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0．3-0．6μm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，且位错线上存在析出物。     

不同碳源TiC/Ti复合材料的显微组织及力学性能

采用原位熔铸法制备了不同TiC添加量以及不同碳源(碳粉末、碳纤维和碳纳米管)的TiC/Ti复合材料,研究了TiC添加量和碳源种类对铸态和锻态TiC/Ti复合材料显微组织的影响,并对不同碳源制备的铸态和锻态复合材料进行了断裂韧性和室温压缩性能测试。结果发现,TiC/Ti复合材料主要由α-Ti和TiC组成;α片层宽度随着TiC体积分数的增加逐渐下降,TiC呈条状或片状。经过锻造,TiC呈近等轴状,α片层进一步细化。以碳粉末作为原位反应碳源制备的铸态TiC/Ti复合材料,断裂韧性较高,以碳纤维和碳纳米管作为碳源时,断裂韧性较低;以不同碳源制备的铸态复合材料,室温抗压强度和屈服强度无明显差异。     

原位TiC颗粒增强铁基复合材料及其组织形成机理

研究了反应铸造工艺制备的原位ＴｉＣｐ／Ｆｅ复合材料的组织和性能,并探讨了复合材料的组织机理。结果表明：原位合成的ＴｉＣ颗粒尺寸细小（４．４８μｍ）、数目多（２１６９个／ｍｍ＾２）且在珠光体基体中分布均匀;ＴｉＣ颗粒与基体的界面干净,无间隙和界面反应产物生成。这些组织特点使所制备的复合材料具有如下平均性能;硬度ＨＲＣ＝４２,。冲击韧性αｋ＝８．６Ｊ／ｃｍ＾２,抗拉强度σｂ＝４２２ＭＰａ,延伸率δ＝１     

原位生成AlN-Al3Ti复合增强铝基复合材料研究

研究了AlN-Al3Ti／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-Al3Ti／ZL101原位复合材料中，尺寸约为0．5tam的Al3Ti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-Al3Ti／ZL101原位复合材料中第二相在Al3Ti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-Al3Ti／ZLl01复合材料的室温拉伸强度达到369MPa，较基体材料有显著提高。     

自生TiC颗粒增强低合金钢基复合材料的组织

通过加入一定量的Mn、Si合金元素,使得TiC颗粒增强低合金钢基复合材料在湿砂型铸造条件下具有自淬火特性,获得单一马氏体组织或马氏体和珠光体的混合基体组织.经过热处理后,基体获得单一马氏体组织.含2.71% Ti的复合材料铸态最高硬度达到55 HRC,热处理硬度59.9 HRC,冲击韧度达到9.17 J/cm2.     

原位合成TiC颗粒增强铝基复合材料研究进展

原位合成TiC颗粒增强铝基复合材料具有密度小、比模量高、低热膨胀系数、热稳定性和导热性能良好,以及耐磨性能和耐有机液体和溶剂侵蚀优良等一系列优点,成为了近年来金属基复合材料的研究热点。本文从反应体系、显微组织、力学性能和强化机制四个方面,综述了近年来原位合成TiC/Al复合材料的研究进展,指出了其存在的问题并展望了其发展趋势,以期为研究和开发原位合成颗粒增强铝基复合材料提供参考。     

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20h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255．7kJ／mol。研究发现经20h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Ti02，而在800℃氧化20h后，氧化物是均匀连续的致密膜，由TiO2，A12O3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。     

TiC颗粒增强钛基复合材料的内应力

利用X射线衍射技术测试了TiC颗粒增强钛基复合材料Ti-6Al-4V 7％TiC(质量分数，下同)(T64)，Ti-3Al-2．5V 7％TiC(T32)和Ti-6Al-2．5Sn-4Zr-0．5Mo-1Nb-0．45Si 3％TiC(T650)的内应力。发现该复合材料在800℃左右存在一个应力性质转变点，即在800℃以上处理，钛基体感生残余拉应力，增强TiC颗粒感生残余压应力；在800℃以下处理，应力性质相反。并且内应力随处理温度升高而增加，由Eshelby模型得出，该转变点和钛合金基体的相变点有关。     

原位TiC颗粒增强铁基复合材料的磨粒磨损性能研究

采用在普通碳钢的熔炼过程中加入钛的方法制备了不同成分的原位自生TiCp/Fe复合材料,在观察显微组织,测定性能的基础上进行了磨粒磨损特性研究。结果表明,简单的熔铸法可以制备不同体积分数的TiCp/Fe复合材料,材料中TiC以细小的规则多边形状存在。高硬度TiC的形成使得复合材料抗磨粒磨损特性得到提高。复合材料的抗磨粒磨损性能,总体上随TiC颗粒体积分数的增加而提高,在5~35N载荷范围内,载荷越大、TiC含量越高,越表现出优异的耐磨性能。当制备复合材料时添加过量的Ti使基体中Fe3C消失时,材料宏观硬度降低,但复合材料耐磨性仍然得到提高。复合材料的磨损机制以形成犁削和磨沟为主,形成一次磨屑。     

TiC颗粒增强钛基复合材料的热变形行为研究

在Gleeble-1500热模拟试验机上进行热压缩试验,研究了变形温度为900～1150 ℃,应变速率为0.001～10 s-1的TiC颗粒增强钛基复合材料的热变形行为.根据所得应力应变曲线分析了该合金的热变形特征,计算了α+β区域的平均变形激活能为799 kJ/mol,β区域平均变形激活能为105 kJ/mol.并根据动力学模型建立了加工图,分析了加工图中的高功率耗散区和流变失稳区,确定了不同区域的变形机制.观察了变形后的显微组织.结果表明:在温度范围为900～980 ℃,应变速率范围为0.001～0.1 s-1的低应变速率区域发生了超塑性和动态再结晶;在温度范围为1000～1100 ℃,应变速率范围为0.1～10 s-1的高应变速率区域变形机制主要是由亚晶界迁移扩散控制的动态再结晶.两个流变失稳区分别发生在温度为900～950℃,应变速率为0.1～10 s-1的区域和温度为1080～1130 ℃,应变速率为0.001～0.01 s-1区域.     

TiC颗粒强化钛基复合材料的强度评估

根据ＴｉＣ颗粒强化钛基复合材料的显微组织,观察,按照复相材料的强化理论估计了ＴｉＣ增加体粒子的加入对钛基体的模量强化和基体强化作用,按材料屈服准则估计了复合材料的屈服强度并同试验结果进行了比较。     

原位自生TiC和(Ti,W)C增强Fe基复合材料的研究

利用块体原材料原位合成10%TiC-Fe和(Ti,W)C-Fe两种复合材料,采用扫描电镜分析了复合材料的微观结构,利用X射线分析了相组成.结果表明,在TiC-Fe复合材料中,TiC作为唯一的第二相呈现粒状和条状两种形态.分析认为,粒状相为亚共晶相,而条状第二相为共晶相.通过用W替代部分Ti,成功地制备了10%(Ti,W)C-Fe复合材料,其中(Ti,W)C作为唯一的第二相比较均匀地分布在Fe基体中,其形态大部分呈粒状,条状相较少.在粒状(Ti,W)C相中,中心富Fe,而边缘W、Ti和C元素的分布是均匀的.与TiC相比,(Ti,W)C的密度更接近Fe,更适合作为大型铸件的增强相.     

Compositing Soft Coated Ti-Fiber Reinforced Ti-Al Matrix Composites

ＣｏｍｐｏｓｉｔｉｎｇＳｏｆｔＣｏａｔｅｄＴｉＦｉｂｅｒＲｅｉｎｆｏｒｃｅｄＴｉＡｌＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＨｅＧｕｉｙｕ，ＣｈｕＳｈｕａｎｇｊｉｅ，ＨｕＳｈｉｐｉｎｇ（何贵玉）（储双杰）（胡世平）ＮｏｒｔｈｗｅｓｔｅｒｎＰｏｌｙｔｅｃ...     

TiC颗粒增强钢基表面复合材料的制备

采用Ti—C-Al-Ni系SHS熔铸制备Tic颗粒增强钢基表面复合材料，研究了其组织和耐磨性。结果表明：用SHS熔铸法制备的钢基表面复合材料强化相和基体结合良好；表层TiC颗粒分布密集，颗粒均匀圆整，粒度为1～2μm；表面硬度HV高达950，且硬度由表层向基体呈梯度分布；磨损时密集的高硬度的细小圆球状TiC颗粒大大降低了磨损率；耐磨性比基体提高5．6倍。     

反应球磨制备TiC/Cu复合材料

采用反应球磨制备Cu／TiC复合粉末，然后进行压制和烧结，制备了TiC弥散强化铜基复合材料；描述了球磨过程中混合粉末的物理化学变化，研究了压制压强与材料致密度和硬度之间的关系。材料的显微组织表明。TiC在铜基体中有着均匀的分布。     

原位合成（TiB＋TiC）／Ti6242基复合材料高温氧化行为

研究了（TiB＋TiC）／Ti6242基复合材料在550℃，600℃和650℃空气中恒温氧化行为。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，并分析了各元素对钛基复合材料氧化动力学行为的影响。结果表明：（TiB＋TiC）／Ti6242基复合材料的氧化层由一系列薄层组成：增强体TiB提高抗氧化性优于TiC，加工可以提高其抗氧化性；氧化动力学曲线主要为抛物线类型。     

Ti3SiC2／TiC陶瓷复合材料高温压缩性能

以Ti3SiC2和TiC粉为原料，采用热压烧结方法，在外加应力25MPa，烧结温度1300℃条件下，制备了Ti3SiC2／TiC陶瓷复合材料，并研究了复合材料的高温压缩性能。实验结果表明，复合材料在恒应变速率下出现了明显的屈服现象，并呈现塑性变形特征；复合材料在低于韧脆转变温度时其断裂方式主要是脆性断裂，当变形温度达到韧脆转变温度后，复合材料产生大量塑性变形，同时材料的强度明显降低。     

TiC／Ti合金中共晶TiC形态的形成机制研究

自生颗粒增强钛基复合材料中的TiC增强相，可分为初生TiC和共晶TiC，它们的形态、尺寸及形成机制均不尽相同。利用SEM、XRD、EDX等手段研究了钛合金中共晶TiC的形态及形成机制。合金中含碳量不同时，可能形成规则共晶或离异共晶。成分处于共晶点附近的合金，由于两相共生生长，β—Ti抑制了TiC的分枝，使TiC呈棒状或颗粒状，形成规则共晶。含碳量远低于共晶成分时易形成离异共晶，共晶反应发生在初生β—Ti枝晶的间隙中，多数共晶β—Ti依附于初生β—Ti生长，TiC与熔体接触增多，易分枝，而大量初生β—Ti的存在使TiC分枝受空间限制，只能在二维方向上分枝，从而促使羽毛状TiC的形成。Mo、Sn等合金元素的加入可使共晶TiC形态成为球团状。     

石墨添加对原位合成钛基复合材料微观结构与力学性能 …

利用钛与Ｂ４Ｃ,石墨之间的自划算高温合成反应经普通的熔铸工艺原位合成制备了等摩尔ＴｉＣ和增强的钛基复合材料,光学金相、ＥＰＭＡ、ＴＥ几Ｘ射线衍射的研究结果表明：存在两 不同形状的境强体,即短纤维状ＴｉＢ晶须和等轴、近似等轴状ＴｉＣ粒子。境强体与Ｔｉ基体界面洁净,没有明显的界面反应。由于境强体随载荷,基体合金晶粒细化以及高密度位错的存在,制备钛基复合材料的机械性能有了较大的提高。石墨的加入导致形成更