鈦合金具有密度低、比強度高、耐腐蝕性強等顯著優(yōu)點,在航空航天、海洋工程等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。然而,鈦合金硬度低、耐磨性差,嚴重制約其在摩擦工況下的使用壽命。激光熔覆技術(shù)具有生產(chǎn)效率高、熱影響區(qū)窄、結(jié)合強度高、組織致密等優(yōu)勢,被廣泛用于鈦合金零部件表面改性和熔覆修復(fù)。高硬、高模量碳化鈦的熱物性參數(shù)與鈦合金基材相近,常被選作激光熔覆鈦基復(fù)合涂層的增強相,以提高其耐磨性。介紹了碳化鈦的晶體結(jié)構(gòu)、生長形態(tài)和性能特點。綜述了碳化鈦增強鈦基激光熔覆材料體系以及工藝參數(shù)對熔覆層成形質(zhì)量、宏觀形貌和微觀組織的影響。重點從碳化鈦增強相的分布、數(shù)量、尺度以及相結(jié)構(gòu)等方面,論述了碳化鈦增強鈦基激光熔覆層的組織特征,同時闡述了碳化鈦強化機制,討論了碳化鈦增強鈦基激光熔覆層組織特征與耐磨性能的內(nèi)在關(guān)聯(lián)性。最后提出了目前激光熔覆碳化鈦增強鈦基復(fù)合涂層研究中存在的問題與展望。 

【文章來源】：表面技術(shù). 2020,49(10)北大核心EICSCD

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【部分圖文】：

碳化鈦晶體結(jié)構(gòu)模型

Ti Cx主要呈現(xiàn)多面體、八面體、六邊形、球形、枝晶和花瓣等形態(tài)，如圖2所示[29-30]。Ti Cx的物理和化學(xué)性質(zhì)與其形態(tài)緊密相關(guān)。Jin等[31]指出C/Ti摩爾比為0.6、0.7和1.4時，Ti Cx晶體形貌分別為八面體、截八面與近球形混合態(tài)和球形。Dong等[32]采用燃燒合成法在Al-Ti-C體系中制備的Ti Cx也呈現(xiàn)出類似結(jié)論：隨著x從0.5增大到1.0,Ti Cx的形貌逐漸從八面體轉(zhuǎn)變?yōu)榻匕嗣骟w直至球形�？梢钥闯觯琓i Cx的化學(xué)計量比對其晶體形貌具有顯著影響。Zarrinfar等[26]采用高溫自蔓延法合成了不同化學(xué)計量比的Ti Cx，當(dāng)x取值在0.5～0.8時，Ti Cx的晶格常數(shù)隨著x的增大而增大，之后隨著含碳量進一步增加，晶格常數(shù)逐漸減小。金云學(xué)等[33]指出，合金元素Si、Mo、Al能夠影響碳化鈦凝固界面的過冷狀態(tài)，同時改變碳元素的擴散通量和擴散距離，從而導(dǎo)致不同形態(tài)的碳化鈦形成。Nie等[34]在Al-Ti-C體系中添加微量硼元素，致使Ti Cx形貌由八面體轉(zhuǎn)變?yōu)閷影鍫畹牧呅�。Song等[35]研究表明，Al-Ti-C體系中隨著Al含量的增加，Ti Cx尺寸迅速減小，并且Ti Cx形貌由塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)榘嗣骟w。Zhang等[36]通過設(shè)計Cu-Ti-C體系，并采用熱壓法和熱爆炸法，成功制備了Ti Cx增強復(fù)合材料。結(jié)果表明，C/Ti摩爾比對Ti Cx的形貌有顯著影響，同時指出隨著反應(yīng)體系中Cu含量減少，Ti Cx形貌發(fā)生從立方體到近球形直至球形的轉(zhuǎn)變。因此，Ti Cx的形貌不僅與C/Ti摩爾比有關(guān)，而且受其他元素摻雜的影響。Meng等[37]運用激光熔覆技術(shù)原位合成了Ti Cx增強相，隨著x的增加，Ti Cx的晶格常數(shù)也隨之增大。值得注意的是，由于激光熔覆快熔快凝的工藝特點以及熔池強烈的攪拌，使得元素對流擴散和固液界面元素再分配規(guī)律更為獨特，導(dǎo)致非計量比的Ti Cx析出傾向增加，析出機制更加復(fù)雜。此外，激光熔覆層中Ti Cx的形貌主要包括枝晶狀、花瓣狀、球形或類球形、針狀以及部分不規(guī)則形狀。因此，Ti Cx的生長形態(tài)和相結(jié)構(gòu)除了與C/Ti計量比有關(guān)外，還與合成方法緊密相關(guān)。1.2 碳化鈦增強相性能

碳化鈦增強鈦基激光熔覆層的性能主要取決于其組織特征，特別是碳化鈦增強相的類型、形貌、尺度、數(shù)量以及分布規(guī)律等。碳化鈦在鈦基激光熔覆層中的形貌主要包括枝晶狀、顆粒狀、花瓣狀等。Sun等[86]通過預(yù)置Ni Cr BSi和Ti C粉末的方式在鈦合金表面制備了激光熔覆層，根據(jù)組織特征將熔覆層劃分為熔覆區(qū)、稀釋區(qū)和熱影響區(qū)三個典型區(qū)域。熔覆區(qū)Ti C主要呈顆粒狀，Ti C粉末經(jīng)高能激光輻照后快速熔融，并在隨后的熔池冷卻過程中重新析出，其中較小尺度的Ti C顆粒分布于γ-Ni枝晶處，而較大尺度的Ti C和部分未熔的Ti C顆粒主要分布在γ-Ni枝晶間，稀釋區(qū)中不存在未熔的Ti C粉末，重新析出的Ti C呈枝晶狀分布于β-Ti基底上，如圖4所示。Zhang等[87]在Ti6Al4V合金表面預(yù)置純Ti和Cr3C2混合粉末，經(jīng)激光熔覆加工后，原位合成了Ti C增強鈦基復(fù)合涂層，并且發(fā)現(xiàn)顆粒狀Ti C(<1.5μm）沿熔覆層厚度方向呈梯度分布。納米陶瓷材料具有獨特的結(jié)構(gòu)和尺寸效應(yīng)，可明顯改善界面結(jié)合狀態(tài)，緩解界面應(yīng)力集中，進而緩解熔覆涂層產(chǎn)生裂紋、氣孔等缺陷的傾向性。Liang等[88]研究了不同尺度陶瓷顆粒與金屬基體之間的結(jié)合強度，與微米級相比，納米陶瓷涂層與金屬基體的結(jié)合強度提高了約86%。He等[89]研究表明，熔覆粉末中Ti C粉末尺度對Ti Al合金激光熔覆層的成形質(zhì)量和Ti C分布特征有顯著影響，當(dāng)熔覆粉末中Ti C顆粒尺寸為微米級時，熔覆層的宏觀質(zhì)量較差，Ti C呈無序且發(fā)達的樹枝晶狀，但是當(dāng)熔覆粉末中Ti C顆粒尺寸為納米級時，Ti C為顆粒狀且呈均勻、有序分布。Li等[90]在Ti6Al4V合金表面分別制備了30%和40%Ti C+Al激光熔覆涂層，當(dāng)混合粉末中Ti C質(zhì)量分數(shù)為30%時，涂層中無氣孔、裂紋等缺陷，且Ti C呈枝晶狀生長，然而當(dāng)混合粉末中Ti C質(zhì)量分數(shù)為40%時，熔覆層中出現(xiàn)明顯的氣孔、裂紋以及未熔Ti C粉末，同時Ti C呈顆粒和細針狀分布。Li等[68]采用激光熔覆技術(shù)在Ti6Al4V表面原位合成了花瓣和細小顆粒狀Ti C。此外，具有復(fù)合相結(jié)構(gòu)的碳化鈦增強復(fù)合涂層也是眾多學(xué)者近幾年的研究熱點之一。劉亞楠等[91]在激光熔覆層中發(fā)現(xiàn)了Ti C-Ti B2復(fù)合相，基于Bramfitt二維錯配度理論，揭示了顆粒狀Ti C能以長桿狀Ti B2為異質(zhì)形核基底形核并長大，這種復(fù)合相結(jié)構(gòu)可顯著細化Ti C顆粒。另外，本文作者所在課題組還發(fā)現(xiàn)了Ti C-Ti B2、Ti2SC-Ti2Ni等復(fù)合結(jié)構(gòu)相，如圖5所示[92-93]。Li等[94]在Ti6Al4V合金表面成功制備了Ti C/Ti B/Ti N復(fù)合增強激光熔覆層，高熔點Ti C(3150℃）先于Ti N(2950℃）析出，并充當(dāng)Ti N的異質(zhì)形核基質(zhì)，Ti N包裹Ti C生長使得未檢測到明顯的Ti C衍射峰。Wang等[95]在Ti-8Al-1Mo-1V合金表面制備了Ti C/Ti B復(fù)合增強激光熔覆層，熔覆層中碳化鈦主要由共晶Ti C和少量過飽和析出的Ti C組成，其中共晶Ti C尺寸約為1～5μm，而過飽和析出的細小Ti C尺寸小于100 nm，這兩種Ti C均依附β-Ti邊界生長。Song等[96]使用純Ni和B4C粉末在Ti6Al4V合金表面制備了Ti C/Ti B增強α-Ti/Ti2Ni基復(fù)合涂層，Ti C組織沿激光熔覆層厚度方向呈明顯的梯度分布：熔覆層頂部為枝晶狀的初生Ti Cp，隨著距熔覆層頂部的距離增加，初生Ti Cp含量和尺寸逐漸減少，直至熔覆層中部的初生Ti Cp完全消失；熔覆層中部的增強相特征為等軸Ti C顆粒與Ti B形成的(Ti B-Ti C)e共晶組織；而結(jié)合區(qū)組織特征為針狀Ti B和(Ti B-Ti C)e共晶組織。Liu等[97]在Ti6Al4V表面制備了Ti C/Ni Ti/Ni3Ti增強激光熔覆層，碳化鈦主要呈微米級的顆粒狀和少量花瓣狀和片狀。在靠近結(jié)合區(qū)約100μm范圍內(nèi)的碳化鈦含量明顯低于涂層其他區(qū)域，但作者并未針對這種現(xiàn)象做出進一步解釋。此外，受熔池對流的影響，涂層中的部分碳化鈦呈旋渦狀分布。圖5 復(fù)合結(jié)構(gòu)相[92-93]

【參考文獻】：
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本文編號：3383611