Ti形态对原位生长陶瓷粒子增强Al复合材料微观结构的影响

采用Ｔｉ－Ａｌ－Ｂ和ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ两个体系利用反应热压方法制备了原位ＴｉＢ２粒子增强Ａｌ（ＴｉＢ２／Ａｌ）和原位Ａｌ２Ｏ３，ＴｉＢ２粒子复合增强Ａｌ（Ａｌ２Ｏ３．ＴｉＢ２／Ａｌ）两种复合材料，研究表明，对于Ｔｉ－Ａｌ－Ｂ体系，除ＴｉＢ２外还有一定量的尺寸可达几十微米的Ａｌ３Ｔｉ生成，原位形成的ＴｉＢ２大部分为０．１－５０μｍ的块状粒子，此外还有少量长宽比大于４的棒状ＴｉＢ２．对于ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ体系，基本上没有Ａｌ３Ｔｉ生成，原位形成的Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２为００５－２０μｍ的近似等轴状的粒子．对两种复合材料差异的微观结构给出了解释．     

LSM法制备TiB2/Al-7Si复合材料的研究

研究了ＬＳＭ 法制备 ＴｉＢ２ 粒子增强ＡｌＳｉ７ 复合材料的物相组成;考察了ＴｉＢ２ 粒子对热处理组织与性能的影响。研究结果表明,按Ｋ２ＴｉＦ６ ＋ ２ＫＢＦ４＝ ＴｉＢ２ ＋ ４ＫＦ＋ ５Ｆ２ 反应式计算,在ｗ （ＴｉＢ２）为５％ 时,在复合材料中可以生成稳定且均匀分布的ＴｉＢ２ 粒子,未发现ＴｉＡｌ３ 等相。材料的杨氏模量由７２．３ ＧＰａ 提高至９６．８ ＧＰａ。ＴｉＢ２ 粒子对热处理组织与性能无明显影响     

Ti形态对原位生长陶瓷粒子增强Al复合材料微观结构的影响

采用Ｔｉ－Ａｌ－Ｂ和ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ两个体系利用反应热压方法制备了原位ＴｉＢ两粒子增强Ａｌ（ＴｉＢ２／Ａｌ）和原位Ａｌ２ＯＥ，ＴｉＢ２粒子复合增强Ａｌ（Ａｌ２Ｏ３．ＴｉＢ２）／Ａｌ两种复合材料。研究表明，对于Ｔｉ－Ａｌ－Ｂ体系，除ＴｉＢ２外还有一定量的尺寸可达几十微米的Ａｌ３Ｔｉ生成，原位形成的ＴｉＢ２大部分为０．１－０．５μｍ的块状粒子，此外还有少量长宽比在于４的棒状ＴｉＢ２对于ＴｉＯ－ＡｌＯ     

反应物形态对原位生长陶瓷粒子增强铝基复合材料微观结构和拉伸性能的影响

对Ｔｉ－Ａｌ－Ｂ,ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ和ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ２Ｏ３三个体系利用反应热压方法制备了原位ＴｉＢ２粒子增强Ａｌ（ＴｉＢ２／Ａｌ）和原位Ａｌ２Ｏ３,ＴｉＢ２粒子增强Ａｌ（Ａｌ２Ｏ３·ＴｉＢ２／Ａｌ）复合材料．Ｔｉ－Ａｌ－Ｂ体系中形成的ＴｉＢ２为最大尺寸可达５μｍ的具有一定长宽比的块状或棒状粒子,此外还有一定量尺寸可达几十微米的不规则块状Ａｌ３Ｔｉ生成．ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ体系中形成小于２μｍ等轴的Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２粒子,基本没有Ａｌ３Ｔｉ生成．ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ２Ｏ３体系中除细小等轴状的Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２粒子外,还生成尺寸为几十微米的条状Ａｌ３Ｔｉ．拉伸试验表明,由ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ体系制备的复合材料具有最高的强度和塑性．对三个体系所制备复合材料差异的微观结构和性能做出了解释．     

反应物形态对原位生长陶瓷粒子增强铝基复合材料微观结构和拉伸性？…

对Ｔｉ－Ａｌ－Ｂ,ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ和ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ２Ｏ３三个体系利用反应热压方法制备了原位ＴｉＢ２粒子增强Ａｌ（ＴｉＢ２／Ａｌ）和原位Ａｌ２Ｏ３,ＴｉＢ２粒子增强Ａｌ（Ａｌ２Ｏ３·ＴｉＢ２／Ａｌ）复合材料。Ｔｉ－Ａｌ－Ｂ体系中形成的ＴｉＢ２为最大尺寸可达５μｍ的具有一定长宽比的块状或棒状粒子,此外还有一定量尺寸可达几十微米的不规则块状Ａｌ３Ｔｉ生成。ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ体系中形成小于２μｍ等轴     

原位Al2O3和TiB2粒子增强Al-Cu合金基复合材料的制备和性能

由ＴｉＯ２ＡｌＢＣｕＯ体系制备了原位Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２粒子增强Ａｌ３．２％Ｃｕ和Ａｌ６．０％Ｃｕ合金基复合材料。Ｘ射线衍射分析表明，在两种复合材料中均有Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２生成，没有发现Ａｌ３Ｔｉ相产生。原位生成的Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２粒子为尺寸小于２μｍ的等轴状粒子，在Ａｌ基体中均匀分布。室温拉伸试验表明两种ＡｌＣｕ合金基原位复合材料具有很高的强度，并且随着基体合金中Ｃｕ含量的增加复合材料的强度增加。动态压缩试验表明，这种ＡｌＣｕ合金基原位复合材料的强度对应变速率是不敏感的，这可由不同应变速率变形后的复合材料基体中位错密度大致相同来解释。高温压缩蠕变试验表明，两种复合材料均表现出高的显态应力指数。随基体合金中Ｃｕ含量的增加复合材料的蠕变抗力明显提高。     

原位合成铝基复合材料凝固组织中TiB2粒子的特征

分析了原位合成制备的ＴｉＢ２ 粒子强化铝基复合材料不同凝固组织中ＴｉＢ２ 粒子的分布规律和形貌特征。研究结果表明, ＴｉＢ２ 在该复合材料中细化晶粒的作用较弱, 但有明显的聚集倾向, 其聚集程度与熔炼方式和加热温度有关; 经半固液成型处理的组织中ＴｉＢ２ 的分布特征未改善; 六边形和长条形ＴｉＢ２ 可以是同一形态的粒子在空间不同方位的表现, 六边形ＴｉＢ２ 的侧面为｛１２１０｝ 面; 测定了ＴｉＢ２粒子的尺寸分布。     

原位TiB2／TixAly复合材料的相组成和微观结构研究

采用纯Ｔｉ，Ｂ，Ａｌ粉末通过真空热压反应烧结，成功地制备了原位ＴｉＢ_２增强的Ｔｉ_ｘＡｌ_ｙ金属间化合物基复合材料。结果表明，原位生长的ＴｉＢ_２多为尺寸小于０．１μｍ的块状粒子，并在基体中呈现比较明显的偏聚，粒子与基体的界面结合是良好的。     

内生TiB2颗粒增强TiB2/Al-7%Si-0.5%Mg复合材料的组织和力学性能

了氟盐反应法（ＬＳＭ）制备ＴｉＢ２颗粒增强Ａｌ－７％Ｓｉ－０．５Ｍｇ复合材料的物相组成和力学性能。结果表明,当含５％ＴｉＢ２时,复全材料中可以生成稳定且均匀分布的ＴｉＢ２颗粒,未发现ＴｉＡｌ３等相。除δ５外,复合材料的各项力学性能均有不同程序提高,弹性模量有较大幅度提高。     

原位生成铸造TiB2／Al—Si复合材料的微观特征及弹性模量

在铝硅合金熔体中加入Ｔｉ和Ｂ成理想配比的反应剂,原位生成颗粒增强铸造复合材料ＴｉＢ２／ＡｌＳｉ。对该复合材料的显微观测表明：原位生成的ＴｉＢ２颗粒均匀弥散分布在αＡｌ基体中,其平均尺寸＜１μｍ,呈接近等轴的多面体,能保证在凝固过程中不沉淀,但在αＡｌ与共晶硅交界处存在ＴｉＢ２颗粒的微观偏聚现象;初生αＡｌ晶粒细化,形状由树枝状转变为等轴状或菊花状;复合材料的弹性模量比基体铝硅合金的高     

TiB2和TiB弹性性质的理论计算

采用基于密度函数理论的赝势平面波方法和广义梯度近似对TiB2和TiB化合物的弹性性质和电子结构进行了理论计算,并用Voigt-Reuss-Hill方法计算得到多晶体的弹性模量和切变模量。结果表明：TiB2和TiB的弹性模量分别为599 GPa和443 GPa,切变模量分别为268.5 GPa和193.5 GPa,Pugh定律和泊松比等经验判据表明TiB2比TiB脆性更大;并从这两种化合物的电子结构对其弹性性质的差异进行了讨论。     

TiB2含量对TiB2/Cu复合材料性能的影响

研究了TiB2含量对原位生成TiB2／Cu复合材料性能的影响。结果表明：TiB2／Cu复合材料的硬度、强度随TiB2含量的增加有所提高，但强度在TiB2的含量超过2．0％后有所下降，导电率随TiB2含量的增加有所下降，软化温度基本保持在900℃左右。     

THE REINFORCING MECHANISM OF TiB2 IN TiB2／A357 COMPOSITE

Mechanical properties were tested for in situ TiB2/A357 composite fabricated by LSM (mixed salts reaction) method. Micro structures of as cast and plastic deformed TiB2/A357 were investigated. The results show that there is a low misfit between (200) Al and (101)TiB2 with [011]//Al [101]TiB2. There is a change from fully dendritic structure of the α-Al of A357 to a rosette-type structure of TiB2/A357. Significant increases in proof stress and Young's modulus can be obtained at low TiB2 additions. There exist dislocation loops around neighboring TiB2 particles with about 0.1μm in diameter and dislocation multiplication near TiB2 particles.     

TiB2/Ti-Al复合材料中棒状TiB2晶体的微观特征

用XDTM法制备了TiB2/Ti-Al复合材料并利用XRD、SEM和TEM对复合材料的相组成和微观组织进行了研究.结果表明:复合材料中棒状TiB2的{1010}面存在与[0001]晶向垂直的薄片状凸耳,其厚度一般小于0.2μm,伸出表面高度可达4μm,并且这些凸耳的晶面取向与棒状TiB2本身是相同的;棒状TiB2一般以垂直交叉的十字或数个十字构成的辐射状形式分布于α2/γ层片基体中;在较快的凝固过程中,棒状TiB2固-液界面前沿产生的富Al、Ti边界层和随着棒状TiB2晶体的长大,导致固-液界面上B原子过饱和度不均匀性增加,共同作用使固-液界面失稳,从而形成了棒状TiB2的形貌特征.     

TiB2对TiB2/Al复合材料组织与氢含量的影响

采用混合盐反应法（LSM法）制备TiB2质量分数分别为5%、10%、15%、20%的TiB2/Al复合材料,利用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪和激光粒度仪等观察微观形貌及物相组成,分析TiB2质量分数对复合材料的组织的影响,同时利用氧氮氢分析仪检测TiB2质量分数对复合材料热处理前后氢离子含量的影响。结果表明,随TiB2质量分数的增加,复合材料中生成的TiB2颗粒尺寸不断增大,并且氢离子含量不断增多。TiB2质量分数为5%和10%的TiB2/Al复合材料中,生成的颗粒尺寸细小且均匀分布于基体中,而15%和20%的TiB2/Al复合材料生成的颗粒尺寸偏大。采用合适的热处理工艺可有效降低复合材料的氢离子含量,尤其对TiB2质量分数为5%和10%的TiB2/Al复合材料降低氢离子量的效果更为显著。     

Effect of TiB2 Particle Size on Erosion Behavior of Ag-4wt% TiB2 Composite

为了研究不同粒度TiB2对Ag-TiB2复合材料电弧侵蚀行为的影响,通过机械球磨和粉末冶金的方法制备不同粒度的TiB2增强Ag-4%TiB2(质量分数)复合材料。对Ag-4%TiB2复合材料的组织进行了分析,定量分析了TiB2的分布。用TDR240A单晶炉改装的设备进行真空电弧侵蚀实验,采用扫描电子显微镜(SEM)表征了电弧侵蚀后试样表面形貌,测量了电弧侵蚀前后的质量损失,采用TDS-2014双通道数字示波器记录了每次电弧的持续时间,并且对电弧侵蚀机理进行了讨论。结果显示,随着TiB2颗粒粒度的减小,TiB2颗粒在Ag基体分布更均匀,Ag-4%TiB2触头材料表现出小的质量损失,短的电弧持续时间,大的侵蚀区域以及浅的侵蚀坑。说明了细小TiB2颗粒更能有效改善Ag-4%TiB2触头材料的耐电弧侵蚀性能。     

TiB2-ZrB2涂层电极与TiB-ZrB2/Ni涂层电极失效对比分析

采用扫描电镜、能谱分析、X射线衍射仪以及显微硬度等表征手段,分析TiB2-ZrB2涂层与TiB2-ZrB2/Ni涂层电极点焊镀锌钢板时的失效过程.研究发现,无论是ZrB2-TiB2涂层还是ZrB2-TiB2/Ni涂层,在一定程度上均具有阻碍钢板镀层与点焊电极基体产生合金化反应的能力.ZrB2-TiB2、ZrB2-TiB2/Ni涂层电极失效过程存在些许不同,前者由于涂层与基体间结合力差,且涂层内塑性相相对较少,导致在点焊热和力的作用下,涂层逐渐脱落,点焊电极最终在合金化及塑性变形作用下发生失效.后者由于具有一定塑性,且涂层与基体结合力较好,点焊过程中涂层不会出现完全脱落现象.涂层作用一直持续至电极失效,电极失效形式主要表现为塑性变形.     

钛金属表面熔盐电解法制备TiB2/TiB表面层

运用渗硼技术改进金属钛及其合金的表面特性。以无水硼砂为主渗硼剂,无水碳酸钠为助熔剂和高温络合剂的渗剂体系,在电流密度为7.3 A/dm2,保温温度为900℃,通电时间为30 min的电解渗硼工艺下制备出复合硼化物表面层。通过热重与差热图谱确定几种硼砂-碳酸钠配比体系的初晶温度。对4种不同配比的渗硼剂试验得到的样品做XRD测试,分析了相结构。并对硼化物生长机理与结构进行了研究与分析。结果显示:质量比为8∶2的渗硼剂组成最优。纯硼砂电解的样品表面物相组成与二渗硼钛标准粉末的XRD完全吻合。钛金属表面主要生成TiB2与TiB;扫描电镜图像可知渗硼表面致密,TiB2与TiB分层较为明显;TiB厚度可达35μm,TiB2厚度为43μm。     

原位反应生成TiB2对B4C/TiB2复合陶瓷力学性能和结构的影响

研究了原位反应生成TiB2对B4 C/TiB2复合陶瓷维氏硬度、断裂韧度、抗弯强度和微观结构的影响.结果表明,适量TiB2的生成可以抑制B4C/TiB2复合陶瓷晶粒的长大,可使材料获得均匀致密的显微组织结构;而且原位反应的发生促使B4C/TiB2复合陶瓷断裂机制由穿晶断裂为主转变为穿晶与沿晶结合的断裂机制.B4C和TiB2晶粒尺寸都随着原位生成TiB2含量的增加而降低.B4C/TiB2复合陶瓷的抗弯强度随晶粒增大而降低,其断裂韧度随晶粒尺寸的变化关系较为复杂,这种变化关系主要与断裂韧度对裂纹扩展路径长度的依赖性有关,本文利用裂纹扩展阻力(R)曲线的斜率解释了这种变化.