原位反应纳米TiB_2/Cu复合材料的制备和微结构

利用原位反应技术 ,通过控制反应物B2 O3 和石墨的含量制备了原位生长纳米TiB2 增强Cu基复合材料。用XRD ,EDS ,TEM对TiB2 /Cu原位复合材料进行微结构分析 ,研究表明铜基体中弥散分布着 5 0nm的TiB2颗粒 ,并对Cu基体有良好的增强作用。

自蔓延高温合成法制备TiB_2/TiC复合陶瓷

以 Ti、B4 C和 C粉末为原料 ,采用自蔓延高温合成与同时致密化工艺 (SHS/PHIP)制备合成了不同原料配比的 Ti C- Ti B2 复合陶瓷 ,确定了反应原料的最佳配比为 :Ti∶ B4 C=3∶ 1(摩尔比 )。 X射线及 SEM分析表明 ,制备的产物纯净 ,无中间相的出现 ,而且由于 Ti C/2 Ti B2 复合陶瓷组织中长条形状 Ti B2 相的存在 。

盐类反应制备TiB_2/Al-4.5Cu复合材料的研究

采用Ｋ２ＴｉＦ６和ＫＢＦ４混合盐反应法制备ＴｉＢ２／Ａｌ－４．５Ｃｕ复合材料，通过ＳＥＭ，ＸＲＤ及ＭＴＳ等仪器研究了复合材料的凝固组织和力学性能。增强相ＴｉＢ２颗粒细小（＜２μｍ），呈近球形，均匀分布于基体之中，起强化和细化基体作用，ＴｉＢ２颗粒与基体结合好。当Ｋ２ＴｉＦ６和ＫＢＦ４混合物加入质量为基体的２０％时，复合材料的综合性能最好。ＵＴＳ达３５２ＭＰａ，ＥＬ达４．４％，ＨＢ达１４６。

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

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_2颗粒增强铜基复合材料的研究

用机械合金化方法和常规粉末冶金工艺制备了TiB2 /Cu复合材料 ,研究了制备工艺、TiB2 加入量等因素对Cu基复合材料的电学性能、力学性能和显微组织的影响 .研究结果表明 :使用机械合金化方法制备的 3 %TiB2 /Cu复合材料的硬度、强度分别为HV =15 40N/mm2 ,σb=42 9.6MPa ,软化温度达到 980℃ ;使用常规粉末冶金工艺制备的3 %TiB2 /Cu复合材料的硬度、强度分别为HV =90 5N/mm2 ,σb=2 45 .4MPa ,软化温度为 387℃ ;而采用机械合金化方法制备的 3%TiB2 /Cu复合材料的电导率低于用常规粉末冶金法制备的电导率 ,前者为 5 8% (IACS) ,后者为 96 % (I ACS) .可见 ,用机械合金化方法制备的 3%TiB2 /Cu复合材料的力学性能和软化温度与用常规粉末冶金法制备的相比大大提高 .

TiB_2和ZrB_2晶体结构与性能的电子理论研究

根据固体与分子经验电子理论 ,对TiB2 和ZrB2 相进行了价电子结构分析 ;采用键距差 (BLD)方法 ,计算了TiB2 和ZrB2 晶体中各键上的共价电子数。结果表明 :TiB2 和ZrB2 相是靠键距为 3a/3的B—B最强键连接的 ,该键上的共价电子数影响化合物的硬度。化合物的强度可由 η =nc/nT

自蔓延高温合成制备TiB_2

采用Ｔｉ和Ｂ粉压坯，用电焊机作燃烧合成时的点火装置，利用燃烧合成方法制备ＴｉＢ２。用ＸＲＤ、ＳＥＭ技术对合成产物进行结构、组织分析。结果表明，用燃烧合成法在４５７．０℃～８５６．１℃之间可制备得到ＴｉＢ２。用自蔓延高温合成（ＳＨＳ）制备ＴｉＢ２粉末，其粒度可达１～５μｍ。

原位Al_2O_3和TiB_2粒子增强Al-Cu合金基复合材料的制备和性能

由ＴｉＯ２ＡｌＢＣｕＯ体系制备了原位Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２粒子增强Ａｌ３．２％Ｃｕ和Ａｌ６．０％Ｃｕ合金基复合材料。Ｘ射线衍射分析表明，在两种复合材料中均有Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２生成，没有发现Ａｌ３Ｔｉ相产生。原位生成的Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２粒子为尺寸小于２μｍ的等轴状粒子，在Ａｌ基体中均匀分布。室温拉伸试验表明两种ＡｌＣｕ合金基原位复合材料具有很高的强度，并且随着基体合金中Ｃｕ含量的增加复合材料的强度增加。动态压缩试验表明，这种ＡｌＣｕ合金基原位复合材料的强度对应变速率是不敏感的，这可由不同应变速率变形后的复合材料基体中位错密度大致相同来解释。高温压缩蠕变试验表明，两种复合材料均表现出高的显态应力指数。随基体合金中Ｃｕ含量的增加复合材料的蠕变抗力明显提高。

工艺因素对还原气氛下铝热法制备Al_2O_3-TiB_2复相陶瓷的影响

以铝粉、B2 O3 粉和TiO2 粉为原料 ,研究了埋炭还原气氛下B2 O3 加入量、温度和气氛 3种工艺因素对铝热还原法制备Al2 O3 -TiB2 复相陶瓷的影响。结果表明 :(1)在还原气氛下用铝热还原法可以制备Al2 O3 -TiB2 复相陶瓷。 (2 )原料中B2 O3 过量 ,则有 9Al2 O3 ·2B2 O3 相生成。 (3)烧成温度在 90 0℃时铝热反应基本未开始 ;10 0 0℃时有大量TiB2 和α Al2 O3 相生成 ,α Al2 O3 呈长方柱状 ,晶粒较大 ,TiB2分布在α Al2 O3 颗粒之间 ,晶粒细小 ;10 0 0℃以上时 ,反应产物的相组成变化不大 ,但 15 0 0℃后 ,TiB2晶粒较大 ,尺寸为 0 .5～ 3μm。

铝电解槽TiB_2涂层阴极技术

将含有ＴｉＢ２、碳纤维和热固性粘结剂的涂料，涂敷到铝电解槽的阴极基体上，制备出可润湿的阴极表面。经固化和碳化后，涂层和碳质基体材料的粘结力强，热膨胀匹配性好。每台硼化钛涂层阴极试验槽能节省ＮａＦ２５０～３００ｋｇ，试验槽的电流效率高出对比槽１．４４％。

Al_2O_3,TiB_2粒子增强铝基复合材料的动态压缩性能和高温蠕变性能

对ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ和ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ２Ｏ３体系制备的两种Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２原位粒子增强铝基复合材料进行了动态压缩试验和高温拉伸蠕变试验．动态压缩试验表明，随着应变速率的提高，复合材料的强度和初始加工硬化率明显增加．然而，复合材料中含有的条状Ａｌ３Ｔｉ对复合材料的动态机械响应基本没有影响．透射电镜观察表明，在高应变速率下两种复合材料强度和初始加工硬化率的明显提高可由复合材料基体中位错密度的显著增加来解释．高温蠕变试验表明，两种复合材料均表现出高的显态应力指数和蠕变激活能．复合材料中含有的Ａｌ３Ｔｉ对蠕变速率的应力依赖性（应力指数）基本没有影响，对复合材料的蠕变抗力亦无明显的降低作用．然而Ａｌ３Ｔｉ提高了复合材料蠕变速率的温度依赖性（蠕变激活能）．在引入门槛应力后，两种复合材料的蠕变数据均可由微观结构不变模型来解释．

铝电解用TiB_2阴极涂层固化、炭化的升温制度

采用DTG ,DDTA等热分析手段 ,研究了高温固化、炭化过程中 ,铝电解用TiB2 阴极涂层糊料的质量和能量的变化速率 ,制定了涂层的变速固化、炭化升温制度 ;在此基础上 ,研究了升温制度对TiB2 阴极涂层性能的影响。结果表明 :变速升温制度优于匀速升温制度 ,采用变速固化、炭化升温制度所制备的涂层形变小、无裂纹 ,其抗拉强度达 3.13MPa,电阻率为 2 3.2 μΩ·m ;而采用升温速度为 10 .3℃ /h的匀速固化、炭化升温制度制备的涂层形变大、裂纹多 ,抗拉强度小 (2 .6 9MPa) ,电阻率大 (2 8.6 μΩ·m)。

TiC-TiB_2复相陶瓷的自蔓延高温合成研究

以Ti、B和C粉末为原料 ,采用SHS/PHIP工艺制备了不同组份的TiC TiB2 复相陶瓷 ,通过试验研究了复相陶瓷的微观结构特征和力学性能。结果表明 ,SHS反应产物纯净 ,TiC TiB2 复相陶瓷中只有TiC和TiB2两相存在 ;随着TiB2 含量的增加 ,复相陶瓷中TiC颗粒尺寸变小 ,而TiB2 颗粒有异常长大现象 ;TiC TiB2 复相陶瓷的相对密度、硬度和横向断裂强度均随TiB2 含量的增加呈先增后减趋势 ;当TiB2 与TiC的重量比为 6 0 %时 ,该复相陶瓷的横向断裂强度和断裂韧度分别为 5 76MPa和 5 4 5MPa·m1 / 2 ,而相对密度达到 99 4 %。

原位生成TiB_2/Al-Si-Mg复合材料的组织与性能

结合LSM法和MCR法原位反应生成TiB2 粒子增强Al Si Mg复合材料。研究发现 :原位生成TiB2 粒子呈等轴状且尺寸 <1μm ,大都均匀分布在共晶组织中 ,与共晶Si交织在一起 ,在α(Al)中只有少量的TiB2 粒子 ;原位TiB2 粒子可明显强化Al Si Mg复合材料 ,且随着TiB2 粒子数量的增加 ,强化效果也随之提高 ,而且延伸率也略有升高 ,如 6 %TiB2 /ZL10 4复合材料室温拉伸强度可达 2 96MPa ,延伸率为 5 .5 %;热处理 (T6)可将共晶Si由原先的连续棒状变为孤立的颗粒状 ,大幅度提高材料抗拉强度 ,使 6 %TiB2 /ZL10 4复合材料室温拉伸强度达386MPa 。

大尺寸TiB_2-Cu-Ni金属陶瓷块体的燃烧合成及准热等静压致密化

利用燃烧合成结合准热等静压 (PHIP)技术成功制备了直径为 2 40mm的大尺寸TiB2 Cu Ni金属陶瓷 ,对合成产物进行了X射线衍射 (XRD)、扫描电镜 (SEM)和力学性能等实验研究。XRD结果表明反应产物中只有TiB2 和 (Cu ,Ni)两相。SEM分析发现增强相TiB2 陶瓷颗粒已经形成骨架状 ,其间为 (Cu ,Ni)基体相 ,TiB2 颗粒形貌为近等轴状 ,尺寸细小且较均匀。合成产物的致密度为 94.2 % ,弯曲强度和断裂韧性分别达到 5 99.4MPa和12 .5 6MPa·m1/ 2 。

添加TiB_2对Ti-B-C复相陶瓷性能的影响

在1800℃,35MPa的条件下热压烧结B4C/Ti(摩尔比1:3),得到了TiB2/TiC陶瓷材料.材料的弯曲强度和断裂韧性分别为454MPa和8.4MPa·m1/2.当材料中添加不同含量的TiB2时,发现显微结构中有棒晶出现,经X射线分析为TiB2.添加5%(体积比)TiB2时,复合材料的弯曲强度和断裂韧性分别高达540MPa和10.8MPa·m1/2;而添加20%TiB2时,复合材料的弯曲强度和断裂韧性下降到357MPa和8.19MPa·m1/2.经扫描电镜观察,添加5%TiB2的材料中棒晶数量明显,长度在10～40μm,气孔较少;而20%TiB2材料中的棒晶发育不充分,数量较少,并且存在大量的气孔.这说明一定数量的添加剂可以促进棒晶的生长和发育.原位形成的棒晶,使材料起到了自增韧的效果,大幅度提高了复合材料的力学性能。

TiB_2-Cu基复合材料SHS工艺的正交优化

利用SHS技术制备了性能优良的TiB2 40 %Cu基复合材料。SHS工艺参数主要包括压坯相对密度、压坯轴向压力、预压力、延迟时间、高压压力、高温保压时间等 ,对这些参数和材料性能之间的关系进行了探讨。为了研究不同的延迟时间、高压压力和高温保压时间对材料致密度的影响 ,设计了一个三因素、三水平的正交试验。结果表明 ,TiB2 40 %Cu基复合材料的SHS最佳工艺参数为压坯相对密度为 5 9.0 %,压坯轴向压力为 1 3 5MPa,预压力为 1 8MPa ,延迟时间为 7s ,高压压力为 3 6 0MPa ,高温保压时间为 1 0s。

TiB_2含量对TiB_2/Cu复合材料性能的影响

研究了 Ti B2 含量对原位生成 Ti B2 / Cu复合材料性能的影响。结果表明 :Ti B2 / Cu复合材料的硬度、强度随Ti B2 含量的增加有所提高 ,但强度在 Ti B2 的含量超过 2 .0 %后有所下降 ,导电率随 Ti B2 含量的增加有所下降 ,软化温度基本保持在 90

TiAl-B合金凝固过程中初生TiB_2的固-液界面形态演变特征

用原位自生法制备了 Ti Al- B合金 ,并用 XRD、SEM对材料的相组成、微观组织和初生 Ti B2 晶体的界面结构特征进行了研究。结果表明 :该合金主要由 Ti Al和 Ti B2 两相组成 ;初生 Ti B2 呈六面棱柱状 ,在其 (0 0 0 1)面存在清晰的生长台阶、凸台状或柱棒状分枝 ,它们的各晶面取向与母体的取向一致。分析表明 ,在 Ti Al- B合金凝固过程中初生 Ti B2 晶体的固 -液界面是不稳定的 ,使固 -液界面由一完整光滑的界面逐渐演变为由多个相互独立的次级界面构成的复杂界面 ,次级界面亦为小面结构。