熔铸-原位合成TiC/7075Al复合材料的微观组织和凝固机制

采用熔铸-原位合成法制备了TiC/7075Al复合材料并对其微观组织和凝固机制进行了研究。原位合成复合材料中的TiC颗粒以近球形为主,平均尺寸小于700 nm。随着TiC颗粒含量的增加,复合材料的晶粒尺寸明显减小,当TiC颗粒含量为8wt%时,基体晶粒尺寸可以减小至10μm左右。熔体反应过程中,随着TiC增强相颗粒含量的增加,凝固前沿的流体的粘度增加,降低了TiC颗粒的临界裹入速度,同样在反应时降低温度将增加熔体的粘度,有利于TiC颗粒的裹入。

CNTs@TiO_(2)及热挤压对Al7075复合材料磨损性能的影响

用熔铸法制备了Al7075-1%(质量分数)CNTs@TiO_(2)复合材料,通过热挤压工艺对复合材料进行塑性变形。结果表明:CNTs@Ti O_(2)的加入有效地改善了Al7075合金的显微组织,铸态Al7075-CNTs@Ti O_(2)复合材料在经过热挤压变形后,其α-Al和二次相进一步细化。挤压态Al7075-CNTs@Ti O_(2)复合材料的平均显微硬度为178.2HV,与基体合金相比提高了45.6%。挤压态复合材料的磨损率和平均摩擦因数分别为24.3×10^(-3)mm^(3)/m和0.334,相比于基体(68.6×10^(-3)mm^(3)/m和0.401)分别降低了43.2%和16.7%。挤压态复合材料磨损表面的轮廓高度差为22.24μm,相比于基体(52.88μm)下降了57.9%。从磨损机制上看,铸态Al7075合金主要呈现出剥层磨损特征,而挤压态复合材料则主要表现为磨粒磨损。

TiC_p/7075 Al基复合材料二次加热中晶粒长大规律

采用原位反应近液相线铸造法制备4.4%TiCp/7075Al基复合材料,在600℃保温10～60 min,水淬固定其半固态组织,研究半固态二次加热过程中合金的晶粒长大规律,并与采用同样方法制备的7075基体合金进行对比分析。结果表明,4.4%TiCp/7075Al基复合材料的晶粒粗化速率常数为118.96μm3/s,远小于7075基体合金的晶粒粗化速率常数311.7μm3/s,晶粒长大速率明显减慢。分析其原因,由于原位TiC颗粒的生成,使得4.4%TiCp/7075Al基复合材料的晶粒长大激活能增加约50%,从而对二次加热过程中晶粒迅速长大的行为起到了显著的抑制作用。

半固态TiC／7075Al基复合材料的制备

采用原位反应液相线铸造技术制备了TiC颗粒增强7075Al基复合材料。通过光学显微镜观察其显微组织,分析工艺参数对TiC颗粒合成过程的影响。结果表明,C和Ti的摩尔比为1.25,Al熔体温度达到950℃,浇注温度为650℃时,制备的复合材料未生成Al3Ti相,并能够获得较理想的等轴晶组织。

原位TiC颗粒增强7075Al基复合材料的制备及微观组织

采用原位反应近液相线铸造方法成功制备出4.4%(质量分数)TiC颗粒增强7075 Al基复合材料。对原位反应过程进行了热力学与动力学分析.通过XRD分析及SEM观察显示,原位生成的TiC颗粒与基体润湿良好,且弥散细小均布于7075基体中,晶界上无明显的偏聚.

原位TiC/7075Al基复合材料的界面结构特征

采用原位反应近液相线铸造方法制备含有少量原位TiC颗粒的7075铝基复合材料,通过透射电镜观察复合材料中的原位TiC颗粒的形貌,并研究原位TiC颗粒与7075Al基体之间的界面微观结构。结果表明,原位TiC颗粒尺寸分布于亚微米级,形貌呈近球形,在复合材料界面处7075Al基体与原位TiC颗粒具有Al(200)//TiC(200)、Al基体(216)∥TiC(111)的晶体学位向关系并形成共格界面,界面干净,无任何反应物,Al基体的(200)晶面优先沿原位TiC颗粒的(200)晶面生长,其(216)晶面优先沿原位TiC颗粒的(111)晶面生长。

原位接触反应法制取TiC颗粒增强Al复合材料的研究

利用原位接触反应法成功地制取了ＴｉＣ颗粒增强Ａｌ复合材料．ＴｉＣ颗粒尺寸为微米至纳米级，基本上无点阵缺陷．颗粒与基体α－Ａｌ之间界面干净，无界面反应层．材料具有较好的综合力学性能．

反应合成Ti_3Al/TiC+Al_2O_3复合材料烧结过程热力学分析

将高能球磨后的Ti-Al粉末和TiC,Al2O3粉末混合进行热压烧结,在烧结的过程中反应生成金属间化合物为增强相的复合材料。通过对粉料的X射线衍射分析、热分析(DSC)和烧结体的成分分析表明,最终的金属间化合物只有Ti3Al而没有其它金属间化合物相。通过热力学计算,分析了反应烧结过程并发现在低温由固相间原子扩散控制生成TiAl3,TiAl,Ti3Al的渐进过程,和在高温下金属间化合物的合成机理,而且增强相和基体界面间处于稳定状态。

Ti-Al/TiC陶瓷基复合材料烧结过程的研究

用DTA方法分析了Ti AI/TiC陶瓷基复合材料的烧结过程 ,测定了材料的力学性能 ,分析了不同的烧结制度对材料性能的影响。实验结果表明 :温度升高至 5 0 0℃以上时 ,Ti与Al发生反应Ti+3Al→Al3Ti,Al3Ti+2Ti→ 3TiAl,TiAl+2Ti→Ti3Al,依次生成Al3Ti,TiAl和Ti3Al,这一过程为放热过程。继续升温至 90 0℃以上时 ,体系出现吸热现象。分析认为 ,在最高温度 16 0 0℃ ,压力 30MPa烧结时得到的材料室温力学性能优于在最高温度15 2 0℃ ,压力 17 3MPa烧结时得到的材料的室温力学性能。

Fe40Al/TiC复合材料的高温氧化特性

用自发熔渗法制备了TiC基Fe40Al金属间化合物复合材料。用氧化增重方法,研究了Fe40Al/80vol%～88vol%TiC复合材料在700℃～1100℃的恒温空气中的氧化动力学,并借助SEM/EDS和XRD等手段研究了氧化过程中材料微观组织结构的演变及材料表面粗糙度对氧化特性的影响。复合材料的氧化增重和氧化时间呈幂函数关系,幂指数约为0.63～0.75,氧化速率随着氧化时间的延长而降低。氧化层主要由致密的TiO2组成,TiO2颗粒的尺寸与氧化温度和材料表面粗糙度有关。

熔体内合成TiC颗粒增强Al基复合材料及其性能研究

在高温Al熔体内原位反应合成了Ti C颗粒进而制备了不同质量分数Ti C增强相的Al基复合材料。实验发现,原位生成的Ti C相与基体结合紧密,能有效细化基体组织。随着基体中Ti C含量增加,复合材料的致密性下降,但硬度增大,Ti C含量为10wt%时具有最佳硬度。摩擦测试表明:随Ti C增强颗粒的增加,复合材料磨损率减小,复合材料在10 N和25 N载荷下经30 m磨损行程,其磨损失重率仅分别为0.45%和0.67%,表明其具有优良的抗磨损性能。摩擦后复合材料表面产生了大量平行而明显的"犁削"痕迹,其摩擦机制主要为疲劳磨损。

7075Al/SiCp复合材料的热压缩变形流变应力和组织行为

采用圆柱试样在Gleeble-1500热模拟机上对喷射沉积7075Al／SiCp复合材料进行高温压缩变形实验，实验条件为：变形温度300-450℃，应变速率0．001～1s^-1。结果表明：7075Al／SiCp复合材料的流变应力大小受到变形温度和应变速率的强烈影响，流变应力随应变的增加而逐渐增加，出现一峰值后逐渐下降；流变应力随变形温度的升高、应变速率的降低而降低。可用Zener-Hollomon参数的双曲正弦形式来描述7075Al／SiCp复合材料高温压缩变形流变应力。随着变形温度的升高和应变速率的降低，7075Al／SiCp复合材料热变形过程中SiCp的分布逐渐均匀化，有利其热加工性能的改善。

TiC/Fe-Al原位复合材料制备及其显微结构

本文研究了用废弃的钢和球墨铸铁以及钛铝添加剂为原料 ,经熔炼和热处理制备TiC Fe3Al复合材料的工艺过程。用光学显微镜、XRD等方法观察了复合材料的相组成、显微结构 (TiC颗粒的大小和形状 ) ,进而分析了原料成分、热处理时间和温度对原位反应、TiC颗粒的生成及显微结构的影响规律。

镁在原位形成TiC/Al复合材料中的热动力学行为

以纯铝为基体 ,镁作为活性剂 ,用XD法 (ExothermalDispersion) +铸造法[1] 制备TiC增加铝基复合材料。试验表明镁在复合材料中能促进生成和细化陶瓷颗粒 ;并从热动力学上探讨了镁的作用机制。

熔铸-原位反应喷射沉积成形TiC/Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al复合材料微观组织和力学性能

利用熔铸-原位反应喷射沉积成形技术制备了TiC/Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al复合材料,测试了复合材料的拉伸性能,讨论了提高熔铸-原位反应TiC/Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al复合材料拉伸强度的途径.

TZP/TiC/Al_2O_3陶瓷复合材料在模具中的应用

采用ＴＺＰ相变和ＴｉＣ颗粒共同增韧Ａｌ２Ｏ３，使ＴＺＰ／ＴｉＣ／Ａｌ２Ｏ３复合材料的抗弯强度σｆ和断裂韧度ＫＩＣ分别达到１１０６ＭＰａ和１１．８６ＭＰａｍ１／２。探讨了复合材料在用作螺旋丝拉拔模具时的磨损和破损行为，研究了ＴＺＰ和ＴｉＣ对模具磨损和破损性能的影响。当ＴｉＣ含量一定时，随ＴＺＰ含量增加，模具的耐磨损和抗破损性能得到明显改善，可以认为应力诱发ＴＺＰ相变、裂纹偏转与桥联、残余应力等增韧机制为减磨和抗破损机制。

TiC_P/7075铝基复合材料的半固态触变成形工艺研究

采用原位反应喷射沉积法制备TiCP/7075铝基复合材料,进行半固态触变成形试验。研究TiCP/7075铝基复合材料的半固态触变成形性及其成形后的微观组织与力学性能。结果表明,该材料具有良好的半固态触变成形性,在成形压力仅为20~25MPa的条件下,就能够进行半固态触变成形。在625℃进行半固态触变成形后,其组织仍能保持均匀的等轴晶特征,平均晶粒尺寸分布于30~40μm;半固态触变成形试件经T6处理后其硬度达到(HRB)82~85。

Al_3Ti/7075铝基复合材料固溶处理工艺研究

研究了固溶处理对制备的Al3Ti/7075铝基复合材料显微组织和力学性能的影响。结果表明:该铝基复合材料存在的第二相颗粒为MgZn2。复合材料经480℃固溶5 h后,复合材料显微硬度达到最大值68.72 HV。随固溶温度升高和固溶时间的延长,第二相颗粒回溶较多,但会发生再结晶,晶粒发生长大。复合材料经T6人工时效后硬度达到83.46 HV。

Al_2O_3/TiC/Mo/Ni微纳陶瓷复合材料的微观结构与性能

采用真空热压烧结技术制备了纳米TiC体积分数为3%~5%的Al2O3/TiC/Mo/Ni微纳陶瓷复合材料，并对其力学性能、相对密度、微观结构和三点弯曲断口形貌进行了研究。结果表明：微纳陶瓷复合材料中存在非典型的灰芯/白环结构；复合材料的断裂方式为穿晶断裂和沿晶断裂的混合形式；添加的纳米粒子分布于Al2O3基体晶粒的内部与晶界，形成了晶内/晶界型结构，细化了晶粒，强化了晶界，提高了复合材料的强度和相对密度，其抗弯强度、断裂韧度、硬度和相对密度分别为970 MPa，5.5 MPa·m1/2，20.4 GPa和99.5%。

SHS结合热压制备TiC-Al_2O_3/Fe-Al复合材料

以天然钛铁矿、铝粉和石墨为主要原料,采用自蔓延高温合成技术、铝热还原法并结合热压烧结技术,制备出TiC-Al2O3/Fe-Al复合材料.研究表明预热时间少于120s时,预热时间越长,反应燃烧波速度越大,当预热时间继续增大,对反应燃烧波速度的影响不再显著;加入添加剂Y2O3为0.2%时,金属相较均匀地弥散分布在陶瓷颗粒周围.晶粒尺寸约为2～3μm,复合材料的相对密度达到94%,抗弯强度和硬度分别为599.29MPa、83.7HRA.