增材制造Ti基复合材料的研究进展

随着航空航天、汽车工业等领域的快速发展,Ti基复合材料(TMCs)因其高强度、低密度、高温耐久性和优异的耐磨性而受到广泛的关注,通过增材制造技术制备的Ti基复合材料有着广泛的应用前景。在Ti基材料中添加合适的强化相可改变复合材料的微观结构和性能。介绍了几种常用的增材制造方法及其特点,包括选区激光熔化(SLM)、激光金属沉积技术(LMD)、电子束熔化技术(EBM)和激光近净成形技术(LENS),综述了通过原位反应生成和直接添加强化相对Ti基复合材料的影响,为进一步研究增材制造增强钛合金及复合材料性能提供了理论依据。

Ti颗粒表面包覆处理对镁基复合材料界面及力学性能的影响

以AZ91D作为基体,Ti颗粒和利用电爆沉积法在Ti颗粒表面包覆Al的Al-Ti颗粒作为增强颗粒,使用搅拌铸造工艺分别制备了Ti_(p)/AZ91D和(Al-Ti)_(p)/AZ91D两种复合材料。使用扫描电子显微镜(SEM)对复合材料中Ti颗粒分布的均匀性进行了观察,并进一步的对增强体与基体间的界面进行了分析。通过拉伸试验,考察了复合材料的屈服强度、抗拉强度及伸长率等力学性能指标,并对断口进行了分析。由于表面包覆后的Al-Ti颗粒能够提供更好的界面结合,因此与Ti_(p)/AZ91D复合材料相比(Al-Ti)_(p)/AZ91D复合材料具有更高的力学性能。

MoS2/Ti3C2Tx异质复合材料的制备及电化学性能研究

利用水热法合成了MoS2/Ti3C2Tx异质复合材料,采用SEM、XRD、XPS和电化学工作站对所制样品的形貌、结构、成分和电化学性能进行了表征。结果表明,当Ti3C2Tx引入量为30 mg时,所制MoS2/Ti3C2Tx异质复合电极具有最优的电化学性能和较好的循环稳定性,在1 A/g电流密度下的比电容达到262.54 F/g,且经10 000次循环后仍保持82.1%的初始比电容。

球磨工艺对医用Ti–Mg复合材料力学性能的影响

采用球磨+冷压制坯+微波加热烧结工艺制备Ti–15Mg复合材料,研究球磨工艺对Ti–15Mg混合粉末性能以及烧结后复合材料力学性能的影响。结果表明:以200 r·min^(-1)球磨转速球磨8~10 h,随着球磨时间延长,混合粉末的平均粒径明显变小,粉末粒度分布逐渐集中在10~45μm区间,粉末的球形度增加。在长时间球磨过程中,软质镁颗粒受到强烈撞击、研磨,引起表面破碎,钛颗粒出现了体积破碎和表面破碎,最终导致软质镁颗粒包裹脆性钛颗粒。球磨8 h后,混合粉末未出现明显的氧化,混合粉末中钛、镁粉末分布较为均匀,复合材料的力学性能较为优良,符合作为医用材料的力学性能要求。在低球磨转速下,球磨转速的提高不会导致粉末性能和烧结后复合材料性能出现明显变化。最佳球磨工艺参数为球磨时间8 h、球磨速度200 r·min^(-1),过程控制剂为正己烷。

SPS烧结温度对ACNs/Ti复合材料组织结构与力学性能的影响

通过放电等离子烧结(SPS)制备ACNs(无定形碳纳米颗粒)/Ti复合材料,并采用扫描电子显微镜、X射线衍射仪、光学显微镜以及电子万能试验机对不同烧结温度下ACNs/Ti复合材料的显微组织、相组成及力学性能进行表征。结果表明,较低烧结温度(800℃)下,未反应的ACNs虽然会对复合材料的强度有所贡献,但其与基体的界面结合较弱,会导致复合材料塑性严重下降。较高烧结温度(1000℃)下,与基体充分反应的TiC颗粒过度生长后尺寸较大,这一现象会造成材料强度下降。当烧结温度为900℃时,ACNs与Ti基体完全反应生成TiC颗粒,这种细小弥散的TiC沿着基体颗粒周围分布形成了准连续网状结构,此时ACNs/Ti复合材料具有最佳的强塑性匹配,其抗拉强度、屈服强度、延伸率分别为648.19 MPa、551.02 MPa、36.19%。

铸态(TiB+TiC)/Ti1100复合材料高温拉伸性能及蠕变行为

通过XRD、SEM、TEM等表征手段研究(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的铸态显微组织、高温拉伸性能和高温蠕变行为。结果表明:(TiB+TiC)/Ti1100复合材料具有典型的网篮组织,通过B_(4)C、C和Ti的反应原位生成了晶须状的Ti B和等轴状的TiC。随着温度的升高,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的极限抗拉强度从766 MPa降低至511 MPa。在实验范围内,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的稳态蠕变速率随温度和应力的升高而降低。根据对相关数据的计算,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的应力指数和激活能分别为3.75和269.5 kJ/mol。结合蠕变后的变形区域组织,可以确定该材料的蠕变过程主要受位错滑移控制。α/β界面是位错滑移的主要障碍,同时TiB、TiC和硅化物也阻碍着位错的运动。β-Ti的大量溶解导致硅化物的形成,并降低了α/β界面对位错的阻碍效果。增强相特别是TiB可以通过承载作用,降低基体中的应力集中从而抑制β-Ti的溶解。

Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架复合材料的准静态压缩力学行为

通过对Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架复合材料进行准静态压缩试验,对其变形及断裂机理等展开研究,为该类材料的成分设计和工程应用提供基础。试件是由Ti基非晶合金与不同孔隙率的SiC陶瓷骨架复合所得,在不同应变速率下,对试样进行室温轴向准静态压缩性能测试,并观察试件的微观组织和断面特征。结果表明:SiC体积分数为85%的复合材料的准静态抗压强度达到2343 MPa,抗压强度随SiC含量增加而增加,在准静态加载的应变率范围内,复合材料及各相的强度对应变率不敏感,断裂特征为典型的脆性断裂;裂纹主要在SiC相和两相界面处扩展,Ti基非晶相对裂纹的扩展起到阻碍作用;SiC相对Ti基非晶相的约束诱发了Ti基非晶相中多重剪切带的形成,提高了材料复合的变形能力,而Ti基非晶相对SiC相的约束导致SiC相碎化严重,增强了复合材料的承载能力。

基于物质点法Ti/Al_(3)Ti层状复合材料抗斜侵彻性能研究

为研究Ti/Al_(3)Ti层状复合材料在弹体斜侵彻下的防护性能以及解决有限元法模拟侵彻过程存在的网格畸变问题,利用物质点法建立了弹体侵彻Ti/Al_(3)Ti层状复合材料的数值模型,模拟了弹体侵彻Ti/Al_(3)Ti层状复合材料的过程,得到的弹道冲击靶板应变云图和弹体剩余速度时程曲线与已有文献结果对比,吻合较好。并基于物质点法模拟了卵形弹以不同入射角度侵彻Ti/Al_(3)Ti层状复合材料的过程。当弹体入射角度θ从0°增加到45°时,弹体垂直靶板方向弹体剩余速度减少,Ti/Al_(3)Ti层状复合材料的能量吸收率从43.4%增加至99.9%。且当弹体入射角度为45°时,发生了明显的跳弹现象。结果表明:随着弹体入射角度的增加,Ti/Al_(3)Ti层状复合材料的抗斜侵彻性能提升。

Ti基非晶合金及其SiC陶瓷骨架复合材料动态压缩力学行为研究

为了验证Ti基非晶合金和陶瓷两种材料三维连通网状结构的复合优势,制备出具有优良抗冲击性能的复合材料,本文采用铜模吸铸法制备了Ti基非晶合金,并用渗流铸造法制备出孔隙率分别为30.86%、18.14%和15.28%的Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架复合材料。采用X射线衍射仪对纯Ti基非晶合金以及SiC陶瓷骨架复合材料进行相分析,确认了试件材料的非晶状态;在不同应变速率下,用分离式霍普金森压杆(SHPB)实验装置对试样进行室温轴向动态压缩力学性能测试,并利用能谱型场发射扫描电镜(SEM)等设备观察了试件的微观组织和断面特征,对比分析了Ti基非晶合金和SiC陶瓷骨架复合材料的动态压缩力学性能和失效机理。研究表明,Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架复合材料内部的微裂纹最初萌生于应力集中的两相界面处,并在SiC相内部或两相界面处扩展,继续加载,SiC相失效后,Ti基非晶合金相在远超过其动态压缩强度的应力下迅速失效,复合材料整体失效。SiC相内的断裂形貌主要有微裂纹与解理台阶,Ti基非晶合金相内的断裂形貌有脉状花样、多重脊状条带、蜂窝状花样与光滑无特征区,其中以光滑无特征区为主。复合材料的抗压强度随SiC含量的增加而增加,SiC体积分数为85%的复合材料,其动态抗压强度达到1 664 MPa。

热处理对Cu/Ti层状异质结构复合材料组织及力学性能的影响

利用金相显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射和疲劳试验机研究了热处理对Cu/Ti层状异质结构复合材料微观组织及力学性能的影响。结果表明,在400℃×60 min热处理后,Cu/Ti界面处无扩散;在600℃×60 min热处理后生成2μm的扩散层,在800℃×60 min热处理后扩散层厚度增长至约12μm,分为Cu_(4)Ti、Cu_(4)Ti_(3)和CuTi_(3)共3层结构。400℃×60 min热处理后,复合材料因Ti层而存在异质结构,在拉伸变形过程中,异质变形诱导强化导致其拥有良好的综合力学性能,其抗拉强度和断后伸长率分别为361.7 MPa和36.7%。随着热处理温度的升高,Ti层异质结构逐渐消失,异质变形诱导强化减弱,同时Cu/Ti界面间生成金属间化合物层,从而导致复合材料塑性下降。

原位生成陶瓷相结合Ti(C,N)复合材料及其性能研究

以TiO_(2)粉、鳞片石墨和Si粉为原料,采用碳热还原氮化法在1450℃保温2 h制备了陶瓷相结合Ti(C,N)复合材料。研究了Si粉加入量(加入质量分数分别为0、5%、15%、25%)对材料物相组成、显微结构、物理性能及抗氧化性的影响。结果表明:适量Si粉的引入有利于细化Ti(C,N)晶粒,提高Ti(C,N)复合材料的常温力学性能与抗氧化性。当Si粉加入量为5%(w)时,原位生成陶瓷相结合Ti(C,N)复合材料的综合性能较优,其显气孔率、常温抗折强度和常温弹性模量分别约为(38.8±1.6)%、(62.5±2.4)MPa及(59.6±2.2)GPa。随Si粉加入量(w)进一步增加至15%或25%,复合材料的体积密度和力学性能下降。

增材制造Ti6Al4V基复合材料研究进展

Ti6Al4V基复合材料具有高杨氏模量、高比强度、良好的耐磨性和高温耐久性等一系列优异的性能,在航空航天、汽车制造和石油化工等高端结构材料领域具有广阔的应用前景。然而,Ti6Al4V基复合材料的传统减材制造方法存在能耗高、效率低、工艺复杂、材料利用率低和后处理加工成本高等共性缺点,无法满足规模化应用的需要。在此情况下,增材制造(additive manufacturing,AM)技术因具有能耗低、效率高、材料利用率高及对复杂形状制品可实现近净成型等优点,在制备Ti6Al4V等合金及其复合材料方面具有显著的应用优势和重要的科研价值。综述了现有Ti6Al4V基复合材料的增材制造方法,包括选区激光熔融(selective laser melting,SLM)、激光定向能量沉积(laser directed energy deposition,LDED)、电子束熔融(electron beam melting,EBM)、丝材电弧增材制造(wire arc additive manufacturing,WAAM)和电子束自由成形(electron beam freeform fabrication,EBFF)法,总结了上述方法的技术原理和优缺点,以及以原位合成陶瓷增强相为主的Ti6Al4V基复合材料的适宜加工参数、显微形貌特征及力学性能特点,并展望了增材制造Ti6Al4V基复合材料领域的技术发展趋势。

Ti(C,N)基金属陶瓷复合材料的制备与性能研究

在现代材料科学领域,金属陶瓷复合材料因其独特的物理和化学性质,在航空航天、汽车制造、能源等领域得到了广泛的应用。其中,Ti(C,N)基金属陶瓷复合材料以其高强度、低密度和优异的耐腐蚀性能而备受关注。文章以实验研究的方式探究Ti(C,N)基金属陶瓷复合氮化硼材料的制备工艺及其性能,以期为各个应用领域的进一步发展提供理论依据。

振动耦合场作用下低温原位合成Al_(3)Ti/Al-Mg-Mn复合材料的组织与力学性能

通过超声和机械振动耦合场辅助,采用原位反应法制备了Al_(3)Ti/Al-Mg-Mn复合材料,研究了反应温度和耦合场作用时间对其组织演变和室温力学性能的影响。结果表明:超声和机械振动耦合场可以促进原位反应的进行,分散细化Al_(3)Ti颗粒。经760℃耦合场处理10 min后,Al_(3)Ti/Al-Mg-Mn复合材料室温抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为222,119 MPa和8.1%,相比于Al-Mg-Mn基体,室温抗拉强度和屈服强度分别提高了17.5%和25.2%,伸长率由8.7%降低至8.1%。室温力学性能的提升,主要归因于Al_(3)Ti增强相引起的细晶强化、载荷传递强化和热错配强化,其中热错配强化对于复合材料强度的提升贡献最大。

熔渗温度和熔渗相组成对三维互穿网络结构(Mo,Ti)Six-RSiC复合材料组成、微观结构、力学和热学性能的影响

以RSiC为基体,通过MoSi2-Si-Ti合金活化熔渗(AMMI)工艺来制备三维互穿网络结构的(Mo,Ti)Six-RSiC复合材料。采用XRD、SEM、力学性能、热膨胀测试等方法研究了熔渗温度和熔渗相组成对复合材料组成、微观结构,力学和热膨胀系数等性能的影响。结果表明:采用AAMI法可获得具有三维互穿网络结构的(Mo,Ti)XSi2-RSiC复合材料,材料的组成主要为SiC、Si、TiSi2和(Mo0.2Ti0.8)Si2;随预熔配方中MoSi2含量和熔渗温度的增加,复合材料的室温力学性能均先增大后减小,采用MoSiTi-2配方1700℃熔渗所得复合材料的力学性能最佳,其弯曲强度、弹性模量和断裂韧性分别为136.8MPa、217.3GPa和2.45MPa·m^1/2,相比基体分别提高约44%,158%和75%;MoSiTi-2-S2.6-1700在1200℃的热膨胀系数约为4.51×10^-6℃^-1,且基体密度对复合材料CTE的影响高于熔渗相组成;随温度升高,复合材料的弯曲强度增加,1400℃时,其弯曲强度为189.4MPa,比室温提高了约38%;随氧化时间增加,MoSiTi-2-S2.6-1700的室温力学性能先增加后降低,氧化60h时,材料的弯曲强度和弹性模量达到最大,分别为146.8MPa和212.08GPa,与未氧化试样相比提高了约16.2%和51.7%,即使氧化100h,材料的力学性能仍高于初始值。

玻璃纤维强化Ti/Al_(3)Ti层状复合材料的方法与性能研究

利用真空热压烧结工艺,以一种新型的材料排列方式(复合材料前半部分为Ti/Al_(3)Ti层状复合材料,后半部分在Ti/Al_(3)Ti层之间扦插玻璃纤维),成功利用玻璃纤维强化Ti/Al_(3)Ti层状复合材料。在同样的工艺条件下,通过改变玻璃纤维的层数(玻璃纤维的体积分数),探究玻璃纤维的层数对复合材料静态压缩性能、静态拉伸性能的影响。研究结果表明:随着玻璃纤维层数的增加,复合材料的静态压缩性能与静态拉伸性能都有提升,但不是简单的正相关,而是前期提升效果明显,后期提升效果不明显;同时,复合材料的静态压缩性能在沿垂直于叠层方向测试时,提升效果要比沿平行于叠层方向测试时明显。

热等静压烧结制备Ti/Al_(3)Ti金属间化合物层状复合材料的微观结构和性能

Ti/Al_(3)Ti金属间化合物层状复合材料因其本身具有高比弹性模量、低密度、高比强度、抗蠕变能力强、抗氧化能力强、耐高温等优异的性质,在航天精密零部件、装甲防弹、现代武器、汽车工业等领域广泛应用。利用热等静压烧结工艺制备了Ti/Al_(3)Ti金属间化合物层状复合材料,对复合材料的微观结构、显微硬度、压缩性能、拉伸性能进行了探究。结果表明:在保温700℃、压力为150 MPa条件下,烧结得到的复合材料无明显缺陷、界面结合良好;复合材料的硬度值呈周期性变化,Ti层在300 HV左右、Al_(3)Ti层在530—600 HV之间、中心线处在530—540 HV之间;Ti层的引入对复合材料整体韧性有所提升,在静态压缩测试中垂直于叠层方向的平均最大抗压强度为1185.1 MPa、平行于叠层方向为894.6 MPa,在静态拉伸测试中最大抗拉强度为281.7 MPa。说明,采用热等静压烧结工艺制备的Ti/Al_(3)Ti金属间化合物层状复合材料具有优异的力学性能。

硬质相形状对Ti-Al_(3)Ti仿生复合材料断裂行为影响的数值模拟研究

Al_(3)Ti具有低密度、高硬度等特点,然而,由于其具有较高的脆性,导致较小的变形下便会发生破碎。为了提高Al_(3)Ti的应用范围,受生物结构的启发,根据贝壳珍珠层、海螺壳和鱼鳞的几何结构,建立了Ti-Al_(3)Ti仿生有限元计算模型,研究了硬质相形状和加载速度对材料断裂的影响,从断裂行为、裂纹扩展过程和吸能效果等角度分析仿生复合材料的抗断裂机理。定义了形状系数,并对结构进行优化设计。结果表明,在准静态条件下,硬质相形状对仿珍珠层试样的断裂行为有显著影响。长方形硬质相能更好地抑制裂纹向载荷端扩展,从而提高试样的承载能力。形状系数在5.0左右的试样表现出最优的抗断裂能力和吸能效果。在动态冲击条件下,软质相抑制裂纹扩展的能力增强,使长方形试样的抗断裂能力和吸能效果得到进一步提高。

Al_(3)Ti/A356复合材料微观组织及力学性能研究

采用原位铸造法将Al_(3)Ti颗粒与铝基体复合可制备出高比强度的Al_(3)Ti/Al复合材料。原位Al_(3)Ti相易生成大尺寸长杆状颗粒且易团聚,降低熔体铸造性能并造成铸造缺陷。将超声处理工艺与原位铸造法结合,借助超声的空化和声流效应可有效分散并细化Al_(3)Ti颗粒,从而制备出组织均匀及性能优异的Al_(3)Ti/Al复合材料。本文以Al和K2TiF6为反应体系,通过超声辅助熔盐法制备出10%Al_(3)Ti/Al(质量分数)中间合金,在此基础上采用超声辅助重熔稀释法可制备出组织均匀及力学性能良好的5%Al_(3)Ti/A356(质量分数)复合材料,并对其微观组织和力学性能进行分析。结果表明,向A356基体中加入5%(质量分数)Al_(3)Ti,能够显著细化晶粒,α-Al平均晶粒尺寸从250μm细化为135μm,降低了46%;T6热处理态复合材料的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为232 MPa、287 MPa、3.5%,相比于A356合金分别提高了10.4%、12.5%、94.4%。

Ti增强镁基复合材料搅拌铸造中颗粒分散行为的研究

利用材料性能模拟软件JMatPro对Mg-Al系合金进行热力学和相转变的计算,得到镁合金在半固态和液态不同温度下粘度变化的规律。使用CFD方法对镁合金熔体的固-液混合过程进行了模拟,计算不同粒径Ti颗粒在不同熔体粘度下在搅拌槽中的分布情况,以及Ti颗粒分散性的变化趋势,并通过在树脂中添加不同比例稀释剂调控粘度值,研究纳米Ti颗粒在不同粘度下的分散行为。结果表明:随着Ti颗粒粒径减小,熔体粘度增加,这有利于Ti颗粒在搅拌槽中各区域分布;在相同搅拌速度下,随着搅拌时间增加延长和熔体粘度提高,Ti颗粒团聚行为明显降低,微观区域明显改善。