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。     

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．     

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．     

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     

两种不同涂层的Ti纤维增强TiAl基复合材料

研究了涂覆单一涂层Ｙ２Ｏ３或Ａｌ２Ｏ３的Ｔｉ纤维增强γＴｉＡｌ基复合材料的界面和性能。动用物理气相沉只法在Ｔｉ比例有面涂覆Ｙ２Ｏ３或Ａｌ２Ｏ３涂层后，然后用类似箔叠法制得了Ｔｉ－Ｙ２Ｏ３／γＴｉＡｌ和Ｔｉ－Ａｌ２Ｏ３／γ－ＴｉＡｌ复合材料，复合材料的弯曲强度从４４９ＭＰａ提高到５６２ＭＰａ（Ｔｉ－Ｙ２Ｏ３／γ－ＴｉＡｌ）或５７３ＭＰａ（Ｔｉ－Ａｌ２Ｏ３／γＴｉＡｌ）而且高于纯Ｔｉ纤维增强了ＴｉＡｌ     

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     

Al2O3—TiC—Co改性陶瓷的性能及其耐磨性

以化学沉积的方法,在陶瓷体Ａｌ２Ｏ３,ＴｉＣ的表面均匀包覆一层Ｃｏ膜。混合球磨后经热压烧结的Ａｌ２Ｏ３－Ｔｉｃ－Ｃｏ（ＡＴＣ）改性陶瓷的强度和断裂韧性比Ａｌ２Ｏ３－ＴｉＣ提高约４０％。并对Ａｌ２Ｏ－ＴｉＣ－Ｃｏ和Ａｌ２Ｏ３－ＴｉＣ陶瓷的磨粒磨损行为、磨损机理和磨粒磨损耐磨性进行了比较。结果表明,Ａｌ２Ｏ３－ＴｉＣ－Ｃｏ陶瓷的耐磨性明显好于Ａｌ２Ｏ３－ＴｉＣ陶瓷,磨损表面呈现较多的塑性变形。     

Al_2O_3／TiB_2和Al_2O_3／TiB_2／SiC_W陶瓷复合材料在

研究了热压烧结工艺制备的Ａｌ２Ｏ３／ＴｉＢ２和Ａｌ２Ｏ３／ＴｉＢ２／ＳｉＣＷ陶瓷复合材料在１３００℃的氧化行为用ＸＲＤ、ＳＥＭ、ＴＥＭ／ＥＤＳＡ分析了材料氧化后的相组成及显微结构．结果表明：两种材料在１３００℃空气中氧化３０ｈ内的氧化增重符合抛物线规律，ＳｉＣ晶须的加入可明显改善Ａｌ２Ｏ３／ＴｉＢ２材料的高温抗氧化性．     

机械合金化制备NiAl—TiC复合材料的组织和力学性能

研究了反应球磨方法制备的ＮｉＡｌ－ＴｉＣ复合材料的组织和力学性能。结果表明,强化相呈两态分布。１０００℃长期退火对材料的组织和显微硬度影响不大。ＮｉＡｌ－ＴｉＣ复合材料的强度远高于铸态ＮｉＡｌ的强度,也比ＸＤ ＮｉＡｌ－ＴｉＢ２复合材料的强度高。高温热等静压后,该复合材料的室温和高温屈服强度都明显下降。材料的高温强度依赖于应变速率,变形受扩散机制控制。     

Y2O3涂层对Ti纤维与Ti／TiAl复合材料性能影响的研究

介绍了涂覆Ｙ２Ｏ３的Ｔｉ纤维增强γ－ＴｉＡｌ基复合材料的研究结果，分析了其界面结构和力学性能特征。试验结果表明，用物理气相沉积法（ＰＶＤ）在其表面涂覆Ｙ２Ｏ３层的Ｔｉ纤维增强ＴｉＡｌ基复合材料，不仅使ＴｉＡｌ合金的弯曲强度提高２５％，而且在同一工艺条件下使Ｔｉ纤维与ＴｉＡｌ基体间的界面反应层厚度由原来的３０μｍ减小到１４μｍ，界面有新相Ｔｉ３Ａｌ产生。     

反应热压(Al2O3+TiB2+Al3Ti)/Al复合材料的组织形成机制

采用B或B2O3、TiO2和Al粉反应热压制备了原位 (Al2O3 TiB2 Al3Ti)/Al复合材料,采用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜分析了原位复合材料的显微组织.热压状态下,反应生成相Al3Ti呈大块不规则形状,尺寸约几十微米; Al2O3和TiB2为细小弥散质点,TEM分析发现TiB2颗粒呈六边形,而Al2O3颗粒呈等轴状.在以Al粉、TiO2粉和B粉为原料制备的复合材料中,除反应生成了大块的Al3Ti相外,还有细小针状Al3Ti相沉淀析出,且呈弥散分布.热挤压后大块的Al3Ti被破碎成细小弥散质点.Al2O3在TiO2和B2O3粉末表面生成; TiB2在B或B2O3粉表面形成,因而均呈弥散分布,且尺寸细小.自TiO2中还原出的Ti溶入液态Al中形成Al3Ti时,Ti可在液态Al中长距离扩散,因而Al3Ti呈大块不规则状.     

原位自生纳米Al3Ti/LY12复合材料的组织及性能

利用 Ti O2 颗粒与铝合金液原位反应制备了 Al3Ti/ L Y12复合材料 ,采用透射电子显微镜对其微观组织特征进行了研究 ,测试了材料的室温拉伸强度、塑性与冲击韧度 ,并与 L Y12合金进行比较。发现 Ti O2 与 L Y12合金液反应后生成约 4 0 nm的 Al3Ti颗粒 ,弥散分布在 L Y12基体合金中 ,Al3Ti/ L Y12界面良好结合 ,使复合材料的强度、塑性、冲击韧度均比 L Y12铝合金有显著地提高     

原位生成Al2O3、TiB2和Al3Ti/Al复合材料的热循环行为

本文研究了Al-TiO2-B系原位生成Al2O3、TiB2和Al3Ti/Al颗粒增强铝基复合材料的热循环行为，研究结果表明了纯铝及B／TiO2摩尔比分别为0、1和2的颗粒增强铝基复合材料的热循环行为具有以下结果，纯铝和复合材料热循环后均产生了残余应变和滞后环；Al-TiO2-B系列复合材料热循环应变的各项指标均比纯铝基体大大降低，且具有较小的内耗功和较好的热稳定性，可以预测其具有较高的热疲劳寿命，热循环曲线能很好的评估复合材料在温度循环变化的环境中工作时的热稳定性和热疲劳。     

Effect of carbon content on microstructure of in-situ Al_2O_(3p)-TiC_p/Al composites

1　ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＸＤｔｅｃｈｎｉｑｕｅｉｓａｐａｔｅｎｔｏｆＭａｒｔｉｎＭａｒｉｅｔｔａＣｏｒ ｐｏｒａｔｉｏｎ[1] .Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｆａｂｒｉｃａｔｅｄｂｙｔｈｉｓｔｅｃｈｎｉｑｕｅｐｏｓｓｅｓｓｍａｎｙａｄｖａｎｔａｇｅｓ :1)Ｔｈｅｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄｒｅｉｎ ｆｏｒｃｅ ｐａｒｔｉｃｌｅｓａｒｅｆｉｎｅｉｎｓｉｚｅａｎｄｅｑｕｉａｘｅｄｉｎｓｈａｐｅ[2 ,3 ] ;2 )Ｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｉａｌｃｏｍｐａｔｉｂｉｌｉｔｙｂｅｔｗｅｅｎｉｎ ｓｉｔｕｒｅｉｎｆｏｒｃｅｐａｒｔｉｃｌｅｓ…     

Ti-Al-TiO_2体系的热力学分析及合成反应过程研究

以Ti、Al和Ti02混合粉的原位反应制备Al203颗粒增强TiAl基复合材料.利用热力学机理分析了制备该种材料的可行性;用扫描电镜观察了合成产物的组织形态;借助差热变化曲线,对Ti-Al-Ti02体系的反应过程进行了初步研究.结果表明,Ti-Al-Ti02体系的反应能够原位生成Al203颗粒增强的TiAl基复合材料;Al203颗粒分布在基体晶界处,随其含量增大,基体晶粒逐渐细化;铝熔化后首先开始了TiAl3的生成反应,由于Ti02的稀释作用,使它的放热峰与Ti-Al体系的主放热峰相比有所滞后,紧接着发生了Al-Ti02的还原反应,由于其激活能低而速度较快,因此较早完成;若Al-Ti02的还原反应未进行彻底,部分TiAl3将分解以提供铝液;最后发生了TiAl3向TiAl和TiAl相转变的过程.     

球磨与烧结对Al2Ti3V2ZrB/2024Al复合材料组织与硬度的影响

利用粉末冶金方法制备了Al2Ti3V2ZrB/2024Al复合材料,研究了球磨工艺和烧结温度对复合材料微观组织和硬度的影响。结果表明,球磨时过高的球磨速度或过长的球磨时间均会造成Al2Ti3V2ZrB颗粒的团聚,影响复合材料的组织均匀性。在球磨速度为150r/min下球磨5h,Al2Ti3V2ZrB颗粒在2024Al基体中的分布最均匀,复合材料的硬度最高。当烧结温度低于510℃时,Al2Ti3V2ZrB颗粒在2024Al基体中分布比较均匀,复合材料密度和硬度随烧结温度升高逐渐增加;超过510℃后Al2Ti3V2ZrB颗粒开始团聚,复合材料密度和硬度下降,在510℃制备的复合材料具有最高的硬度。     

原位合成(Al_2O_3+Al_3Ti)_P/Al复合材料的制备研究

通过对Al-TiO_2-SiO_2体系混合粉末固-液原位合成制备出了(Al_2O_3+Al_3Ti)_P/Al复合材料.利用X射线衍射仪、扫描电镜等方法观察分析了其物相和显微组织形貌.结果表明:原位反应制备的(Al_2O_3+Al_3Ti)_P/Al复合材料,金属间化合物增强相Al_3Ti均匀分布于基体,陶瓷相Al_2O_3颗粒非常细小,弥散分布于基体中,使材料的硬度等性能得到提高.     

原位TiB2亚微米颗粒增强铝基复合材料的高温蠕变性能

运用盐-金属反应法制备了亚微米TiB2颗粒增强铝基复合材料（TiB2/AC8A）.TiB2颗粒通过钛盐和硼盐与铝合金反应原位生成.对复合材料进行了显微组织观察和高温蠕变性能实验.原位TiB2颗粒的尺寸约为0.5μm,近似呈球形。TiB2／AC8A复合材料具有优异的高温蠕变性能。10ω／％TiB2原位颗粒（～0．5μm）增强AC8A复合材料的蠕变抗力比10φ／％SiCp（1．7μm）外加颗粒增强AI复合材料至少要高两个数最级。10ω／％TiB2／AC8A复合材料表现出高的名义应力指数（11．7～12．5）和名义激活能（265kJ／mol），其稳态蠕变数据能够用廊力指数为8的亚结构不变模型和门槛应力来解释。TiB2／AC8A复合材料的蠕变断裂行为符合Monkman-Grant关系式。     

离心铸造法制备Al3Ti/Al原位自生功能梯度复合材料

采用离心铸造法，用TiO2粉末与纯铝熔液原位反应生成Al3Ti颗粒增强相，获得了组织和性能在径向上呈梯度分布的Al3Ti/Al功能梯度复合材料。考察了材料的显微组织和硬度，Al3Ti颗粒和材料硬度在径向上由外向内呈梯度分布。研究分析了离心和转速、TiO2加入量和激冷强度对复合材料组织和硬度的分布梯度的影响。结果表明，这些因素对复合材料组织和性能分布梯度的影响较大。     

原位热压反应制备Ti3AlC2／TiB2复合材料

Ti3AlC2综合了陶瓷和金属的诸多优点，有着潜在的广泛应用前景。然而，单相Ti3AlC2的硬度和强度偏低，限制了它的广泛应用。引入第二相形成复合材料是解决上述问题的一个有效方法。以Ti粉、Al粉、石墨和B4C粉为原料采用原位热压方法成功地合成了Ti3AlC2/TiB2复合材料。利用DSC和XRD对其反应路径作了详细研究，并利用SEM和TEM对复合材料的微观结构进行了表征，最后测试了复合材料的硬度和强度。结果表明用B4C-Ti-Al-C体系，可以在较低温度下合成致密的无杂质Ti3AlC2／TiB2复合材料；引入的TiB2明显提高了Ti3AlC2的硬度和强度。