挤压铸造制备Ti_f/5A06Al复合材料的组织与性能

针对金属基复合材料中增强相与基体合金界面问题,利用金属与金属间的界面结合特性,以Ti-6Al-4V纤维为增强相,通过挤压铸造制备了Tif/5A06Al复合材料并进行了退火处理。采用SEM和TEM等手段分析了Tif/5A06Al复合材料的基体组织、Ti-Al界面结构与界面反应。结果表明,采用挤压铸造工艺可以获得组织致密、界面结合良好的Tif/5A06Al复合材料。Tif/5A06Al复合材料基体中存在位错,Ti-6Al-4V纤维与铝基体界面形成了TiAl层和呈不连续分布的TiAl3界面反应产物。Tif/5A06Al复合材料力学性能测试表明,其纵向抗拉强度为1 045 MPa,纵向伸长率为5.2%。     

SiC纤维增强钛基复合材料的界面研究

研究了两种纤维增强钛基复合材料(SCS-6/Ti-6Al-4V和SCS-6/TA6V)的界面.实验结果表明,两种复合材料中SiC纤维与基体合金均结合得较好,界面反应层较薄,其厚度分别为0.8和0.6μm.界面反应层随热处理时间的延长、热处理温度的升高而增厚.EDX分析结果表明,界面相中只含有Al,V,Si和Ti元素.     

TiB_2对SPS原位烧结TiB/Ti-6Al-4V组织与性能的影响

采用SPS烧结技术制备了TiB/Ti-6Al-4V复合材料,研究TiB_2添加量对复合材料微观组织和力学性能的影响。结果表明,球磨过程中Ti-6Al-4V颗粒未发生明显变形,TiB_2分散镶嵌于Ti-6Al-4V颗粒表面。烧结后,基体组织从片状魏氏组织转变为近似等轴状组织,TiB增强相为棒状和晶须状,沿Ti-6Al-4V颗粒呈网状分布。随着TiB_2含量增加,增强相TiB数量增加,强度和硬度持续增加。在TiB_2含量为1%时复合材料的工程应变达到最大值,之后随TiB_2添加量增加,复合材料应变持续下降。     

热处理及SiC_p表面改性对60SiC_p/6061复合材料性能的影响

采用直接电热法真空触变成形工艺制备体积分数为60%的SiC_p增强6061铝基复合材料,研究了固溶-时效处理对复合材料抗弯强度及硬度等力学性能的影响,探讨了SiC_p表面改性对复合材料微观组织和热膨胀性能的影响。研究表明,复合材料在530℃×11h固溶、175℃×15h时效工艺下,获得最高的硬度和抗弯强度;高温氧化和搅拌酸洗能使SiC_p尖角产生钝化,提高增强颗粒在基体中分布的均匀性,使SiC_p与铝基界面结合得到改善,孔隙率减少,抗弯强度提高,热膨胀系数提高,且酸洗态性能优于相应氧化态性能。     

低温反应自熔制备Mg基复合材料的组织与性能

采用一种新的合成方法——低温反应自熔制备了10vol％钛合金(Ti-6Al-4V)颗粒增强的镁基复合材料。利用光镜和扫描电镜(SEM)观察了复合材料的显微组织，并通过X射线衍射和拉伸试验对其相结构和室温力学性能进行了探讨。结果表明，复合材料的基体晶粒细小、增强体和合金元素分布均匀、基体镁颗粒间的氧化膜得到了有效的破碎和分散，同时．所制备复合材料的强度和延伸率明显高于粉末冶金法。     

铸造SiC_p-GR_p/Zn-35Al-1.2Mg复合材料的磨损特性

采用粉末压型烧结结合搅拌铸造在铝锌合金基体中添加不同含量石墨GR__p、SiC_p、SiC_p/Al、GR_p/Al和SiC_p+GR_p/Al材料制备了SiC_p-GR_p/Zn-35Al-1.2Mg复合材料。结果表明,SiC_p和GR_p增强体颗粒在基体中混合均匀,单添加SiC_p使基体硬度提高8.5%,单添加GR_p使基体硬度降低15.4%,混合添加使基体硬度降低6.2%;在150N磨损时Zn-Al合金基体温升速率最快,达到45.7℃/s,而仅添加GR_p的复合材料最低,为26.1℃/s。在磨损结束后,温降速率最大的是单独添加GR_p颗粒,达到50.4℃/s,而单独添加SiC_p的最低,为33.6℃/s;30N载荷下磨损600s,GR_p减摩效果最优,使基体磨损量降低19%,60N载荷下磨损600s时SiC_p和GR_p混合颗粒减摩抗磨效果最优,使基体磨损量降低17%,而150N载荷下磨损时单独添加SiC_p抗磨效果最优,使基体耐磨性能提高了34%。     

SiCp／Mg-6Al-0．5Mn复合材料的组织与力学性能

采用压力浸渗制备了体积分数为51.5%的SiCp/Mg-6Al-0.5Mn镁基复合材料.通过力学性能测试与组织观察,研究了高体积分数SiC颗粒增强体对基体合金的显微组织与力学性能的影响.结果显示,在Mg-6Al-0.5Mn基体合金中加入体积分数为51.5%的SiC颗粒后,复合材料的压缩性能得到了大幅度的提高,室温下的抗压缩强度从329.5 MPa增大到624.8 MPa.SiCp/Mg-6Al-0.5Mn复合材料的组织致密,分布均匀,其断裂方式包括界面脱开、基体韧断和增强体开裂.SiC颗粒与基体之间发生了界面反应,生成了纳米级的Mg2Si化合物.     

钛合金与WC-17Co涂层界面结合性能分析

采用超音速火焰喷涂技术在Ti-6Al-4V合金表面制备WC-17Co涂层,从显微形貌、界面氧化行为、裂纹扩展形式等方面系统分析了WC-17Co涂层与Ti-6Al-4V基体界面断裂失效原因,并利用四点弯曲法测量了WC-17Co与Ti-6Al-4V合金的平均断裂能量释放率.结果表明,热喷涂过程使Ti-6Al-4V的表面氧化相含量显著提高.氧化后Ti-6Al-4V的表面显微硬度达到322.4 HV,熔融粒子撞击到Ti-6Al-4V表面很难对基体造成明显的塑性变形,不能形成有效咬合,使得钛合金与WC-17Co涂层的结合性能偏低.     

颗粒增强钛基复合材料缓进深切磨削加工研究

颗粒增强钛基复合材料（以下简称PTMCs）是以钛合金（Ti-6Al-4V）为基体、以TiC颗粒等为增强相的金属基复合材料。可以在极大改善钛合金基体材料比强度、比模量的同时,拥有良好的延展性与韧性,具有更好的高温性能、     

基体中Si含量对Al-Si/SiCP复合材料界面结合的影响

采用扫描电镜对SiC颗粒增强Al-7%Si(质量分数,下同)、Al-12%Si和Al-22%Si三种铝基复合材料中基体/SiC的界面结合状况进行了研究,结果表明:尽管基体合金中的Si含量不同,但复合材料的基体/SiC界面都有Si相小颗粒析出;在w(Si)=12%的共晶Al-Si合金为基体的复合材料中,SiC颗粒周围Si相小颗粒数量最多.Si相存在于SiC颗粒与铝合金基体之间,一边与基体相连,另一边与SiC增强体相连,起到了"连接桥"的作用,改善了复合材料的界面结合质量.     

单晶颗粒增强WCp/Ti-6Al-4V梯度复合材料层微观断裂行为

采用激光熔注技术在Ti-6Al-4V表面制备了单晶颗粒增强的WCp/Ti-6Al-4V梯度复合材料层。利用扫描电镜原位拉伸试验,观察复合材料层裂纹形成、扩展的动态过程,研究其微观断裂行为。结果表明,WCp/Ti-6Al-4V复合材料层的失效机制主要有两种：WC颗粒开裂和WCp/Ti界面开裂。WC颗粒开裂是主要失效形式,WCp/Ti界面开裂的比例相对较少,而且主要发生在较高的应变情况下。激光熔注条件下形成的规则胞状反应层有利于应力由基体传向增强颗粒。在拉伸过程中,WC颗粒内部应力由最初的压应力逐渐变为拉应力。WC颗粒内部拉应力的极大值可达2000 MPa,高于单晶WC陶瓷的抗拉强度     

SiCf/Ti-6Al-4V复合材料的界面研究

采用扫描电镜、透射电镜和X射线衍射仪研究了用中国制备SiC纤维增强的Ti-6Al-4V复合材料的界面反应,发现在SiC纤维的C涂层和Ti-6Al-4V基体之间形成的界面反应产物为细晶粒和粗晶粒的TiC,而无C涂层的SiCf/Ti-6Al-4V的界面反应产物,从SiC纤维到Ti-6Al-4V基体,依次为细晶粒的TiC+Ti5Si3、粗晶粒的TiC和Ti3SiC2.还测量了界面反应区厚度并讨论了界面反应机理.     

SiC颗粒增强铝基复合材料的显微组织与力学性能

采用压铸浸渗法制备了体积分数为50%的SiC/Al-5.3Cu-0.8Mg-0.6Ag-0.5Mn耐热铝基复合材料.通过拉伸测试与组织观察,研究了高体积分数SiC颗粒增强对基体合金的显微组织与力学性能影响.结果表明,在基体Al-5.3Cu-0.8Mg-0.6Ag-0.5Mn合金中掺入高体积分数的SiC颗粒后,复合材料的时效硬化与拉伸性能得到了大幅度的提高,185 ℃峰时效处理后的抗拉强度从356 MPa增大到520 MPa.SiC/Al-5.3Cu-0.8Mg-0.6Ag-0.5Mn复合材料的组织致密,分布均匀,其断裂方式包括界面脱开、基体韧断和增强体开裂.高体积分数SiC颗粒的增强并不改变基体合金的时效析出过程,析出相由Ω相和少量θ＇相组成,但SiC颗粒与基体之间发生了界面反应,生成了纳米级的Al4C3化合物.     

SiCf/Ti-6Al-4V复合材料的断裂韧性

采用三点弯曲法测定了SiC纤维单向增强的Ti-6Al-4V复合材料的表观断裂韧性,讨论了界面反应对断裂韧性的影响.研究结果表明,在裂纹尖端塑性变形区的未断纤维的桥联对复合材料的断裂韧性起很大的作用.经过热处理后,SiCf/Ti-6Al-4V复合材料的断裂韧性降低,主要是由于严重的界面反应,使得SiC纤维受到一定的损伤,因而降低了纤维的承载能力,并使基体钛合金的脆性增大.     

SiCf/Ti-43Al-9V复合材料的界面反应

利用纤维涂层法和真空热压工艺制备SiC纤维增强γ-TiAl金属间化合物(Ti-43Al-9V)复合材料,采用扫描电镜(SEM)、能谱(EDS)、X射线衍射(XRD)仪等研究复合材料的界面反应产物和界面反应产物的生长动力学。结果发现,SiCf/Ti-43Al-9V复合材料的界面反应生成了TiC、Ti2AlC和Ti5Si3,分三层分布。从SiC纤维到Ti-43Al-9V基体,界面反应产物序列为:TiC/Ti2AlC/Ti5Si3+Ti2AlC(颗粒)。界面反应产物的生长受扩散控制并遵循抛物线生长规律,其生长激活能Q和指前因子k0分别为190kJ/mol和2.5×10-5m.s-1/2。与其它Ti合金基的复合材料相比,γ-TiAl基复合材料的界面热稳定性更好。     

基体组织对TiC/Ti-6Al-4V复合材料断裂韧性的影响

采用原位自生的方法制备了TiC颗粒增强的TiC/Ti-6Al-4V复合材料。将锻造后的钛基复合材料在700 ℃、995 ℃以及1020 ℃进行热处理,获得具有不同基体微观组织的复合材料,研究基体微观组织对钛基复合材料拉伸性能以及断裂韧性的影响。结果表明,初始α相的含量及其尺寸对TiC/Ti-6Al-4V复合材料的断裂韧性影响较大,初始α相体积分数为20%时,复合材料拉伸性能最好,抗拉强度和伸长率分别为1057.5 MPa、19.95%;同时具有优良的断裂韧性。     

TC4表面丝粉同步激光熔覆制备复合材料层的微观组织和性能

针对Ti-6Al-4V耐磨性差的问题,采用激光熔覆技术在Ti-6Al-4V基材表面通过旁轴添加与基材同质的Ti-6Al-4V丝材,同轴送入WC颗粒作为强化相的方式制备表面WC颗粒增强钛基复合材料层。激光功率、扫描速度、送丝速度等工艺参数是影响复合材料层成形的主要工艺因素,通过实验确定了优化的工艺参数。采用SEM,EDS以及XRD对复合材料层的显微组织进行了研究。研究表明,复合材料层中主要包括WC、W_2C、Ti C、α-Ti、W相。复合材料层中WC颗粒呈现不同形态。Ti C、W_2C相形成并以不同形态分布于表面复合材料层中。WC颗粒与Ti之间的反应区由多层组成,分别为W_2C、W、Ti C。性能分析发现,复合材料层的硬度HV0.2达到了5.70 GPa,较基体提高了1倍。表面复合材料层的摩擦系数为0.3,而钛基体的摩擦系数为0.5。与基体相比,表面复合材料层摩擦系数显著降低。     

TC4表面丝粉同步激光熔覆制备复合材料层微观组织研究

针对Ti-6Al-4V耐磨性差的问题,本文采用激光熔覆技术在Ti-6Al-4V基材表面通过旁轴添加与基材同质的Ti-6Al-4V丝材,同轴送入WC颗粒作为强化相的方式制备表面WC颗粒增强钛基复合材料层。激光功率、扫描速度、送丝速度等工艺参数是影响复合材料层成形的主要工艺因素,通过实验确定了优化的工艺参数。采用SEM,EDS以及XRD对复合材料层的显微组织进行了研究。复合材料层中主要包括WC、W2C、TiC、α-Ti、W相。研究表明,复合材料层中WC颗粒呈现不同形态。TiC、W2C相形成并以不同形态分布于表面复合材料层中。WC颗粒与Ti之间的反应区由多层组成,分别为W2C、W、TiC。性能分析发现,复合材料层的硬度达到了570HV0.2,较基体提高了一倍。表面复合材料层的摩擦系数为0.3,而钛基体的摩擦系数为0.5。与基体相比,表面复合材料层摩擦系数显著降低。     

搅拌铸造法制备SiCp／A356铝基复合材料的研究

利用搅拌铸造技术制备SiCp/A356铝基复合材料.通过金相观察(OM),扫描电镜(SEM)及力学性能测试对所制备的颗粒增强铝基复合材料的显微组织和力学性能进行了研究.结果表明,SiC增强颗粒较均匀地分布于基体中,SiC/Al界面处存在明显的Si溶质偏聚,复合材料的孔隙率为4.2%;与基体合金相比,SiC颗粒的加入提高了复合材料的硬度和屈服强度,抗拉强度及延伸率略有下降;断口分析表明,搅拌铸造SiCp/A356铝基复合材料主要的断裂机制为SiC/Al界面脱粘及基体合金的脆性断裂.     

热处理对镀镍后钛基复合材料组织和性能的影响

为了进一步提高(TiC+TiB)/Ti-6Al-4V钛基复合材料的力学性能和物理化学性能,在钛基复合材料表面进行了化学镀镍处理,并通过不同温度的等温热处理,研究了钛基复合材料组织演变和性能的变化。结果发现,化学镀镍后,(TiC+TiB)/Ti-6Al-4V钛基复合材料在高温预扩散过程中,首先在其表层生成NiTi、Ni_3Ti和Ti_2Ni等多种镍钛的化合物;进一步扩散时,表层Ni元素主要沿着相界向内扩散,并随着热处理温度的变化,基体组织形貌和化合物相的种类都出现了变化,基体组织在950℃等温时出现了层片状共析组织,而继续升高温度会造成组织严重粗化,层状组织消失;试样的整体硬度随着热处理温度的升高,呈先下降后上升的趋势。