原位合成TiB_2-TiC_(0.8)-SiC复相陶瓷的微观组织与性能研究

利用热压烧结方法原位合成了TiB2-TiC0.8-SiC复相陶瓷。通过光学显微镜(OM)、X射线衍射分析仪(XRD)和扫描电子显微镜(SEM)对材料物相组成和微观结构进行表征。研究了热压条件下烧结温度对材料物相组成、结构及力学性能的影响。结果表明:烧结温度在1700-1950℃范围内,随着温度的升高,材料的致密度、抗弯强度和断裂韧性都有显著改善。烧结温度为1900℃可得到完全致密的原位合成TiB2-TiC0.8-SiC复相陶瓷,材料的晶粒发育比较完善,条状TiB2和块状TiC0.8晶粒清晰可见。复合材料的维氏硬度、断裂韧性和弯曲强度分别达到23.6 GPa,(7.0±1.0)MPa.m1/2和470.9 MPa。当温度达到1950℃时,由于增强相TiB2晶粒长大,材料的强度降低。TiB2、TiC0.8与SiC颗粒协同,通过裂纹偏转、晶粒拔出、晶粒细化等机制对复合材料起到颗粒增强增韧的作用。

热压烧结TiB_2-ZrB_2固溶复合陶瓷的结构研究

以ZrB2 作为掺加剂 ,通过热压烧结制备了TiB2 -ZrB2 固溶复合陶瓷。采用X射线衍射分析对材料的相组成、晶格常数和晶体结构进行了分析 ,材料的显微结构分别由EPMA ,SEM和TEM测定。研究结果表明 ,随着ZrB2 掺入量的增大 ,固溶产物的晶格常数会相应增加 ,当ZrB2 的掺加量为 8% (摩尔分数 )时 ,产物的晶格常数出现极大值 ;ZrB2 可以与TiB2 形成部分固溶的固溶体 ,在复合材料中存在富Ti和富Zr的两种硼化物 ;由于固溶反应在界面上进行 ,有效地降低了烧结过程中的晶界移动速度 。

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 。

TiB_2-TiB/Fe金属陶瓷复合涂层原位合成及显微分析

利用激光熔覆工艺在中碳钢表面制备出原位自生TiB2-TiB/Fe复相金属陶瓷复合涂层,以改善常规材料表面综合使用性能.采用XRD、SEM、EDS、EPMA等手段对复合涂层进行了研究.结果表明:复合涂层主要由(Fe,C)固溶体胞状树枝晶及分布于晶间的TiB2/Fe或TiB/Fe共晶组成,部分Fe2B相也会出现在晶间.涂层成分不同时,陶瓷增强相的含量将发生变化.涂层力学性能较基体有显著提高.

反应烧结制备多孔TiB_2-TiC复相陶瓷

通过反应烧结制备TiB2-TiC多孔复合材料。采用XRD和SEM分析该多孔复合材料的相组成和微观结构,并采用气体透过法测定多孔复合材料的相对透气系数和最大孔径。结果表明:制备的TiB2-TiC陶瓷复合材料中存在大量的连通孔隙,随烧结温度的升高,烧结体的密度增大、抗弯强度增强,而孔隙度、透气性和最大孔径均逐渐减小;当烧结温度为1 700℃时,所制备的多孔复合材料孔隙度为30.9%,相对透气系数达到0.7 mm/(Pa.s),最大孔径达到5μm。

碳纳米管-TiB_2陶瓷基复合材料的制备与性能研究

研究了用热压烧结(HP)方法制备TiB2-xwt％CNTs-5wt％Ni(x=0．1、0．3、0．5、1、4)复合材料的工艺条件、力学性能和微观结构．用XRD研究了其相组成,用SEM观察了复合材料的断口形貌和裂纹扩展．研究表明:碳纳米管的加入使复合材料的硬度、弯曲强度和断裂韧性得到明显的提高,并且在碳纳米管含量为0．5wt％左右时,复合材料的硬度达到20．5GPa,弯曲强度为496MPa,断裂韧性达7．25MPa．m1／2;断口形貌分析表明碳纳米管主要分布于TiB2颗粒的晶界处,复合材料的增韧机制主要是碳纳米管的拔出机制和桥联机制．

热压烧结固溶复合TiB_2-NbB_2陶瓷的结构与性能

过渡金属硼化物与TiB2具有相同的晶体结构和相近的晶格常数,因此通过适当的工艺手段能够与TiB2形成固溶体.本文以NbB2作为掺加剂,通过热压烧结制备了TiB2-NbB2固溶复合陶瓷.研究了掺加剂含量对烧结材料力学性能的影响,材料的显微结构分别由EPMA、SEM和TEM测定.研究结果表明,NbB2可以部分固溶到TiB2中形成固溶体,并有助于细化TiB2晶粒,同时材料的力学性能得到提高.

磨损条件对等离子熔覆TiB_2-TiC/Ni复合涂层磨损性能的影响

利用等离子熔覆技术以Q235低碳钢为基体制备了TiB_2-TiC强化Ni基复合材料涂层,涂层中的主要物相为TiB_2、TiC和γ-Ni,硬度达1 050 HV0.5,涂层与基体呈冶金结合状态。分别采用Al2O3陶瓷球和不锈钢球为对摩副,在30、60和120 N磨损载荷下进行往复干滑动摩擦磨损试验。结果表明:Al2O3陶瓷球为对摩副时,低载荷下(30 N)表现为微切削磨损形式;60 N载荷时,出现压实层的结构,降低了摩擦因数,磨损机理转变为粘着磨损的形式;当载荷增加到120 N时,磨损机理为氧化磨损和剥层磨损。而采用不锈钢磨球时,涂层硬度大于对摩不锈钢球硬度,磨球发生剪切破坏,部分转移到涂层表面,相对于Al2O3陶瓷磨副时具有更大的粘着效应,且随着载荷的增大转移量增加,粘着磨损加剧,所以摩擦因数呈现出随着载荷加大一直上升的趋势。

TiB_2-TiC/Ti(C,N)复合涂层的研究进展

TiB2-TiC及TiB2-Ti(C,N)复合陶瓷材料由于系列优异性能而成为理想的金属表面涂层材料。综述了高性能TiB2-TiC/Ti(C,N)复合涂层的涂层复合体系、制备工艺、形成机理等方面的研究成果,展望了该复合涂层材料的应用前景及研究发展趋势,为其在工业领域的实际应用指明了方向。

共沉淀法原位合成无压烧结TiB_2/B_4C陶瓷复合材料

以TiCl4溶液和B4C粉末为主要原料,采用共沉淀、原位合成无压烧结技术制备了TiB2/B4C陶瓷复合材料。研究了原料配比、烧结温度对TiB2/B4C陶瓷复合材料的烧结性能、显微组织和力学性能的影响。通过X射线衍射、金相显微镜、扫描电镜等分析手段,分析了TiB2/B4C陶瓷复合材料的物相组成、显微组织和断裂特征。研究结果表明:当成分质量配比TiB2:B4C为40:60时,材料最大相对密度为98.5%T.D;在最佳成分配比下,随着烧结温度的升高,原位合成制备的TiB2/B4C陶瓷复合材料的密度、硬度、抗弯强度均为先升高后降低,材料的最佳烧结工艺为2050℃,1h。在最佳烧结工艺下,TiB2/B4C陶瓷复合材料的密度、硬度、抗弯强度和断裂韧性达到最佳值分别为3.17g/cm3,31.5GPa,381MPa和5.1MPa·m1/2。

PTFE促发TiB_2-TiC复合粉体低温燃烧合成

在钛-硼体系中引入PTFE(聚四氟乙烯)作为反应促进剂,实现了TiB2-TiC复合陶瓷粉体的低温固相合成,并研究了PTFE加入量对反应过程的影响和反应机理。结果表明:当PTFE加入量少于5%(质量分数)时,产物中主要为未反应的钛,达到5%后可生成TiC相;当添加10%PTFE时,能够在550℃燃烧合成制备出平均粒径小于0.4μm、纯度很高的TiB2-TiC复合粉体;其反应机理为,首先PTFE与钛发生反应释放出大量的热,然后诱发钛与硼发生固相反应生成TiB2。

原位合成的ZrO_2/TiB_2复合陶瓷材料摩擦磨损特性研究

对原位合成的ZrO2/TiB2复合陶瓷材料进行了室温下的摩擦磨损性能试验研究,利用扫描电镜对其磨损表面进行观察。结果表明:复合材料随着TiB2含量的增加摩擦系数减小,其抗磨损能力增强。磨损机理为微观切削和机械冷焊。

超重力下燃烧合成TiC-TiB_2细晶复合陶瓷

采用超重力下燃烧合成工艺,以快速凝固方式制备出TiB2系列含量的TiC-TiB2细晶复合陶瓷。XRD、FESEM与EDS分析表明,随TiB2含量的增加,TiC-TiB2复合陶瓷基体从TiC微米球晶组织逐渐转化为TiB2小尺寸片晶组织,且对于TiB2含量为50%的TiC-TiB2复合陶瓷,可获得TiB2小尺寸片晶均匀镶嵌于TiC基体上的共晶组织。力学性能测试结果表明,TiB2的摩尔分数为50%的TiC-TiB2复合陶瓷因在凝固过程中发生共晶反应,陶瓷相对密度和硬度均达到最高值(分别为98.6%和18.4GPa),并且因TiB2小尺寸片晶在裂纹扩展时所诱发的裂纹偏转、桥接及片晶拔出增韧机制的协同作用,TiB2的含量为66.7%的TiC-TiB2复合陶瓷具有最高的断裂韧度(13.4MPa·m0.5)。

原料B_4C粉末粒度对多孔TiB_2-TiC复相陶瓷孔结构的影响

为了获得总孔隙度为(30±5)%的TiB2-TiC复相陶瓷,采用不同粒度的B4C与Ti粉为原料,通过反应烧结制备TiB2-TiC多孔复合材料。研究原料B4C粒度对样品的密度及孔结构性能的影响。实验结果表明:随着原料B4C粉末粒度的减小,样品的密度逐渐增大,总孔隙率和开孔隙率逐步减小;当采用中位径为2.62μm的B4C粉末为原料时,所制备的多孔TiB2-TiC复合材料密度为3.1 g/cm3,总孔隙率为35%,其中开孔隙率为29%,所得多孔TiB2-TiC复相陶瓷具有孔隙细小且分布均匀的孔结构特征。

燃烧合成TiB_2-Al_2O_3陶瓷复合粉体及其表征

采用TiO2-B2O3-Al还原体系,通过燃烧还原技术制备了TiB2-Al2O3陶瓷复合粉体。利用XRD,XPS和SEM技术对合成粉体的相组成、化学组成及宏观组织结构进行了分析。复合粉的显微结构由TEM和HREM进行表征。结果表明,用燃烧合成法在420℃~700℃之间可制得TiB2-Al2O3陶瓷复合粉体。该粉体仅由TiB2和Al2O3两相组成,颗粒分布较均匀。由于TiB2与Al2O3间形成了结合良好的界面,颗粒间彼此能有效地抑制晶粒长大,从而使TiB2-Al2O3陶瓷复合粉的粒径减小,颗粒平均粒度在3μm^5μm之间。

放电等离子烧结制备TiB_2/Ti_3AlC_2陶瓷复合材料

采用TiB_2和Ti_3AlC_2微粉为原料,利用放电等离子烧结技术制备TiB_2/Ti_3AlC_2陶瓷复合材料,研究了Ti_3AlC_2含量对TiB_2陶瓷的致密度、物相微观结构以及力学性能的影响。结果发现在压力30MPa、1400℃条件下,添加钛铝碳含量为20~30wt%时制得的陶瓷复合材料含有较多的孔洞,且主要分布在TiB_2颗粒间,样品密度偏低,硬度低于570HV。当添加的Ti_3AlC_2量为40wt%时,样品的微观结构中孔洞数量降低且孔径变小,硬度高达1040HV。提高60TiB_2烧结温度至1600℃,物相TiB_2沿晶面(001)发生较明显的取向,样品60TiB_2的微观结构中孔洞消失或存在量极少,致密度高达4.393g/cm^3,硬度高达2400HV。

TiB_2/WC/h-BN纳微米复合梯度自润滑陶瓷材料的设计与制备

以纳米TiB2和微米TiB2为基体,WC为增强相,h-BN为固体润滑剂,采用热压工艺制备了TiB2/WC/h-BN纳微米复合梯度自润滑陶瓷材料,并测量了其力学性能。结果表明:与均质TiB2/WC/h-BN微米自润滑陶瓷材料相比,其抗弯强度、断裂韧性与硬度分别提高了15.8%、6.7%和11.1%。用压痕法测量得到材料内部的残余应力,其应力值呈明显的阶梯变化趋势,且关于中间层对称分布,材料表层存在残余压应力,可有效提高材料力学性能与使用性能。显微结构观察显示,TiB2/WC/h-BN纳微米复合梯度自润滑陶瓷材料晶粒细小、均匀,纳米TiB2颗粒分布均匀,材料断裂模式为典型的穿晶/沿晶混合断裂模式。

B_4C/TiB_2层状复合陶瓷的制备与性能研究

以工业碳化硼和硼化钛粉末作为原料,采用水基流延成型和热压烧结方法制备了B4C/TiB2层状复合陶瓷。研究了层厚比、层数和B4C/(1-X)wt%TiB2+Xwt%B4C层状复合陶瓷的夹层组分与力学性能之间的关系。探讨了B4C/(1-X)wt%+Xwt%B4C层状复合陶瓷的增韧机理。

烧结工艺对原位合成ZrO_2/TiB_2复合陶瓷材料的力学性能影响

以TiC和B4C为原料反应生成TiB2,原位合成了TiB2含量为20%的ZrO2/TiB2复合陶瓷材料。分析了烧结工艺中烧结温度、保温时间和烧结压力对力学性能的影响。结果表明:当烧结温度由1650℃提高到1750℃时,复合陶瓷材料的抗弯强度由820 MPa增加到980 MPa,断裂韧性从7.2 MPa.m1/2提高到9.4 MPa.m1/2;当烧结温度升至1850℃时,抗弯强度和断裂韧性下降;显微硬度随烧结温度的升高而提高。在烧结温度1750℃压力为30 MPa保温时间由30 min提高到45 min时,断裂韧性从8.6 MPa.m1/2提高到9.4 MPa.m1/2;保温时间增加至60 min时,断裂韧性下降;保温时间的变化对材料的抗弯强度、硬度影响不大。烧结压力对复合陶瓷材料的力学性能的影响较小。当烧结参数为1750℃、45 min、30 MPa,ZrO2/TiB2复合陶瓷材料的抗弯强度、显微硬度、断裂韧性分别达到980 MPa、13.6 GPa、9.4 MPa.m1/2。

提高短切碳纤维对陶瓷基复合材料TiC-TiB_2强韧化的研究

对采用SHS/PHIP技术制备的Cf/TiC-TiB2陶瓷基复合材料中存在短切碳纤维损伤严重,补强增韧效果不明显的原因进行分析研究。研究发现:在B4C+3Ti+Cf体系的SHS反应过程中,由于反应温度太高,使短切碳纤维表面的碳原子与钛粉之间发生化学反应,造成短切碳纤维表面的化学损伤,影响短切碳纤维的性能,进而影响其补强增韧的效果。在SHS反应过程中,防止或减少短切碳纤维化学损伤的主要途径就是添加稀释剂来降低反应温度。在B4C+3Ti+xCf TiC+2TiB2+xCf体系中,通过向反应物中添加稀释剂镍可以有效地防止或减少短切碳纤维的化学损伤,改善各相之间的接触状况,提高各相之间的界面强度,提高短切碳纤维补强增韧的效果。