烧结温度对(Ti_(5)Si_(3)+TiC+TiB)/Ti复合材料组织和力学性能的影响

为了获得性能优异的钛基复合材料和解决单一增强相对性能提升有限等问题,以Ti粉、SiC粉、TiB_(2)粉、C粉为原料,采用粉末冶金法,在不同烧结温度下原位自生制备了(Ti_(5)Si_(3)+TiC+TiB)/Ti复合材料。通过XRD、SEM、万能试验机等设备表征了复合材料的微观组织和力学性能。结果表明:随烧结温度的升高,复合材料的致密度提高,平均晶粒尺寸逐渐增大;烧结温度的升高使增强相数量增加的同时减少了较低烧结温度下的团聚现象。复合材料的洛氏硬度、屈服强度、抗拉强度随烧结温度的升高先增大后减小,断裂应变下降不显著。在1300℃下,(Ti_(5)Si_(3)+TiC+TiB)/Ti具有最佳的综合力学性能,烧结态试样的抗压强度达到最高2435 MPa,屈服强度1649 MPa,洛氏硬度49.1HRC,断裂应变28.7%。分析可知,微米尺寸的TiC、TiB和亚微米尺寸的Ti_(5)Si_(3)增强相的协同作用在显著提高复合材料强度的同时也保持了一定的塑性。(Ti_(5)Si_(3)+TiC+TiB)/Ti复合材料的增强方式以细晶强化、弥散强化和载荷传递强化为主。

粉末冶金TC4-B_(4)C原位反应制备TiC+TiB增强TC4基复合材料的显微组织和力学性能

以TC4和B_(4)C粉末为原料,通过放电等离子烧结法(SPS)并结合热挤压制备不同含量TiB和TiC增强TC4基复合材料,研究以TC4-B_(4)C为原位反应体系生成不同含量TiB和TiC对TMCs的微观组织和力学性能的影响规律及其高温力学性能。结果表明:原位生成的TiC和TiB与基体结合牢固,TiC呈类球形颗粒状,TiB呈晶须状;增强相在基体中呈现出沿一次颗粒边界分布的三维网络状形貌;与未增强TC4合金相比较,复合材料基体晶粒显著细化,并存在较高的位错密度,TC4基复合材料的室温和高温性能得到显著提升;在室温拉伸下,当B_(4)C的含量(质量分数)为0.5%时,基体的连通性较好,表现出较高的强度(抗拉强度1246 MPa)和较好的伸长率(12.4%);在400℃下进行拉伸时,当B_(4)C的含量为1.64%时,TC4基复合材料的抗拉强度和伸长率分别为1112 MPa和6.9%。

INTERFACE REACTION OF TiC_p-REINFORCED Ti-MATRIX COMPOSITE

ＩＮＴＥＲＦＡＣＥＲＥＡＣＴＩＯＮＯＦＴｉＣｐＲＥＩＮＦＯＲＣＥＤＴｉＭＡＴＲＩＸＣＯＭＰＯＳＩＴＥ①ＺｅｎｇＱｕａｎｐｕ，ＭａｏＸｉａｏｎａｎ，ＬｕＦｅｎｇＮｏｒｔｈｗｅｓｔＩｎｓｔｉｔｕｔｅｆｏｒＮｏｎｆｅｒｏｕｓＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈ，...

原位合成TiC和TiB增强钛基复合材料的微观结构与力学性能

利用钛与B4C之间的自蔓延高温合成反应经普通的熔铸工艺原位合成制备了TiC和TiB增强的钛基复合材料。光学金相、EPMA、TEM和X射线衍射的研究结果表明 :存在两种不同形状的增强体 ,即短纤维状TiB晶须和等轴、近似等轴状TiC粒子。TiB与Ti基体界面洁净 ,没有明显的界面反应 ,而TiC与Ti基体界面有非化学配比的TiC过渡层存在。由于增强体承受载荷 ,基体合金晶粒细化以及高密度位错的存在 。

铸态(TiB+TiC)/Ti复合材料组织和性能的研究

利用钛与碳化硼及石墨之间的自蔓燃高温合成反应 ,经非自耗电弧熔炼工艺制备了 Ti B晶须和 Ti C粒子混杂增强的钛基复合材料。借助扫描电镜和透射电镜观察了复合材料的微观结构 ,结果表明 :原位合成增强体均匀地分布在基体合金中 ,Ti B增强体以晶须状生长 ,而 Ti C增强体以树枝状、等轴状生长。原位合成增强体与基体合金的界面非常干净 ,不存在界面反应产物 ,但 Ti C粒子周围的基体合金中存在高密度的位错。原位合成增强体的加入提高了复合材料的力学性能 ,合金化元素铝的加入不仅固溶强化了钛基体合金 ,同时使增强体长得更为细小 。

原位合成TiC和TiB增强钛基复合材料

分析了增强体 Ｔｉ Ｃ 和 Ｔｉ Ｂ 在钛中的原位生成机理， 利用普通的熔铸设备， 原位合成制备了 Ｔｉ Ｃ 和 Ｔｉ Ｂ 颗粒增强的钛基复合材料。 Ｓ Ｅ Ｍ 和 Ｘ 射线衍射的研究结果表明： Ｔｉ Ｃ 和 Ｔｉ Ｂ 以不同形状在钛基体中生长， 较为细小， 且分布均匀。

原位合成TiB_2-TiC陶瓷基复合材料

分析了 Ti B2 - Ti C陶瓷基复合材料的原位生成机理 ,利用普通的热压烧结设备 ,以 Ti H2 - B4C为原料原位合成了高性能的 Ti B2 - Ti C陶瓷基复合材料。 TEM和 X射线衍射的研究结果表明 :原位合成的复合材料中 Ti B2 为长柱状的显微形貌 。

TiB_w与TiC_p原位增强钛复合材料的高温蠕变特性

分别对增强相体积分数为15％的TiBw/Ti和（TiBw+TiCp）Ti复合材料及相应的基体在798-848 K范围内进行了蠕变行为研究.结果表明,两种复合材料的应力因子分别为 4.6-4.7和4.3-4.5,激活能为294和343kJ/mol,比纯钛的晶格扩散激活能高.两种复合材料的抗蠕变能力均比基体好,而（TiBw+TiCp）/Ti的抗蠕变性能比TiBw/Ti还要好.此外,实验表明在三种材料中都没有门槛应力存在.两种复合材料的蠕变机制均为位错攀移机制.

激光熔化沉积(TiB+TiC)/TA15原位钛基复合材料的显微组织与力学性能

利用激光熔化沉积工艺制备了TiB+TiC增强相体积分数分别为9%、11%、22%及57%的4种(TiB+TiC)/TA15原位钛基复合材料。随增强相含量提高,TiB形态由片层状向棱柱状转化,TiC形态由不规则颗粒状向枝晶状转化,钛基复合材料硬度及弹性模量均显著提高而塑性明显下降。增强相体积分数约为9%的复合材料表现出较好的综合力学性能,增强相体积分数大于11%后复合材料的抗拉强度急剧降低。与激光熔化沉积态TA15钛合金相比,TiB+TiC增强相体积分数约为9%的复合材料抗拉强度(1040 MPa)及屈服强度(935 MPa)均提高约12%。

放电等离子原位烧结制备TiC+TiB/Ti复合材料

采用放电等离子烧结(SPS),通过Ti与B4C之间的原位反应合成TiC+TiB/Ti复合材料。首先通过热力学计算判断可能发生的反应,利用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)对球磨混合粉以及烧结后材料的相组成和显微组织进行了研究,测定材料的相对密度和硬度,并探讨了Ti与B4C采用放电等离子烧结制备TiC+TiB/Ti复合材料的致密化过程和反应机理。结果表明,采用SPS技术,在1150℃保温5min的条件下,Ti与B4C能同步完成反应、烧结、致密化,生成TiC+TiB/Ti复合材料,并且原位生成的增强相分布均匀且细小。

原位合成(TiB+TiC)/Ti6242基复合材料高温氧化行为

研究了(TiB+TiC)/Ti6242基复合材料在550℃,600℃和650℃空气中恒温氧化行为。用X射线衍射仪(XRD)和配有能谱仪(EDS)的扫描电子显微镜(SEM)对氧化层表面的相组成、形貌以及氧化层剖面的显微结构进行了分析,并分析了各元素对钛基复合材料氧化动力学行为的影响。结果表明:(TiB+TiC)/Ti6242基复合材料的氧化层由一系列薄层组成;增强体TiB提高抗氧化性优于TiC,加工可以提高其抗氧化性;氧化动力学曲线主要为抛物线类型。

B_4C量对TiC-TiB_2颗粒增强金属基复合材料涂层制备的影响

对Al-B4C体系下B4C的量与原位内生TiC-TiB2颗粒增强金属基复合材料涂层制备之间的关系进行了研究。结果表明,Al:B4C质量比大于9:1可制备出高质量的TiC-TiB2颗粒增强金属基复合材料涂层,提高Al:B4C质量比虽有利于涂层的制备,但不利于涂层中增强相体积分数的提高。Al在涂层制备过程中的作用主要是降低单位体积内参加反应物的量、降低生成TiC-TiB2反应的门槛温度和充当除氧剂的作用,为涂层的制备提供了一种更加便利的途径。

增强体 TiB 和 TiC 在 Ti 中的原位生成

分析了增强体ＴｉＢ和ＴｉＣ在Ｔｉ中的原位生成原理，研究了利用Ｂ４Ｃ粉末与海绵Ｔｉ混合熔炼制备钛基复合材料的技术．结果表明，ＴｉＢ和ＴｉＣ以纤维状或树枝状的形式在Ｔｉ中生长，且分布均匀．

TiC和TiB混杂增强钛基复合材料研究新进展

混杂增强是获得高性能复合材料的有效方法,它可以兼顾2种或多种增强体的特点,使之起到相互弥补的作用,特别是由于产生的混杂效应将明显提高或改善单一增强材料的某些性能,从而扩大材料设计的自由度。因此,对于TiB与TiC原位自生混杂增强钛基复合材料方面的研究将很有意义。本文从制备方法、界面与组织及性能方面对TiC和TiB混杂增强钛基复合材料进行了详细阐述。

添加剂镍对原位合成TiB_2-TiC复相陶瓷材料性能的影响

用TiH2 ,Ni和B4 C作为原料 ,采用热等静压法制备了TiB2 TiC复相陶瓷材料 ,此方法工艺简单 ,成本较低。XRD研究表明在样品中只存在TiB2 和TiC两相 ;TEM研究结果表明TiB2 晶粒为规则的多边形和板条状 ,添加剂Ni位于TiB2 TiC交界处 ;显微硬度、断裂韧性和SEM断口形貌的研究结果表明添加剂Ni显著提高了TiB2 TiC复相陶瓷材料的综合性能。

原位自生TiC与TiB增强钛基复合材料的组织和力学性能

通过真空自耗熔炼、锻造、退火等工艺制备得到不同含量原位自生Ti C、Ti B,以及Ti C+Ti B(体积比1∶1)钛基复合材料,研究了其显微组织、室温和高温(300℃)拉伸性能以及室温压缩性能,并分析了室温拉伸时Ti C和Ti B强化作用之间的耦合关系。结果表明:复合材料的基体组织为变形α组织,Ti C呈细小等轴状和略微粗大椭球状,Ti B呈短纤维状;当增强体总体积分数相同时,Ti C+Ti B的强化效果高于Ti C或Ti B的,且随着增强体体积分数的提高而增强,但复合材料的塑性明显下降;复合材料室温拉伸断裂方式主要是增强体的承载断裂,而高温拉伸时的断裂方式包括增强体的承载断裂和部分Ti B短纤维与基体的脱黏;室温拉伸时,Ti C与Ti B的强化作用与细晶强化作用间满足耦合系数1.5的叠加关系。

原位合成(TiB+TiC)/Ti-8Al-1Mo-1V复合材料的显微组织和室温力学性能

利用钛与碳、B4C之间的化学反应和自耗电弧熔炼工艺原位合成制备了不同含量TiB和TiC(两者物质的量比为1∶1)增强的Ti-8Al-1Mo-1V基复合材料;利用X射线衍射仪、光学显微镜和扫描电镜分析了复合材料的物相组成和增强体的形态,并讨论了增强体对复合材料室温力学性能的影响。结果表明:复合材料中增强体分布均匀,TiB呈短纤维状,TiC呈等轴状;当增强体的体积分数为10%时,复合材料的屈服强度、抗拉强度和弹性模量明显提高,而塑性则降低;当增强体的体积分数为20%时,弹性模量进一步提高,塑性很差,转变成脆性材料。

Ti-40Al-2B合金微观组织和初生TiB_2生长特征

用原位自生法制备了 Ti- 40 Al- 2 B(wt% )复合材料 ,并用 XRD、SEM对复合材料的相组成和微观组织 ,特别是 Ti B2 的形貌进行了研究。结果表明 :该合金由 Ti Al和 Ti B2 两相组成。其中 Ti B2 颗粒以初生的块状和共晶的片状或细棒状形式共存。初生 Ti B2 呈六面棱柱体 ,端面有清晰的生长台阶 ,其显露晶面分别为 (0 0 0 1)和 { 10 1- 0 }。结合晶体生长理论分析认为 :Ti B2 的生长单元为一个硼原子和六个钛原子组成的三棱柱 ,硼原子位于三棱柱的中心 ,生长方式以台阶式生长为主。其中 { 112- 1}面生长速率最快 ,{ 10 1- 0 }面生长速率最慢 ,导致 Ti B2 形成以 { 10 1- 0

Ti-Al-B合金空心管状初生TiB的生长机制

采用原位自生法制备了 Ti- 17Al- 1.5 B复合材料 ,并用 XRD、SEM对复合材料的相组成和微观组织进行了研究。结果表明 :该合金由 Ti3Al和 Ti B两相组成。初生 Ti B多呈较粗长的空心管状 ,共晶 Ti B呈短纤维状。根据晶体生长的固 -液界面稳定性理论分析认为 :Ti B的 B2 7晶体结构和晶体生长过程中的棱边效应导致初生 Ti B容易生长成空心管状。这是因为 ,在初生 Ti B晶体的 [0 10 ]方向的固 -液界面生长至一临界尺寸以后 ,晶面中心处因扩散受阻 (热扩散和溶质扩散 )而存在非常大的扩散过冷使晶面中心的台阶停止生长 ,这时 Ti B优先在棱边处长大 ;另外 ,Ti B[0 10 ]方向生长速度非常快。二者的共同作用使初生 Ti B易于长成与 [0 10 ]方向一致的空心管状。而共晶Ti B则由于径向尺寸很小 (呈纤维状 ) 。

原位合成(TiB+Al_2O_3)/Ti复合材料

应用热力学 ,分析了Ti与B2 O3 、Al之间的化学反应原位合成TiB和Al2 O3 增强的钛基复合材料的合成机理。设计了普通的非自耗电弧熔炼工艺制备该钛基复合材料。借助X射线衍射仪 (XRD)和扫描电镜 (SEM )分析了原位合成复合材料的物相和增强体的形态。结果表明 :原位合成的增强体确实为TiB和Al2 O3 。增强体在基体合金上分布较为均匀 ,增强体形状为短纤维状。原位合成增强体的加入显著提高了钛基复合材料的洛氏硬度。