TiB2-M金属陶瓷材料及其涂层制备技术研究进展

匦　ｆＩＮＳｌ６ＨＴ　ＴｉＢ２　金属陶瓷材料及其　涂层制备技术研究进展　■文／祝弘滨　章潇慧　刘佰博　曹　金　中车工业研究院有限公司　一、＝硼化钛（ＴｉＢ２）及ＴｉＢ２一Ｍ　与传统的氧化物陶瓷、碳化物陶　１．硬度高　ＴｉＢ，的莫氏硬度大于９，室温下显　微硬度高达２　５００～３　３００ｋｇｆ／ｍｍ　，仅　次于金刚石、立方氮化硼和碳化硼，即　使在６００￣Ｃ下仍可达ＮＨｖ８ＯＯ…。　来，ＴｉＢ，就被用于切ＮＡｌ材料的主要　刀具材料　’　。而Ｂ．Ｂａｓｕ等人也发现在　高温条件下ＴｉＢ，与Ｆｅ金属接触时比　碳化硅（ｓｉｃ）、氮化硅（Ｓｉ　Ｎ　）等陶瓷更　金属陶瓷材料研究现状　瓷及其复合材料相比，ＴｉＢ，同时具有　强的钛一硼（Ｔｉ—Ｂ）离子键和硼一硼　（Ｂ—Ｂ）共价键结合，这种复杂的键型　结构决定了它具有如下一些独特的物　理化学性能。　不易发生粘着，表现出较好的摩擦学　性能　ｌ。Ｍ．Ｂｅｒｇｅｒ等人　曾对比了纯　ＴｉＢ，、ＴｉＮ等ＰＶＤ涂层与金属Ａｌ对磨　后的摩擦系数和磨损形貌，发现ＴｉＢ　２．ＴｉＢ：的化学稳定性好　由于其与铝（Ａ１）金属在高温　接触时具有极好的稳定性，一直以　Ｏ．８　——Ｏ．７　…硼化钛　氮化钛　一ｗｕ　氮化铝钛一　……氮碳化钛　………～．．．……　．　ｔ０　ｌＩ＿一．’－’二Ｉ二。．　……一　＼二二　　．…　／　二二　一　，一、＼．　ｆ、／＼　，＼八　正常负载／Ｎ　正常负载／Ｎ　图１各种ＰＶＤ涂层与Ａｌ对磨的摩擦曲线　ｍ　圜Ａｄｖａｎｃｅｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　ｉｎｄｕｓｔｒｙ　涂层有更低的摩擦系数（图１）以及更　好的耐粘着磨损性能。　虽然ＴｉＢ，具有众多优良的性　性较低。不过，在切削Ａｌ和铸铁材料　时，ＴｉＢ　一Ｆｅ金属陶瓷材料仍然表现　出了极好的切削性能，这得益于ＴｉＢ，　出色的抗蠕变性能。　Ｊ　ｕ　ｎｇｌｉｎｇ等人对ＴｉＢ２－Ｆｅ基材　料力学性能的进一步提高做了系统研　与Ｎｉ的共晶点更低（１　２２５℃），这将更　利于金属陶瓷复合材料的致密化　】。　Ｅｉｎａｒｓｒｕｄ等人发现在ＴｉＢ，中掺　入１％～５％的Ｎ僦可在ｌ　５００℃无压　烧结情况下得到相对致密的ＴｉＢ，一Ｎ　ｉ　复合材料“　；国内王皓等人也在　能，但是也由于ＴｉＢ。高温韧性差，扩散　系数低，烧结性能差，使得纯ＴｉＢ，材料　的制备及应用受到限制。一直以来，众　多学者对ＴｉＢ　基复合烧结体进行了大　量研究，其中，由于金属粘结相可利　用其优异韧性和低熔点的特点来弥　￣ｂＴｉＢ　韧性差，不易烧结等方面的缺　陷，因此，ＴｉＢ２一Ｍ金属陶瓷复合材料　得到了更广泛的关注“　。　但对ＴｉＢ：来说，由于大多数金属　与其润湿性较差，因此，金属粘结相　的选择非常重要。表１示出了不同金　属材料与ＴｉＢ：之间的润湿角，可以看　到，仅有铁（Ｆｅ）、镍（Ｎｉ）、钻（ＣＯ）与　ＴｉＢ　具有较好的润湿性，因此，大多数　对ＴｉＢ２－Ｍ金属陶瓷材料的研究主要　集中于以Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ为粘结相的材料。　１９９０年，Ｙｕｒｉｄｉｓｋｙ等对ＴｉＢ２一Ｆｅ金　属陶瓷进行了研究，发现在氩（Ａｒ）气　氛烧结条件下，获得完全致密材料所　需的温度大致在２０００℃左右，他们同　时在制备的材料中发现存在少量硼化　铁相，认为是ＴｉＢ　粉末中的杂质Ｃ或　Ｂ４Ｃ与Ｆｅ和ＴｉＢ２发生反应产生的　】。之　后，Ｓｉｇｌ等人采用热力学计算方法证　实了Ｃ或Ｂ　Ｃ与ＴｉＢ　一Ｆｅ材料之间的　反应，反应式为：　ＴｉＢ２＋Ｆｅ＋Ｃ—，ＴｉＣ＋Ｆｅ２Ｂ　ＴｉＢ２＋Ｆｅ＋Ｂ４Ｃ—　ＴｉＣ＋Ｆｅ２Ｂ　上述反应完全进行的温度大致　在１　７００℃～１　８００℃之间　。Ｆｅ２Ｂ的　生成破坏了用于提高韧性的粘结相　组织。研究发现，尽管采用纯Ｆｅ和　Ｙ（Ｆｅ—Ｃｒ—Ｎｉ）作为粘结相制备的　ＴｉＢ２－Ｍ金属陶瓷材料硬度要高于　钴包碳化钨（ｗＣ—ＣＯ）金属陶瓷，但　由于Ｆｅ　Ｂ脆性组织的产生，断裂韧　究，他们一方面采用高纯微细（２　ｍ）　１　４００～１　６００℃，Ａｒ气氛下烧结获得　的ＴｉＢ：原料，另一方面在粘结相中　了９５ＴｉＢ２－５Ｎｉ复合材料，硬度高达９０　加入Ｎｉ　Ｃｒ、Ｔｉ等元素，发现Ｔｉ元素　～９２ＨＲＡ［】　。和ＴｉＢ２－Ｆｅ材料类似，在　的添加能够很好的抑￣１］Ｆｅ：Ｂ相的产　ＴｉＢ２一Ｎｉ烧结过程中，杂质Ｃ、０会与　生，并且Ｎｉ、Ｃｒ也能起到很好的强化　ＴｉＢ２－Ｎｉ发生反应生成Ｎｉ３Ｂ。Ｎｉ　Ｂ的　作用，最终获得的ＴｉＢ２－ＦｅＮｉＣｒＴｉ金　生成一定程度上劣化了ＴｉＢ　－Ｎｉ的力　属陶瓷材料的断裂韧性￣ｇＴｉＢ　－Ｆｅ材　学性能，但也有利于降低材料致密化　料高４０％　。　烧结的温度“　。　虽然ＴｉＢ，－Ｆｅ具有与ｗＣ—Ｃｏ相　综上所述，采用合适的金属材　当的力学性能，但由于ＴｉＢ　一Ｆｅ的致　料与ＴｉＢ２进行匹配，制备ＴｉＢ２一Ｍ金　密化过程要缓慢的多，并且致密烧结　属陶瓷复合材料已具有一定的研究　所需的温度较高，烧结中容易发生　基础，并且表现出了与ＷＣ—Ｃｏ相当　ＴｉＢ：晶粒粗化，因此，更多的研究者将　的力学性能，这说明ＴｉＢ，一Ｍ金属陶　ＴｉＢ：一Ｍ金属陶瓷材料的研究集中于　瓷材料具有极大的开发潜力，但也可　ＴｉＢ　－Ｎｉ体系材料。　以看到，ＴｉＢ　一Ｍ金属陶瓷材料的研　从表１可以看到，在真空条件　究仍不完备，很少有材料耐磨性的评　下，Ｎｉ具有又寸ＴｉＢ：最好的润湿Ｉ生，并—卧日　价，并且致密性、脆性相等众多因素也　比于ＴｉＢ２和Ｆｅ的共晶点（１　３４０￣Ｃ），ＴｉＢ２　限制了其进一步的开发和应用。　衷１　金属材料与ＴｉＢ２的润湿角　新栅料产业ＮＯ．０２　２０１７阿　ｌ重ｌ臣蛋ｌｌＨＳＩＢＨＴ　因此，借鉴ＴｉＢ，一Ｍ金属陶瓷复　合材料制备方法，选用合适的金属相　与ＴｉＢ　进行复合，并采用热喷涂技术　种ＴｉＢ２一Ｍ金属陶瓷复合粉末，并采　用等离子喷涂方法制备了涂层，涂层　孔隙率基本控制在６％范围内，并且　应合成法制备出了相结构较为纯净的　ＴｉＢ，一Ｆｅ　Ｃ　ｒ烧结破碎型粉末，并采用　ＨＶＯＦ喷涂制备涂层。由于ＴｉＢ，较好　的抗氧化能力及在Ｆｅ基粘结相中较　低的熔解度，涂层中ＴｉＢ　含量高于同　制备ＴｉＢ，一Ｍ金属陶瓷复合涂层，从　而扩大ＴｉＢ，的应用范围，成为了国内　外学者研究的新领域。　硬度普遍在１　０００Ｈｖ０．３左右，与传统　爆炸喷涂ＷＣ—Ｃｏ，ＷＣ－ＮｉＣｒ涂层相　比，等离子喷涂ＴｉＢ，一ＮｉＣｒ涂层耐磨　性能更为优秀。其中，采用机械合金化　种配比和方法下制备的ＴｉＣ—ＦｅＣｒ涂　层，这也使得ＴｉＢ　一ＦｅＣｒＮ层在磨粒　二　热喷涂ＴｉＢ２一Ｍ金属陶瓷　和烧结破碎粉末制备的涂层性能更为　磨损过程中更能够抵御疲劳剥落，从　涂层的制备和研究　鉴于ＴｉＢ，优良的性能，欧美　等国在２０世纪８０年代就开始了热　喷涂ＴｉＢ２一Ｍ金属陶瓷涂层的探　索。Ｄａｌｌａｉｒｅ等人最早开始尝试通过等　离子喷涂和电弧喷涂反应合成ＴｉＢ：－Ｆｅ　涂层，结果表明：涂层中ＴｉＢ２分布不　均匀，并且涂层性能强烈依赖于喷涂　工艺，初始粉末的配比和均匀性　。而　后，ＭｏｎｔｙＣ１５１等也采用大气等离子反应　喷涂制备了ＴｉＢ，一Ｍ涂层，尽管涂层中　ＴｉＢ：体积含量低于５００／０，但ＴｉＢ２颗粒尺　寸小（平均１　ｍ）、分布均匀，涂层耐　磨性有明显提升，但是，由于反应喷涂　过程的复杂性，ＴｉＢ，与金属的反应合　成无法得到很好的控制，因此很难得　到相组织纯净，ＴｉＢ：含量高的涂层，不　利于进一步提高涂层性能。　１９８５年，Ｍｃｌｌｗａｉｎ等人采用机　械合金化的方法制备了含１２％ＴｉＢ２　的ＴｉＢ，一Ｆｅ基合金复合粉末，为了降　低ＴｉＢ　的氧化程度，他们采用氩气保　护等离子喷涂制备涂层，获得了的　涂层结合强度高达３５ＭＰａ，硬度达　到８４０ｋｇｆ／ｍｍ　，耐磨性高于Ｃｏ基合　金，同时，他们认为ＴｉＢ　一Ｍ金属陶瓷　复合涂层有着很大的应用前景，但需　要进一步提高涂层中ＴｉＢ：含量“　。　１９９８年，Ｐｒａｘａｉｒ公司申请了　ＴｉＢ　一Ｍ金属陶瓷粉末及涂层的制备　专利，专利中分别采用机械混合，机　械合金化以及烧结破碎法制备了多　圜Ａｄｖａｎｃｅｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｉｎｄｕｓｔｒｙ　优秀，这得益于这２种粉末在喷涂过　程中，金属相都能够对ＴｉＢ，进行很好　的保护，从而使ＴｉＢ，尽可能多且均匀　的沉积到涂层中，这为新型ＴｉＢ　一Ｍ　金属陶瓷涂层的制备及实际应用提供　了有效支持　，同时也说明了ＴｉＢ２－Ｍ　金属陶瓷复合粉末的制备非常重　要，很大程度上影响了涂层的性能。其　后，ＴｉＢ２一Ｍ金属陶瓷涂层的开发和　制备吸引了国内外更多的关注。　２００２年，Ｊ．Ｗｉｌｄｅｎ等人采用惰性　气氛下高能球磨机械合金化的方法制　备了含有７０％（体积分数）纳米ＴｉＢ，的　金属陶瓷热喷涂粉末，金属粘结相选　择的是Ｎｉ基自熔合金。他们利用超音　速火焰喷涂技术（ＨＶＯＦ）制备了相应　涂层，发现涂层主要以ＴｉＢ，和Ｎｉ相为　主，含有少量的Ｎｉ２Ｂ和ＴｉＯ２相，经测　试发现，涂层在耐磨粒磨损方面有潜　在的应用前景　。　２０１１年，ＷＵ等人也采用类似方　法制备了纳米和微米ＴｉＢ２一Ｎｉ６０涂　层，并测试了相应涂层的滑动摩擦磨　损性能，发现纳米ＴｉＢ厂Ｎｉ６０涂层具　有更低的摩擦系数和磨损量，这主要　是由于微米ＴｉＢ２－Ｎｉ６０涂层中ＴｉＢ，分　布极不均匀，而纳米涂层中ＴｉＢ，呈均　匀弥散分布的状态“　。　除了采用机械合金化粉末制备　ＴｉＢ　一Ｍ金属陶瓷复合涂层外，鉴　于ＴｉＢ：合成过程中的自蔓延放热反　应，国￣ｂＪｏｎｅｓ等人首先采用自蔓延反　而具有较高的耐磨性能。　之后，同一小组Ｌｏｔｉｆ和Ｈｏｒｌｏｃｋ等　人也采用相同工艺流程来制备了具有　不同ＴｉＢ２含量的ＴｉＢ２一ＮｉＣｒ涂层，并分　析了涂层的组织，力学性能和耐磨性　能，发现涂层中ＴｉＢ，呈均匀弥散分布　状态，且仅含有少量氧化相，ＴｉＢ　的含　量和尺寸分布是影响力学性能和耐磨　性能的主要因素，在最佳喷涂工艺下　得到的ＴｉＢ２－ＮｉＣｒ涂层耐磨粒磨损性　能明显优于Ｃｒ　Ｃ　一Ｎｉ（Ｃ　ｒ）金属陶瓷　涂层　。　从２００２年以来，北京工业大学　一直从事ＴｉＢ：一Ｍ金属陶瓷涂层的　研究和探索。其采用电弧喷涂制备的　ＴｉＢ２－Ｍ金属陶瓷涂层中ＴｉＢ　分布较　为均匀，与金属相结合紧密，滑动摩擦　磨损性能远优于低碳钢，但涂层中ＴｉＢ２　含量较低，仅为３　；但而后其利用高能　行星球磨的方法制备了ＴｉＢ，－３１６ＬＳＳ　金属陶瓷复合粉末用于大气等离子　喷涂，获得了氧化物Ｔｉ０　显著减少　的致密涂层。４０％（质量分数）ＴｉＢ，一　３１６ＬＳＳ涂层的耐磨性能比不锈钢涂　层提高了约３５％，并且分析得出涂层　具有较好的减摩作用，但涂层中ＴｉＢ，　仍然分布不均匀。　三、存在的问题和对策　通过前文的文献分析可见，热喷　涂ＴｉＢ２一Ｍ金属陶瓷涂层的制备和实　验研究已经取得了一定量的成果，并　被证明具有优秀的耐磨性能，有希　望替代传统金属陶瓷涂层。但是，与　Ｗｃ—Ｃｏ，Ｃｒ　Ｃ　一ＮｉＣｒ等体系材料相　比，ＴｉＢ：一Ｍ金属陶瓷复合涂层研究　送，导致后续涂层中的组织结构不均　匀，性能难以控制，很大程度上限制　了ＴｉＢ２－Ｍ金属陶瓷涂层性能的优化　和提高。　②对ＴｉＢ：一Ｍ金属陶瓷体系涂　层形成机制　组织结构特点等方面的　热喷涂粉末的制备出发，借鉴传统金　属陶瓷复合粉末的制备方法，制备出　结构和粒径可控，适合大规模应用的　ＴｉＢ２一Ｍ复合粉末。在此基础上，需要　借鉴传统金属陶瓷复合涂层的研究　方法和研究结果，从金属陶瓷复合涂　结果还比较分散，存在着一些问题和　不足之处，可归纳如下：　ＯＴｉＢ：金属陶瓷热喷涂粉末的　制备仍然局限于自蔓延烧结合成和　机械合金化的方法，这些方法制备的　粉末形状不规则，粒径往往难以控　认识还不够深入，对涂层显微组织结　构特征与性能关系的研究缺乏系统　性，涂层性能往往难以控制。　因此，对于ＴｉＢ　一Ｍ金属陶瓷涂　层共性问题角度出发，明晰热喷涂过　程中Ｔｉ　Ｂ２－Ｍ涂层组织结构的形成过　程，从而从涂层组织结构角度对涂层　性能进行优化。咖　１０．３９６９／ｊ．ｉｓｓｎ．１００８－－８９２Ｘ．２０１７．０２．０１１　制，不利于热喷涂过程中粉末的输　层来说，首先需从ＴｉＢ：一Ｍ金属陶瓷　参考文献　【１】Ｂａｓｕ　Ｂ，Ｒａｊｕ　Ｇ　Ｂ，Ｓｕｒｉ　Ａ　Ｋ．Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　ａｎｄ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ｍｏｎｏｌｉｔｈｉｃ　ＴｉＢ２　ｂａｓｅｄ　ｍａｔｅｒｉａｌｓ［Ｊ】．Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｒｅｖｉｅｗｓ，２００６，５１（６）：３５２－－３７４．　【２】Ｂｅｒｇｅｒ　Ｍ，Ｈｏｇｍａｒｋ　Ｓ．Ｔｒｉｂｏｌｏｇｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ｓｅｌｅｃｔｅｄ　ＰＶＤ　ｃｏａｔｉｎｇｓ　ｗｈｅｎ　ｓｌｉｄ　ａｇａｉｎｓｔ　ｄｕｃｔｉｌｅ　ｍａｔｅｒｉａｌｓ［Ｊ】．　Ｗｅａｒ，２００２，２５２（７）：５５７—５６５．　【３　高荣根．３］二硼化钛基金属陶瓷的开发与应用［Ｊ．Ｊ】硬质合金，１９９８，１５（４）：２３５－２４０．　【４】熊焰，傅正义．二硼化钛基金属陶瓷研究进展【Ｊ】．硅酸盐通报，２００５，２４（１）：６０－－６４．　［５】Ｊ　ｕ　ｎｇｌｉｎｇ　Ｔ，Ｓｉｇｌ　Ｌ　Ｓ，Ｏｂｅｒａｃｋｅｒ　Ｒ，ｅｔ　ａ１．Ｎｅｗ　Ｈａｒｄｍｅｔａｌｓ　ｂａｓｅｄ　ｏｎ　ＴｉＢ２【Ｊ】．Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｒｅｆｒａｃｔｏｒｙ　Ｍｅｔａｌｓ　ａｎｄ　Ｈａｒｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，１９９４，Ｉ２（２）：７ｌ一８８．　新脚斟产业ＮＯ．０２　２０１７圜　ＩＮＳＩＧＨＴ　【６】Ｓｉｇｌ　Ｌ　ｓ，Ｓｃｈｗｅｔｚ　Ｋ　Ａ．ＴｉＢ２－ｂａｓｅｄ　ｃｅｍｅｎｔｅｄ　ｂｏｒｉｄｅｓ：ａ　ｎｅｗ　ｇｅｎｅｒａｔｉｏｎ　ｏｆ　ｈａｒｄｍｅｔａｌｓ［Ｊ】．ＰＭＩ．Ｐｏｗｄｅｒ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ　Ｉｎ　ｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，１９９１，２３（４）：２２１－－２２４．　【７】Ｙｕｒｉｄｉｔｓｋｙ　Ｂ．ＴｉＢ２－ＢａｓｅｄＣｅｒｍｅｔｓ［Ｊ】．Ｒｅｆｒａｃｔｏｒｙ　ａｎｄ　Ｈａｒｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，１９９０，９（１）：３２—３５．　【８】Ｓｕｓｋｉｎ　Ｇ，Ｃｈｅｐｏｖｅｔｓｋｙ　Ｇ　Ｉ．Ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎ　ｏｆ　ｖａｃｕｕｍ　ａｎｄ　ｐｒｅｓｓｕｒｅ—ａｓｓｉｓｔｅｄ　ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ　ｏｆ　ＴｉＥ：２－Ｎｉ［Ｊ】．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ　ａｎｄ　Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ，１９９６，５（３）：３９６－３９８．　【９】Ｂａｒａｎｄｉｋａ　Ｍ　Ｇ，Ｓａｎｃｈｅｚ　Ｊ　Ｍ，Ｒｏｊｏ　Ｔ，ｅｔ　ａ１．Ｆｅ—Ｎｉ—Ｔｉ　ｂｉｎｄｅｒ　ｐｈａｓｅｓ　ｆｏｒ　ＴｉＢ２－ｂａｓｅｄ　ｃｅｒｍｅｔｓ：ａ　ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃ　ａｐｐｒｏａｃｈ［Ｊ】．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９８，３９（１０）：１３９５－１４００．　［１０】Ｇｏｎｚａｌｅｚ　Ｒ，Ｂａｒａｎｄｉｋａ　Ｍ　Ｇ，Ｏｎａ　Ｄ，ｅｔ　ａ１．Ｎｅｗ　ｂｉｎｄｅｒ　ｐｈａｓｅｓ　ｆｏｒ　ｔｈｅ　ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎ　ｏｆ　ＴｉＢ２　ｈａｒｄｍｅｔａｌｓ［Ｊ】．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ：Ａ，１９９６，２１６（１）：１８５－１９２．　【１１】Ｅｉｎａｒｓｒｕｄ　Ｍ　Ａ，Ｈａｇｅｎ　Ｅ，Ｐｅｔｔｅｒｓｅｎ　Ｇ，ｅｔ　ａ１．Ｐｒｅｓｓｕｒｅｌｅｓｓ　ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ　ｏｆ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ｄｉｂｏｒｉｄｅ　ｗｉｔｈ　ｎｉｃｋｅｌ，ｎｉｃｋｅｌ　ｂｏｒｉｄｅ，ａｎｄ　ｉｒｏｎ　ａｄｄｉｔｉｖｅｓ［Ｊ】．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　ｔｈｅ　Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｃｅｒａｍｉｃ　Ｓｏｃｉｅｔｙ，１９９７，８ｏ（１２）：３０１３－－３０２０．　［１　２】王皓，傅正义，王为民，等．ＴｉＢ２－Ｎｉ金属陶瓷的热压烧结和性能【Ｊ］．中国有色金属学报，１９９８（８）：３１３—３１５．　【１　３】Ａｎｇｅｌｉｎｉ　Ｐ，Ｂｅｃｈｅｒ　Ｐ　Ｆ，Ｂｅｎｔｌｅｙ　Ｊ，ｅｔ　ａ１．Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　ａｎｄ　Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ　ｏｆ　ＴｉＢ２　Ｌｉｑｕｉｄ　Ｐｈａｓｅ　Ｓｉｎｔｅｒｅｄ　ｗｉｔｈ　Ｎｉ　ａｎｄ　Ｎｉ３ＡＩ［Ｊ】．ＭＲＳ　Ｐｒｏｃｅｅｄｊｎｇｓ—Ｄｅｆｅｃｔ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ａｎｄ　Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　ｏｆ　Ｈｉｇｈ—Ｔｅｃｈｎｏｌ０ｇｙ　Ｎｏｎｍｅｔａｌｌｉｃ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，１９８３（２）：２９９－－３０５．　［１４】Ｃｈａｍｐａｇｎｅ　Ｂ，Ｄａｌｌａｉｒｅ　Ｓ．Ｐｌａｓｍａ　ｓｐｒａｙ　ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ　ｏｆ　ＴｉＢｚ－Ｆｅ　ｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ】．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｖａｃｕｕｍ　Ｓｃｉｅｎｃｅ＆Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　Ａ，１９８５，３（６）：２３７３－２３７７．　［１５】Ｍｏｎｔｙ　Ｓ．ＴｉＢ２　ｃｅｒｍｅｔ：Ｎｅｗ　ｗｅａｒ　ｒｅｓｉｓｔａｎｔ　ｃｏａｔｉｎｇ［Ｊ】．Ａｄｖａｎｃｅｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ＆Ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ，１９９０，１３７（４）：１１７．　【１６】Ｍｃｉｌｗａｉｎ　Ｊ　Ｆ，Ｎｅｕｍｅｉｅｒ　Ｌ　Ａ．Ｐｌａｓｍａ—ｓｐｒａｙｅｄ　ｉｒｏｎ—ｂａｓｅ　ｗｅａｒ－－ｒｅｓｉｓｔａｎｔ　ｃｏａｔｉｎｇｓ　ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ｄｉｂｏｒｉｄｅ［ｃ】．ＵＳ　Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ　ｏｆ　ｔｈｅ　Ｉｎｔｅｒｉｏｒ，Ｂｕｒｅａｕ　ｏｆ　Ｍｉｎｅｓ，１９８５（４）：１３４－－１４１．　【ｌ７】Ｊｉｎｊｅｎ　Ｓ　Ｃ．Ａｎｔｏｎｙ　Ｊ　Ｓ．Ｍｅｔｈｏｄ　ｆｏｒ　ｐｒｏｄｕｃｉｎｇ　ａ　ＴｉＢ２－－ｂａｓｅｄ　ｃｏａｔｉｎｇ　ａｎｄ　ｔｈｅ　ｃｏａｔｅｄ　ａｒｔｉｃｌｅ　ＳＯ　ｐｒｏｄｕｃｅｄ：ＥＰ，０７４８８７９　ＢＩ［Ｐ］，ｌ９９６—１　２一ｌ８．　【１　８］Ｊ　Ｗｉｌｄｅｎ，Ｔ　Ｓｃｈｎｉｃｋ，Ｗａｎｋ　Ａ，ｅｔ　ａ１．Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ　ｏｆ　ＨＶＯＦ　ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄ　ｄｉｂｏｒｉｄｅ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ　ｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｃ】．Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｔｈｅｒｍａｌ　Ｓｐｒａｙ　Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ，ＤＶＳ－Ｖｅｒｌａｇ，２００２：１０３３—１０３７．　【１９］Ｗｕ　ｙａｏ　ｓｈａ，Ｚｅｎｇ　ｄｅ　ｃｈａｎｇ，Ｌｉｕ　ｚｈｏｎｇｗｕ，ｅｔ　ａ１．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　ｓｌｉｄｉｎｇ　ｗｅａｒ　ｂｅｈａｖｉｏｒ　ｏｆ　ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｄ　Ｎｉ６０－－ＴｉＢ２ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ　ｃｏａｔｉｎｇ　ｓｐｒａｙｅｄ　ｂｙ　ＨＶＯＦ　ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ［Ｊ】．Ｓｕｒｆａｃｅ　ａｎｄ　Ｃｏａｔｉｎｇｓ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１１，２０６（６）：１１０２－－１１０８．　［２０】Ｊｏｎｅｓ　Ｍ，Ｈｏｒｌｏｃｋ　Ａ　Ｊ，Ｓｈｉｐｗａｙ　Ｐ　Ｈ，ｅｔ　ａ１．Ａ　ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎ　ｏｆ　ｔｈｅ　ａｂｒａｓｉｖｅ　ｗｅａｒ　ｂｅｈａｖｉｏｕｒ　ｏｆ　ＨＶＯＦ　ｓｐｒａｙｅｄ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ｃａｒｂｉｄｅ－－ａｎｄ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ｂｏｒｉｄｅ－－ｂａｓｅｄ　ｃｅｒｍｅｔ　ｃｏａｔｉｎｇｓ［Ｊ］．Ｗｅａｒ，２００１，２５１（１）：１００９－－１０１６．　刚Ａｄｖａｎｃｅｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｉｎｄｕｓｔｒｙ