制造了仿生梯度金属陶瓷防护涂层。制备的仿生梯度涂层具有同时提高合金钢耐磨性能和力学性能的特征,还拥有制造工艺简单和涂层内部冶金结合良好、无开裂等优势。主要研究内容如下:（1）揭示了獾牙齿中的的梯度结构组成并以此设计了适用于合金钢表面的高性能仿生梯度涂层模型。在獾牙齿的牙釉质到牙本质中,硬质相羟基磷灰石的含量逐渐下降,牙齿的组织结构也从紧凑变为疏松。根据獾牙齿梯度结构设计的适用于合金钢金属表面的仿生梯度涂层模型主要构成是:具有高硬度、高强度的最外层,具有高韧性的最内层,以及各项性能适中的中间层这三个组成涂层的结构,可以让梯度涂层同时实现高硬度和高韧性。（2）揭示了在相同激光能量条件下不同TiC制备工艺和不同TiC含量对激光熔覆40Cr齿轮钢涂层组织和性能的影响和机制。在相同激光能量的作用下,外加法激光熔覆TiC比原位合成法更有效。激光直接熔覆50%TiC含量的涂层由于内部硬质相TiC的含量最高,具有最高的显微硬度值（922HV）和最低的磨损失重量（1.2mg）以及最好的耐磨性能。在使用激光熔覆工艺制备梯度涂层时,外加法比原位合成法更适合用来制备梯度涂层。（3）揭示了梯度涂层的特点和优势。梯度涂层具有合理的熔覆层成分梯度,可以促使TiC颗粒全部进入涂层内部,涂层表面的粗糙度低,而且梯度涂层的整体显微硬度和涂层厚度（739μm）明显高于均质涂层。均质涂层表面粗糙度高,进入涂层TiC颗粒的含量低,而且多次激光熔覆相同TiC含量的熔覆层不能明显提高涂层整体厚度（518μm）。梯度TiC涂层内部冶金结合良好、无裂纹,说明梯度结构解决了高TiC含量涂层内部开裂的工艺问题。（4）揭示了制备梯度涂层预置粉末中TiC的含量的变化会明显改变梯度涂层内部的组织形貌和显微硬度分布。通过改变TiC的含量可以制备出两种性质不同的梯度涂层:TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层。制备梯度涂层的预置粉末中TiC含量高时,涂层内部的TiC会全部形成TiC枝晶组织;当TiC含量较少时,涂层内部的TiC会全部形成TiC颗粒组织。TiC枝晶组织梯度涂层的最大显微硬度为1243HV,TiC颗粒组织梯度涂层的最大显微硬度为1083HV。TiC枝晶组织梯度涂层整体的显微硬度高于TiC颗粒组织梯度涂层,这是因为密集的TiC枝晶组织比TiC颗粒组织提高显微硬度更明显。（5）揭示了TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层,强化冲击韧性和机械疲劳性能等力学性能的不同机制。TiC枝晶组织梯度涂层内部的TiC枝晶组织由于其高强度明显提高了梯度涂层的冲击韧性,TiC枝晶组织促使冲击断裂裂纹在涂层内部的宏观延伸中呈现一定程度的偏转,从而消耗了裂纹扩展的能量。但冲击断裂裂纹在微观中从单个TiC枝晶组织穿过时,断裂裂纹没有偏转。TiC颗粒组织梯度涂层内部的颗粒TiC分布更加均匀,促使断裂裂纹的宏观和微观偏转程度更高,消耗了更多裂纹扩展的能量,从而实现了最高的冲击韧性。TiC颗粒组织梯度涂层的力学性能均优于TiC枝晶组织梯度涂层。这说明TiC颗粒组织梯度涂层更适合用作合金钢抗冲击、抗疲劳涂层。（6）揭示了TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层在乏油润滑磨损环境、干摩擦磨损环境和重载荷磨损环境下的磨损行为和强化机制。在三种摩擦磨损环境下,枝晶型梯度涂层的摩擦系数和磨损失重量均低于颗粒型梯度涂层。枝晶型梯度涂层表面TiC形成了网格状单元体,颗粒型梯度涂层表面TiC形成了圆颗粒单元体。TiC网格状单元体的高硬度和高覆盖面积促成枝晶型梯度涂层发生较少的塑性变形并且磨损程度较轻。TiC圆颗粒单元体对涂层的强化区域较少,更容易剥落。TiC枝晶组织梯度涂层在各种磨损情况下的磨损性能均优于TiC颗粒组织梯度涂层。且TiC枝晶组织梯度涂层表面的TiC网格状单元体对涂层强化能力更强。这说明TiC枝晶组织梯度涂层更适合用作合金钢耐磨涂层。本研究成功制备出了能同时提高耐磨性能和力学性能的合金钢仿生梯度陶瓷防护涂层,并通过对比TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层的力学性能和磨损性能,揭示出TiC枝晶组织梯度涂层的力学性能更好,TiC颗粒组织梯度涂层的磨损性能更优。为开发具有优异性能的合金钢防护涂层提供了实验依据,技术和理论参考。
朱成才[4]（2020）在《Ni-TiC复合粉体的制备及激光熔覆涂层性能的研究》文中进行了进一步梳理碳化钛（TiC）具有极高的硬度、高的熔点和高模量,以及相对较低的密度,被广泛用作金属基复合材料的增强相或金属表面复合涂层的增强相,以提高其机械性能和耐磨性能。在这些金属基复合材料或涂层中,TiC增强镍（Ni）基复合材料由于其具有金属的延展性和韧性以及陶瓷的高强度和高弹性模量,因而具有极好的剪切强度和抗压耐磨性能。然而,传统的镍基复合材料的制备方法,包括机械混合法及原位合成法等,无法避免TiC分布不均匀以及TiC含量不高等缺点,因而由此制备的Ni-TiC复合涂层,其硬度不高且硬度值不均匀,涂层存在软点。另外,关于Ni-TiC复合涂层的研究,主要集中在涂层的耐磨性能方面,而对涂层的耐腐蚀性能研究较少。而在很多应用工况下,不仅需要复合涂层具有优异的耐磨性能,同时还需具有良好的耐腐蚀性能。因此,本文采用一种新的Ni-TiC复合粉末制备工艺,制备了Ni-TiC复合粉末,并采用先进的激光熔覆工艺在45号钢材表面熔覆了Ni-TiC复合涂层,研究了复合涂层的耐磨性能。同时,通过添加不同含量的Cr元素,来进一步改善复合涂层的耐腐蚀性能。本文的主要研究内容及取得的主要成果如下。（1）采用高压氢还原的方法制备了Ni-TiC复合粉体材料。通过正交实验的方法得到了最佳包覆效率下的实验参数为温度为150℃,硫酸铵浓度为180 g/L,氨水浓度为40 g/L,氢气压力为5 Mpa。Ni包覆TiC的机理为:在包覆的0-5 min阶段,金属Ni元素首先沉积在TiC颗粒表面具有较高活性的新鲜台阶上并成核,新核具有极高的活性,进一步促进并加速新的Ni原子在其表面沉积,造成Ni元素在局部区域的团聚长大,并最终将整个TiC颗粒表面完全包覆。（2）采用激光熔覆技术在45号钢材表面将Ni-TiC复合粉体制备成Ni-TiC复合涂层,并研究了涂层的微观组织结构、硬度以及摩擦磨损性能,结果表明,在Ni-30TiC和Ni-50TiC复合涂层中,呈双态结构的TiC颗粒均匀地分布在Ni基基体中。测定的Ni-50TiC复合涂层的维氏硬度在（5.51～6.82）GPa的范围内。由于较硬的Ni-TiC复合涂层的存在和摩擦过程中形成的各种软质且具有润滑性的金属氧化物的作用,Ni-50TiC复合涂层的摩擦系数和体积磨损率分别下降到0.41和9.3×10-6 mm3/N·m。（3）研究了Cr元素对Ni-TiC-Cr激光熔覆复合涂层的微观组织、硬度以及摩擦磨损行为的影响及其机理。在制备的Ni-50TiC-10Cr和Ni-50TiC-20Cr复合涂层中,TiC颗粒同样均匀地分布在Ni基基体中。Cr与Ni在激光熔覆的时候形成固熔体,产生固熔强化。Cr元素的添加不影响TiC的增强相涂层的整体的形貌,但Cr元素的添加可以抑制Fe元素向Ni基体中扩散。Ni-50TiC-10Cr复合材料涂层的维氏硬度在（5.7-8.2）GPa之间,而Ni-50TiC-20Cr的硬度在（5.2-7.4）Gpa,Ni-50TiC-10Cr复合涂层的摩擦系数为0.40,而Ni-50TiC-20Cr的摩擦系数略有增加,稳定在0.45左右。（4）研究了Ni-TiC以及Ni-TiC-Cr激光熔覆复合涂层的电化学腐蚀行为及其机理。结果表明,TiC含量的增加对提高Ni-TiC复合激光熔覆层的耐腐蚀性是有利的,碳化钛自身的电位较高,在试样表面可以起到类钝化膜的作用。Ni-30TiC、Ni-50TiC、Ni-50TiC-10Cr和Ni-50TiC-20Cr四组涂层的电化学阻抗谱均呈现出容抗的典型特性;Ni-TiC-Cr试样中的Cr元素会形成稳定致密的钝化膜,从而使得Ni-TiC-Cr复合涂层表现出的优异的耐腐蚀性能。静态浸泡腐蚀的结果表明Ni-30TiC和Ni-50TiC激光熔覆涂层的腐蚀以点蚀为主,且随着碳化钛含量的增加,点蚀坑的数量减少且深度变浅;Ni-50TiC-10Cr涂层的腐蚀以全面腐蚀为主,腐蚀产物均匀覆盖在样品的表面,随着Cr含量的增加,在Ni-50TiC-20Cr样品表面生成的钝化膜的钝化特征显着增强,试样的耐腐蚀性有了很大的提高。
张新杰[5]（2018）在《等离子熔覆耐磨减摩Ni基复合涂层研究》文中研究指明在冶金、矿山、交通、水泥等行业,磨损失效是工程结构件三大失效形式（断裂、磨损、腐蚀）之一,造成了巨大的安全隐患和经济损失。熔覆涂层能够改善材料表面化学、物理性能,提高结构件抗磨能力,在工业中得到广泛应用。主要制备工艺有等离子熔覆和激光熔覆,等离子熔覆具有涂层组织致密、与基体冶金结合等优点,设备制造和维护成本较低,成为发展修复和再制造技术,提高机械产品使用寿命的重要方法。金属Ni具有良好的塑韧性和耐腐蚀性,与钢铁热膨胀系数相近,是良好的复合涂层基体材料;TiB2、TiC陶瓷具有高硬度、高强度和良好化学稳定性的优点,加入复合涂层中可大幅提高涂层耐磨性。本文采用等离子熔覆技术在Q235低碳钢表面制备了 TiB2+TiC复合强化Ni基耐磨涂层,分析了涂层物相构成及组织演化规律,研究了陶瓷含量、熔覆速度和磨损条件对涂层耐磨性的影响;在此基础上制备以Ti2SC为减摩组元的Ti2SC/TiB2+TiC/Ni自润滑涂层,对其组织和摩擦学性能进行了研究;探索采用烧结-等离子重熔两步法制备高陶瓷相含量涂层,合理控制陶瓷相形态和尺寸,对高陶瓷相含量涂层组织及耐磨性能进行了研究。采用等离子熔覆工艺制备了不同陶瓷含量TiB2-TiC/Ni复合涂层,其主要组成物相为TiB2、TiC和γ-Ni。原位生成TiB2为矩形或六边形状,TiC呈不规则块状,在涂层组织中均匀分布,随着Ti+B4C含量增多,原位生成TiB2、TiC含量增多,尺寸增大。建立了不同熔覆速度等离子熔覆热场模型,与试验结果对照研究发现熔覆速度由380mm/min下降到152 mm/min,熔池冷却速度变慢,涂层形核驱动力下降,熔深增大,稀释率上升,导致强化相数量减少,尺寸增大,TiB2容易沿密排晶面{0001}二维生长成为六边形片状;通过熔池温度场分布云图证明涂层熔覆速度小于228 mm/min时,涂层与基体之间可以形成紧密冶金结合,模拟与试验结果一致。当Ti+B4C含量从0～50%（质量分数）,随着涂层TiB2、TiC含量的增加,涂层磨损机理发生转变:磨粒+黏着磨损→微切削→微切削+增强相脱落,在40%含量获得较好耐磨性;通过不同熔覆速度涂层的磨损试验看出:228mm/min熔覆速度涂层具有较好的耐磨性,在较高熔覆速度下涂层脆性较大,在较低熔覆速度下涂层中强化相尺寸较大,容易诱发应力集中,380 mm/min和152 mm/min熔覆速度下涂层分别发生了由较大脆性和应力集中而导致的剥层磨损。研究了载荷（30N、60N和120 N）和摩擦副（AhO3陶瓷球、不锈钢球）对涂层磨损过程和磨损机理的影响,Al2O3陶瓷球为摩擦副时,低载荷下（30N）表现为微切削磨损形式;60N载荷时,磨损机制转变为黏着磨损的形式;当载荷增加到120 N时,磨损机制为氧化磨损和剥层磨损。而采用不锈钢磨球时,涂层硬度大于对磨不锈钢球硬度,磨球表层发生剪切破坏转移到涂层表面,具有较大的黏着效应,黏着过程随着载荷的增大而加剧。以Ti、B4C、Ni和不同含量MoS2混合粉末为原料,采用等离子熔覆工艺制备了 Ti2SC/TiB2+TiC/Ni自润滑复合材料涂层,随着MoS2添加量的增加,减摩作用相Ti2SC尺寸增大,在MoS2质量分数为15%时,较多的长针状Ti2SC影响涂层组织结构连续性。通过干摩擦磨损试验发现:在磨损速度为10 mm/s时,10%MoS2含量涂层具有最低的摩擦系数和磨损率,部分拔出Ti2SC成分粘附于涂层陶瓷颗粒上,形成较好的减摩结构体。磨损速度上升到50 mm/s时,MoS2的添加使涂层在磨损过程中形成转移材料压实层的结构,随着MoS2的增加涂层的摩擦系数和磨损量下降。通过对磨损过程能量消耗,分析了减摩机制降低磨损率的能量原理,在10 mm/s和50 mm/s磨损速度情况下消耗能分别部分作用于“拔出-粘附”机制和压实层的形成过程,导致作用于涂层破坏消耗能减少,因此有利于减轻磨损破坏。通过放电等离子烧结+等离子重熔复合处理技术,提高陶瓷相含量,合理控制涂层中陶瓷颗粒尺寸和分布。首先采用放电等离子烧结技术制备TiB2-TiC/Ni复合材料,结果表明:复合材料主要物相为y-Ni、TiB2、TiC;随着Ni原料含量增加,TiB2、TiC陶瓷相尺寸减小,复合材料更加致密。Ni含量较低时（20%和30%）出现严重的疲劳磨损;随着Ni量的增加（40%）,材料的摩擦系数降低且趋于平稳,表现为微切削磨损;当Ni含量持续增加时（50%）出现黏着磨损,耐磨性开始下降。在研究烧结TiB2-TiC/Ni复合材料基础上,利用烧结-等离子重熔技术制备了 TiB2-TiC/Ni复合材料涂层,采用不同等离子电流进行了重熔处理,随着电流的增加,涂层与基体结合由机械结合逐步转变为冶金结合状态,电流大于75 A时出现明显的成分过渡区,结合性较好;重熔电流为60 A、75 A时,磨损机制主要表现为磨粒磨损,涂层磨损较轻微,当重熔电流上升到90A时,TiB2颗粒长成为长条状结构,缺陷增多,磨损过程容易出现脱落,使得涂层的磨损形式转变为剥层磨损,磨损体积较大,通过研究发现烧结-等离子重熔工艺制备涂层耐磨性较等离子熔覆涂层显着提高。
程军[6]（2016）在《真空消失模法钢基SHS硬质涂层的制备及性能研究》文中研究表明为解决钢铁基体表面铸渗硬质涂层制备过程中涂层易产生气孔、夹渣等缺陷,界面结合强度不高和厚度范围窄等问题,本文提出了将自蔓延高温合成（SHS）技术与真空消失模铸造（V-EPC）工艺相结合,在钢铁铸件表面原位制备出SHS硬质涂层。结果表明,制备的钢基SHS硬质涂层厚度范围宽、致密度高、结合强度高、耐磨、耐冲击且表面质量良好,适合于规模化工业生产。本文设计了Ti-C和Ti-W-C两种自蔓延高温合成反应体系。利用X射线衍射、光学显微镜、扫描电镜及其能谱分析、透射电镜以及力学性能测试等综合实验手段,研究了不同反应体系成分配比、涂覆层制作方式、V-EPC工艺参数、添加剂、热处理工艺等对硬质涂层组织和性能的影响：对硬质涂层及颗粒相形成机理进行了分析。得到以下主要结论：Ti-C和Ti-W-C两种SHS反应体系制备硬质涂层的基本配比：Ti/C摩尔比0.75～1.0；W/Ti摩尔比0.5～1.0。Ti-C体系钢基硬质涂层组织主要由原位合成的TiC颗粒和基体相组成=Ti-W-C体系钢基硬质涂层组织分内外两层,内层以细小的TiC和（Ti,W）C颗粒相为主,外层以细小的TiC和粗大WC颗粒为主。压坯脱胶后硬质涂层内部质量好,随着压坯压制力的增加,反应合成的TiC颗粒细小,弥散分布,压坯压制力控制在80MPa～160MPa.通过正交实验得到较优的V-EPC工艺参数为：高锰钢浇注温度为1520℃,负压真空度为0.03～0.05MPa,金属钛粉粒度为200～300目,粘结剂为2%聚乙烯醇水溶液。随着TiC和WC颗粒加入量的增加,可提高硬质涂层组织致密度,反应合成的TiC颗粒更为细小,分布均匀,颗粒相体积分数显着增加,显微硬度呈上升趋势。加入TiC颗粒后硬质涂层组织由反应合成TiC颗粒、外加TiC颗粒和基体相构成。加入WC颗粒后的硬质涂层组织由反应合成的TiC颗粒、具有芯／壳结构（Ti, W） C环形相以及基体相组成;经热处理后（Ti, W） C环形相重新溶解析出,环形相厚度变小,部分W元素固溶于基体相中产生固溶强化。添加TiC的硬质涂层显微硬度最高值为3100HV。外加TiC最佳加入量为10wt.%, WC加入量控制在10wt.%～15wt.%之间。加入稀土Ce02后,可以净化涂层组织,提高致密度。可消除粗大的树枝晶组织,减少TiC颗粒团聚现象,形成均匀细小的粒状晶组织。稀土Ce02加入量低于1.5wt.%。随TiC和wC加入量的增加,硬质涂层界面结合强度增加；硬质涂层的冲击韧性下降,添加WC后涂层冲击韧性下降幅度大一些,冲击断口为脆性解理断口；抗磨粒磨损性能增加,添加TiC后硬质涂层耐磨性能提高幅度更大,其抗磨粒磨损能力为基体高锰钢的8～10倍,为不添加硬质颗粒的1.5～3倍。随着TiC颗粒加入量的增加,磨损形貌中犁沟明显变浅直至消失,颗粒脱落现象减少,表现出良好的抗磨粒磨损性能。将熔体铸渗速率与Fourier传热模型相结合,建立了形成过程数学模型。熔体中反应合成TiC颗粒可分为TiC形核与长大两个阶段,熔体中Ti和C元素的浓度越高,其TiC形核阶段越长,生成的TiC晶核数量越多。TiC颗粒生长为小平面光滑生长模式。成功制备了SHS钢基硬质涂层螺旋叶片,其表面质量良好,组织致密,与基体呈冶金结合,满足工业化生产的工艺要求。解决了螺旋叶片在使用过程中的断裂和局部磨损问题。
谭俊,张勇,吴迪,赵军军[7]（2013）在《自蔓延高温合成法合成金属陶瓷功能梯度材料研究进展》文中研究表明阐述了自蔓延高温合成法（SHS）制备的功能梯度材料的种类、特性及其应用前景,探讨了自蔓延高温反应合成金属陶瓷功能梯度材料的影响因素（合成原料、点火工艺、反应环境和辅助措施）,并分三个阶段（准备阶段、合成阶段和后处理阶段）讨论了SHS法制备功能梯度材料应注意的技术问题,同时介绍了自蔓延法辅助其他工艺（SHS反应喷涂）制备梯度陶瓷材料技术,并提出了自蔓延高温合成法制备金属陶瓷功能梯度材料今后的发展方向。
孙方红,马壮,李福永,张洋,杨代玉[8]（2013）在《反应热喷涂制备陶瓷涂层的研究进展》文中研究说明反应热喷涂是自蔓延高温合成技术与热喷涂技术相结合的一种涂层制备技术。综述了4种反应热喷涂技术制备陶瓷涂层的研究现状,分析了各自的优缺点,展望了反应热喷涂技术的发展趋势。
陈洋[9]（2012）在《Ti2AlC和Cr2AlC材料热力学、制备及抗氧化性能研究》文中进行了进一步梳理MAX为Mn+1AXn类化合物的简称,其中M为过渡族金属,A为ⅢA或ⅣA族元素,X为C或N,这类化合物具有层状晶体结构及共价键和金属键共存的特点,兼具金属和陶瓷的优点,在高温结构材料、功能材料等领域有良好的应用前景。Ti2AlC、Cr2AlC是典型的MAX化合物,具有良好的热物理性能,其适中的Al含量有利于生成致密的Al203氧化层而使之具有优异的抗氧化性能,是目前MAX类化合物的研究热点,它们在热障涂层过渡层、固体氧化物燃料电池连接体材料等领域的应用前景尤其受到关注。单相Ti2AlC、Cr2AlC化合物的制备是相关研究的一个关键问题。已有研究表明,当存在某些第二相时,会严重影响化合物本身的性能。以Ti2AlC为例,当材料中含有TiC、TiAlx杂相时,其高温抗氧化性能会剧烈下降,并明显变脆；Ti3AlC与Ti2AlC结构不同,不具备MAX化合物性能特点,会显着影响Ti2AlC的氧化性能；而Ti3AlC2与Ti2AlC同为MAX化合物,两者具有相似的结构和性能特点,Ti3AlC2相的存在对材料性能没有明显影响。制备单相Ti2AlC、Cr2AlC化合物难度较大,这主要是由Ti-Al-C和Cr-Al-C体系复杂的相关系决定的。以Ti-Al-C为例,体系中存在Ti2AlC、Ti3AlC和Ti3AlC2三种三元化合物与9种二元化合物,Ti2AlC与TiC、TiAl及Ti3Al等二元化合物均存在相平衡关系。制备Ti2AlC过程中极易存在杂相,成分设计时,应尽量避免生成TiAl、TiC及Ti3Al等有害杂相,使成分落在Ti2AlC与Ti3AlC2的相平衡区内。同时,组元Al的饱和蒸气压远高于其他组元,会造成合成过程中组元Al的严重损失,偏离通过相关系研究设计的成分点,从而使产物偏离要求的相平衡区域。要制备出单相化合物,需要对合成过程中的相转变机制及元素挥发损失的情况有清晰的认识,进而严格控制原料成分和工艺条件。利用CALPHAD（相图计算）材料设计平台,可以预测多元体系的相平衡关系和相转变情况,并通过计算各组元的蒸气压,预测它们不同温度下因挥发造成的损失程度。本论文通过CALPHAD方法研究合成单相化合物所需的原料配比和工艺条件,来减少实验探索的盲目性。进行CALPHAD研究的必要条件是所研究体系和热力学数据库。根据研究需要本论文以Al-Cr-C-Ti-O体系作为重点,根据热力学和相平衡行为自洽一致性原理,建立热力学数据库。数据库中除Al、Cr、C和Ti四个元素外,还包含了O元素,是基于研究Ti2AlC、Cr2AlC氧化性能的需要。对体系涉及的子二元系、三元系相关文献数据进行收集和整理,统一热力学模型,并对Ti-Al-C、Cr-Al-C两个三元系进行热力学优化,来获取一些三元热力学模型参数。针对三元化合物Ti2AlC、Ti3AlC2、Ti3AlC及Cr2AlC热力学数据短缺等问题,采用量子力学第一性原理结合超胞微扰法,计算化合物全温度范围内的Gibbs自由能,作为热力学优化初值,使优化结果更为合理。利用建立的Al-C-Cr-Ti-O体系热力学数据库,采用CALPHAD方法预测了合成Ti2AlC及Cr2AlC的条件,并采用热压烧结方法成功制备了高单相含量的Ti2AlC、Cr2AlC化合物,发现采用TiC替代原料中的Ti、C有助于合成Ti2AlC,而采用Cr7C3替代原料中的Cr、C有助于合成Cr2AlC。针对真空制备过程中组元挥发损失的问题,计算得到各组元的饱和蒸气压及其理论挥发速度,其中组元Al的饱和蒸汽压远大于其他组元,通过相图计算定量预测了组元Al的损失程度。发现高温合成时Al挥发程度较大,会导致产物偏离设计的相平衡区域。采用真空无压烧结实验,验证了组元Al挥发损失这一预测。采用不同温度下真空烧结样品相组成的XRD分析,并结合热力学计算,分析Ti2AlC及Cr2AlC合成过程的反应路径,对合成过程热力学机理及元素走向有了清晰的认识,并解释了采用碳化物TiC、Cr7C3替代原料中的C有助于合成单相化合物的原因。采用XRD、SEM等方法研究了Ti2AlC及Cr2AlC氧化产物的相结构和组成,发现Ti2AlC氧化层表面为均匀分布的TiO2与Al2O3混合氧化产物,晶界处分布着少量长大的TiO：颗粒,说明氧化过程中部分Ti通过晶界向外扩散并在晶界处长大；氧化表层下方分布着一层致密的Al2O3。Cr2AlC表面氧化产物为均匀分布的Al（Cr）2O3固溶体,表层下方为致密的Al2O3,与Ti2AlC氧化层结构不同的是,Al2O3层下方分布一层缺Al的Cr7C3层,厚度与Al2O3层厚度相当,Cr7C3层与Al2O3结合处有明显的孔洞。氧化过程的热力学计算表明,氧化产物分层是由材料内部氧分压梯度导致的。通过分析恒温氧化增重曲线,发现Cr2AlC材料1100～1300℃氧化初期为化学反应控制,后续的氧化过程符合抛物线增重规律,为扩散控制。Ti2AlC、Cr2AlC的氧化增重抛物线常数均小于常规的NiCrAlY高温抗氧化合金,两种材料均具有良好的恒温抗氧化性能。利用不同温度氧化增重曲线,拟合得到了两种化合物的氧化激活能,发现其明显小于元素通过晶格扩散的激活能,可以判断氧化过程均以晶界扩散为主。对材料循环氧化性能进行了研究,发现Ti2AlC在高温循环氧化过程中未出现失重情况,氧化产物与基体结合紧密,表明氧化产物具有很好的保护性,材料具有良好的循环氧化性能；Cr2AlC氧化过程中则出现失重情况,并观察到氧化产物剥落的现象。究其原因,可能是Al203与Cr7C3层之间热膨胀系数不匹配产生的应力,致使氧化层剥落。采用超音速火焰喷涂在GH4169镍合金上成功制备了厚度超过200um的Cr2AlC涂层,测定了涂层的显微硬度、孔隙率,并采用SEM对涂层截面形貌进行了观察。结果表明涂层与基体结合紧密,涂层微观组织致密。通过能谱分析和X射线衍射研究了涂层的相组成,分析了原料粉末粒度对涂层微观组织的影响,结果表明,采用较细的粉末喷涂有利于得到致密度高的涂层。Cr2AlC涂层高温氧化时,涂层与块材氧化产物结构基本一致,但是其氧化速度要比Cr2AlC块体材料快,这是由于Cr2AlC涂层本身存在着孔隙,O易于通过孔隙向内部扩散,使氧化加速。本文建立了Al-C-Cr-Ti-O体系的热力学数据库,采用CALPHAD方法来预测合成单相Ti2AlC、Cr2AlC的条件。针对合成时发现的元素损失问题,计算了各组元的饱和蒸气压,并预测了组元的挥发速度,提出抑制成分偏析的措施。研究了所合成Ti2AlC、Cr2AlC化合物的高温抗氧化性能,并对氧化产物分层现象做进行了分析和讨论。本论文采用材料设计方法,成功合成了Ti2AlC、Cr2AlC单相材料,对此新材料进行了性能及应用基础研究,为该类材料的实际应用作了十分有益的基础工作。
张守全,朱警雷,王海涛,黄继华,张华,赵兴科[10]（2009）在《以蔗糖为前驱体反应火焰喷涂TiC/FeNi复合涂层》文中研究指明以钛铁粉、铁粉、镍粉、蔗糖为原料,通过前驱体热分解复合技术制备Fe-Ni-Ti-C系反应喷涂粉末,利用氧乙炔火焰喷涂技术原位合成并沉积了TiC/FeNi复合涂层。采用XRD、SEM和EDS观察分析了复合涂层的形态、相组成和组织结构,讨论了工艺参数对涂层组织性能的影响。研究结果表明:涂层基体为片状的Fe-Ni固溶体合金,增强相为弥散分布的TiC颗粒,TiC颗粒大致呈球形,粒度一般在0.5μm以下,少量的Ti2O3与TiC颗粒形成共生聚集区;TiC含量以及Fe的不同加入方式对涂层组织结构产生影响。经磨损试验TiC/FeNi复合涂层的磨损面积约为Ni60涂层的20%。
二、火焰喷涂合成TiC—Fe涂层的热力学分析（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、火焰喷涂合成TiC—Fe涂层的热力学分析（论文提纲范文）
（1）Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层组织/性能与形成机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 反应热喷涂技术研究现状 |
| 2.1.1 反应热喷涂方法 |
| 2.1.2 反应热喷涂粉末 |
| 2.1.3 反应热喷涂机理研究现状 |
| 2.1.4 反应热喷涂工艺研究现状 |
| 2.2 Ti-Si-C系复合涂层研究现状 |
| 2.2.1 磁控溅射 |
| 2.2.2 电弧熔覆 |
| 2.2.3 激光熔覆 |
| 2.2.4 反应等离子喷涂 |
| 2.3 选题背景及意义 |
| 2.4 主要研究内容 |
| 2.5 主要创新点 |
| 3 试验材料和方法 |
| 3.1 技术路线 |
| 3.2 试验材料 |
| 3.3 试验方法 |
| 3.3.1 喷涂及淬熄试验 |
| 3.3.2 相组成及组织结构分析 |
| 3.3.3 性能测试 |
| 4 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合粉末设计与制备 |
| 4.1 喷雾造粒/前驱体热解技术 |
| 4.2 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合粉末成分设计 |
| 4.2.1 前驱体选择 |
| 4.2.2 蔗糖含量设计 |
| 4.2.3 成分体系设计 |
| 4.3 喷雾造粒/前驱体热解工艺研究 |
| 4.3.1 Ti粉粒径的影响 |
| 4.3.2 球磨时间的影响 |
| 4.3.3 固含量的影响 |
| 4.3.4 前驱体热解的影响 |
| 4.4 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合粉末相组成及显微结构 |
| 4.5 小结 |
| 5 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层组织结构 |
| 5.1 Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层相组成及显微组织结构 |
| 5.2 成分对Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层显微组织结构的影响 |
| 5.3 工艺对Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层显微组织结构的影响 |
| 5.3.1 粉末粒径对涂层显微组织结构的影响 |
| 5.3.2 喷涂功率对涂层显微组织结构的影响 |
| 5.3.3 喷涂距离对涂层显微组织结构的影响 |
| 5.4 小结 |
| 6 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层形成机理 |
| 6.1 Ti-Si-C体系反应热力学分析 |
| 6.2 Ti-Si-C系复合粉末反应物理模拟 |
| 6.3 Ti-Si-C系复合粉末反应等离子喷涂行为 |
| 6.4 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层形成过程与物理模型 |
| 6.5 小结 |
| 7 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层性能研究 |
| 7.1 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层硬度 |
| 7.2 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层耐磨性 |
| 7.2.1 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层室温耐磨性 |
| 7.2.2 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层高温耐磨性 |
| 7.3 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层高温抗氧化性 |
| 7.4 小结 |
| 8 Ti-SiC-C反应等离子喷涂复合涂层组织及性能 |
| 8.1 Ti-SiC-C反应等离子喷涂复合粉末 |
| 8.2 Ti-SiC-C反应等离子喷涂复合涂层相组成及显微组织结构 |
| 8.3 Ti-SiC-C反应等离子喷涂复合涂层性能 |
| 8.4 小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）Co包覆粗晶WC粉体的流化床化学气相沉积可控制备及应用（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 粗晶硬质合金的特性、应用及发展概况 |
| 1.1.1 粗晶硬质合金的特性及应用现状 |
| 1.1.2 烧结硬质合金中维持粗晶特性的工艺及方法 |
| 1.1.3 硬质合金涂层的制备方法及现状 |
| 1.1.4 粗晶硬质合金烧结及涂层制备中存在的共性问题 |
| 1.2 WC-Co复合粉体制备的研究现状 |
| 1.2.1 WC-Co复合粉体的技术指标 |
| 1.2.2 WC-Co复合粉体的现有制备方法及技术现状 |
| 1.2.3 现有方法存在的问题 |
| 1.3 本论文的研究思路及主要研究内容 |
| 第2章 Co前驱体的优选、反应特性及沉积行为研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料与方法 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 实验装置及过程 |
| 2.2.3 分析与表征 |
| 2.3 结果 |
| 2.3.1 Co前驱体优选的热力学基础 |
| 2.3.2 前驱体的反应可行性及Co的沉积行为 |
| 2.4 讨论 |
| 2.4.1 Co颗粒的形核与生长机制 |
| 2.4.2 岛状生长作用下Co的均匀沉积与自形核生长行为 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 FBCVD中Co的沉积行为及其对颗粒流化的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 实验装置与过程 |
| 3.2.3 分析与表征 |
| 3.3 结果 |
| 3.3.1 FBCVD制备Co包覆WC复合粉体的可行性验证 |
| 3.3.2 不同沉积温度下Co的沉积行为及WC颗粒的流化行为 |
| 3.3.3 不同WC粒径下Co的沉积行为及WC颗粒的流化行为 |
| 3.3.4 不同流化气速下Co的沉积行为及WC颗粒的流化行为 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 Co参与下的WC颗粒的失流机理 |
| 3.4.2 金属Co沉积与WC颗粒流化之间的协同竞争关系 |
| 3.4.3 FBCVD制备高Co含量复合粉体的局限性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 FBCVD沉积Co在化学镀高Co粉体中的自催化行为及机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料与方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验装置与过程 |
| 4.2.3 分析与表征 |
| 4.3 结果 |
| 4.3.1 FBCVD沉积Co的自催化能力评估 |
| 4.3.2 化学镀过程中Co自催化行为的动力学影响因素 |
| 4.3.3 FBCVD沉积高活性Co催化剂的调控行为 |
| 4.3.4 Co催化剂颗粒物性对化学镀Co速率及形貌的影响 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 Co的自催化机理 |
| 4.4.2 化学镀Co沉积机制及行为 |
| 4.4.3 高活性Co催化剂的可控制备及其物性对化学镀行为的影响规律 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 复合粉体的热压烧结致密化机制及晶粒生长行为研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料与方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 实验装置与过程 |
| 5.2.3 分析与表征 |
| 5.3 结果 |
| 5.3.1 Co包覆WC复合粉体对晶粒长大的抑制作用评估 |
| 5.3.2 烧结温度对WC-Co硬质合金致密度、组织和性能的影响 |
| 5.3.3 烧结压力对WC-Co硬质合金致密度、组织和性能的影响 |
| 5.4 讨论 |
| 5.4.1 复合粉体的热压烧结致密化机制 |
| 5.4.2 Co对WC晶粒生长的抑制行为及性能提升机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 复合粉体制备耐磨涂层的微观组织与力学性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料与方法 |
| 6.2.1 实验材料 |
| 6.2.2 实验装置与过程 |
| 6.2.3 分析与表征 |
| 6.3 结果 |
| 6.3.1 不同功率下激光熔覆WC-Co涂层的制备 |
| 6.3.2 不同扫描速度下激光熔覆WC-Co涂层的制备 |
| 6.3.3 激光熔覆WC-Co涂层的微观组织表征和性能分析 |
| 6.3.4 不同功率下等离子体喷涂WC-Co涂层的制备 |
| 6.3.5 等离子体喷涂WC-Co涂层的微观组织表征和性能分析 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 熔覆和喷涂过程中的晶粒生长行为 |
| 6.4.2 物相形成演变行为及Co对碳损失的抑制机制 |
| 6.4.3 组织均匀化和气孔缺陷形成及消除机制 |
| 6.4.4 涂层与基体的界面结合特征 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（3）合金钢表面仿生梯度陶瓷防护涂层的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 合金钢防护涂层的制备技术 |
| 1.2.1 热喷涂 |
| 1.2.2 物理气相沉积 |
| 1.2.3 电刷镀 |
| 1.2.4 激光熔覆 |
| 1.3 金属基复合涂层的研究进展 |
| 1.4 仿生梯度结构的研究进展 |
| 1.4.1 仿生生物结构 |
| 1.4.2 梯度涂层的制备与性能研究 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第二章 仿生梯度结构设计、制备与试验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基板材料 |
| 2.1.2 粉末材料 |
| 2.2 獾牙齿生物学特性分析与仿生梯度模型设计 |
| 2.2.1 獾牙齿形态特性分析 |
| 2.2.2 獾牙齿物相组成 |
| 2.2.3 獾牙齿形貌与元素分布 |
| 2.2.4 獾牙齿显微硬度分布 |
| 2.2.5 仿生梯度模型设计 |
| 2.3 仿生梯度涂层制备方法 |
| 2.4 仿生梯度涂层性能检测 |
| 2.4.1 仿生梯度涂层显微组织和表面形貌监测 |
| 2.4.2 显微硬度测量 |
| 2.4.3 物相分析 |
| 2.4.4 磨损性能测试 |
| 2.4.5 冲击韧性测试 |
| 2.4.6 机械疲劳测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 激光熔覆 Ti C 涂层的制备工艺分析 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 激光熔覆预置粉末的特性分析 |
| 3.3.1 激光熔覆预置粉末的差热分析 |
| 3.3.2 激光熔覆预置粉末的物相分析 |
| 3.4 激光熔覆涂层的物相分析 |
| 3.5 激光熔覆涂层内部的组织与元素分布分析 |
| 3.6 激光熔覆涂层的性能 |
| 3.6.1 激光熔覆涂层的显微硬度 |
| 3.6.2 激光熔覆涂层的磨损性能 |
| 3.7 不同激光熔覆TiC工艺对涂层组织和性能影响的机制 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 仿生梯度涂层的特点及成分参数设计 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 仿生梯度涂层的组织和性能特点 |
| 4.2.1 实验过程 |
| 4.2.2 仿生梯度涂层的表面形貌 |
| 4.2.3 仿生梯度涂层的物相分析 |
| 4.2.4 仿生梯度涂层的显微组织 |
| 4.3 制备梯度涂层预置粉末成分参数对涂层显微组织的影响 |
| 4.3.1 实验准备 |
| 4.3.2 梯度涂层的物相组成 |
| 4.3.3 梯度涂层的表面形貌 |
| 4.3.4 梯度涂层的显微组织与元素分布 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 仿生梯度涂层的力学性能分析 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 仿生梯度涂层的显微硬度分布 |
| 5.2.1 实验准备 |
| 5.2.2 仿生梯度涂层的物相组成 |
| 5.2.3 仿生梯度涂层的显微组织 |
| 5.2.4 梯度涂层的显微硬度分布 |
| 5.3 仿生梯度涂层的冲击韧性 |
| 5.3.1 实验准备 |
| 5.3.2 仿生梯度涂层的冲击功 |
| 5.3.3 仿生梯度涂层的断口形貌 |
| 5.4 仿生梯度涂层的机械疲劳性能 |
| 5.4.1 仿生梯度涂层的机械疲劳寿命 |
| 5.4.2 仿生梯度涂层的机械疲劳断口形貌 |
| 5.5 仿生梯度涂层对力学性能的影响机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 仿生梯度涂层的磨损性能分析 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 乏油润滑条件下梯度涂层的磨损性能分析 |
| 6.2.1 实验准备 |
| 6.2.2 乏油润滑条件下的梯度涂层摩擦系数与磨损失重量 |
| 6.2.3 乏油润滑条件下的梯度涂层的磨损表面 |
| 6.3 干摩擦条件下的梯度涂层磨损性能 |
| 6.3.1 实验准备 |
| 6.3.2 干摩擦条件下的梯度涂层摩擦系数和磨损失重量 |
| 6.3.3 干摩擦条件下的梯度涂层的磨损表面 |
| 6.4 重载荷磨损条件下的梯度涂层磨损性能 |
| 6.4.1 实验准备 |
| 6.4.2 重载荷磨损条件下的梯度涂层摩擦系数和磨损失重量 |
| 6.4.3 重载荷磨损条件下的梯度涂层的磨损表面 |
| 6.4.4 重载荷磨损条件下的梯度涂层的磨损形貌 |
| 6.5 梯度涂层对磨损性能的影响机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间研究成果 |
| 致谢 |
（4）Ni-TiC复合粉体的制备及激光熔覆涂层性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2 碳化钛增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.3 表面涂层及激光熔覆技术的研究及应用现状 |
| 1.4 熔覆涂层耐腐蚀性能的研究方法 |
| 1.4.1 腐蚀的分类 |
| 1.4.2 腐蚀的研究方法 |
| 1.4.3 极化曲线 |
| 1.4.4 电化学阻抗谱 |
| 1.5 Ni-TiC复合粉末制备研究现状与进展 |
| 1.6 高压氢还原技术的研究现状与进展 |
| 1.7 本论文的研究内容及意义 |
| 1.8 本章小结 |
| 2 Ni-TiC复合粉末制备研究 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备及实验方法 |
| 2.2.1 实验设备及分析方法 |
| 2.2.2 实验方法及原理 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 实验参数对反应速率的影响 |
| 2.3.2 活化时间对复合粉体包覆完整性的影响 |
| 2.3.3 包覆机理 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 Ni-TiC复合涂层耐磨性能研究 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 Ni-TiC复合涂层的微观结构及相组成分析 |
| 3.2.2 Ni-TiC复合涂层的微观硬度分析 |
| 3.2.3 Ni-TiC复合涂层的摩擦磨损性能分析 |
| 3.3 本章结论 |
| 4 Ni-TiC-Cr复合涂层耐磨性能研究 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 Ni-TiC-Cr涂层的微观结构及相组成分析 |
| 4.2.2 Ni-TiC-Cr复合涂层的微观硬度分析 |
| 4.2.3 Ni-TiC-Cr复合涂层摩擦磨损性能分析 |
| 4.3 本章结论 |
| 5 Ni-TiC/Ni-TiC-Cr复合涂层耐腐蚀性能研究 |
| 5.1 实验材料与实验方法 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 极化曲线测试结果与讨论 |
| 5.2.2 EIS测试结果与讨论 |
| 5.2.3 静态浸泡腐蚀行为分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 论文的主要结论 |
| 6.2 论文的主要创新 |
| 6.3 论文有待深入研究的问题 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（5）等离子熔覆耐磨减摩Ni基复合涂层研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 表面工程技术 |
| 1.3 陶瓷强化金属基复合材料涂层概述 |
| 1.4 耐磨、减摩复合材料涂层研究现状 |
| 1.5 本文主要研究工作 |
| 2 试验材料、方法及设备 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备与方法 |
| 3 等离子熔覆TiB_2-TiC/Ni复合涂层组织及耐磨性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 等离子熔覆工艺参数研究 |
| 3.3 陶瓷相含量对TiB_2-TiC/Ni复合涂层的微观组织与耐磨性影响 |
| 3.4 熔覆速度对TiB_2-TiC/Ni复合涂层组织及耐磨性能影响 |
| 3.5 不同磨损条件下等离子熔覆TiB_2-TiC/Ni复合涂层摩擦学性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 等离子熔覆Ti_2SC/TiB_2-TiC/Ni自润滑涂层摩擦学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 自润滑涂层的制备及干摩擦磨损试验的设定 |
| 4.3 自润滑复合涂层的物相组成及微观组织结构 |
| 4.4 等离子熔覆自润滑复合涂层低速(10 mm/s)磨损摩擦学性能分析 |
| 4.5 等离子熔覆自润滑复合涂层高速(50 mm/s)磨损摩擦学性能分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 烧结-等离子重熔制备TiB_2-TiC/Ni复合涂层及其耐磨性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 放电等离子烧结TiB_2-TiC/Ni复合材料微观组织及磨损性能 |
| 5.3 烧结-等离子重熔TiB_2-TiC/Ni复合涂层组织及耐磨性能研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论和展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表论文及从事科学研究情况 |
| 学位论文数据集 |
（6）真空消失模法钢基SHS硬质涂层的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 表面涂层技术研究现状 |
| 2.1.1 表面涂层技术发展现状 |
| 2.1.2 表面涂层制备方法 |
| 2.1.3 表面硬质涂层的研究进展 |
| 2.2 原位合成颗粒增强钢铁基复合材料的研究现状 |
| 2.2.1 原位合成颗粒增强钢铁基复合材料的制备 |
| 2.2.2 原位合成颗粒形成机理研究进展 |
| 2.3 自蔓延高温合成涂层的研究现状 |
| 2.3.1 自蔓延高温合成技术概述 |
| 2.3.2 自蔓延高温合成技术特点 |
| 2.3.3 自蔓延高温合成涂层技术研究进展 |
| 2.4 课题研究意义 |
| 2.5 主要研究内容 |
| 3 钢基表面SHS硬质涂层的制备与实验方法 |
| 3.1 SHS反应体系的选择 |
| 3.1.1 Ti-C体系反应热力学分析 |
| 3.1.2 W-C体系反应热力学分析 |
| 3.2 真空消失模铸造工艺原理 |
| 3.3 钢基表面SHS硬质涂层的制备 |
| 3.3.1 制备工艺过程 |
| 3.3.2 实验材料 |
| 3.4 研究方法 |
| 3.4.1 综合热分析 |
| 3.4.2 显微组织及相组成 |
| 3.4.3 透射电镜分析 |
| 3.4.4 力学性能测试 |
| 4 不同SHS体系钢基表面硬质涂层的组织结构 |
| 4.1 Ti-C体系钢基SHS硬质涂层组织 |
| 4.1.1 Ti-C体系综合热分析 |
| 4.1.2 钛碳比对Ti-C体系钢基硬质涂层组织的影响 |
| 4.2 Ti-W-C体系钢基SHS硬质涂层组织 |
| 4.2.1 Ti-W-C体系综合热分析 |
| 4.2.2 钨钛比对Ti-W-C体系钢基硬质涂层组织的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 工艺参数对钢基硬质涂层质量的影响 |
| 5.1 涂覆工艺对钢基SHS硬质涂层组织的影响 |
| 5.1.1 SHS涂覆层的制作 |
| 5.1.2 涂覆工艺对Ti-C体系钢基硬质涂层组织的影响 |
| 5.2 V-EPC工艺参数对钢基表面硬质涂层质量的影响 |
| 5.2.1 正交试验设计 |
| 5.2.2 正交试验结果及分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 添加剂对钢基SHS硬质涂层组织和硬度的影响 |
| 6.1 TiC含量对钢基SHS硬质涂层组织和硬度的影响 |
| 6.1.1 实验方案 |
| 6.1.2 TiC加入量对钢基硬质涂层组织的影响 |
| 6.1.3 TiC加入量对钢基硬质涂层显微硬度的影响 |
| 6.2 WC含量对钢基SHS硬质涂层组织和硬度的影响 |
| 6.2.1 实验方案 |
| 6.2.2 WC加入量对钢基硬质涂层组织的影响 |
| 6.2.3 WC加入量对钢基硬质涂层显微硬度的影响 |
| 6.3 稀土氧化物含量对钢基表面硬质涂层组织和硬度的影响 |
| 6.3.1 实验方案 |
| 6.3.2 稀土氧化物含量对钢基硬质涂层组织的影响 |
| 6.3.3 稀土氧化物含量对钢基硬质涂层硬度的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 热处理对钢基SHS硬质涂层组织和硬度的影响 |
| 7.1 热处理对钢基表面硬质涂层组织的影响 |
| 7.2 热处理对钢基表面硬质涂层硬度的影响 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 钢基SHS硬质涂层力学性能及磨损性能的研究 |
| 8.1 界面结合强度 |
| 8.2 冲击韧性及断口分析 |
| 8.3 磨损性能 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 钢基SHS硬质涂层形成机理的研究 |
| 9.1 真空消失模法SHS硬质涂层形成过程机理 |
| 9.2 SHS硬质涂层形成过程中的传质和传热 |
| 9.3 真空消失模法SHS硬质涂层形成动力学研究 |
| 9.3.1 真空消失模铸渗推动力 |
| 9.3.2 真空消失模铸渗过程动力学研究 |
| 9.3.3 硬质涂层形成过程模型建立 |
| 9.3.4 硬质涂层形成过程影响因素分析 |
| 9.4 SHS合成TiC的形成动力学研究 |
| 9.4.1 熔体中TiC颗粒SHS合成 |
| 9.4.2 SHS合成TiC颗粒生长机制 |
| 9.5 本章小结 |
| 10 钢基SHS硬质涂层的工业应用 |
| 10.1 钢基硬质涂层摊铺机叶片的制备 |
| 10.2 高锰钢基硬质涂层摊铺机叶片性能测试 |
| 10.3 硬质涂层摊铺机螺旋叶片使用寿命 |
| 10.4 本章小结 |
| 11 结论与创新点 |
| 11.1 主要结论 |
| 11.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）自蔓延高温合成法合成金属陶瓷功能梯度材料研究进展（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 SHS法制备金属陶瓷FGM的种类、特性及应用前景 |
| 1.1 TiB/AlNi系 |
| 1.2 TiB/CuNi系 |
| 1.3 TiC/NiMoW系 |
| 2 SHS法制备金属陶瓷FGM的影响因素 |
| 2.1 合成原料 |
| 2.2 点火工艺 |
| (1)燃烧波点火 |
| (2)红外点火 |
| (3)激光诱导点火 |
| (4)化学(自燃式)点火 |
| (5)电磁场能点火 |
| (6)电火花点火 |
| 2.3 反应外部环境 |
| 2.4 辅助措施 |
| 3 SHS法制备金属陶瓷FGM应注意的技术问题 |
| 3.1 准备阶段 |
| 3.2 合成阶段 |
| 3.3 后处理阶段 |
| 4 SHS反应喷涂制备金属陶瓷FGM技术 |
| 4.1 SHS反应喷涂制备金属化合物梯度陶瓷 |
| 4.2 SHS反应喷涂制备梯度金属陶瓷 |
| 4.3 发展方向 |
| 5 结语 |
（8）反应热喷涂制备陶瓷涂层的研究进展（论文提纲范文）
| 0 前 言 |
| 1 几种反应热喷涂制备陶瓷涂层的研究现状 |
| 1.1 反应火焰喷涂 |
| 1.2 反应等离子喷涂 |
| 1.3 反应超音速喷涂 |
| 1.4 反应爆炸喷涂 |
| 2 展 望 |
（9）Ti2AlC和Cr2AlC材料热力学、制备及抗氧化性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 三元层状化合物 |
| 1.2 Ti_2AlC、Cr_2AlC化合物 |
| 1.2.1 晶体结构和性能特点 |
| 1.2.2 Ti_2AlC、Cr_2AlC应用前景 |
| 1.2.3 Ti_2AlC、Cr_2AlC合成现状 |
| 1.3 CALPHAD方法和相图计算原理 |
| 1.3.1 相图计算的原理 |
| 1.3.2 热力学模型 |
| 1.3.3 低元系外推高元系性质的几何模型 |
| 1.4 第一性原理计算热力学性质 |
| 1.4.1 总能计算 |
| 1.4.2 电子热激发贡献 |
| 1.4.3 晶格振动贡献 |
| 1.5 研究的目的和意义 |
| 2 热力学数据库 |
| 2.1 二元系 |
| 2.2 Al-C-Ti体系 |
| 2.2.1 Al-C-Ti相平衡信息 |
| 2.2.2 热力学模型 |
| 2.2.3 热力学性质的第一性原理计算 |
| 2.2.4 Al-C-Ti体系的热力学参数优化 |
| 2.3 Al-C-Cr体系 |
| 2.3.1 Al-C-Cr相平衡信息 |
| 2.3.2 热力学模型 |
| 2.3.3 热力学性质的第一性原理计算 |
| 2.3.4 Al-C-Cr体系的热力学参数优化及结果 |
| 2.4 相平衡和热力学计算 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 Ti_2AlC、Cr_2AlC材料合成 |
| 3.1 研究和试验方法 |
| 3.1.1 样品制备 |
| 3.1.2 正交试验 |
| 3.1.3 样品表征 |
| 3.2 Ti_2AlC热压合成 |
| 3.2.1 热压制备 |
| 3.2.2 Ti_2AlC合成正交实验 |
| 3.2.3 Ti_2AlC材料的分析与表征 |
| 3.3 Cr_2AlC热压合成 |
| 3.3.1 热压制备 |
| 3.3.2 Cr_2AlC合成正交实验 |
| 3.3.3 Cr_2AlC样品的分析与表征 |
| 3.4 小结 |
| 4 合成过程元素挥发与反应路径研究 |
| 4.1 实验和分析方法 |
| 4.1.1 实验方法 |
| 4.1.2 分析测试 |
| 4.2 原料的挥发损失 |
| 4.2.1 元素挥发的理论分析 |
| 4.2.2 元素挥发的实验验证 |
| 4.2.3 氩气保护无压烧结 |
| 4.3 合成的反应路径 |
| 4.3.1 Ti-Al-C体系反应路径 |
| 4.3.2 Cr-Al-C体系反应路径 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Ti_2AlC、Cr_2AlC材料的氧化性能 |
| 5.1 氧化性能研究方法 |
| 5.1.1 氧化热力学 |
| 5.1.2 氧化动力学 |
| 5.1.3 高温氧化实验 |
| 5.1.4 氧化产物分析 |
| 5.2 Cr_2AlC氧化性能研究 |
| 5.2.1 Cr_2AlC氧化实验 |
| 5.2.2 Cr_2AlC氧化动力学增重曲线 |
| 5.3 Cr_2AlC抗氧化研究 |
| 5.3.1 Cr_2AlC氧化实验 |
| 5.3.2 Cr_2AlC氧化动力学增重曲线 |
| 5.4 氧化热力学机理 |
| 5.5 小结 |
| 6 Cr_2AlC涂层制备及性能研究 |
| 6.1 热喷涂方法 |
| 6.2 真空无压烧结合成Cr_2AlC粉末 |
| 6.3 Cr_2AlC涂层制备 |
| 6.3.1 涂层制备 |
| 6.3.2 性能测试和表征 |
| 6.4 涂层性能分析 |
| 6.4.1 涂层相结构分析 |
| 6.4.2 涂层的微观组织结构 |
| 6.4.3 涂层的显微硬度 |
| 6.5 涂层氧化性能 |
| 6.6 小结 |
| 结论 |
| 本论文创新点 |
| 未来工作展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
四、火焰喷涂合成TiC—Fe涂层的热力学分析（论文参考文献）
- [1]Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层组织/性能与形成机理研究[D]. 孙轩. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]Co包覆粗晶WC粉体的流化床化学气相沉积可控制备及应用[D]. 张磊. 中国科学院大学(中国科学院过程工程研究所), 2020(01)
- [3]合金钢表面仿生梯度陶瓷防护涂层的制备与性能研究[D]. 王熙. 吉林大学, 2020(08)
- [4]Ni-TiC复合粉体的制备及激光熔覆涂层性能的研究[D]. 朱成才. 中国矿业大学(北京), 2020(01)
- [5]等离子熔覆耐磨减摩Ni基复合涂层研究[D]. 张新杰. 山东科技大学, 2018(03)
- [6]真空消失模法钢基SHS硬质涂层的制备及性能研究[D]. 程军. 北京科技大学, 2016(08)
- [7]自蔓延高温合成法合成金属陶瓷功能梯度材料研究进展[J]. 谭俊,张勇,吴迪,赵军军. 材料导报, 2013(17)
- [8]反应热喷涂制备陶瓷涂层的研究进展[J]. 孙方红,马壮,李福永,张洋,杨代玉. 材料保护, 2013(04)
- [9]Ti2AlC和Cr2AlC材料热力学、制备及抗氧化性能研究[D]. 陈洋. 北京有色金属研究总院, 2012(11)
- [10]以蔗糖为前驱体反应火焰喷涂TiC/FeNi复合涂层[J]. 张守全,朱警雷,王海涛,黄继华,张华,赵兴科. 材料热处理学报, 2009(04)