為了提高TC4合金的耐磨減摩性,利用激光熔覆技術(shù)在TC4合金表面激光熔覆TC4+h-BN混合粉末制備鈦基金屬陶瓷復(fù)合涂層,利用X射線衍射儀（XRD）、掃描電鏡（SEM）、能譜分析儀（EDS）等手段對熔覆層宏觀形貌和微觀組織進行觀察,利用顯微硬度計對熔覆層、熱影響區(qū)、基體的硬度進行測試,通過摩擦磨損試驗機對熔覆層和基體的摩擦因數(shù)進行測量,利用電子精密天平對熔覆層和基體的磨損量進行檢測。結(jié)果表明:熔覆層主要由桿狀相Ti B、三元共晶組織（Ti-B-N）和基底α-Ti組成。熔覆層硬度分布在1000～1200 HV0.5之間,熔覆層磨損機理為輕微的磨粒磨損,TC4基體為嚴(yán)重的磨粒磨損。熔覆層摩擦因數(shù)較基體下降了0.04,磨損量較基體下降了7 mg,熔覆層的耐磨減摩性能較基體有所提高。 

【文章來源】：金屬熱處理. 2020,45(07)北大核心CSCD

【文章頁數(shù)】：5 頁

【部分圖文】：

熔覆層的宏觀形貌(a)及結(jié)合區(qū)形貌(b)

材料的組織容易隨著成分及加工工藝而發(fā)生變化，是一個影響材料性能的極敏感而又重要的內(nèi)部因素[8]。圖3為熔覆層的微觀組織圖，從圖3(a)中看出，樹枝晶A1相，花瓣狀A(yù)2相，桿狀A(yù)3相等組織分布于基底A4中。對熔覆層各物相進行EDS檢測，結(jié)果如圖4所示。樹枝晶A1相主要檢測出了Ti、B、N元素，且三者原子比約為1∶1∶1，因此樹枝晶A1相為(Ti-B-N)三元共晶組織。對其形成原因進行分析，在激光熔覆過程中，BN分解為B、N元素，由于Ti N的自由能低，因此Ti N的結(jié)晶形核驅(qū)動力大于Ti B，在熔池冷卻過程中N元素首先與Ti反應(yīng)生成Ti N，由Ti-N二元相圖[9]可知，Ti N結(jié)晶過程中容易形成成分過冷，且Ti N屬于典型的Na Cl型晶體結(jié)構(gòu)[10]，因此在結(jié)晶過程中生長為如圖3中A1相所示樹枝晶形貌，由于Ti N屬面心立方點陣，晶格常數(shù)a=0.4241 nm，而B原子的原子半徑很小，易占據(jù)Ti N晶格中的間隙位置，與Ti、N一起形成間隙固溶體，因此樹枝晶A1相為(Ti-B-N)三元共晶組織。部分樹枝晶生長成圖3(b)所示的二次枝晶，出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因是在熔池冷卻的過程中，Ti、N原子發(fā)生重新排列形成晶核，晶核按其原子規(guī)則排列的各自取向長大，由于剛開始形成的晶核為多面體晶體，在負(fù)溫度梯度下是不穩(wěn)定的，在多面體晶體的尖端或棱角處長出一次晶枝，在一次枝晶形成的同時，其與周圍過冷液體的界面也是不穩(wěn)定的，因此在一次枝晶上同樣會出現(xiàn)很多凸出尖端，它們長大成為垂直于一次枝晶的二次晶枝。

部分樹枝晶生長成圖3(b)所示的二次枝晶，出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因是在熔池冷卻的過程中，Ti、N原子發(fā)生重新排列形成晶核，晶核按其原子規(guī)則排列的各自取向長大，由于剛開始形成的晶核為多面體晶體，在負(fù)溫度梯度下是不穩(wěn)定的，在多面體晶體的尖端或棱角處長出一次晶枝，在一次枝晶形成的同時，其與周圍過冷液體的界面也是不穩(wěn)定的，因此在一次枝晶上同樣會出現(xiàn)很多凸出尖端，它們長大成為垂直于一次枝晶的二次晶枝。在花瓣狀A(yù)2相中同樣檢測出了Ti、B、N元素，三者原子比接近1∶1∶1，因此A2相亦是(Ti-B-N)三元共晶組織，對其形成原因進行分析，首先要看樹枝晶的生長過程，見圖5，α為樹枝晶縱截面，β為樹枝晶橫截面，根據(jù)樹枝晶的生長過程可以發(fā)現(xiàn)樹枝晶A1相為其縱截面生長形貌，而花瓣狀A(yù)2相為其橫截面生長形貌，因此A1、A2相都是(Ti-B-N)三元共晶組織。在桿狀A(yù)3相中主要檢測出Ti元素與B元素，且二者原子比為1∶1，因此A3相為Ti B。當(dāng)間隙固溶體飽和后，富余的B元素與Ti反應(yīng)生成Ti B,Ti B為B27有序斜方結(jié)構(gòu)，原子結(jié)合具有各向異性[11]，形核時在[010]方向上的生長速度大于另外兩個方向，因此形成如圖3(a)中箭頭所指的桿狀A(yù)3相形貌。在A4相中檢測出大量Ti元素，說明A4相為基底α-Ti。

【參考文獻】：
期刊論文
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本文編號：3300392