热处理对多向锻造TiBw/Ti复合材料组织和力学性能的影响

研究了固溶时效热处理对多向锻造TiBw/Ti复合材料组织和力学性能的影响。实验表明:当固溶温度为950℃时,复合材料的基体为双态组织,TiBw沿初生α相分布;固溶温度为1050℃时,等轴α相转化为片层α相和α集束,β晶界出现,TiBw沿β晶界分布;固溶温度为1150℃时,复合材料的基体组织为魏氏组织,β晶界进一步扩大,α集束更加细长,TiBw沿β晶界或α集束分布。经热处理后,TiBw/Ti复合材料的室温抗拉强度和屈服强度随着固溶温度升高而增加,但室温塑性呈现相反趋势。

旋转超声加工对TiBw网状钛基复合材料表面残余应力的影响

为研究不同切削条件下旋转超声加工对材料表面残余应力的影响,选取硼化钛晶须(TiB whiskers,TiBw)网状钛基复合材料为实验对象,使用镍基电铸金刚石砂轮进行旋转超声加工,并分析了加工后材料的表面残余应力。结果表明:由于钛基复合材料具有网状结构和优异的高温性能,使切削热和微观相变产生的残余应力较小,磨粒机械作用产生的残余应力更大。随着超声振动的引入,磨粒高频冲击工件表面,使旋转超声加工工件表面残余应力均大于普通磨削。在主轴转速n=9000 r/min,进给速度v f=8 mm/min,加工深度a p=25μm的加工参数下,旋转超声加工工件表面存在-540 MPa的残余压应力,随着主轴转速增大,残余应力显著减小,并且残余应力的影响层深度逐渐减小。超声振动的引入增大工件表面残余压应力,提高材料抗疲劳性能。

TiBw网状增强钛基复合材料旋转超声磨削的磨削力模型

针对TiBw网状增强钛基复合材料加工时表面质量差、加工过程不平稳等问题,开展其旋转超声磨削的法向磨削力研究。分析旋转超声磨削中的磨粒运动规律,建立旋转超声磨削TiBw网状增强钛基复合材料的法向磨削力模型,并通过单因素磨削试验对模型进行验证。结果表明:在一定的主轴转速、进给速度、磨削深度及固定磨削宽度条件下,法向磨削力随主轴转速的增加而减小,随进给速度、磨削深度的增加而增大,且其磨削试验值与模型计算值的相对误差绝对值均在6%以内。模型很好地预测了TiBw网状增强钛基复合材料磨削时的法向磨削力,验证了预测模型的有效性。

增材制造Ti基复合材料的研究进展

随着航空航天、汽车工业等领域的快速发展,Ti基复合材料(TMCs)因其高强度、低密度、高温耐久性和优异的耐磨性而受到广泛的关注,通过增材制造技术制备的Ti基复合材料有着广泛的应用前景。在Ti基材料中添加合适的强化相可改变复合材料的微观结构和性能。介绍了几种常用的增材制造方法及其特点,包括选区激光熔化(SLM)、激光金属沉积技术(LMD)、电子束熔化技术(EBM)和激光近净成形技术(LENS),综述了通过原位反应生成和直接添加强化相对Ti基复合材料的影响,为进一步研究增材制造增强钛合金及复合材料性能提供了理论依据。

Ti颗粒表面包覆处理对镁基复合材料界面及力学性能的影响

以AZ91D作为基体,Ti颗粒和利用电爆沉积法在Ti颗粒表面包覆Al的Al-Ti颗粒作为增强颗粒,使用搅拌铸造工艺分别制备了Ti_(p)/AZ91D和(Al-Ti)_(p)/AZ91D两种复合材料。使用扫描电子显微镜(SEM)对复合材料中Ti颗粒分布的均匀性进行了观察,并进一步的对增强体与基体间的界面进行了分析。通过拉伸试验,考察了复合材料的屈服强度、抗拉强度及伸长率等力学性能指标,并对断口进行了分析。由于表面包覆后的Al-Ti颗粒能够提供更好的界面结合,因此与Ti_(p)/AZ91D复合材料相比(Al-Ti)_(p)/AZ91D复合材料具有更高的力学性能。

MoS2/Ti3C2Tx异质复合材料的制备及电化学性能研究

利用水热法合成了MoS2/Ti3C2Tx异质复合材料,采用SEM、XRD、XPS和电化学工作站对所制样品的形貌、结构、成分和电化学性能进行了表征。结果表明,当Ti3C2Tx引入量为30 mg时,所制MoS2/Ti3C2Tx异质复合电极具有最优的电化学性能和较好的循环稳定性,在1 A/g电流密度下的比电容达到262.54 F/g,且经10 000次循环后仍保持82.1%的初始比电容。

球磨工艺对医用Ti–Mg复合材料力学性能的影响

采用球磨+冷压制坯+微波加热烧结工艺制备Ti–15Mg复合材料,研究球磨工艺对Ti–15Mg混合粉末性能以及烧结后复合材料力学性能的影响。结果表明:以200 r·min^(-1)球磨转速球磨8~10 h,随着球磨时间延长,混合粉末的平均粒径明显变小,粉末粒度分布逐渐集中在10~45μm区间,粉末的球形度增加。在长时间球磨过程中,软质镁颗粒受到强烈撞击、研磨,引起表面破碎,钛颗粒出现了体积破碎和表面破碎,最终导致软质镁颗粒包裹脆性钛颗粒。球磨8 h后,混合粉末未出现明显的氧化,混合粉末中钛、镁粉末分布较为均匀,复合材料的力学性能较为优良,符合作为医用材料的力学性能要求。在低球磨转速下,球磨转速的提高不会导致粉末性能和烧结后复合材料性能出现明显变化。最佳球磨工艺参数为球磨时间8 h、球磨速度200 r·min^(-1),过程控制剂为正己烷。

SPS烧结温度对ACNs/Ti复合材料组织结构与力学性能的影响

通过放电等离子烧结(SPS)制备ACNs(无定形碳纳米颗粒)/Ti复合材料,并采用扫描电子显微镜、X射线衍射仪、光学显微镜以及电子万能试验机对不同烧结温度下ACNs/Ti复合材料的显微组织、相组成及力学性能进行表征。结果表明,较低烧结温度(800℃)下,未反应的ACNs虽然会对复合材料的强度有所贡献,但其与基体的界面结合较弱,会导致复合材料塑性严重下降。较高烧结温度(1000℃)下,与基体充分反应的TiC颗粒过度生长后尺寸较大,这一现象会造成材料强度下降。当烧结温度为900℃时,ACNs与Ti基体完全反应生成TiC颗粒,这种细小弥散的TiC沿着基体颗粒周围分布形成了准连续网状结构,此时ACNs/Ti复合材料具有最佳的强塑性匹配,其抗拉强度、屈服强度、延伸率分别为648.19 MPa、551.02 MPa、36.19%。

TiBw对高温钛基复合材料基体的强化作用研究

以名义成分为Ti-6Al-4Sn-10Zr-1Mo-1Nb-1W-0. 3Si的基体钛合金和3%(体积分数) Ti Bw增强高温钛基复合材料为研究对象,采用纳米压痕法对比分析了Ti Bw对基体的强化作用。结果表明:3%Ti Bw增强钛基复合材料基体的平均微区硬度为6. 18 GPa,较无增强相的基体钛合金提升14. 4%;通过分别对比不同厚度α层片处以及距离Ti Bw远近不同位置的硬度,发现Ti Bw增强高温钛基复合材料基体微区硬度的提升主要源于增强相Ti Bw引起的基体组织细化,以及靠近Ti Bw增强相区域的基体受压缩变形时易于受阻;添加Ti Bw后使得基体微观组织不均匀,导致硬度离散度较大。

原位自生Ti-TiBw复合材料中TiBw粗化机理研究

以纯Ti粉和TiB_(2)粉为原料,采用放电等离子烧结技术制备原位自生Ti-TiBw复合材料,系统研究了热处理条件对Ti-TiBw复合材料组织演变及力学性能的影响。结果表明:Ti和TiB_(2)在1000℃烧结后原位反应生成了Ti-TiBw复合材料,TiBw主要以团簇状分布于基体的一次颗粒边界(PPBs)处,少量以针状分布于晶界及晶内。热处理结果表明,温度是TiBw发生粗化的主导因素,且TiBw粗化发生在升温阶段,粗化温度为1200℃。其粗化行为遵循Ostwald熟化机制:为使体系自由能降低,溶质B原子从小尺寸TiBw周围向大尺寸TiBw周围进行扩散并沉积,使得TiBw数量减少,对基体的割裂程度减弱,因此材料延性提高。

熔铸态和锻态TiBw/TA15复合材料热变形行为研究

采用Gleeble-3800型热模拟试验机对熔铸态和锻态TiBw/TA15复合材料进行高温压缩变形试验,研究不同状态TiBw/TA15复合材料在变形量70%、变形温度900~1150℃、应变速率0.01~10 s^(-1)条件下的热变形行为,建立热加工图,并分析该复合材料在热变形过程中的组织性能演变规律。结果表明,熔铸态TiBw/TA15复合材料的热加工工艺窗口为温度900~1150℃,应变速率2.72~10 s^(-1);温度1000~1100℃,应变速率0.01~0.03 s^(-1);温度1075~1130℃,应变速率0.01~0.13 s^(-1)。锻态TiBw/TA15复合材料的热加工工艺窗口为温度900~975℃,应变速率0.37~10 s^(-1);温度960~1025℃,应变速率0.01~0.37 s^(-1);温度1025~1150℃,应变速率0.01~10 s^(-1)。通过对比发现,锻态TiBw/TA15复合材料的热加工工艺窗口宽,热变形加工性能优于熔铸态。

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）；

原位反应法制备Al/Al_3Ti复合材料组织和性能

本研究采用一种新型的原位反应工艺，使ＴｉＯ２粉剂与纯铝熔体反应，生成Ａｌ３Ｔｉ颗粒，然后采用搅拌铸造法制备Ａｌ／Ａｌ３Ｔｉ复合材料。生成的Ａｌ３Ｔｉ颗粒尺寸细小，为２～３μｍ，而且分布均匀，与基体结合好。当ＴｉＯ２加入量为纯铝基体的３０ｗｔ％、反应温度为９２０℃时，复合材料的抗拉强度比纯铝基体提高７１．５％，硬度提高１３４％，而延伸率较纯铝稍有下降。

SiC连续纤维增强Ti基复合材料界面反应扩散研究进展

介绍了目前研究Ti基复合材料界面反应扩散模型、界面反应的动力学和热力学、界面反应扩散控制机理,以及障碍涂层对界面反应扩散的影响。指出SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应扩散的研究重点和发展方向。

TiC/Ti复合材料激光熔覆层的冲击磨粒磨损性能

在Ti6A14V表面通过激光熔覆工艺原位合成TiC/Ti金属基复合材料涂层,其基体组织结构随表层预置合金粉末成分的变化而改变.采用单摆划痕装置测试原位合成TiC/Ti复合材料涂层的冲击磨粒磨损性能.结果表明,与基材Ti6A14V相比复合材料激光熔覆层的抗冲击磨粒磨损性能提高了2倍,且随表层顶置粉末中Cr3C2含量的增加,反应生成的TiC含量增加,涂层抗冲击磨料磨损性能提高.

高能超声对原位合成Al_3Ti/6070复合材料凝固组织的影响及机制

以Al-K2TiF6为反应体系,采用熔体反应法,在高能超声场下原位合成Al3Ti/6070复合材料。采用XRD、SEM、EDS等手段研究不同超声参数如超声时间和超声强度对Al3Ti/6070复合材料增强体形貌及尺寸的影响。建立了超声作用下熔体中颗粒行为模型,并对其机制进行了探讨。结果表明:在一定的超声强度下(0.66kW/cm2),颗粒尺寸随超声作用时间的延长(1～7min)先减小后增大,当作用时间为3min时,颗粒最细小,尺寸为1～2μm,形貌主要为小块状或短棒状;当超声作用时间大于3min时,颗粒数量随时间增加而急剧减少;在相同的超声作用时间(3min)下,颗粒尺寸随超声强度的增加而减小,当超声强度为0.82kW/cm2时,颗粒尺寸为0.5～1μm,颗粒形貌主要为小块状或粒状,当超声功率大于0.82kW/cm2时,颗粒数量随超声功率增加而急剧减少。高能超声作用下Al3Ti/6070复合材料的最佳制备工艺为:超声强度0.66～0.82kW/cm2,超声作用时间3min。

原位生成AlN-Al_3Ti复合增强铝基复合材料研究

研究了AlN-Al_3Ti/ZL101原位复合材料的制备工艺,采用OM,SEM及TEM对该材料的微观结构进行了研究,用MTS800力性试验机测试了材料的力学性能。研究表明:在AlN-Al_3Ti/ZL101原位复合材料中,尺寸约为0 5μm的Al_3Ti增强相均匀弥散分布于α-Al晶粒内部,尺寸为30nm的AlN增强相弥散分布于共晶体内部。增强体使α-Al和共晶体明显细化,起到强化作用。AlN-Al_3Ti/ZL101原位复合材料中第二相在Al_3Ti与α-Al之间存在共格对应关系。AlN相作为共晶硅的异质晶核使共晶Si显著细化。经热处理后,AlN-Al_3Ti/ZL101复合材料的室温拉伸强度达到369 MPa,较基体材料有显著提高。

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。

Ti-6Al-4V合金激光表面合金化制备Ti_5Si_3/Ti耐磨复合材料涂层研究

利用预涂 Si粉对 Ti- 6Al- 4V合金进行激光表面合金化 ,制得以初生及共晶金属间化合物 Ti5Si3为增强相的快速凝固“原位”耐磨复合材料表面改性层 ,研究了激光表面合金化 Ti5Si3/β- Ti耐磨复合材料表面改性层的显微组织及其在干滑动磨损及二体磨料磨损条件下的耐磨性能。结果表明 :利用 Si粉对 Ti- 6Al- 4V合金进行激光表面合金化处理后 ,合金层硬度及耐磨性大幅度提高。

SiC/Ti基复合材料界面反应的热力学研究

通过建立热力学可能反应模型,分别计算了SCS-6SiC长纤维增强Ti3Al和TiAl金属间化合物基复合材料界面反应的Gibbs函数变值△rG,并用△rG判据推测了界面反应产物并与透射电镜实验结果进行了对比分析。研究表明,由于TiAl中原子结合力较强,因而SCS-6SiC/TiAl复合材料的界面反应较轻。所研究的2种复合材料界面反应的二元反应产物为TiC,Ti5Si3和Ti3Si,Ti-Si相图中的其它二元硅化物不可能形成。