TiC/Ti复合材料激光熔覆层的冲击磨粒磨损性能

在Ti6A14V表面通过激光熔覆工艺原位合成TiC/Ti金属基复合材料涂层,其基体组织结构随表层预置合金粉末成分的变化而改变.采用单摆划痕装置测试原位合成TiC/Ti复合材料涂层的冲击磨粒磨损性能.结果表明,与基材Ti6A14V相比复合材料激光熔覆层的抗冲击磨粒磨损性能提高了2倍,且随表层顶置粉末中Cr3C2含量的增加,反应生成的TiC含量增加,涂层抗冲击磨料磨损性能提高.

机械合金化+烧结制备TiC/Ti_3SiC_2复合材料

以Ti、Si和C单质粉末为原料,采用机械合金化合成了TiC/Ti3SiC2混合粉体,并用放电等离子烧结球磨粉体制备了致密的TiC/Ti3SiC2陶瓷。结果表明,机械合金化可以合成由TiC和Ti3SiC2组成的混合粉体,同时还可以细化晶粒,促进烧结的致密化过程。在1200℃下,保温5min,加压30MPa,对机械合金化1h时的粉体进行放电等离子烧结可制备相对密度高达99.1%的TiC/Ti3SiC2复合陶瓷。

TiC/Ti(C,N)/TiN复合涂层在滑移区的高温微动磨损特性

采用化学气相沉积(CVD)技术,在1Cr13不锈钢基体上制备TiC/Ti(C,N)/TiN复合涂层。研究了该涂层从室温(25℃)到400℃的微动磨损特性,并与无涂层的1Cr13不锈钢基材比较。结果表明:在滑移区,温度对1Cr13不锈钢微动磨损影响较显著;随着温度上升1Cr13不锈钢摩擦系数减少,磨损体积下降;而温度对TiC/Ti(C,N)/TiN复合涂层磨损体积影响不大,且磨损量均很小。TiC/Ti(C,N)/TiN涂层表现出比1Cr13不锈钢优异的抗微动磨损性能。但当该涂层被磨去后,产生的硬质磨屑形成磨粒磨损,反而对基体造成更大的损伤。

TiC/Ti_3AlC/Ti_3Al三相自生复合材料热应力分析

根据TiC/Ti_3AlC/Ti_3Al三相自生复合材料的结构,建立了热应力分析的4层嵌套模型,推导了热应力计算公式。并利用该模型计算了TiC/Ti_3AlC/Ti_3Al三相复合材料的热应力。计算结果表明:各相及对应界面的法向应变和切向应变均较TiC/Ti_3Al两相结构材料有所降低,这有利于防止材料发生界面脱粘损坏:在Ti_3AlC界相中只产生较小的切向压应力,可大幅度降低Ti_3Al基体相中的切向压应力,有利于防止Ti_3Al基体发生拉裂破坏。对具有包覆结构的TiC/Ti_3AlC/Ti_3Al合金的显微力学性能进行了测试,Ti_3AlC界相的存在,使增强体中心到基体的显微硬度和弹性模量呈梯度变化,有利于应力传递。

TiC/Ti复合材料的高温塑性变形行为及微观组织

采用液相烧结法(LPS)制备了TiC／Ti复合材料,借助X射线衍射(XRD)分析了复合材料的相构成。对TiC／Ti复合材料进行了高温压缩和高温挤压实验,利用扫描电镜(SEM)和光学显微镜(OM)分析了复合材料高温变形前后的微观组织。实验结果表明：基体Ti与烧结助剂中的Cu发生反应生成玻璃相TiCu2。在高温塑性变形过程中,由于液相TiCu_2的存在,使复合材料表现出良好的高温塑性变形能力,压缩率达到72．9％,挤压比为16：1；复合材料高温塑性变形后,材料中的孔洞明显减少,致密度得到提高,组织成分保持稳定：处于液相状态的TiCu2高温挤压后,细化成尺寸为1μm-2μm的小颗粒,均匀分布于基体Ti颗粒的周围。

机械合金化及真空烧结法制备TiC/Ti材料

采用机械合金化真空烧结法制备TiC/Ti复合材料,利用激光粒度分析仪、SEM和XRD研究了球磨时间及烧结工艺对TiC/Ti复合材料断裂形貌、微观组织及力学性能的影响。结果表明,将球磨10 h的复合粉末冷压成形,真空烧结到1580℃,保温3 h,可获得综合性能较好的TiC/Ti复合材料,烧结样品的致密度、抗弯强度、硬度分别为91.68%、32.79 MPa和72.3 HRA。

原位合成TiC/Ti基复合材料氧化行为

研究了TiC/Ti基复合材料在550℃,600℃和650℃空气中恒温氧化行为。分析了增强体TiC对钛基复合材料氧化动力学行为的影响,并用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。结果表明:TiC/Ti基复合材料的氧化层由金红石型的氧化物TiO2组成;增强体TiC能够提高钛基复合材料的抗氧化性,而且随着TiC增强体含量的增加,钛基复合材料的抗氧化性增加;这主要是因为TiC增强体能够促进致密氧化膜的生成。氧化动力学曲线为抛物线类型。

添加物对Al_2O_3-TiC/Ti(C,N)系陶瓷复合材料组织和性能的影响

Al2O3-TiC/Ti(C,N)系陶瓷复合材料具有广阔的应用前景,但综合性能还有待进一步改善。分析讨论了TiC/Ti(C,N)主要成分含量对组织性能的影响,综述了Cr2O3、Y2O3、ZrO2等化合物添加物和Fe、Al、Co、Ni、Mo等金属添加物对Al2O3-TiC/Ti(C,N)系陶瓷复合材料中组织和性能影响的研究结果,并比较分析了其各自的特点。

MA及原位-热压合成TiC/Ti_5Si_3复合材料

以Ti粉、Si粉和C粉为原料,利用高能球磨及热压工艺合成了TiC/Ti5Si3陶瓷复合材料。研究了工艺条件尤其是热压温度对合成产物相组成及微观结构的影响,并结合DSC、XRD和SEM对反应合成机理进行探讨。结果表明:通过优化合成工艺,高能球磨12 h,热压温度1 400℃时,烧结6 h得到了高纯度的TiC/Ti5Si3陶瓷复合材料;合成过程为:反应开始时发生Ti+C■TiC,反应ΔG=-167.72 kJ/mol。2 h时发生5TiC+8Si■Ti5Si3+5SiC,反应ΔG=-62.12 kJ/mol,当6 h时发生3SiC+8Ti■Ti5Si3+3TiC,反应ΔG=-697.8 kJ/mol。显微结构表明:TiC/Ti5Si3复合材料的合成过程伴随Si熔融,该材料以TiC-Si-Ti5Si3形式相结合,其中Si为黏结剂。

TiC/Ti-Al基复合材料的燃烧合成

为了改善Ti-Al金属间化合物的脆性,利用SHS/PHIP工艺制备了TiC/Ti-Al基复合材料.理论分析表明,绝热温度随C质量分数的增加而呈升高趋势,当体系中碳的质量分数≥2%时,该体系能完成自蔓延过程.采用电子扫描显微镜,X射线衍射仪对合成产物进行了分析.结果表明,合成产物中除存在基体相Ti3Al和TiAl和增强相TiC外,还存在许多三元相Ti3AlC和Ti2AlC相;随着Al质量分数的增加,增强相的形貌由颗粒状逐渐变成棒状或片状;复合材料的硬度和压缩强度随C质量分数的增加逐渐增加,但密度及相对密度随C质量分数的增加呈先增加后降低的趋势.当C的质量分数达到4%时,其实际密度和相对密度均达到最大.

TiC/Ti2Cu增强钛基复合材料的组织性能

采用表面无敏化、无活化的化学镀铜法对石墨烯进行表面镀铜,并通过微波烧结法原位合成TiC/Ti2Cu增强钛基复合材料,研究烧结温度对钛基复合材料显微组织和性能的影响。结果表明:石墨烯表面成功镀覆了一层较为均匀分布的铜颗粒,石墨烯与基体Ti界面反应生成TiC和Ti2Cu相。随烧结温度的升高,复合材料的相对密度、压缩强度和耐磨性先升高后下降,摩擦系数先降低后升高,烧结温度1150℃时复合材料的性能最佳,其相对密度、抗压强度、摩擦系数分别为97.56%、1614 MPa、0.55。

纳米TiC/Ti细化剂加入量对铸态Al-Zn-Cu-Mg合金组织和性能的影响

采用高能球磨法制备金属Ti粉负载纳米TiC颗粒复合细化剂(TiC/Ti细化剂),研究细化剂加入量对铸态Al-Zn-Mg-Cu合金组织和性能的影响。结果表明:随着TiC/Ti细化剂加入量的增加,Al-Zn-Mg-Cu合金的晶粒尺寸逐渐减小;当加入量为0.5%(质量分数)时,晶粒形态由未添加细化剂时的525μm树枝晶转变为119.7μm的细等轴晶;随着细化剂加入量的增加,合金的晶粒尺寸逐渐粗化。铸态Al-Zn-Mg-Cu合金的第二相由T(AlZnMgCu)相和θ(Al_2Cu)相组成,晶粒细化使第二相细化、分散,但细化剂的添加并不改变第二相的组成。随着细化剂加入量的增加,合金的抗拉强度和维氏硬度升高;当细化剂加入量为0.5%时,合金的抗拉强度和硬度分别为249.5 MPa和137.3 HV,较未添加时的分别提高32.9%和16.4%。

TiC/Ti复合材料拉伸断裂机理的分子动力学模拟

采用分子动力学模拟研究了具有特征晶体取向的TiC/Ti复合材料的拉伸变形行为,并探讨了温度和应变速率对TiC/Ti复合材料拉伸变形的影响。模拟结果显示,当温度为300 K、应变速率为0.01 ps^(-1)时,TiC(111)/Ti(0001)界面模型在垂直于界面的拉伸载荷作用下的应力-应变曲线有一个明显的峰值,其主要是因为位错在Ti层中的滑移与扩展以及局部原子非晶化。温度和应变速率对TiC/Ti复合材料的拉伸性能有明显影响,在100~900 K的模拟温度范围内,模型的塑性变形表现出较强的温度敏感性;应变速率大于0.005 ps^(-1)时,TiC(111)/Ti(0001)界面模型的拉伸性能具有较强的应变速率敏感性,而在应变率低于0.005 ps^(-1)时,模型的拉伸性能表现出较弱的应变速率敏感性。

原位合成TiC/Ti基复合材料增强体的生长机制

利用Ｔｉ与Ｃ之间的自蔓延高温合成反应，经非自耗电弧熔炼工艺制备了ＴｉＣ增强的Ｔｉ基复合材料借助Ｘ射线衍射（ＸＲＤ）和光学金相显微镜分析了复合材料的物相和增强体的形态结果表明：复合材料由ＴＩＣ增强体和基体Ｔｉ合金组成．而原位合成增强体的形貌与凝固过程密切相关，ＴｉＣ增强体易长成树枝晶和等轴颗粒形状．Ａｌ元素的加入不仅固溶强化了Ｔｉ合金基体，同时通过对凝固过程的影响，使ＴｉＣ增强体更为细小，并趋向于长成等轴状粒子．

B添加对TiC/Ti6Al4V复合材料组织和耐磨性能的影响

用熔铸法制备原位自生钛合金基复合材料,研究B元素的添加对TiC/Ti6Al4V复合材料显微组织和耐磨性能的影响。结果表明:当B的加入量小于0.06%(质量分数,下同)时,随B加入量的增加,复合材料中的枝晶状增强相TiC的尺寸显著减小,由粗大的树枝状逐渐减小为细小的树枝状,甚至链条状和颗粒状,但是复合材料的耐磨性下降;当B添加量从0.1%增加到0.6%时,枝晶状TiC细化不明显,TiC周围伴有纤维状的TiB出现,复合材料的耐磨性能得到明显提高。B对TiC枝晶的细化是凝固前沿成分过冷区形核率的提高和TiC生长率降低的综合作用结果。耐磨性能的改善主要是生成的大量纤维状TiB共同参与了磨损所致。

TiC/Ti合金中共晶TiC形态的形成机制研究

自生颗粒增强钛基复合材料中的TiC增强相,可分为初生TiC和共晶TiC,它们的形态、尺寸及形成机制均不尽相同。利用SEM、XRD、EDX等手段研究了钛合金中共晶TiC的形态及形成机制。合金中含碳量不同时,可能形成规则共晶或离异共晶。成分处于共晶点附近的合金,由于两相共生生长,β-Ti抑制了TiC的分枝,使TiC呈棒状或颗粒状,形成规则共晶。含碳量远低于共晶成分时易形成离异共晶,共晶反应发生在初生β-Ti枝晶的间隙中,多数共晶β-Ti依附于初生β-Ti生长,TiC与熔体接触增多,易分枝,而大量初生β-Ti的存在使TiC分枝受空间限制,只能在二维方向上分枝,从而促使羽毛状TiC的形成。Mo、Sn等合金元素的加入可使共晶TiC形态成为球团状。

激光熔覆原位合成TiC/Ti复合材料试验研究

利用激光熔覆技术,在工业纯钛表面原位合成了 TiC/Ti复合材料。结果表明:选择不同的激光熔覆工艺参数,可使碳粉和Ti粉通过原位合成反应在钛表面生成TiC/Ti复合材料熔覆层;激光功率和扫描速率是影响熔覆层质量的主要因素:激光功率越大,形成的增强相颗粒尺寸越大,相应合金元素氧化也越严重;扫描速率越大,Ti与 C的作用时间变短,增强相颗粒尺寸越细小,且增强相所占的体积分数也相应减少。用 XRD、DES和 SEM证明了 TiC颗粒的存在,同时发现颗粒分布具有一定的均匀性,原位生成的TiC颗粒主要以等轴状和块状两种形态存在。

TiB_2-TiC/Ti(C,N)复合涂层的研究进展

TiB2-TiC及TiB2-Ti(C,N)复合陶瓷材料由于系列优异性能而成为理想的金属表面涂层材料。综述了高性能TiB2-TiC/Ti(C,N)复合涂层的涂层复合体系、制备工艺、形成机理等方面的研究成果,展望了该复合涂层材料的应用前景及研究发展趋势,为其在工业领域的实际应用指明了方向。

原位自生成TiC/Ti-6Al复合材料的高温氧化

利用热重分析仪测量了原位自生成技术制备的TiC/Ti-6Al复合材料高温连续氧化增重特性.结果表明,原位自生成TiC/Ti基复合材料在高温氧化时遵循抛物线规律,氧化增重在1073K时远大于873K和973K时,计算获得该复合材料的氧化激活能为255.7kJ/mol.研究发现,873K和973K时形成的氧化物是不连续的岛状分布,而在1073K时,氧化物已形成均匀连续的膜,这是由于复合材料的氧化首先发生在TiC颗粒的表面上,而不是像均质材料一样在整个表面上均匀地发生.

TiC/Ti复合材料动态拉伸的裂纹形成及扩展机制

采用熔铸法制备的原位自生TiC/Ti复合材料,在SEM中静载动态拉伸,原位观察和研究了裂纹的萌生及扩展机制。结果表明,TiC颗粒表面及应力集中处最容易萌生微裂纹;在不同位置萌生的微裂纹中,处于有利位向的微裂纹不断扩展,并与周围的裂纹连接形成主裂纹;主裂纹扩展主要是通过自身扩展与周围的裂纹连接相结合的方式进行,当裂纹扩展受阻时,裂纹前方颗粒处形成新的裂纹或基体中形成塑性坑,并通过扩展相互连接;裂纹扩展到一定程度后,试样全面失稳而迅速断裂。根据试验观察与分析建立了裂纹萌生与扩展模型。