莫来石-Ti(C,N)复合材料的制备及其力学性能研究

以TiO_(2)粉、石墨粉、Al/Si/Al_(2)O_(3)复合粉体为原料,在氮气气氛下经1400℃~1600℃保温2 h,采用碳热还原氮化法制备得到莫来石-Ti(C,N)复合材料,研究了烧成温度对复合材料物相组成、微观结构与力学性能的影响。结果表明:经1400℃热处理后,试样的物相组成为Ti(C,N)、SiO_(2)和硅线石。随热处理温度升高至1450℃~1600℃,硅线石消失的同时,试样出现了短柱状莫来石,并与无定形SiO_(2)紧密连接,形成有效的化学结合。当烧成温度为1500℃时,大量开口气孔随颗粒重排、界面移动而消失,材料颗粒间结合较为紧密,气孔数量明显减少,该烧成温度下试样具有最佳综合性能,其体积密度、弹性模量、抗折强度和维氏硬度分别为(3.48±0.02) g·cm-3、(138.5±0.1) GPa、(158.0±0.03) MPa和(21.01±0.01) GPa。

粉末套管法Ti/Al/Ti复合板的界面结合性能

采用粉末套管法,通过“热轧+中间退火+进一步冷轧”工艺制备Ti/Al/Ti复合板。利用扫描电镜、电子探针、能谱仪、XRD分析以及万能实验机,研究不同制备参数下Ti/Al/Ti复合带材的界面形貌、元素分布、物相种类和界面结合强度。结果表明,单一脆性金属间化合物TiAl_(3)的产生会阻碍Ti/Al元素的扩散,扩散层厚度发生减薄。500℃退火,扩散层主要是由扩散形成的冶金结合层,局部区域有少量的金属间化合物TiAl_(3)生成,界面结合强度受冶金结合强度与机械结合强度的动态变化影响,随着压下率升高,结合强度先降低后升高再降低;550℃退火,界面反应增强,TiAl_(3)相逐渐增多,扩散层强度增加,冶金结合强度提高,由14.3 N/mm(500℃)增加至35.1 N/mm(550℃),随着压下率的增大,化合物层破碎程度增加,界面结合强度逐渐降低。

苹果酸辅助NH_(2)-MIL-125(Ti)合成及其光催化性能研究

以苹果酸为添加剂辅助合成了NH_(2)-MIL-125(Ti)光催化剂,采用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)、傅里叶变换红外光谱(FT-IR)、紫外可见漫反射光谱(UV-vis)、光致发光光谱(PL)等手段对其进行了表征,并以光催化降解罗丹明B(RhB)反应为探针评价其性能。结果表明:少量添加苹果酸使得NH_(2)-MIL-125(Ti)晶体厚度变薄、尺寸变小;而大量添加时,NH_(2)-MIL-125(Ti)晶体尺寸变大,同时晶体错位生长,缺陷增加,提高了电子空穴分离效率和界面电荷传输效率,促进样品光降解性能,提升光催化活性,反应120 min后RhB的移除率达到83%。

Ti含量对氩弧熔覆CoCrFeNiCuTi_(x)高熵合金涂层组织及性能的影响

采用氩弧熔覆技术在Q235钢基体表面制备了CoCrFeNiCuTi_(x)(x表示摩尔比值,x=0、0.3、0.5、0.8和1)高熵合金涂层,研究了Ti含量对CoCrFeNiCuTi_(x)高熵合金微观结构和力学性能的影响。结果表明,不同Ti含量的CoCrFeNiCuTi_(x)高熵合金均为FCC单相固溶体。CoCrFeNiCu合金的微观组织为柱状晶结构。随着Ti的加入,微观组织中开始出现析出相,且Ti含量越高,析出相越多。同时Ti的加入明显提高了合金的显微硬度,当Ti的摩尔比为1时,涂层的截面显微硬度值达到最高值439.54 HV0.1。Ti对CoCrFeNiCuTi_(x)高熵合金的耐磨性具有显著影响,CoCrFeNiCuTi合金表现出最好的耐磨性。随着Ti含量的升高,合金的磨损机理由黏着磨损转化成黏着磨损与氧化磨损并存。

热处理工艺对Ti650合金板材组织演变及性能的影响研究

研究了不同热处理工艺对Ti650合金板材组织演变及性能的影响。结果表明:Ti650合金板材对固溶温度的变化较为敏感,随着固溶温度的升高,加剧了初生α相的溶解,次生α相尺寸更加细小,且交错排列,增加了位错运动的阻力,板材强度升高,塑性降低。提高时效温度,次生α相由细针状长大粗化成为长片层状或短片层状,交错排列成不同取向的集束,板材塑性大幅升高,强度略有降低。在时效温度700℃、时效时间2.5~6 h条件下,时效时间对板材组织与性能的影响较小。固溶冷却速率会影响次生α相的形核、析出和长大,降低冷却速率,次生α相由弥散的细针状长大成为短棒状,细晶强化作用减弱,板材室温强度降低,塑性提高。

Ti预处理的SiC_(f)/SiC与镍基高温合金复合铸件的界面组织与强度

由SiC_(f)/SiC复合材料与K403镍基高温合金熔体制备的一体化铸件,冷却到室温时会出现自行断裂。通过采用Ti粉埋覆包渗工艺在1100℃下对SiC_(f)/SiC表面进行预处理,并在适当工艺下与K403镍基高温合金熔体进行陶瓷型精密铸造,成功实现SiC_(f)/SiC与K403镍基高温合金的一体化成形和界面的牢固结合。结果表明:Ti预处理层平均厚度为17μm左右,Ti向SiC_(f)/SiC渗透、扩散和反应,形成含TiC,Ti3SiC2,Ti5Si3Cx,SiC相的显微组织;经过与高温镍基金属液复合铸造后,预处理层演变成厚约120μm的界面反应层,其典型界面组织为Ni2Si+C+Al4C3+MC(M主要含Ti及少量的Cr,Mo,W)。预处理层的存在减轻Ni与SiC的有害石墨化反应,缓解高温金属液对SiC_(f)/SiC的热冲击,形成的界面反应层降低热膨胀系数失配造成的热应力,使得SiC_(f)/SiC与K403一体化铸件结合界面的室温剪切强度达到63.5 MPa。

牙轮钻头Ti(C,N)基金属陶瓷密封配副磨损研究

目前牙轮钻头金属密封环通常采用相同的金属材料,其磨损性能不佳,易造成金属密封因磨损严重而失效。为提高金属密封的磨损性能,提出采用Ti(C,N)基金属陶瓷作为牙轮钻头密封副,并开展其与不同材料配副的磨损试验,研究不同摩擦副的摩擦磨损性能和磨损形式;建立适用于牙轮钻头金属密封材料的数值磨损模型,开展Ti(C,N)基金属陶瓷与不同材料配副的双金属密封性能的数值模拟,基于磨损模型预测使用30 h后不同双金属密封的磨损体积。试验结果表明:当Ti(C,N)基金属陶瓷作为动摩擦副,9CrSi作为静摩擦副时,金属环表面平均磨损体积最小,同时摩擦因数较小,磨损性能更佳。通过试验与仿真数据对比,验证了建立的数值磨损模型适用于双金属密封。仿真结果表明:当Ti(C,N)基金属陶瓷作为动金属环,9CrSi作为静金属环时密封端面磨损体积最小,金属密封磨损性能显著提高,其接触应力最大值为23.243 MPa,能够满足密封要求。

激光沉积Ti65钛合金低周疲劳性能

对激光沉积制造的Ti65钛合金进行室温低周疲劳实验,对比研究了高、低功率试样的低周疲劳性能。结果表明,高、低功率试样均表现出循环软化的特征,随着应变幅的增加,试样的软化率在不断提高;相同应变幅下,高功率试样的软化率和疲劳寿命高于低功率试样。通过损伤演化模型对疲劳寿命进行预测,预测结果较为准确,均处于1.5倍分散带以内。低应变幅下,低功率试样疲劳源萌生于气孔缺陷,高功率试样疲劳源萌生于表面裂纹,低功率试样裂纹萌生速度明显快于高功率试样,疲劳寿命更低;高应变幅下,试样具有多疲劳源,疲劳寿命明显下降。不同功率试样的裂纹均以穿晶断裂的形式进行扩展。

激光沉积Ti65钛合金显微组织和疲劳性能

采用单一变量法研究了激光功率和温度对激光沉积制造Ti65钛合金高周疲劳性能的影响,通过光学显微镜、超声波探测仪和扫描电镜(scanning electron microscope,SEM)对试样的显微组织、内部缺陷和断口形貌进行了分析.结果表明,不同功率试样的显微组织均为网篮组织,α相的含量明显高于β相的含量,高温下网篮组织中的α相发生粗化,晶粒内部出现一些块状α相,组织的均匀性下降.室温和高温条件下高功率和低功率试样的疲劳极限分别为454,398.5,371.5 MPa和336.25 MPa,同一温度下,高功率试样的疲劳极限要比低功率试样的疲劳极限高10%以上;同一功率下,室温试样的疲劳极限要比高温试样的疲劳极限高18%以上,温度对于高周疲劳的影响更大.激光沉积制造Ti65钛合金试样内部存在气孔缺陷,低功率试样中气孔的数目多且直径大,其疲劳源均形核于气孔缺陷处,气孔直径越大,距离表面距离越近,裂纹萌生的越快,疲劳寿命越低,高功率试样中气孔的数目少且直径小,其疲劳源均萌生于表面裂纹,缺陷的存在对裂纹的萌生存在很大影响.

高速子弹侵彻Ti6Al4V合金的热力耦合分析

基于动力学、温度-位移关系和几何非线性原理,采用Johnson-Cook本构模型构建起高速子弹撞击Ti6Al4V数值分析模型,研究了不同速度下子弹着靶时剩余速度的变化及靶板的温升特性及靶板的瞬态应力变化规律进行了分析;分析了距离撞击点不同位置的应力变化规律及碰撞时上下表面的应力变化情况,并分析了子弹撞击Ti6Al4V合金板过程中的冲击能量突变过程。结果表明:通过对比不同速度子弹侵彻Ti6Al4V的数值分析模型,得出子弹初速度大小是影响侵彻过程中各参数变化的重要因素;随着初速度的增大,其碰撞时间减小且剩余速度随初速度的变化规律近似线性递增;碰撞过程中子弹动能转化为整体内能使温度上升,碰撞区域温度随速度增大而增大;瞬态应力的大小及传递速度随子弹速度变化而改变,速度越大,碰撞中心弹性和塑性变形越剧烈,应力值越大。

Ti微合金化热轧高强钢带性能试验研究

针对Ti微合金化高强钢带力学性能波动的问题,进行炼钢生产工艺优化,开展不同工艺对低合金高强钢热轧钢带力学性能影响的研究。原炼钢工艺为先将钢水在氩站进行钛合金化,然后直接送连铸机浇铸。为了进一步提高钢水洁净度、改善产品质量、增强力学性能稳定性,在原炼钢工艺中增加LF精炼工序,并进行新工艺试验。结果表明:钢水经过LF精炼处理,钢中硫含量从0.010%左右降低到0.005%左右,TiN夹杂物颗粒尺寸减小到10μm以内,能够使Ti微合金化高强钢热轧钢带的纵向冲击功提高43 J、横向冲击功提高38.9 J,并且具有良好的0℃低温冲击性能,保持产品力学性能稳定。

Ti65钛合金热变形行为及本构方程

利用WDW-100H万能试验机对Ti65钛合金进行了等温恒应变速率热压缩实验,变形温度为840~1010℃,应变速率为0.001~0.1 s^(-1),建立了应变补偿型Arrhenius本构方程和热加工图。结果表明:在840~880℃内流动应力曲线波动较大,在880℃时峰值应力与稳定后应力之间的降幅最小,为24%,对温度敏感性较大;在920~1010℃内流动应力曲线较为平稳,在920℃时峰值应力与稳定后应力之间的降幅最大,为30%,对温度敏感性较小。采用应变补偿型Arrhenius本构方程可以较好地预测Ti65钛合金在变形条件为840~1010℃和0.001~0.1 s^(-1)下流动应力的变化规律。根据相关系数R=0.994和平均相对误差e AARE=6.9%可以判断出该模型精度较高,平均应变速率敏感性指数m为0.31。在应变为1.0时建立热加工图,发现Ti65钛合金在低温高应变速率下可能会发生失稳,在低温低应变速率下会发生再结晶行为。最终得出Ti65钛合金的最佳热变形工艺参数,即温度区间为940~980℃,应变速率区间为0.01~0.001 s^(-1)。

硬化模型对Ti80厚板焊接热-力耦合仿真计算的影响

在船用Ti80钛合金厚板的多层多道焊接中,材料经历了多次热-力循环的作用,焊接接头需要考虑材料在循环载荷作用下的热塑性变形行为,而不同的塑性本构模型所表达的材料力学特性存在明显差别,因此材料塑性模型对焊接残余应力的模拟计算有着直接影响。文中通过对Ti80钛合金材料在不同温度(20~900℃)的拉伸试验以及不同温度(20~800℃)的低周疲劳试验,获得了Ti80钛合金材料的理想弹塑性模型、各向同性硬化模型、随动硬化模型和混合硬化模型的材料参数。采用不同硬化模型对Ti80焊接接头焊接残余应力进行模拟计算,并采用X射线测量残余应力,将获得的残余应力结果进行对比,分析不同硬化模型对焊接残余应力的影响。结果表明,理想塑性模型低估了残余应力的大小,各向同性硬化模型略微高估了熔池及其附近的残余应力大小,随动硬化模型与混合硬化模型残余应力计算值较为接近,前者略小,后者可较精确预测残余应力。从工程应用的角度来看,推荐各向同性应变硬化模型,该模型在残余应力预报的数值最大,使用该模型可以获得相对保守的预测值。

SLM制备Ti6Al4V合金表层组织的均质化及腐蚀行为研究

采用激光选区熔化(SLM)增材制造工艺制备致密度为97.5%的Ti6Al4V合金,并利用高能喷丸与退火处理复合工艺对垂直建造方向的XOY面及平行建造方向的XOZ面进行均质化处理,然后对原始打印件、喷丸处理以及喷丸+退火处理的3种状态的试样进行电化学性能测试。研究结果表明:经喷丸处理后,原始打印件XOY面和XOZ面的组织趋于均质化,同时组织明显细化;喷丸既不改变衍射峰的位置,也不产生新的衍射峰,但可使衍射峰宽化;对于喷丸后经不同温度退火处理的样品,随退火温度的升高,XOY面和XOZ面的晶粒逐渐长大,在780℃退火后,二者均可获得α+β双相组织。对于原始打印件,XOY面和XOZ面的电化学腐蚀行为存在明显的差异,其中,XOY面的腐蚀倾向更小,耐蚀性能更优。经喷丸+退火处理后,这种差异明显减小,同时耐蚀性能进一步提高,经综合考虑可得喷丸+780℃退火为最佳工艺。

典型低轨辐照环境对MoS_(2)-Ti薄膜真空摩擦学性能的影响

采用非平衡磁控溅射方法在9Cr18基底上制备了MoS_(2)-Ti薄膜,并对4组样品分别进行了电子辐照、电子/质子辐照、电子/质子/紫外辐照、电子/质子/紫外/原子氧辐照。采用SEM、XRD、XPS分析了辐照前后薄膜的结构和化学组成变化,通过摩擦试验考察了辐照前后薄膜的摩擦学性能,探讨了其损伤机制。研究结果表明,电子辐照、质子辐照、紫外辐照对MoS_(2)-Ti薄膜的显微组织结构、表面形貌及摩擦学性能没有明显影响。动能5 eV的原子氧对MoS_(2)-Ti薄膜表面有显著的损伤,主要表现在表面出现“绒毯”状形态,Mo、S和Ti元素被氧化成高价氧化物。原子氧辐照导致MoS_(2)-Ti薄膜摩擦起始和中段摩擦因数升高、中段摩擦因数不稳定,比磨损率增大。

Si调控Cu-20Sn-15Ti钎料显微组织与性能的演变行为

为通过成分调控改善Cu-Sn-Ti钎料的显微组织及性能,采用扫描电子显微镜、X射线衍射仪及EDS能谱分析等设备,研究了Si对Cu-20Sn-15Ti钎料显微组织与性能的影响规律。结果表明:Cu-20Sn-15Ti钎料的显微组织为大尺寸多边形状CuSn_(3)Ti_(5)相、共晶组织和α-Cu相。添加少量的Si(质量分数≤2.0%)可细化钎料中多边形状CuSn_(3)Ti_(5)相,并生成小尺寸Si_(3)Ti_(5)相,较多的Si(质量分数≥3.0%)会造成多边形状CuSn_(3)Ti_(5)相分化离散、共晶组织粗化减少,Si_(3)Ti_(5)相含量增加且粗化,当Si含量增至5.0%时,钎料不再生成多边形状CuSn_(3)Ti_(5)相和共晶组织,Ti主要用于生成Ti_(5)Si_(3)相,显微组织主要为Ti_(5)Si_(3)相、α-Cu相、Cu41Sn11相和少量条状CuSn_(3)Ti_(5)相;与Cu、Sn相比,Si与Ti具有更强的化学亲和力,Si优先与Ti反应生成Ti_(5)Si_(3)相;Ti_(5)Si_(3)相的三维组织形貌为棱柱状,且呈团聚附生特征,粗条状Ti_(5)Si_(3)相具有中心或侧面孔洞缺陷,孔洞的形成主要与其生长机制有关;随着Si含量的增加,钎料的剪切强度呈“升高-降低-升高”的趋势,断口形貌由准解理断裂和解理断裂的混合形态向解理断裂转变;CuSn_(3)Ti_(5)相易破碎开裂成为起裂源,不同粗大状态CuSn_(3)Ti_(5)相的存在均在一定程度上恶化钎料剪切强度。

时效处理对Cu-Y_(2)O_(3)-Ti复合材料组织及性能的影响

以Cu、Y、Ti和CuO粉末为原料,采用机械合金化(MA)和热还原的方法制备了Cu-Y_(2)O_(3)-Ti复合粉末。然后经放电等离子烧结(SPS)技术制备了Cu-Y_(2)O_(3)-Ti复合材料,并对材料进行了900℃固溶1 h和不同温度时效2 h的处理。采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、能谱仪(EDS)、拉伸试验和导电率测量仪等研究了不同温度时效处理对Cu-Y_(2)O_(3)-Ti复合材料组织及性能的影响。结果表明:随着时效温度的升高,Cu-Y_(2)O_(3)-Ti复合材料的晶粒和第二相尺寸增大,导电率降低,最大应变和抗拉强度先增大后减小。Cu-Y_(2)O_(3)-Ti复合材料经900℃固溶1 h+400℃时效2 h后,综合性能最优,其具有良好塑性的同时,抗拉强度和导电率分别达到326.4 MPa和73.0%IACS。

轧制态TiZrNbSn合金的再结晶行为

首先对冷轧态Ti-49Zr-21Nb-1.0Sn(TZNS1.0)合金分别在600、650、700、750、800和850℃进行再结晶退火处理10、20、30、60、90和120 min,随后采用光学显微镜(OM)和电子背散射衍射(EBSD)技术分析了热处理后合金的组织演变,计算了合金的再结晶激活能,建立了其再结晶动力学模型。结果表明:随着退火温度的升高,TZNS1.0合金的再结晶形核孕育时间缩短,β晶粒经历了回复、再结晶形核和长大阶段。随着退火时间的增加,合金的晶粒尺寸增大,但长大速度逐渐减小。TZNS1.0合金在750℃再结晶退火后,仅少数区域发生再结晶,大部分区域仍为变形组织,并存在许多小角度晶界、高密度位错和轧制织构。在800℃退火后,再结晶区域呈现大角度晶界,轧制织构和高密度位错被消除。退火温度进一步升高到850℃时,再结晶过程全部完成,合金晶粒明显长大。TZNS1.0合金的再结晶激活能为67.45 kJ/mol,850℃退火处理时,合金的再结晶动力学方程为x=1-e^(-0.05t 0.9)。

Ti-48Al-2Cr-2Nb钝化膜的电化学性能及形成机理

探究Ti-48Al-2Cr-2Nb合金钝化膜的耐腐蚀性和形成机理对提高电解加工过程中的抗杂散腐蚀具有重要意义。通过极化曲线确定了Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的钝化电位,采用X射线光电子能谱确定了钝化膜的成分与结构,并运用电化学阻抗谱和Mott-Schottky理论分析了钝化膜的电化学性能。结果表明,Ti-48Al-2Cr-2Nb合金在NaNO_(3)电解液中钝化电位区间为0.079~1.896V,钝化膜主要成分为Al_(2)O_(3)、TiO_(2)及少量的Nb_(2)O_(5),呈双层多孔结构,具有良好的耐腐蚀性。钝化膜具有n型半导体特性,载流子密度随钝化电位的增加而降低。最后,构建了钝化膜形成示意图,揭示了Ti-48Al-2Cr-2Nb合金钝化膜的形成机理与成相膜理论相符,以半球体模型延展并形成独立的相。

退火工艺对Ti-Ni-V形状记忆合金相变和形变行为的影响

利用差示扫描量热仪和拉伸试验研究了400℃×10~120 min和500℃×10~120 min退火态Ti-50.8Ni-0.5V合金的相变行为、拉伸性能和形状记忆行为。结果表明:随退火温度和时间变化,合金的相变类型、R相变温度T_(R)和热滞ΔT_(R)、马氏体相变温度T_(M)和热滞ΔT_(M)、抗拉强度R_(m)、伸长率A、应力诱发马氏体相变临界应力σ_(M)、加载-卸载残余应变ε_(R)和能耗W_(D)的变化规律如下:400和500℃退火态Ti-50.8Ni-0.5V合金皆发生B2→R→B19’/B19’→R→B2(B2-母相,CsCl型结构;R-R相,菱方结构;B19’-马氏体相,单斜结构)型相变;T_(R)^(400℃)>T_(R)^(500℃),T_(M)^(500℃)>T_(M)^(400℃),ΔT_(M)^(400℃)>ΔT_(M)^(500℃)≥ΔT_(R)^(400℃)≈ΔT_(R)^(500℃)≈4℃;R_(m)^(400℃)>R_(m)^(500℃),A^(500℃)>A^(400℃);400℃退火态合金的超弹性(SE)稳定性高于500℃退火态合金。随退火时间延长,T_(R)^(400℃)、T_(R)^(500℃)、T_(M)^(400℃)和T_(M)^(500℃)升高,ΔT_(M)^(400℃)和ΔT_(M)^(500℃)减小,ΔT_(R)^(400℃)和ΔT_(R)^(500℃)在3.5~4.6℃之间变化;400℃退火态合金保持SE,500℃退火态合金由SE向SE+SME(形状记忆效应)转变;σ_(M)^(400℃)和σ_(M)^(500℃)降低;W_(D)^(400℃)和W_(D)^(500℃)增加;ε_(R)^(500℃)先降后升;ε_(R)^(400℃)在0.64%~1.36%之间变化。要使Ti-50.8Ni-0.5V合金获得较高的T_(R),可对其进行400℃退火;要使该合金获得较高的T_(M),可对其进行500℃退火;要使该合金在室温下获得超弹性,可对其进行400℃×10~120 min或500℃×10~60 min退火。