Al_3Ti-TiB_2-SiC/Al-13Si复合材料的增强机理

为探讨复合材料的增强增韧机理,用MTS800力性试验机测试了材料的力学性能,并用OM和TEM对原位反应与高剪切液态搅拌复合技术制备的A l3Ti-TiB2-SiC/A l-13Si复合材料的微观结构进行了研究.结果表明:热处理态混杂增强复合材料的硬度、弹性模量和高温(350℃)强度都比基体材料高,相对于基体合金,硬度、弹性模量和高温(350℃)强度分别提高20.8%、17.1%、20.7%;A l3Ti-TiB2-SiC/A l-13Si复合材料中第二相TiB2与α-A l之间存在共格对应关系;混杂增强铝基复合材料的主要强化机理:位错强化、固溶强化和细晶强化.

混杂增强相(Al_3Ti-TiB_2-SiC)的形成热力学分析

对利用原位反应与高剪切液态搅拌复合专利技术制备的Al3Ti TiB2SiC/Al13%Si复合材料的增强相的形成热力学进行了理论计算和分析,并采用差热分析法(DTA)进行了试验验证。研究表明:(1)Al Ti B体系加入到Al13%Si熔体中可发生原位反应,形成增强相,原位反应的开始温度为905.3℃,结束温度为1061.23℃;(2)Al Ti B体系加入到Al13%Si熔体中,制备颗粒增强Al13%Si复合材料的增强相为TiB2和Al3Ti,但TiB2形成能力最强。

TiH_(2)+TiB_(2)墨水3D打印原位生成Ti-TiB微点阵材料的烧结性能

本文通过3D墨水打印方法制备Ti-TiB微点阵材料,研究TiH_(2)+TiB_(2)墨水原位生成Ti-TiB复合材料的烧结性能。在Ar中分别进行1050~1200℃,4 h~24 h的无压烧结,通过研究Ti-TiB复合材料的收缩率、晶粒尺寸、显微硬度、XRD以及组织演变,研究了TiH_(2)+TiB_(2)墨水在致密化过程中的烧结动力学。结果表明:烧结温度比烧结时间对Ti-TiB复合材料的致密度具有更显著的影响,由柯肯德尔效应和不可扩散的气体引起两类微孔形状,分别为不规则和球形;原位生成的TiB以分离的TiB晶须(针状)或TiB晶须簇的形式存在。本研究有助于微孔的设计与控制,也适合制备添加高体积分数TiB的Ti-TiB复合材料或其他复合材料。

热处理对原位自生TiB/Ti-55531复合材料锻坯的组织和拉伸性能的影响

针对真空自耗电弧熔炼及近等温热塑性变形所获原位自生2vol%TiB/Ti-55531复合材料锻坯,研究了固溶、时效热处理工艺参数对其显微组织和拉伸性能的影响规律。结果表明:2vol%TiB/Ti-55531复合材料及其基体合金锻坯经固溶热处理后,Ti B增强相尺寸形貌变化不大,弥散分布于β相基体的细针状α相回溶,晶界及局部择优取向的细针状α相长大成为条棒状初生α相,导致材料的塑性提高、强度降低。固溶态Ti-55531基体及其复合材料经时效热处理后,条棒状初生α相持续粗化,并有细针状次生α相析出,使得其综合力学性能明显优化。随着固溶温度从α+β两相区增加至β单相区,其固溶时效态组织中条棒状初生α相基本消失,细针状次生α相的数量明显增加,导致材料的强度提高、塑性降低。随时效温度的增加,复合材料及其基体合金显微组织中沿晶界分布的长条棒状初生α相变化不大,分布于β相基体的细针状次生α相粗化,使其强度降低、塑性增加。

基于第一性原理分析铈对Al-Ti-B-Ce中间合金中TiB_(2)界面行为的影响

采用基于密度泛函理论的第一性原理,通过筛选建立了以8种最主要的高对称性原子堆垛方式形成的TiB_(2)(0001)//TiB_(2)(0001)界面模型,计算了Al-Ti-B中间合金中掺杂稀土铈前后该界面的黏附功以及铈在界面处的偏聚焓和在(0001)面的吸附能,分析了铈对TiB_(2)界面行为的影响。结果表明:细化剂中掺杂铈后由2个以钛原子为终端的表面通过心位方式堆垛形成的界面和由以钛原子为终端的表面与以硼原子为终端的表面通过心位堆垛形成的界面的黏附功降低,有助于TiB_(2)弥散分布;铈在该界面处的偏聚焓为正值,无法自发偏聚到界面处,铈在TiB_(2)(0001)表面上具有较高的吸附能,可抑制TiB_(2)在此面的堆垛生长。

原位反应-液态搅拌法ATS/Al复合材料的显微组织与力学性能

用光学显微镜和透射电镜对液固原位反应-液态搅拌法制备的Al3Ti-TiB2-SiCp/Al13Si2CuNiMg混杂增强铝基复合材料(简记为ATS/Al)的显微组织特征进行了观察分析,用MTS800电液伺服试验机测定了T6热处理态该复合材料室温和350℃时的拉伸性能,并与基体合金的组织与性能进行了对比。结果表明,ATS/Al复合材料的Al晶粒和初生Si尺寸明显减小,Al基体中的位错密度增大。原位反应生成的TiB2尺寸细小(约为1μm),与Al晶体间存在[011-]Al∥[010]TiB2位向关系。ATS/Al复合材料的室温与350℃拉伸断裂强度分别提高到375 MPa和175 MPa,比基体合金提高了10%和20%,而延伸塑性接近基体合金。本文对原位反应-液态搅拌法ATS/Al复合材料的多机制协同增强机理进行了讨论。

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/Ti基复合材料增强体的生长机制

利用 Ｔｉ与 Ｂ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 ＴｉＢ增强的钛基复合材料借助 Ｘ射线衍射（ＸＲＤ）、扫描电镜和透射电镜分析了复合材料的物相和增强体的形态．结果表明：只存在ＴｉＢ增强体和α－Ｔｉ原位合成增强体ＴｉＢ的形貌与其Ｂ２７晶体结构密切相关，ＴｉＢ增强体容易沿［０１０］方向生长而长成柱状短纤维其柱面由（１００）；

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。

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 。

原位合成TiB增强钛基复合材料的微观组织研究

在热力学计算纯钛粉与TiB2颗粒生成TiB条件的基础上,采用原位反应粉末冶金技术制备了TiB/Ti复合材料。试验结果表明,采用计算的反应条件可以实现纯钛粉与TiB2颗粒完全反应,反应生成物TiB呈晶须状,TiB晶须在基体中均匀分布,并与基体之间界面平整、干净。

TiB/Ti复合材料自蔓延高温燃烧合成的研究

采用自蔓延高温燃烧合成 -准热等静压工艺 (SHS/PHIP)制备了TiB -Ti体系复合材料 ,理论计算了该体系的绝热温度 ,测量了燃烧温度和燃烧速度 .结果表明 ,绝热温度、燃烧温度和燃烧速度均随Ti含量的增加而降低 .对合成产物的分析发现 :反应产物主要由TiB和Ti两相组成 ,TiB相分布均匀 ,主要有棒状和块状两种形态 ,并且随Ti含量的增加 ,TiB尺寸减小 ;部分产物中还有少量TiB2 相存在 .合成产物具有高的致密度和硬度 ,其相对密度超过 94% ,硬度HRA >

石墨添加对原位合成钛基复合材料微观结构与力学性能的影响

利用钛与 B4C,石墨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等摩尔 Ti C和 Ti B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 Ti B晶须和等轴、近似等轴状 Ti C粒子。增强体与 Ti基体界面洁净 ,没有明显的界面反应。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 ,制备钛基复合材料的机械性能有了较大的提高。石墨的加入导致形成更多的等轴、近似等轴状 Ti C粒子 ,有利于改善复合材料的性能。

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.

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 ) 。

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/Ti基复合材料的氧化行为

研究了TiB/Ti基复合材料在550, 600和650℃空气中的恒温氧化行为, 分析了增强体TiB对钛基复合材料氧化动力学行为的影响, 并用X射线衍射仪和配有能谱仪的扫描电子显微镜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: 该复合材料的氧化动力学曲线主要为抛物线类型; TiB/Ti基复合材料的氧化层由金红石型的氧化物TiO2 组成, 没有发现B2O3 的氧化物; 增强体TiB能够提高钛基复合材料的抗氧化性, 而且随着TiB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 TiB增强体促进了致密氧化膜的生成。

不连续增强钛基复合材料的原位制备技术研究

分析了不连续增强钛基复合材料的原位制备原理，在不改变设备的情况下通过加入碳化硼和石墨等反应剂在钛基体中生成了TiB和TiC等增强体，它们在钛基体上分布均匀，使得钛基复合材料的室温和高温力学性能都有较大的提高。

TiB/Ti基金属陶瓷燃烧合成反应热力学

为了解Ti-B二元体系的自蔓延合成反应进行的方向和最终产物的相组成,对Ti-B二元体系燃烧合成反应生成TiB的自由焓变、自由能、反应绝热温度和燃烧温度进行了理论分析和实验研究.结果表明,Ti含量过量的情况下TiB的反应生成自由焓比TiB2的反应生成自由焓高,反应生成自由能比TiB2的更低,TiB在生成热力学上比TiB2更稳定,Ti与B的SHS反应更易生成TiB相.Ti-B二元体系的反应绝热温度和燃烧温度随着Ti含量的提高而呈下降趋势.

热压烧结反应生成TiB/Ti-4.0Fe-7.3Mo复合材料的组织与性能

采用机械合金化(MA)的方法将B和FeMo粉末与金属Ti的粉末混合均匀,球磨10 h后,真空热压烧结制备原位生成TiB增强Ti-4.0Fe-7.3Mo复合材料。在金相显微镜(OM)下观察,复合材料由TiB增强区与不含TiB的基体所组成。TEM研究表明:增强区是由反应生成的TiB增强的和-Ti 2相共同组成,在和b-Ti相交界处分布的TiB不仅尺寸较大,而且数量也较两相内部的TiB多。在钛中观察到少量的平行于相板条的特殊TiB的存在。反应生成的TiB呈截面为六边形的针状,与基体的界面清洁、平直匹配良好。复合材料的三点弯曲强度和杨氏模量均随反应生成TiB体积含量的增加而降低。