硼化物原位自生增强TiAl基复合材料的组织演化、热变形行为及加工工艺设计

硼元素添加造成的相转变和硼化物析出等因素会对原位TiAl基复合材料显微组织演化及热变形行为产生影响。利用等温压缩实验、扫描电子显微技术以及透射电子显微技术等研究材料的动态再结晶和动态回复机制,并计算出其表现变形激活能为691.506 k J/mol。在1100~1200℃温度区间,再结晶γ和α晶粒的形核长大分别主导α2→α相转变温度上、下的热变形行为。α相的动态回复主导材料在1250℃低应变速率下的热变形行为;同时,硼元素会提高α相含量,降低γ→α和α2→α相转变温度,进而促进加载过程中回复α相晶粒的形核长大。根据新建的本构模型,对TiAl基复合材料的变形机制和加工工艺进行详细阐述.

TiAl基复合材料的研究进展

介绍了近年来国内外研究TiAl基复合材料的进展情况,总结归纳了部分典型的长纤维、短纤维、晶须及颗粒增强TiAl基复合材料的力学性能,并重点介绍了制备TiAl基复合材料的各种工艺及其特点。

热锻工艺对TiAl基合金显微组织的影响

研究了复合热锻及热处理工艺对Ｔｉ－３６Ａｌ－２Ｍｎ合金显微组织的影响。试验结果表明．两次热锻之间穿插的热处理工艺，直接影响着最终热变形和热处理显微组织．其中．中间采用双温热处理工艺，则得到均匀、细小的显微组织，晶粒平均直径约为２０μｍ．

添加钨和稀土元素对TiAl合金性能的影响

采用机械合金化结合粉末冶金技术制备Ti-44．7Al、Ti-44．7Al-xw、Ti-44．7Al-xLa-yCe合金材料，采用透射电镜和金相显微镜研究不同W、La、Ce添加量对机械合金化TiAl基合金的显微组织的影响，并对合金的力学性能进行测试。研究表明，在不添加任何元素时TiAl合金颗粒的平均尺寸为30-60μm，但添加微量稀土元素La、Ce对TiAl基合金的细化作用非常明显，其平均尺寸为20μm；通过机械合金化在TiAl基合金系统中添加微量W元素会形成新的固溶体相，这种新成分相大大提高TiAl基合金的抗弯强度σb，当W添加量为1．0％时，σb达到峰值，随后随着W原子数分数的增加，抗弯强度降低；TiAl合金的抗弯强度σb开始随着稀土元素La的增加而增加，在0．5％原子数分数处达到峰值，然后强度随稀土原子数分数的继续增加而下降；而合金的强度却随添加Ce的原子数分数的增加而直线下降，同时添加W的TiAl合金的强度高于加稀土La、Ce的TiAl合金的强度。

Nb2O5掺杂原位合成Al2O3/TiAl复合材料的组织与性能

以Ti、Al、TiO2和Nb2O5混合粉原位反应合成Al2O3/TiAl复合材料。借助差热分析探讨体系的反应过程,并对合成产物的微观结构和力学性能进行研究。结果表明:由于铝热反应释放了大量热量导致体系内温度较高,反应较早进行,利于实现低温致密化烧结。1200℃烧成后获得了γ+(α2/γ)双相组织。Nb2O5的加入细化了复相组织,提高了自生Al2O3颗粒的分散度及产物的致密度。加入适量Nb2O5后,复合材料的维氏硬度、抗弯强度和断裂韧性得到不同程度的提高;在Nb2O5掺杂量为6wt%时,硬度达到4.84GPa,抗弯强度为642MPa,断裂韧性达6.69 MPa.m1/2。复合材料的强化机制主要是由于Nb2O5的加入改善了复合材料的微观组织和使得Al2O3呈弥散分布。

TiAl-B合金细棒状十字形TiB_2的生长特征

用原位自生法制备了Ti-54Al-xB(at%)和Ti-50Al-xB(at%)合金并利用XRD和SEM对合金的相组成和微观组织进行了研究。结果表明:细棒状TiB2主要以数个或更多个呈族聚形式分布于晶界处,细棒状TiB2狖1010狚面存在与犤0001犦晶向垂直的薄片状凸耳;有些细棒状TiB2生长成垂直交叉状的简单十字形或“T”字形;族聚形式细棒状TiB2实际为三维空间较复杂的十字或“T”字形的复合形。研究还表明,细棒状十字形TiB2晶体的这种结构与其｛1010｝面上的生长台阶有关。

热压TiAl/Ti_2AlC复合材料的相形成规律

采取原位热压方法 ,利用 Ti、Al、Ti C为原料合成了 Ti Al/ Ti2 Al C复合材料。通过 X衍射图谱 ,分析了从 6 0 0℃到 130 0℃该合成过程的相形成规律。Ti、Al、Ti C的反应大致可分为 2个阶段 :90 0℃之前 ,Ti和 Al反应生成 Ti Al金属间化合物 ;90 0℃之后 ,Ti Al金属间化合物和 Ti C反应并合成致密 Ti Al/ Ti2 Al C复合材料。讨论了这 2个阶段的反应机理及烧结产物的微观结构特点。

两种不同涂层的Ti纤维增强TiAl基复合材料

研究了涂覆单一涂层Ｙ２Ｏ３或Ａｌ２Ｏ３的Ｔｉ纤维增强γＴｉＡｌ基复合材料的界面和性能。运用物理气相沉积法在Ｔｉ纤维表面涂覆Ｙ２Ｏ３或Ａｌ２Ｏ３涂层后，然后用类似箔叠法制得ＴｉＹ２Ｏ３γＴｉＡｌ和ＴｉＡｌ２Ｏ３／γＴｉＡｌ复合材料。复合材料的弯曲强度从４４９ＭＰａ提高到５６２ＭＰａ（ＴｉＹ２Ｏ３／γＴｉＡｌ）或５７３ＭＰａ（ＴｉＡｌ２Ｏ３／γＴｉＡｌ），而且高于纯Ｔｉ纤维增强ＴｉＡｌ基复合材料的弯曲强度。纤维与基体间的界面反应层厚度由３０μｍ（Ｔｉ／γＴｉＡｌ）减少为１４μｍ（ＴｉＹ２Ｏ３／γＴｉＡｌ）或２０μｍ（ＴｉＡｌ２Ｏ３／γＴｉＡｌ）。

Y_2O_3涂层对Ti纤维与Ti／TiAl复合材料性能影响的研究

介绍了涂覆Ｙ２Ｏ３的Ｔｉ纤维增强γ－ＴｉＡｌ基复合材料的研究结果，分析了其界面结构和力学性能特征。试验结果表明，用物理气相沉积法（ＰＶＤ）在其表面涂覆Ｙ２Ｏ３层的Ｔｉ纤维增强ＴｉＡｌ基复合材料，不仅使ＴｉＡｌ合金的弯曲强度提高２５％，而且在同一工艺条件下使Ｔｉ纤维与ＴｉＡｌ基体间的界面反应层厚度由原来的３０μｍ减小到１４μｍ，界面有新相Ｔｉ３Ａｌ产生。

TiAl合金及其复合材料的研究进展与发展趋势

TiAl基复合材料具有低密度、高强度、优异的抗氧化性和抗蠕变性等特点,尤其是高温下的优异性能使其成为汽车、航空等领域最具有潜力的材料。但同时也存在较低的断裂韧性、低室温塑性等缺陷,限制其广泛应用。本文对TiAl材料的分类、应用以及性能缺陷等关键问题进行综述,重点介绍了合金化、表面处理、合成复合材料等技术对其组织性能的影响;其次,简要概述TiAl基复合材料的研究进展及应用领域,并指出TiAl基自润滑材料将成为未来研究的热点之一。

TiAl-B合金中初生TiB_2晶体的表面形貌和形成机制

用原位自生法制备了Ti-40Al-xB(r(B)t%)合金并利用XRD、SEM对合金的相组成和微观组织进行了研究.结果表明:初生TiB2颗粒呈六面棱柱状,在其(0001)面存在凸台或棒状分枝,而在其{1010}面存在分布较均匀的薄片状凸耳;有的初生TiB2的凸耳比较发达,凸耳呈一层层环状围绕初生TiB2晶体.这些凸台或棒状分枝及薄片状凸耳的晶面取向与母体的取向一致.分析表明,在不平衡凝固条件下,初生TiB2固-液界面前沿产生的富Al边界层和随着初生TiB2晶体的长大导致固-液界面上B原子过饱和度不均匀性增加的共同作用使固-液界面失稳,从而导致初生TiB2表面结构发生了变化,使初生TiB2(0001)面上的分枝具有较快的[0001]方向生长速度,呈棒状;而{1010}面上的凸耳具有较快的〈1010〉方向生长速度,使其呈片状.

TiAl/TiB_2复合材料高温氧化膜的结构和形成机制

利用XRD,SEM,EDS及TEM对TiAl/TiB2复合材料在静止空气中高温氧化后的氧化膜结构及其形成机制进行了研究。结果表明:TiAl/TiB2复合材料的氧化膜主要由TiO2外层与由TiO2和Al2O3混合内层构成。TiO2和Al2O3混合内层为孔洞较多的疏松状结构。TiO2外层亦可分为内外两层,TiO2的内层部分存在一些与TiB2的轮廓相似的“孔洞”,TiO2的外层部分没有此类孔洞。由于TiAl/TiB2复合材料中的TiB2被氧化后生成的B2O3在高温下蒸发掉,使氧化膜中TiB2所处的位置留下了孔洞。因此,氧化膜中的部分孔洞是由于TiB2被氧化后产生的;氧化温度达到1000℃时,TiAl/TiB2复合材料中的TiB2使氧化膜中的孔洞数量增加,复合材料的抗氧化性能急剧下降。

Ti-34Al基复合材料颗粒相组成及分布

采用XD法制备Ti- 34Al基复合材料 .XRD、OM和EPM的分析结果表明 :复合材料的基体由Ti3 Al和TiAl双相组成 ,增强相由单相TiC和具有Ti3 AlC包覆层的TiC两种结构的颗粒组成 .单相TiC来自于凝固过程中的共晶反应 ,而具有Ti3 AlC包覆层的TiC则是由于不完全包晶反应的结果 .单相TiC颗粒沿晶界均匀分布的特征表明在较快的凝固条件下 ,初生相 β -Ti以树枝晶方式生长 ,树枝晶凝固过程中颗粒被枝晶凝固界面排斥在枝晶间 .固液界面结构。

连续Ti纤维增强TiAl化合物基复合材料的研制

采用类似箔叠纤维法制备连续纤维增强ＴｉＡｌ基复合材料，可使纯钦纤维增强ＴｉＡｌ基复合材料的弯曲强度较ＴｉＡｌ提高２２．５％；涂覆Ａｌ２Ｏ３的钛纤维增强ＴｉＡｌ基复合材料的弯曲强度较ＴｉＡｌ提高２８％，而且其界面反应层厚度可减小到２０μｍ。结果表明，此法是制备连续纤维增强ＴｉＡｌ基复合材料的有效方法。

TiB_2/Ti-Al复合材料中棒状TiB_2晶体的微观特征

用XDTM法制备了TiB2/Ti Al复合材料并利用XRD、SEM和TEM对复合材料的相组成和微观组织进行了研究。结果表明:复合材料中棒状TiB2的{1010}面存在与[0001]晶向垂直的薄片状凸耳,其厚度一般小于0.2μm,伸出表面高度可达4μm,并且这些凸耳的晶面取向与棒状TiB2本身是相同的;棒状TiB2一般以垂直交叉的十字或数个十字构成的辐射状形式分布于α2/γ层片基体中;在较快的凝固过程中,棒状TiB2固液界面前沿产生的富Al、Ti边界层和随着棒状TiB2晶体的长大,导致固液界面上B原子过饱和度不均匀性增加,共同作用使固液界面失稳,从而形成了棒状TiB2的形貌特征。

Ti-54Al-xB合金中TiB_2的形貌演变及生长机理

用XRD、SEM对原位自生法制备的Ti-54Al-（0.8-1.7）B（原子分数,％）合金的相组成和微观组织进行了研究.结果表明:该合金主要由TiAl和TiB2两相组成;合金中TiB2主要以板片状、细棒状和块状形式存在.在板状、细棒状和块状TiB2的{1010}面上生长出相互平行的薄片状凸耳,在（0001）面上生长出相互平行的细棒状分枝;这些凸耳或细棒状分枝的晶体学取向与它们所在的TiB2晶体的取向相同.根据TiB2的晶体结构和生长环境对板片状、细棒状和块状TiB2的形貌演变及生长机理进行了分析.

Ti-Al-CuO系原位反应合成TiAl基复合材料的研究

以Ti粉、Al粉和CuO粉为原料,通过真空热压烧结工艺合成了Al2O3-Al6.1Cu1.2Ti2.7/TiAl复合材料,采用XRD、SEM及力学性能万能实验机分析研究了材料的相组成、微观结构及力学性能。结果表明:经过1000℃下热压2h所得样品反应完全,复合材料基体主要由Al6.1Cu1.2Ti2.7与TiAl双相组成,Al2O3颗粒弥散分布于基体晶粒间。当原料配比中CuO含量为10wt%时材料弯曲强度达到最大值273.1MPa;当CuO含量在14wt%时复合材料断裂韧性达到最大值6.7MPa.m1/2。由于CuO的掺杂量增加,热压所得复合材料基体相组织呈现从块体到层状结构变化,自生Al2O3相呈现出由弥散分布到局部团聚现象变化。

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。

涂层Ti纤维增强TiAl基复合材料

研究了涂覆Ａｌ_２Ｏ_３的Ｔｉ纤维增强γ－ＴｉＡｌ基复合材料，分析了界面结构和力学性能特征。结果表明，采用物理气相沉积法在Ｔｉ纤维表面涂覆Ａｌ_２Ｏ_３增强ＴｉＡｌ基复合材料，使ＴｉＡｌ合金的弯曲强度从４４９ＭＰａ提高到５７３ＭＰａ，即提高了２８％；弯曲挠度变化不明显；Ｔｉ纤维与ＴｉＡｌ基体间的界面反应层厚度由原来的３０μｍ减小到２０μｍ。

C/Mo双涂层SiC纤维增强γ-TiAl基复合材料的显微组织及界面热稳定性（英文）

采用箔-纤维-箔法制备了C/Mo双涂层界面改性Si C纤维增强γ-TiAl基复合材料(SiC/C/Mo/γ-TiAl),并研究其界面改性效果。为了对比研究,在相同工艺下制备了SiC/C/γ-TiAl复合材料。对两种复合材料在800°C和900°C下进行了不同时间的真空热暴露处理,用以研究界面区域的热稳定性。采用扫描电子显微镜和能谱仪分析了复合材料界面的显微组织。结果表明,尽管增加了Mo涂层,但是SiC/C/Mo/γ-TiAl复合材料与SiC/C/γ-TiAl复合材料的界面反应产物相一致,均为介于涂层和基体之间的TiC/Ti2AlC。但是,在900°C及其以下温度,C/Mo双涂层比C单涂层能更好地阻碍界面反应。此外,900°C,200 h热暴露后,在Ti2AlC和基体之间发现了一层新的界面反应产物,该产物富V,与B2相的化学成分接近。