原位合成TiC/Ti基复合材料氧化行为

研究了TiC/Ti基复合材料在550℃,600℃和650℃空气中恒温氧化行为。分析了增强体TiC对钛基复合材料氧化动力学行为的影响,并用X射线衍射仪(XRD)和配有能谱仪(EDS)的扫描电子显微镜(SEM)对氧化层表面的相组成、形貌以及氧化层剖面的显微结构进行了分析。结果表明:TiC/Ti基复合材料的氧化层由金红石型的氧化物TiO2组成;增强体TiC能够提高钛基复合材料的抗氧化性,而且随着TiC增强体含量的增加,钛基复合材料的抗氧化性增加;这主要是因为TiC增强体能够促进致密氧化膜的生成。氧化动力学曲线为抛物线类型。

原位自生成TiC/Ti基复合材料的高温氧化

利用热重分析(TGA)测量了原位生成的TiC/Ti-6Al复合材料在600,700和800℃下经连续20 h的氧化增重特性,利用SEM, EDS和XRD研究了复合材料经氧化试验后表面氧化层的结构,相组成及成分。结果表明,原位生成的Ti基复合材料在高温氧化时遵循抛物线规律在800℃时的氧化增重量远大于600℃和700℃时的,计算获得该复合材料的氧化激活能为255.7 kJ/mol。研究发现经20 h的600℃或700℃氧化形成的氧化物呈现不连续的岛屿状,主要成分为金红石型的TiO2,而在800℃氧化20 h后,氧化物是均匀连续的致密膜,由TiO2,Al2O3组成。该复合材料的氧化首先发生在TiC颗粒的表面上,而不是象均质Ti材料一样氧化在整个表面上均匀地发生。

电弧增材制造纳米TiC颗粒增强铝基复合材料组织与性能研究

在金属材料中引入第二相粒子是提高金属材料力学性能的重要手段之一。本文提出一种Al6061铝箔包裹TiC和Al6061的混合粉末形成一种特殊填料焊丝的TiC/Al6061复合材料电弧增材制造的新方法,并分别研究质量分数为1%、2%和3%的TiC颗粒对制备的铝基复合材料组织与性能的影响。结果表明,TiC质量分数为3%的复合材料与基体材料相比,试样的平均晶粒尺寸由45.5μm减小到25.3μm,细化了44.4%;抗拉强度和屈服强度由148.5 MPa和118.0 MPa提升到178.1 MPa和157.3 MPa,分别提升了19.9%和33.3%;平均显微硬度由50.5HV增加至65.2HV,提升了29.1%。理论结合及试验分析表明,TiC的载荷传递强化和晶粒细化以及Orowan强化机制,是材料力学性能提高的主要原因。

深冷处理时间对激光粉末床熔化沉积TiC/TC4钛基复合材料组织演变及力学性能的影响

目的探明不同深冷处理时间对TiC/TC4钛基复合材料组织演变及其力学性能的影响规律,分析TiC/TC4钛基复合材料在深冷环境下的使用性能。方法利用低能球磨法得到石墨烯(GNPs)/TC4复合粉末,采用激光粉末床熔化沉积法制备TiC/TC4钛基复合材料,通过液氮浸泡法进行不同时间的深冷处理,然后恢复至室温进行拉伸试验。结果深冷处理过TiC/TC4钛基复合材料的拉伸强度均高于深冷处理过TC4合金的拉伸强度,断裂韧性却得到不同程度削弱。结论原位自生TiC的载荷传递作用可以增强TiC/TC4钛基复合材料在拉伸变形过程中的变形能力,使复合材料的拉伸强度得到提高;随深冷时间的持续延长,冷应力不仅会导致TC4合金原始细长针状马氏体断裂,还会驱使TiC/TC4钛基复合材料陶瓷增强相TiC发生不同程度的偏聚。此外,深冷处理后TiC/TC4钛基复合材料产生的晶格畸变现象会降低α-Ti基体一侧的应变值,使复合材料晶格畸变区域应变不均匀分布,弱化TiC/TC4钛基复合材料晶格畸变区域原子的变形协调能力,导致TiC/TC4钛基复合材料的断裂韧性值相对低。

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。

粉末冶金TC4-B_(4)C原位反应制备TiC+TiB增强TC4基复合材料的显微组织和力学性能

以TC4和B_(4)C粉末为原料,通过放电等离子烧结法(SPS)并结合热挤压制备不同含量TiB和TiC增强TC4基复合材料,研究以TC4-B_(4)C为原位反应体系生成不同含量TiB和TiC对TMCs的微观组织和力学性能的影响规律及其高温力学性能。结果表明:原位生成的TiC和TiB与基体结合牢固,TiC呈类球形颗粒状,TiB呈晶须状;增强相在基体中呈现出沿一次颗粒边界分布的三维网络状形貌;与未增强TC4合金相比较,复合材料基体晶粒显著细化,并存在较高的位错密度,TC4基复合材料的室温和高温性能得到显著提升;在室温拉伸下,当B_(4)C的含量(质量分数)为0.5%时,基体的连通性较好,表现出较高的强度(抗拉强度1246 MPa)和较好的伸长率(12.4%);在400℃下进行拉伸时,当B_(4)C的含量为1.64%时,TC4基复合材料的抗拉强度和伸长率分别为1112 MPa和6.9%。

纳米TiC颗粒增强Al-Cu-Li基复合材料摩擦磨损性能的研究

采用中间合金法制备TiC颗粒增强Al-Cu-Li基复合材料,通过GCr15钢球与复合材料在室温下干摩擦滑动磨损实验,研究不同含量TiC与载荷对复合材料摩擦磨损性能的影响。试验结果表明:TiC颗粒细化了复合材料组织,同时也提高了热处理后复合材料的硬度及耐磨损性能,在TiC含量为0.3%时,复合材料表现出优异的耐磨损性能。通过观察磨损后表面形貌,低载荷下主要磨损类型为磨粒磨损和黏着磨损,随着载荷的提高,氧化磨损和循环力引起的疲劳剥落成为了主要磨损类型。随着TiC颗粒的加入,提高了复合材料的硬度,降低了动摩擦系数,黏着磨损得到了抑制,复合材料的耐磨损性能得到了提高。

铸态(TiB+TiC)/Ti1100复合材料高温拉伸性能及蠕变行为

通过XRD、SEM、TEM等表征手段研究(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的铸态显微组织、高温拉伸性能和高温蠕变行为。结果表明:(TiB+TiC)/Ti1100复合材料具有典型的网篮组织,通过B_(4)C、C和Ti的反应原位生成了晶须状的Ti B和等轴状的TiC。随着温度的升高,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的极限抗拉强度从766 MPa降低至511 MPa。在实验范围内,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的稳态蠕变速率随温度和应力的升高而降低。根据对相关数据的计算,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的应力指数和激活能分别为3.75和269.5 kJ/mol。结合蠕变后的变形区域组织,可以确定该材料的蠕变过程主要受位错滑移控制。α/β界面是位错滑移的主要障碍,同时TiB、TiC和硅化物也阻碍着位错的运动。β-Ti的大量溶解导致硅化物的形成,并降低了α/β界面对位错的阻碍效果。增强相特别是TiB可以通过承载作用,降低基体中的应力集中从而抑制β-Ti的溶解。

Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架复合材料的准静态压缩力学行为

通过对Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架复合材料进行准静态压缩试验,对其变形及断裂机理等展开研究,为该类材料的成分设计和工程应用提供基础。试件是由Ti基非晶合金与不同孔隙率的SiC陶瓷骨架复合所得,在不同应变速率下,对试样进行室温轴向准静态压缩性能测试,并观察试件的微观组织和断面特征。结果表明:SiC体积分数为85%的复合材料的准静态抗压强度达到2343 MPa,抗压强度随SiC含量增加而增加,在准静态加载的应变率范围内,复合材料及各相的强度对应变率不敏感,断裂特征为典型的脆性断裂;裂纹主要在SiC相和两相界面处扩展,Ti基非晶相对裂纹的扩展起到阻碍作用;SiC相对Ti基非晶相的约束诱发了Ti基非晶相中多重剪切带的形成,提高了材料复合的变形能力,而Ti基非晶相对SiC相的约束导致SiC相碎化严重,增强了复合材料的承载能力。

Ti基非晶合金及其SiC陶瓷骨架复合材料动态压缩力学行为研究

为了验证Ti基非晶合金和陶瓷两种材料三维连通网状结构的复合优势,制备出具有优良抗冲击性能的复合材料,本文采用铜模吸铸法制备了Ti基非晶合金,并用渗流铸造法制备出孔隙率分别为30.86%、18.14%和15.28%的Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架复合材料。采用X射线衍射仪对纯Ti基非晶合金以及SiC陶瓷骨架复合材料进行相分析,确认了试件材料的非晶状态;在不同应变速率下,用分离式霍普金森压杆(SHPB)实验装置对试样进行室温轴向动态压缩力学性能测试,并利用能谱型场发射扫描电镜(SEM)等设备观察了试件的微观组织和断面特征,对比分析了Ti基非晶合金和SiC陶瓷骨架复合材料的动态压缩力学性能和失效机理。研究表明,Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架复合材料内部的微裂纹最初萌生于应力集中的两相界面处,并在SiC相内部或两相界面处扩展,继续加载,SiC相失效后,Ti基非晶合金相在远超过其动态压缩强度的应力下迅速失效,复合材料整体失效。SiC相内的断裂形貌主要有微裂纹与解理台阶,Ti基非晶合金相内的断裂形貌有脉状花样、多重脊状条带、蜂窝状花样与光滑无特征区,其中以光滑无特征区为主。复合材料的抗压强度随SiC含量的增加而增加,SiC体积分数为85%的复合材料,其动态抗压强度达到1 664 MPa。

增材制造Ti6Al4V基复合材料研究进展

Ti6Al4V基复合材料具有高杨氏模量、高比强度、良好的耐磨性和高温耐久性等一系列优异的性能,在航空航天、汽车制造和石油化工等高端结构材料领域具有广阔的应用前景。然而,Ti6Al4V基复合材料的传统减材制造方法存在能耗高、效率低、工艺复杂、材料利用率低和后处理加工成本高等共性缺点,无法满足规模化应用的需要。在此情况下,增材制造(additive manufacturing,AM)技术因具有能耗低、效率高、材料利用率高及对复杂形状制品可实现近净成型等优点,在制备Ti6Al4V等合金及其复合材料方面具有显著的应用优势和重要的科研价值。综述了现有Ti6Al4V基复合材料的增材制造方法,包括选区激光熔融(selective laser melting,SLM)、激光定向能量沉积(laser directed energy deposition,LDED)、电子束熔融(electron beam melting,EBM)、丝材电弧增材制造(wire arc additive manufacturing,WAAM)和电子束自由成形(electron beam freeform fabrication,EBFF)法,总结了上述方法的技术原理和优缺点,以及以原位合成陶瓷增强相为主的Ti6Al4V基复合材料的适宜加工参数、显微形貌特征及力学性能特点,并展望了增材制造Ti6Al4V基复合材料领域的技术发展趋势。

Ti(C,N)基金属陶瓷复合材料的制备与性能研究

在现代材料科学领域,金属陶瓷复合材料因其独特的物理和化学性质,在航空航天、汽车制造、能源等领域得到了广泛的应用。其中,Ti(C,N)基金属陶瓷复合材料以其高强度、低密度和优异的耐腐蚀性能而备受关注。文章以实验研究的方式探究Ti(C,N)基金属陶瓷复合氮化硼材料的制备工艺及其性能,以期为各个应用领域的进一步发展提供理论依据。

原位合成TiC和TiB增强钛基复合材料

分析了增强体 Ｔｉ Ｃ 和 Ｔｉ Ｂ 在钛中的原位生成机理， 利用普通的熔铸设备， 原位合成制备了 Ｔｉ Ｃ 和 Ｔｉ Ｂ 颗粒增强的钛基复合材料。 Ｓ Ｅ Ｍ 和 Ｘ 射线衍射的研究结果表明： Ｔｉ Ｃ 和 Ｔｉ Ｂ 以不同形状在钛基体中生长， 较为细小， 且分布均匀。

碳含量对自生TiC_P增强钛基复合材料组织的影响

采用反应自生法制备了 Ti C颗粒增强钛合金基复合材料 ,并通过 XRD,SEM对复合材料的相组成和微观组织进行了研究。结果表明 :在 Ti- 6Al- 1 .8C中主要存在 Ti和 Ti C两种相。Ti C以树枝状初生 Ti C和短棒状共晶 Ti C两种形态存在。对 Ti C晶格常数的计算结果表明 ,Ti C的衍射峰存在一定的偏移 ,主要是由于 Ti C中存在 C空位。研究了 C含量对材料组织和 Ti C形貌的影响。结果表明 :C含量对基体组织基本没有影响 ,但是随着 C含量由 1 .98%减少到 0 .39% ,粗大的树枝状 Ti C逐渐消失 ,Ti C以短棒状为主 ,部分呈羽毛状。

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。

自生TiC增强钛基复合材料的微观组织

采用反应自生法制备了 ＴｉＣ颗粒增强钛合金基复合材料，研究了复合材料的相组成和微观组 织．在 Ｔｉ－６Ａｌ－２Ｃ合金中存在 Ｔｉ和 ＴｉＣ两种相． ＴｉＣ以树枝状初生 ＴｉＣ和短棒状共晶 ＴｉＣ两种 形态存在，其中共晶 ＴｉＣ主要存在于晶界，特别是三角晶界处 ＴｉＣ晶格常数的计算结果表明 ＴｉＣ的 衍射峰存在一定的偏移，主要是由于存在于 ＴｉＣ中的 Ｃ空位引起晶格畸变。随着 Ａｌ含量的增加，初生 ＴｉＣ由发达粗大的树枝晶变为不发达的树枝晶，当 Ａｌ含量为 ３５％时变为短棒状和薄片状的 ＴｉＣ．基体 组织也相应地由单一的 Ｔｉ基体变为 Ｔｉ和 Ｔｉ３Ａｌ的两相基体以及 Ｔｉ３Ａｌ和 ＴｉＡｌ两相基体．根据相图 分析了组织变化的主要原因．

TiC颗粒增强钛基复合材料的制备及其微观组织

采用直接加入TiC粉的方法制备了原位自生TiC增强钛基复合材料 ,此法与国内研究者常用的加入石墨粉的方法相比 ,制备的复合材料成分准确 ,易于控制。制备的复合材料由Ti和TiC相组成 ,其中TiC为初生树枝状和短棒状共晶组成。TEM研究发现 :还存在 0 .3～ 0 .6 μm的规则块状TiC ,多分布在晶界上 ;TiC颗粒与基体界面干净、无反应层 ,基体中存在较多的位错 。

原位生成TiC颗粒增强Ti基复合材料的显微组织

采用粉末冶金方法,通过Ti与Cr3C2反应原位生成TiC颗粒增强钛基复合材料。利用X射线衍射(XRD)、透射电镜(TEM)等手段对其相组成和显微组织进行了研究。结果表明:通过Ti与Cr3C2反应能够原位生成TiC颗粒,生成的TiC颗粒呈多角状,粒度在几十纳米到50μm范围内;Cr3C2中的Cr固溶在Ti基体中,使基体由α+β两相合金转变成为亚稳态β型钛合金。

原位合成TiC颗粒增强铝基复合材料及其磨损性能

利用原位合成的方法在几种锻铝基体中合成了T iC颗粒.X射线衍射谱表明,在复合材料的显微组织中T iC是惟一反应生成物.与基体材料相比,引入T iC后材料的耐磨性能有很大幅度的提高,且磨损性能与基体材料的强度之间没有必然的联系.对磨损试样表面的SEM观察显示,在磨损过程中T iC颗粒凸起于基体,在表面起支撑载荷的作用,同时使摩擦副(滚轮)与基体表面之间形成一个储存润滑油的间隙,从而改善了磨损过程中的润滑条件,减小了试样的磨损量.