原位内生TiC-TiB2 复合涂层的研究进展

马宝霞， 王 阳， 徐敦昊

(哈尔滨理工大学材料科学与化学工程学院， 黑龙江 哈尔滨 150040)

0 前 言

磨损是发动机等昂贵设备失效的主要原因之一。在21 世纪每年全球由于磨损产生的经济损失可达上万亿元，其中最少有1/3 的磨损损失是可以使用耐磨损材料来进行避免的。 传统的耐磨材料有锰钢、白口铸铁、合金钢等，但这些耐磨材料有着加工难度大、脆性高和成本高等缺点，已经越来越无法满足复杂条件下的工作需求[1-3]。 陶瓷涂层技术因为具有操作简单、成本低等优点，越来越成为国内外学者提高材料耐磨性所钟爱的技术之一。 常用的耐磨陶瓷涂层主要有氧化物陶瓷、碳化物陶瓷和硼化物陶瓷等，其中碳化物和硼化物耐磨陶瓷涂层由于具有超高的熔点和超高的硬度已被广泛关注和研究[4，5]。

与传统的耐磨材料硬质合金WC 相比，碳化物加硼化物双相耐磨陶瓷涂层TiC-TiB2材料具有更高的熔点，同时还具有优良的耐化学腐蚀性能、高韧性、高延展性以及良好的耐磨性，在航空、航天和军事等工业领域具有重大的应用价值。 目前关于TiC-TiB2涂层材料的研究倾向于2 个方面:一是改变涂层的制备方法或制备工艺，使涂层的制备方法和工艺简化，从而获得高质量的涂层，提高基体材料的耐磨损性能；二是在涂层材料合成过程中加入不同金属元素做粘结剂，为陶瓷涂层的生成提供良好的液态环境，同时降低陶瓷涂层的成本。 此外，加入的金属元素还会参与涂层目标陶瓷相的生成反应，形成中间相，使合成反应在液态下进行，进而使反应更容易发生。 通过对生成反应的研究和涂层性能的对比找到最佳的涂层生产比例，是目前最常用的提高陶瓷涂层性能的方法。 本文综述了近几年TiC-TiB2涂层的研究进展，主要关注原位内生涂层制备方法的原理、优缺点、在涂层制备研究过程中面临的问题和涂层中元素掺杂的作用、原理及优缺点，并对TiC-TiB2陶瓷涂层未来的发展方向进行了展望。

1 原位内生TiC-TiB2陶瓷涂层制备方法

随着对原位内生TiC-TiB2涂层制备工艺的不断研究，目前采用的制备方法主要有:TIG 熔覆[6，7]、自蔓延高温 合 成 法[8-11]、 等 离 子 喷 涂 技 术[12-14]、 激 光 熔覆[15，16]和火焰喷涂技术[17-19]等。

1.1 TIG 熔覆

非熔化极惰性气体钨极保护焊(Tungsten Inert Gas， TIG)，作为一种常用的焊接方法，具有操作灵活性高、氧化烧损少、可实现形状复杂部件的熔覆制备等优点，目前在涂层的制备上已有很多的应用。 Tijo 等[6]在Ti-6Al-4V 基体上预置Ti 和B4C 混合粉末，采用TIG 熔覆工艺制备了TiC-TiB2基复合涂层(TiC ∶TiB2质量比分别为5 ∶ 1， 3 ∶1 和3 ∶2)。 结果表明:涂层的主要物相均为TiC，TiB2，TiB 和TiAl3，依据工艺和配比不同相组成中伴有Ti，C，B4C 相。 熔覆层组织中除了灰色近球状颗粒的TiC 和黑色六角形颗粒的TiB2组织，TiB 多呈黑色针状，还产生一种TiC 和TiB 附着生长的树枝态组织。 前驱体中，B4C(质量比为5Ti ∶B4C)含量低，形成均匀涂层需要的电流就低； B4C 含量(质量比为3Ti ∶2B4C)高，获得界面结合良好的均匀涂层需要的电流就高。 涂层的耐磨性受前驱体中B4C 含量影响，B4C 含量越高，涂层耐磨性越高。 周晓辉[7]采用TIG 熔覆技术制备出TiC-TiB2/Fe 基复合涂层，提出了熔覆层是由高能热源加热预置涂层出现的熔池形成。在加热阶段结束后熔池凝固，TiC 和TiB2在熔池中通过固态扩散机制结晶、形核和长大。 TiC 和TiB2涂层的主要磨损机理是黏着磨损和磨粒磨损，对比基体金属材料，TIG 熔覆涂层在室温干滑动磨损条件下拥有更优异的耐磨损性能。

虽然利用TIG 熔覆技术能够制备出TiC-TiB2涂层，对基体的耐磨性有一定的提高，但氩弧熔覆技术中熔覆层的微观组织与熔覆参数有明显的依赖关系，且TIG 熔覆的热影响区和稀释区会使基体发生严重变形。若采用多道氩弧熔覆时，前、后道焊层之间的熔合会对涂层表面平整度和熔焊道次层间的有效衔接(结合)产生影响，这似乎成为能否制备出优质熔覆涂层的关键因素。

1.2 自蔓延高温合成法

自蔓延高温合成技术(Self-propagation High-temperature Synthesis，SHS)最为突出的优势是合成过程所需能量的自我产生，不需要外界持续提供能量[20]，这与在高温熔炉或者等离子反应器高温下获得相同类型耐高温材料长时间反应所用的高能量密集型工艺形成鲜明对比。 SHS 技术对外界的能量需求几乎可以忽略，简单自制的设备就足以进行SHS 反应，这大大降低了SHS 反应所需要的成本，这也是SHS 技术的又一明显优势。 除此之外，在SHS 反应中，反应接近完全转化，具有高的反应速率、高的产物产率、制备的物质纯净、颗粒细小等特点[21]，国内外研究者已将SHS 技术与其他技术结合起来应用于TiC - TiB2原位涂层的制备[22-24]。

采用SHS 技术结合电弧焊制备TiC-TiB2陶瓷涂层[8]中，焊丝进入电弧区，依靠熔融Ti 毛细作用渗透到B4C 内部粒子中而引发周期性燃烧反应。 在燃烧反应过程中，B4C 经历了B4C→B13C2→B13Cx(1.27＜x＜2.00)的溶解和脱碳过程。 绝热温度的升高，使合成的涂层表现出超低的孔隙率，及溶解-沉淀机制形成的梯度微结构。这种组织特点赋予涂层超高的显微硬度(2 140 HV，接近理论值)和低的磨损率(5.5×103mm-3·min-1·N-1)。

近年来，SHS 技术结合大气等离子喷涂(Atmospheric Plasma Spraying，APS)制备TiC-TiB2陶瓷涂层受到学者们的特别关注。 Zou 等[9]和Fan 等[10]通过SHS技术首先合成TiC-TiB2金属陶瓷，再利用APS 技术将TiC-TiB2金属陶瓷喷涂在金属基底上。 SHS 合成的Co-TiC-TiB2或NiAl-TiC-TiB2金属陶瓷纯度较高，颗粒细小可控制。 制备的等离子喷涂涂层没有明显氧化，涂层硬度随着TiC-TiB2含量增加而增加。 值得关注的是，NiAl-TiC-TiB2颗粒中形成了连续Al2O3膜，这层氧化物膜大大提高了涂层的耐腐蚀性能。

Yang 等[11]创新性地将SHS 技术与真空消失模铸造技术结合制备TiC-TiB2强化涂层。 在该项研究中，由于铸造过程中熔融态铝的温度和热量不足以点燃Ti-C-B4C体系的SHS 反应，作者将特氟龙(Poly Tetra Fluoro Ethylene，PTFE)作为反应促进剂引入SHS 系统中，以确保成功点燃反应。 添加3.8%(质量分数)的PTFE 时，TiC-TiB2涂层组织均匀且致密；表面涂层的硬度从80 HB 提高到284 HB；质量损失从533 mg 降低到52 mg，耐磨性显著提高；基体与TiC-TiB2涂层间的粘结强度达到160 MPa。

尽管SHS 技术是一种节能高效的涂层制备工艺，但由于反应速度快而难以控制合成进程，组织中容易出现气孔缺陷，最后的试件可能需要后续的成型工艺过程来提高材料的致密度。 因此，如果制备过程中能够实现一次成形或接近一次成形将使这种制备技术更加完美。

1.3 等离子喷涂技术

等离子喷涂技术由于具有沉积效率高、对基体的热影响小、几乎适用于所有难熔材料的喷涂等优点，在制备高温涂层中应用最广。 目前制备TiC-TiB2涂层常用的喷涂工艺为大气等离子喷涂和反应等离子喷涂。

1.3.1 大气等离子喷涂

大气等离子喷涂(APS)作为最早出现的等离子喷涂技术而被广泛使用于TiB2或TiC 陶瓷涂层的制备中，但使用APS 制备TiC-TiB2涂层的研究较少。 仅有Xu 等[12]采用APS 技术在MB26 镁合金基体上制备了Al2O3- TiB2- TiC/Al 金属基复合材料涂层。 由于α-Al2O3在温度低于1 740 ℃时，临界形核自由能和形核速率都要低于γ-Al2O3，快速冷却时γ-Al2O3从Al2O3熔滴优先析出，故喷涂复合涂层主要由TiB2、TiC 和Al单质以及α-Al2O3和γ-Al2O32 种氧化铝组成。 铝在喷涂过程中能更充分地熔化、铺展，促进涂层与基体的良好结合，从而使涂层与基体结合强度随着铝含量的增加而增加，最大接近20 MPa，但却会导致复合涂层的磨损率增加，磨损机理主要以磨粒磨损和黏着磨损为主。

APS 喷涂过程中虽然采用氩气和氢气作为保护气和送粉气，但主要工作环境是暴露在大气中的，因此仍无法避免空气中的氧气与粉体的接触，尤其是在等离子射流的外部，活泼的金属极易与空气中的O2接触发生反应生成氧化物，层状结构间也经常被氧化物类物质隔开，影响层间结合，进而限制了涂层的应用领域及使用寿命，尽管可以通过引入金属增加结合强度，但却使涂层的硬度或抗磨损性能下降。

1.3.2 反应等离子喷涂

相比于APS 方法，近年来提出的反应等离子喷涂(Reactive Plasma Spraying，RPS)用于制备原位内生涂层，可实现热能和材料的高效利用，在常规方法难以制备的高熔点材料涂层方面显示出巨大优势，可以制备出比使用APS 方法制备出的性能更优良的涂层。

采用RPS 技术，利用生产TiC-TiB2陶瓷常用的反应体系Ti-B4C 粉末体系，研究者们实现了金属表面TiC-TiB2陶瓷涂层的制备[13，14]。 RPS 制备涂层时形成的高温环境，极易造成镁合金基体氧化甚至烧蚀，对涂层的结合稳定性产生不利影响。 Shen 等[13]采用Ni-P化学镀层作为NiAl-TiC-TiB2涂层和Mg 基底之间的中间层，既保护了Mg 基底在RPS 过程中不被熔化和氧化，也做到了与NiAl 基涂层间的热膨胀系数匹配。 制备的涂层与Mg 合金结合紧密，结合强度高达24.2～34.6 MPa，对基体的磨损和腐蚀具有良好的保护作用。与APS 技术制备的疏松、多孔、具有部分熔化或未熔化的原料颗粒堆积的TiC-TiB2复合涂层相比[14]，RPS 技术制备的TiC-TiB2涂层组织更为致密，性能更加优越，其主要原因就是RPS 喷涂是等离子射流和体系反应热两种热源叠加使难熔粒子熔化更为充分。

与APS 技术相比，RPS 技术沉积效率更高，喷涂涂层更厚，原位合成涂层的结合强度更高，组织更为细小，喷涂原料成本也相对较低。 但RPS 喷涂过程速度快，很难控制，反应机理的分析难度较大，体系中金属的活性高也较容易氧化。

1.4 激光熔覆

目前，人们已经不再局限于使用传统方法制备陶瓷涂层。 已有研究结果表明[25，26]，高能量的激光熔覆(Laser Cladding，LC)可以制备具有精细组织结构的陶瓷涂层，实现涂层与基底材料的冶金结合。

激光工艺参数是激光熔覆制备涂层过程中调控微观组织结构的关键因素。 Du 等[15]研究发现激光扫描速度增加，激光与预制涂层粉末相互作用的时间减少，合成的复合涂层中Fe 元素减少(Fe 来源于钢基体)，最终 复 合 涂 层 中 形 成γ - (Fe， Ni)， TiB2， TiC 和Fe3(B，C)相的Ni、Ti、B 和C 元素的比例增加。 同时，微观结构中获得了微米级或亚微米级的TiB2颗粒和TiC 颗粒。 复合涂层的显微硬度比钢基体的提高了近3～4 倍。 该项研究结果充分表明通过调整激光加工参数可以获得微米级或者亚微米级颗粒混合增强的金属-陶瓷涂层。 张天钢等[16]采用同步式激光涂覆方法在Ti811 钛合金表面原位制备出TiC-TiB2复合Ti 基涂层，成功地在初生相TiB2颗粒表面形成TiC，获得纳米级TiC 颗粒，其在涂层基体中弥散分布。 由于涂层中TiC-TiB2的共同作用，激光熔覆涂层的硬度比基体的提高了2 倍。

激光熔覆技术作为近20 年发展最为迅速的涂层制备技术，相比于TIG 熔覆使基体发生严重变形，激光熔覆热源在基体上的作用面更小，对基体有很好的保护作用。 激光熔覆样品也因具有更小的稀释效应，而降低了涂层的不均匀性。 但激光熔覆冷却速率较高，固态扩散转变通常受到抑制，将形成具有复杂三维形状的熔池，这给研究熔池中的反应带来了一定难度。此外，这一技术采用激光作为热源，也大大提高了使用成本。

1.5 火焰喷涂技术

在所有喷涂方法中，火焰喷涂(Flame Spraying，FS)历史最为悠久，目前在陶瓷涂层喷涂上仍广泛应用。但使用此技术制备TiC-TiB2涂层的研究并不多。

1.5.1 超音速火焰喷涂技术

超音速火焰喷涂技术(High Velocity Oxygen Fuel，HVOF)是在火焰喷涂技术的基础上使用高温燃烧室或者特殊喷嘴产生的高温超音速的火焰流作为热源，焰流速度可达5 倍的音速，在不过分加热粒子的前提下使粒子获得很大的动能，从而形成低孔隙率和氧化物夹杂，高结合强度、高致密度和高硬度的功能涂层。 因此，HVOF 技术可应用在普通火焰喷涂无法制备的厚度较高的涂层中，对火焰喷涂表面陶瓷增强相易氧化，孔隙多的问题得到很好的解决。

在使用超音速火焰喷涂制备的TiC-TiB2-Ni 陶瓷涂层[17]研究中，Ni 会参与反应在表面形成一定的Ti(C，N)和NiO，表明喷涂焰流中的空气和助燃气(氧气)会引起Ni 的氧化。 随着金属Ni 含量的增加，涂层组织均匀性逐渐增强，氧化夹杂含量减少，显微硬度逐渐减小，20%Ni 含量的涂层显微硬度最高，为1 114.0 HV。 涂层的耐滑动磨损性能在Ni 含量40%时磨损量最小，涂层的主要磨损失效形式为犁削和脆性剥落。

1.5.2 反应火焰喷涂

反应火焰喷涂(Reactive Flame Spray，RFS)将SHS技术与FS 技术结合在一起，利用火焰喷涂的高温热源来推动SHS 技术燃烧波的蔓延，将反应过程结合在火焰喷涂中，在提高陶瓷涂层致密度和结合强度、简化生产实验步骤等方面有着重要的意义。

王建江等[18，19]对火焰喷涂TiC-TiB2陶瓷涂层的制备、合成机理以及磨损机理等方面进行了研究和探索。研究发现，Al 的加入可以促进Al-Ti-B4C 体系的SHS反应，降低反应发生的临界温度值，使喷涂团聚粉末反应提前发生，但SHS 反应过程中会不可避免地形成Ti(C0.7，N0.3)、TiO2以及Al2O3相。 在以Ti-B4C-C 为主反应体系制备的TiC-TiB2梯度复相陶瓷涂层抗磨损性能研究中发现，随着磨损时间延长，涂层磨损机理由很多细小颗粒物以及大量梨沟为特征的黏着磨损和磨粒磨损转变为大量微裂纹扩展形成层状剥落的疲劳磨损，再较变为过渡层磨损阶段的黏着磨损、磨粒磨损和疲劳磨损的复合磨损，最后发生过渡层出现微裂纹、裂纹扩展产生大量硬质相剥离。

由于火焰喷涂技术常用温度低(最高仅能达到3 100 ℃)的氧乙炔焰为热源，一些高熔点涂层材料很难利用火焰喷涂形成；而且火焰喷涂焰流速度低，涂层结合力小，孔隙率较高。 因此，普通的火焰喷涂并不适合于TiC-TiB2复合陶瓷涂层的制备。 超音速火焰喷涂粒子以半分子状态撞击基底，在一定程度上解决了普通火焰喷涂沉积效率低、涂层氧化夹杂严重、孔隙多的问题，在高熔点氧化物陶瓷涂层制备方面显示出明显的优势。 但超音速火焰喷涂以氧气助燃，喷涂过程中仍有氧化现象，且成本较高。 此外，由于RFS 喷涂过程的复杂性，合成TiC-TiB2复合陶瓷涂层的过程速度快，反应合成无法得到很好地控制。 因此，涂层结构和粒径很难调控，想要明晰RFS 喷涂过程中涂层组织结构的形成过程也有一定难度。

2 原位制备TiC-TiB2陶瓷涂层的主要掺杂元素

为了改善复合陶瓷涂层组织结构，提高涂层性能，国内外研究学者展开了在TiC-TiB2涂层制备中加入金属掺杂元素的相关研究。 在合成过程中掺杂金属元素，由于金属的熔点普遍低于涂层陶瓷相合成温度，在合成过程中金属先熔化形成金属液相，为陶瓷相的合成提供良好的液相环境，同时金属液相浸润陶瓷，冷却后形成粘结相密实陶瓷相之间的连接，使涂层更加致密；一些金属还会参与生成陶瓷相的反应，同时有稀释剂和催化剂的功能。 目前，在TiC-TiB2复合陶瓷涂层合成过程中主要使用的掺杂元素有Co[27]、Ni[28]、Al[29]等金属元素。

2.1 Co 元素掺杂

与其他金属相比，金属钴(Co)更广泛应用于切削工具和耐磨材料领域[30-33]。 在制备TiC-TiB2复合陶瓷涂层中加入Co 元素，由于Co 自身性质比较稳定，基本不参与陶瓷增强相的生成，与TiC 和TiB2陶瓷均具有良好的润湿性，是一种非常良好的金属稀释剂。

Zou 等[9]详细阐述了Co-Ti-B4C 体系SHS 合成TiC-TiB2陶瓷的形成过程。 Co 和Ti 首先形成CoTi2，随后CoTi2和Co 发生共晶反应形成Co-Ti 液相，这个液相环境促进了Co-Ti 和Co-B 化合物的生成，随即B4C 中游离的C 会溶解在Co-Ti 液相中形成TiC，同时这些反应释放的热会促使大量的Co-Ti-B-C 熔体的形成，最终导致TiC 和TiB2陶瓷从过饱和的Co-Ti-B-C 熔体中析出。 这里的Co 在TiC 和TiB2陶瓷合成中的作用机理与Zhao 等[34]在利用RHP 工艺合成Ti(C， N)-TiB2-Co 陶瓷的研究中阐述的Co 的作用机理相似，即:Co 与Ti 在1 089 K 下反应形成CoTi2，并转变为Co-Ti 液相铺展在反应物的周围，为原子的质量传输提供更容易的路线。伴随TiB2和Ti(C，N)陶瓷颗粒从熔体中析出，Co 最终会被留下。

同时，Shen 等[27]利用Co-Ti-B4C 体系SHS 合成粉末，采用APS 技术在AZ91D 镁合金基体上制备了TiB2-TiC-Co 金属陶瓷涂层。 为了提高金属陶瓷涂层与基体的结合稳定性，研究人员采用化学镀和APS 结合的方法制备了Ni-P/NiCrAlY 中间层。 Co-Ti-B4C 体系中的金属Co 在涂层喷涂制备过程中形成液相组织，这些液相填充了涂层组织中的一些孔隙，从而降低了涂层的气孔率。

基于学者们的研究[35，36]，在TiC-TiB2陶瓷涂层制备过程中加入Co 元素可以为陶瓷相的合成创造一个有利的液态条件，也为获得致密的、高结合力的陶瓷涂层提供了一个有效途径。 但相对于添加的其他金属元素，钴的价格更为昂贵，这势必增加TiC-TiB2陶瓷涂层的制备成本。

2.2 Ni 元素掺杂

在TiC-TiB2陶瓷制备过程中，将Ni 元素掺杂在Ti-B4C反应体系中的研究较多[37，38]。 研究者们通常认为，Ni 在反应体系中首先与B4C、Ti 反应生成Ni-B 化合物和Ti2Ni，接着借助共晶反应Ni-B 化合物和Ti2Ni转变为Ni-B 和Ni-Ti 共晶液体，然后通过Ni、B、C 和Ti在Ni-B 和Ni-Ti 液体中的进一步扩散形成Ni-Ti-B-C液体，最终TiC 和TiB2陶瓷颗粒从过饱和液体中析出。这样看来，掺杂元素Ni 在Ti-B4C 体系中的作用机理与Co 的作用相似，即为反应体系营造液态环境，并发挥粘结相或稀释剂的作用。 目前利用包含Ni 元素制备TiC-TiB2涂层的研究鲜见报道。

李方坡等[17]的研究中陈述了Ni 在TiC-TiB2涂层制备中发挥的作用。 除此之外，仅查阅到孙荣禄等[28]以NiCrBSiC 预合金粉末为原料，采用激光熔覆技术在TC4 合金表面原位合成制备出TiC-TiB2增强的Ni 基金属陶瓷涂层。 激光熔覆层由γ-Ni 固溶体、TiC(近球形或多边形)、TiB2(六边形)和Ni3B 等物质组成。 熔覆层的硬度比TC4 合金提高了约3 倍，质量磨损率仅为基体合金的1/10。

由于金属Ni 在1 500 K 真空下对TiC 和TiB2的润湿性非常良好(润湿角分别为30 °和0 °)[39，40]，在TiCTiB2陶瓷涂层中加入Ni 元素将有助于改善涂层性能；与金属Co 相比，掺杂Ni 元素可以降低涂层制备成本，同时Ni 基合金作为基体黏结相，可以获得更高质量的TiC-TiB2金属涂层。

2.3 Al 元素掺杂

金属Al 作为一种低熔点金属，经常被广大学者用于陶瓷的研究[41，42]。 在Al - Ti - B4C 体系中，学者们[43，44]通常认为反应顺序和相形成机理为Al 首先熔化并包围Ti 和B4C 颗粒，此时先由Al+Ti 结合生成TiAl3，随着Ti 进一步扩散到TiAl3中，形成了TiAln金属间化合物。 接着B4C 颗粒中的C 原子先扩散到周围的TiAln层中生成TiCx和TiaAlbCc，留下的B 原子生成B13C2，随着B 原子进一步扩散与TiAln接触生成TiB2，最终TiC 和TiB2在富Al 相中析出。 Al 元素掺杂主要得益于Al 的低熔点，高温环境下铝往往先熔化，为后续陶瓷相的反应合成提供较好的液相条件。

Xu 等[45]采用Al-TiO2-B4C 体系利用RPS 技术制备了TiC-TiB2-Al2O3/Al 复合涂层。 发现在反应物中大量的Al 有利于液滴扩散，起到了填充孔隙的作用，改善了陶瓷相与基体间的润湿性能，促进了涂层结构致密化，从而提高了涂层硬度、耐磨性和耐蚀性。 但由于Al 自身易被氧化，掺杂Al 元素制备的TiB2-TiC 涂层中常常伴有Al2O3的生成[18]，很难实现Al 单质复合TiB2-TiC 涂层的制备。 Li 等[29]开展了激光熔覆技术制备Al2O3-TiB2-TiC 复合陶瓷涂层的研究，着重探讨了涂层的室温干滑动摩擦下涂层磨损性能以及Al2O3颗粒对磨损性能的影响。

Al 元素的加入为陶瓷相的高温反应提供了良好的传热和传质条件，降低了陶瓷涂层的反应时间，而且能够降低陶瓷熔体黏度，促进目标产物在基体上的快速摊平，使生成的陶瓷涂层结构更加稳定。 与Ni、Co 元素相比，Al 的密度更小、价格更低，加入Al 元素能有效减轻涂层质量、降低涂层成本。 但Al 元素自身硬度和熔点低，高温下易发生氧化，加入过量的Al 将会降低涂层的显微硬度和耐烧蚀性能。

3 结 语

TiC-TiB2陶瓷复合材料因其独特的高熔点、高硬度、优异的耐磨损腐蚀性能和高温下优秀的化学稳定性在金属防护领域有潜在的应用前景且得到了广泛关注。 国内外学者开展TiC-TiB2陶瓷的制备技术及合成机理研究已有数十年，而对TiC-TiB2涂层制备的报道并不多见。 近几年对该涂层的关注越来越高，不断有新的制备技术涌现并应用在TiC-TiB2涂层上，但每种制备方法都有各自的优势和不足，对TiC-TiB2涂层的适用性仍有待继续研究。 对于TiC-TiB2涂层未来的研究发展方向应是:(1)在现有制备工艺不断优化的基础上，探索新的涂层制备技术。 (2)根据热膨胀系数匹配或相似原则，选择具有良好润湿性或化学相容性的过渡涂层，最大限度地提高TiC-TiB2涂层与基底的结合强度。 (3)TiC-TiB2涂层中结构缺陷“孔隙”的控制和解决。 除了目前利用涂层激光重熔提高涂层致密度和结合强度外，可以尝试采用涂层的热处理手段，通过控制温度和时间调控涂层晶粒的生长和低熔点物质的熔化，达到排除和填充涂层孔隙的目的。 (4)提高粉末熔化情况。 采用纳米级TiC、TiB2颗粒或通过添加合成粉末颗粒的细化剂获得纳米级TiC、TiB2喷涂颗粒，从而提高粉末熔化、铺展程度，改善涂层组织及性能。