多步法原位制备TiB2颗粒增强点焊电极用铜基复合材料及其应用

为提高点焊电极的使用寿命,采用多步法制备TiB2增强的铜基复合材料。采用X射线衍射(XRD)、金相显微技术、扫描电镜(SEM)等表征手段对多步法制备的TiB2增强的铜基复合材料物相、微观形貌进行分析。通过对复合材料力学性能指标测量发现,多步法制备所制备的铜基复合材料具有较好的综合力学性能,将多步法制备的铜基复合材料加工成点焊电极,其寿命测试结果相较于其它对比样最高,寿命达到1500个焊点,是普通铬锆铜点焊电极寿命的2.6倍。

添加明胶优化仿贝壳TiB2/Al-Cu复合材料的组织和力学性能

采用冷冻铸造及压力浸渗制备了TiB_(2)/Al-Cu层状复合材料。研究了明胶含量对复合材料组织和力学性能的影响。同时,分析了其组织、断裂和磨损机理。结果表明,随着明胶添加量的增加,TiB_(2)/Al-Cu复合材料的抗压、抗弯强度和韧性均有所提高。当明胶含量为1.0 wt%时,复合材料具有最佳的力学性能,其抗压强度、抗弯强度、裂纹萌生韧性(KIC)和裂纹扩展韧性(KJC)分别为(625±13)MPa,(626±4)MPa,(22.23±0.2)MPa·m^(1/2)和(54.43±2.4)MPa·m^(1/2)。此外,明胶的加入提高了TiB_(2)/Al-Cu层状复合材料的耐磨性能。力学性能和耐磨性能提高均归因于添加明胶后,陶瓷片层开始弯曲且桥接增多,TiB_(2)/Al-Cu层状复合材料微观结构得到优化。当复合材料受到外部载荷时,增加了形成多裂纹可能性,同时弯曲的陶瓷片层和陶瓷桥接有效地阻碍了金属片层间的剪切流动并抑制了金属的塑性变形,最终提高了复合材料的性能。

(TiB_(2)+TiB)/Ti-22Al-25Nb复合材料的热变形行为与组织演变

以放电等离子烧结(TiB_(2)+TiB)增强Ti_(2)AlNb基复合材料为初始材料,在Gleeble-3800热模拟实验机上开展了(TiB_(2)+TiB)/Ti-22Al-25Nb复合材料的热压缩变形实验,研究了变形温度1060~1150℃、应变速率0.05~5 s^(-1)范围内复合材料的热变形行为。通过对流变应力-应变数据分析,构建了复合材料在B2单相区内的本构方程,分析了不同Zener-Hollomon(Z)参数下复合材料的组织演变规律。结果表明:(Ti B_(2)+TiB)/Ti-22Al-25Nb复合材料的峰值应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低,压缩曲线存在不连续屈服现象。Z值对复合材料的组织演变和变形机制均有重要影响。当ln Z值处于较高水平(35.88)时,复合材料出现局部塑性流动变形失稳区,动态再结晶程度较低,再结晶晶粒平均尺寸为3.82μm,增强颗粒粒径平均尺寸为6.93μm。当ln Z值处于较低水平(29.11~31.28)时,复合材料心部区域均发生完全动态再结晶。随着Z值降低,当ln Z为29.11时,动态再结晶晶粒长大,其平均尺寸增至9.16μm,并且由于B元素扩散的加快,促进了烧结残余TiB_(2)颗粒向Ti B晶须(Ti Bw)转变,原位反应更加充分,增强颗粒平均尺寸减小至2.77μm,TiBw的团簇现象明显减弱。

原位合成A356/TiB_2复合材料的微观组织及力学行为

采用混合盐反应工艺制备了A356/TiB2铝基复合材料,通过OM,XRD,SEM,TEM和力学拉伸试验等材料分析方法测试了所合成复合材料的微观组织和力学性能。研究表明:K2TiF6和KBF4混合盐在A356铝合金熔体温度850℃时反应生成的增强体为棒状和粒状TiB2,并在基体中呈均匀弥散分布,增强体与基体间未发生界面反应。由于原位TiB2颗粒的强化和细化晶粒作用,使复合材料的力学性能明显提高,经热处理后共晶Si发生球化。复合材料拉伸断口呈韧性断裂特征,增强颗粒与基体间界面的破坏以脱开机制为主。

原位自生A356/TiB_2复合材料的组织与性能

通过混合盐法制备了原位自生TiB2颗粒增强A356复合材料.扫描电镜观察结果表明,制备的原位自生TiB2颗粒分布均匀,其最大尺寸在500nm左右,平均尺寸在200nm左右.高分辨透射电子显微镜观察结果表明,颗粒与基体之间界面结合良好、干净,无任何杂质相的存在.复合材料的抗拉强度和屈服强度较基体都有了明显提高;复合材料的阻尼性能明显高于基体合金的阻尼性能,其室温时的数值为0.018.该研究成功地实现了材料力学性能和阻尼性能的同时提高.

轴瓦用原位TiB_(2p)/Al-10Sn复合材料的组织和摩擦特性

采用混合盐反应原位合成TiB_(2p)/Al-10Sn轴瓦用复合材料,用XRD、OM、SEM和EDS对其物相组成、凝固组织进行分析。结果表明:复合材料的物相组成为α-Al, β-Sn和TiB_(2),其中α-Al基体晶粒细小,内生TiB_(2)颗粒尺寸小于1.2μm,在α-Al基体晶界出现TiB_(2)颗粒偏聚现象,并形成共晶β-Sn相包裹TiB_(2)颗粒混合组织。在不同载荷下,采用“小止推圈-磨盘”式摩擦试验机,对TiB_(2p)/Al-10Sn复合材料和Al-10Sn基体合金的室温油润滑摩擦特性进行测试,200 N低载荷时,摩擦因数分别为0.017和0.015,摩擦温度分别为34℃和32℃,复合材料和基体合金都有明显的磨合期,且均表现出良好的减摩特性;400 N中载荷时,复合材料和基体合金的摩擦因数分别为0.080和0.170,摩擦温度分别为58℃和75℃,复合材料表现出更好的减摩特性和更高的承载能力;600 N高载荷时,复合材料的摩擦因数为0.118,基体合金出现咬合卡死现象而使试验无法进行。

TiB_2/A356复合材料薄壁零件熔模铸造研究

利用TiB2和A356热物性的文献值,根据颗粒均匀分散于基体类型复合材料热物性的计算准则确定了10%TiB2/A356铝基复合材料的热物性参数,并将其用于实际生产中某航空零件熔模铸造的数值模拟。通过浇注实验验证了数值模拟结果与实际的一致性和热物性参数的可靠性,在此基础上通过模拟与实验结合的方式改进了浇注工艺,消除了缩松缩孔缺陷,提高了铸件质量。

原位TiB_2/A356铝基复合材料的微观组织和阻尼性能

为了获得具有良好显微组织和内耗性能的TiB2增强铝基复合材料,通过混合盐法制备了原位TiB2颗粒增强A356复合材料。采用扫描电镜、光学显微镜和X射线衍射仪等对所制备的复合材料进行了表征,并对其阻尼性能进行了研究。结果表明,原位TiB2颗粒在基体中分布均匀,平均尺寸在300nm左右,TiB2颗粒对α-Al晶粒有显著的细化效果,复合材料的强度、弹性模量以及阻尼性能都明显高于基体合金。

时效处理对TiB_(2P)/A356复合材料组织与性能的影响

以混合盐法制备的原位自生TiB2P/A356复合材料为研究对象,采用光学显微镜、扫描电镜及力学性能测试分析等,研究时效处理对TiB2P/A356复合材料显微组织与力学性能的影响。结果表明:复合材料的最佳热处理工艺为530℃×6 h固溶处理+130℃×10 h时效处理。此时,复合材料的硬度可达76.67 HRB,与铸态相比提高73.51%;抗拉强度可达335.49 MPa,与铸态相比提高40.42%。

原位生长TiB_2增强Al复合材料的研究

将纯Al,Ti,B粉进行真空热压反应烧结,成功地制备了原位生长TiB_2增强Al复合材料。生成的TiB_2具有亚微尺寸,基本无点阵缺陷。这种复合材料具有高的室温强度和模量,以及良好的高温性能。

原位TiB_2颗粒增强铝基复合材料及其力学性能

对原位反应合成TiB2/A356铝基复合材料微观组织和力学拉伸性能进行了研究。结果表明,原位反应生成的颗粒增强相在复合材料基体中分布均匀,基体与颗粒间的界面洁净。复合材料强度随着颗粒含量的增加显著提高,与基体合金相比,TiB2质量分数为8%的TiB2/A356复合材料强度和弹性模量的提高幅度约为28%,TiB2质量分数为16%的TiB2/A356复合材料强度和弹性模量的提高幅度约为35%。复合材料的断裂主要是由于基体与颗粒界面脱粘,在拉伸应力作用下由此萌生微裂纹并扩展,导致界面处的基体撕裂,从而降低复合材料塑性。

混合盐法制备TiB_2/Al复合材料的研究现状

由于TiB2/Al复合材料优良的性能,使其在航空航天和汽车制造等行业中具有广阔的应用前景。本文从混合盐法的原理、有效形核相等方面进行了阐述与分析,对材料的组织、性能和热处理进行了简要介绍,对材料的主要问题和现有解决方法作了分析。

TiB_(2)/A356复合材料在NaCl溶液中的电化学腐蚀行为

采用动电位极化和电化学阻抗试验研究了不同颗粒含量原位自生TiB_(2)/A356复合材料在3.5%NaCl溶液中的腐蚀行为。结果表明:TiB_(2)颗粒的引入,可以提高A356合金的腐蚀电位,降低腐蚀速率,增强其耐蚀性;电荷转移电阻和腐蚀产物的扩散电阻共同决定腐蚀反应速率,进而决定合金耐腐蚀性能的高低。复合材料耐蚀性能的提高,一方面由于TiB_(2)颗粒的引入显著细化基体晶粒,使得合金表面氧化膜的生成速度加快、氧化膜的稳定性提高;另一方面沿晶界均匀分布的TiB_(2)颗粒阻断了晶界位置Si、Mg2Si与Al基体组成的腐蚀电偶的活化通道,降低合金的腐蚀速率,提高腐蚀抗力。随着颗粒含量的增多,复合材料的腐蚀敏感性降低,而且TiB_(2)颗粒团聚将削弱材料抗腐蚀性能。2%TiB_(2)/A356复合材料的耐蚀性最好。

原位反应合成(TiB_2-Al_2O_3)/NiAl复合材料的微观组织

通过Ni、Al、TiO2和B203粉末之间的原位反应合成（TiB2-Al2O3）／NiAl复合材料，研究材料的物相组成和组织结构，并对典型组织的形成过程进行探讨。结果表明：反应产物由NiAl、TiB2和A1203这3种相组成。基体由NiAl和A1203组成，而TiB2颗粒规则，尺寸2～59m，呈簇状镶嵌在A1203中，少量弥散分布在NiAl基体上。分析认为TiB2的晶体结构、含量、所处NiAl熔体环境以及极快的冷却速度是影响其生长形态和分布的主要原因。

电磁搅拌制备TiB_2颗粒增强7055铝基复合材料的研究

在电磁搅拌的条件下,通过盐-熔体原位反应生成了亚微米级TiB2增强颗粒,并在熔体凝固过程中施加电磁搅拌,获得TiB2颗粒增强的7055基复合材料铸态组织。试验结果表明,电磁搅拌作用下,熔体的传热和传质速度增加,铝液与反应盐的接触面积也增大,TiB2颗粒的生成量大大提高,并促进了颗粒在基体中的弥散分布,减少了颗粒的团聚;同时,在熔体凝固过程中施加电磁搅拌,提高了基体材料的致密度,细化了基体晶粒尺寸。

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。

TiAl+TiB_2复合材料制备过程及其热稳定性的研究

本文采用示差扫描量热法(DSC)和X射线衍射技术(XRD)研究了由纯金属与硼的元素粉末制备TiAl+TiB_2复合材料的合成过程研究结果表明:在Ti-Al-B系中,由于Ti-Al间的放热反应使TiB_2在700℃以下便可合成;所得到的复合材料经重溶后,TiB_2粒子的相对量、形态和尺寸均没有明显的变化,显示出了良好的热稳定性;

原位合成TiB_2/ZL109复合材料的高温蠕变行为

采用原位合成方法制备了TiB2超细颗粒增强ZL109复合材料,对材料进行了高温拉伸蠕变实验。实验结果表明,复合材料在高温恒应力条件下,表现出高的名义应力指数和高的名义蠕变激活能,优于纯Al和ZL109合金,而且比常规外加颗粒复合材料具有更好的高温蠕变性能。引入门槛应力概念,复合材料的蠕变实验结果能够用微观结构不变模型来解释,说明复合材料的蠕变受到基体点阵扩散的控制。复合材料的蠕变断裂行为可以用Monkman Grant经验公式来描述,蠕变断裂特征为延性断裂。

(TiB_2+Al_2O_3)增强铜基复合材料的研究

研究了 Cu- Al- Ti O2 - B2 O3粉末在机械合金化和随后的烧结过程中结构的变化。结果表明 ,Cu- Al- Ti O2 - B2 O3粉末通过机械合金化可以形成 Cu (Ti、 B)及 Al2 O3和少量的 Ti Cu3粉末 ,Al2 O3是通过机械合金化过程中的自维持反应形成的。采用 Cu,Al,Ti O2 和 B2 O3作为原料 ,通过机械合金化和随后的加压烧结 ,可以制备性能较好的 (Ti B2+Al2 O3)

CeO_2添加剂在原位TiB_2颗粒增强2014铝合金复合材料中的作用(英文)

将K2TiF6和KBF4混合盐与铝合金熔体通过放热反应法制备原位TiB2颗粒增强2014铝合金基复合材料。研究CeO2添加剂对原位TiB2/2014铝基复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明,在高温时添加CeO2与添加Ce的作用相同;当添加0.5%CeO2时,TiB2颗粒在基体中的分散性大幅度提高,颗粒与基体的界面清晰,在复合材料制备过程中颗粒没有明显的沉降现象。解释了TiB2颗粒在2014铝合金基体中的分散机理。加入CeO2的复合材料,其铸态硬度、抗拉强度、屈服强度和伸长率有较大提高。