原位反应TiB_2/Cu-Zr复合材料的力学与电学性能

研究了自生TiB2 粒子增强Cu -Zr复合材料的力学性能和电学性能。研究结果表明 :在最优工艺下 ,复合材料具有较好的综合性能 ,抗拉强度为 3 81MPa ,显微硬度为Hv13 8,电导率为 81.66%IACS。在此基础上 ,对该材料的断裂机理和导电机制进行了初步的探讨。

Cu-Zr合金基体中TiB_2的原位反应合成

本文作者利用原位反应合成法制备了 Ti B2 / Cu- Zr复合材料 ,并对其显微结构进行了观察。分析了合成Ti B2 的反应过程。结果表明 :Ti B2 在 Cu- Zr基体中以两种形态存在 ,分布均匀 ,尺寸为 0 .5 μm～ 10 μm;在建立 Ti B2反应合成机制模型的基础上 ,简单描述了不同形态 Ti B2 的生长机制。

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。

不同种类铝合金晶粒细化剂中TiB2的对比研究

采用金相显微镜、激光共聚焦显微镜和扫描电镜对MJD-AlTi5B1A、MJD-AlTi5B1B、MJD-AlTi5B1C和SH-AlTi5B1A铝合金晶粒细化剂中TiB2的分布进行了对比研究。研究表明:MJD-AlTi5B1A和SH-AlTi5B1A晶粒细化剂中TiB2粒子分布较为分散,粒子细小;MJD-AlTi5B1B晶粒细化剂局部组织不均匀;MJD-AlTi5B1C晶粒细化剂TiB2粒子分布轻微团聚。

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。

自蔓延高温合成法制备TiB_2/TiC复合陶瓷

以 Ti、B4 C和 C粉末为原料 ,采用自蔓延高温合成与同时致密化工艺 (SHS/PHIP)制备合成了不同原料配比的 Ti C- Ti B2 复合陶瓷 ,确定了反应原料的最佳配比为 :Ti∶ B4 C=3∶ 1(摩尔比 )。 X射线及 SEM分析表明 ,制备的产物纯净 ,无中间相的出现 ,而且由于 Ti C/2 Ti B2 复合陶瓷组织中长条形状 Ti B2 相的存在 。

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

TiB_2颗粒增强铜基复合材料的研究

用机械合金化方法和常规粉末冶金工艺制备了TiB2 /Cu复合材料 ,研究了制备工艺、TiB2 加入量等因素对Cu基复合材料的电学性能、力学性能和显微组织的影响 .研究结果表明 :使用机械合金化方法制备的 3 %TiB2 /Cu复合材料的硬度、强度分别为HV =15 40N/mm2 ,σb=42 9.6MPa ,软化温度达到 980℃ ;使用常规粉末冶金工艺制备的3 %TiB2 /Cu复合材料的硬度、强度分别为HV =90 5N/mm2 ,σb=2 45 .4MPa ,软化温度为 387℃ ;而采用机械合金化方法制备的 3%TiB2 /Cu复合材料的电导率低于用常规粉末冶金法制备的电导率 ,前者为 5 8% (IACS) ,后者为 96 % (I ACS) .可见 ,用机械合金化方法制备的 3%TiB2 /Cu复合材料的力学性能和软化温度与用常规粉末冶金法制备的相比大大提高 .

铝电解用TiB_2阴极涂层固化、炭化的升温制度

采用DTG ,DDTA等热分析手段 ,研究了高温固化、炭化过程中 ,铝电解用TiB2 阴极涂层糊料的质量和能量的变化速率 ,制定了涂层的变速固化、炭化升温制度 ;在此基础上 ,研究了升温制度对TiB2 阴极涂层性能的影响。结果表明 :变速升温制度优于匀速升温制度 ,采用变速固化、炭化升温制度所制备的涂层形变小、无裂纹 ,其抗拉强度达 3.13MPa,电阻率为 2 3.2 μΩ·m ;而采用升温速度为 10 .3℃ /h的匀速固化、炭化升温制度制备的涂层形变大、裂纹多 ,抗拉强度小 (2 .6 9MPa) ,电阻率大 (2 8.6 μΩ·m)。

大尺寸TiB_2-Cu-Ni金属陶瓷块体的燃烧合成及准热等静压致密化

利用燃烧合成结合准热等静压 (PHIP)技术成功制备了直径为 2 40mm的大尺寸TiB2 Cu Ni金属陶瓷 ,对合成产物进行了X射线衍射 (XRD)、扫描电镜 (SEM)和力学性能等实验研究。XRD结果表明反应产物中只有TiB2 和 (Cu ,Ni)两相。SEM分析发现增强相TiB2 陶瓷颗粒已经形成骨架状 ,其间为 (Cu ,Ni)基体相 ,TiB2 颗粒形貌为近等轴状 ,尺寸细小且较均匀。合成产物的致密度为 94.2 % ,弯曲强度和断裂韧性分别达到 5 99.4MPa和12 .5 6MPa·m1/ 2 。

原位生成TiB_2/Al-Si-Mg复合材料的组织与性能

结合LSM法和MCR法原位反应生成TiB2 粒子增强Al Si Mg复合材料。研究发现 :原位生成TiB2 粒子呈等轴状且尺寸 <1μm ,大都均匀分布在共晶组织中 ,与共晶Si交织在一起 ,在α(Al)中只有少量的TiB2 粒子 ;原位TiB2 粒子可明显强化Al Si Mg复合材料 ,且随着TiB2 粒子数量的增加 ,强化效果也随之提高 ,而且延伸率也略有升高 ,如 6 %TiB2 /ZL10 4复合材料室温拉伸强度可达 2 96MPa ,延伸率为 5 .5 %;热处理 (T6)可将共晶Si由原先的连续棒状变为孤立的颗粒状 ,大幅度提高材料抗拉强度 ,使 6 %TiB2 /ZL10 4复合材料室温拉伸强度达386MPa 。

TiB_2含量对TiB_2/Cu复合材料性能的影响

研究了 Ti B2 含量对原位生成 Ti B2 / Cu复合材料性能的影响。结果表明 :Ti B2 / Cu复合材料的硬度、强度随Ti B2 含量的增加有所提高 ,但强度在 Ti B2 的含量超过 2 .0 %后有所下降 ,导电率随 Ti B2 含量的增加有所下降 ,软化温度基本保持在 90

TiB_2-Cu基复合材料SHS工艺的正交优化

利用SHS技术制备了性能优良的TiB2 40 %Cu基复合材料。SHS工艺参数主要包括压坯相对密度、压坯轴向压力、预压力、延迟时间、高压压力、高温保压时间等 ,对这些参数和材料性能之间的关系进行了探讨。为了研究不同的延迟时间、高压压力和高温保压时间对材料致密度的影响 ,设计了一个三因素、三水平的正交试验。结果表明 ,TiB2 40 %Cu基复合材料的SHS最佳工艺参数为压坯相对密度为 5 9.0 %,压坯轴向压力为 1 3 5MPa,预压力为 1 8MPa ,延迟时间为 7s ,高压压力为 3 6 0MPa ,高温保压时间为 1 0s。

在石墨基体上电沉积TiB_2镀层的研究

采用K2TiF6-KBF4-KF-KCl融盐体系在石墨基体上电沉积制备TiB2镀层。考察了预电解条件和电活性组分的含量对镀层性能的影响。实验结果表明预电解对镀层的组成影响较大;在K2TiF6与KBF4的摩尔比为12.5,并且其总含量较高的条件下,镀层与基体结合力好,重复性好,但是晶粒较大,含有少量杂质;在K2TiF6与KBF4的摩尔比为17.5,并且其总含量较低的条件下,得到的镀层晶粒细小,有金属光泽,TiB2的纯度很高,但是重复性较差。需要进一步进行电化学实验,明确电沉积的机理。

Al-Ti-B合金中TiB_2和AlB_2的从头算研究

用 ａｂ ｉｎｉｔｉｏ分子轨道 ＨＦ方法、 ＭＰ２方法和密度泛函（ＤＦＴ）方法对 Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ中间合金主要形核粒子 ＴｉＢ２和 ＡｌＢ２各种可能的几何构型分别进行全优化，得到其稳定的几何构型和电子结构．通过能量计算得知，存在同一体系 Ａｌ－Ｔｉ－Ｂ合金中，ＴｉＢ２是稳定的，说明ＴｉＢ２的形核遗传性表现得很明显；由于ＡｌＢ２体系能量较高，所以是相对不稳定的，产生了变异．这和实验结果相一致并对 ＴｉＢ２和 ＡｌＢ２易聚集成团作出合理解释．

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。

原位反应纳米TiB_2/Cu复合材料的制备和微结构

利用原位反应技术 ,通过控制反应物B2 O3 和石墨的含量制备了原位生长纳米TiB2 增强Cu基复合材料。用XRD ,EDS ,TEM对TiB2 /Cu原位复合材料进行微结构分析 ,研究表明铜基体中弥散分布着 5 0nm的TiB2颗粒 ,并对Cu基体有良好的增强作用。

TiC-TiB_2复相陶瓷涂层的反应火焰喷涂制备

基于SHS反应火焰喷涂技术，采用Ti—B4C—C喷涂体系，在钢基表面制备了TiC—TiB2复相陶瓷涂层。通过对SHS火焰喷涂陶瓷涂层的电子显微观察和x射线衍射及能谱分析，探讨了SHS反应火焰喷涂TiC—TiB2复相陶瓷涂层的组织结构及成因。研究发现，涂层是一种复相非均质、传统热喷涂层状涂层特征不明显的亚稳结构。涂层由占主体的TiCo0.7N0.3、TiCo0.2N0.8、TiB2相和少量TiO2、Ti2O、Ti3O5相及气孔组成。涂层中有三类特征各异的组织，即尺度在微一纳米级呈团簇状分布的组织，尺寸在1～3μm之间呈等轴状颗粒分布的组织和呈深黑色的不规则气孔。三类组织是由在喷涂粒子与基材接触之前，喷涂团聚粉粒经飞行燃烧和反应合成形成的熔融陶瓷液滴（又分为实心和空心两类）和不规则陶瓷颗粒（其形状与原喷涂团聚颗粒一样，但组织结构已发生转变，基本成为陶瓷相）与基材碰撞变形、冷却凝固、快速结晶形成的。

LSM法制备TiB2/Al复合材料净化的研究

采用 X射线衍射仪、图像分析仪和光学显微镜,分析 LSM法制备 TiB2/Al复合材料的相组成,考察了净化方式对TiB2/Al复合材料的影响。结果表明:熔剂法精炼对 TiB2/Al复合材料中 TiB2 颗粒的分布无明显影响,精炼后 TiB2 含量基本保持不变,而浮游法精炼则有显著影响,精炼后未检测到 TiB2 颗粒。普通铝合金的浮游法精炼工艺不适于复合材料的精炼。