(TiB+La2O3)/IMI834钛基复合材料超塑性变形行为及显微组织演变

对(TiB+La_2O_3)/IMI834钛基复合材料进行超塑性变形,研究了不同温度(850,900,950,1 000℃)和初始应变速率(0.000 5,0.001 0,0.005 0s~(-1))对其超塑性变形行为及显微组织的影响。结果表明:该复合材料由α-Ti、TiB、La_2O_3相及弥散分布的(TiZr)_xSi颗粒组成;复合材料具有较好的超塑性,在900℃、0.001 0s~(-1)条件下,断后伸长率最大,为505%;复合材料的应变速率敏感系数高于0.30,随应变速率增加,流变应力和变形激活能增大;随变形程度增加,复合材料中片层α相逐渐等轴化,小角度晶界向大角度晶界转变,但孔洞缺陷增多;晶界滑动、晶粒转动和动态再结晶是(TiB+La_2O_3)/IMI834钛基复合材料超塑性变形的主要变形机制。     

原位合成不同基体组织7715D钛基复合材料的高温力学性能

利用真空电弧熔炼技术,通过热加工原位合成了以TiB纤维和La_2O_3颗粒为增强体的7715D钛基复合材料,然后分别在β相区与(α+β)相区退火,获得层片和等轴两种基体组织;并对不同组织复合材料进行了高温拉伸试验、蠕变试验和不同温度下的热暴露试验。结果表明:与等轴组织相比,层片组织显著提高了复合材料的高温抗拉强度及蠕变性能,能有效阻止增强体断裂后微裂纹的扩展;在600℃下热暴露时,复合材料的热稳定性最差,主要由在等轴组织初生α相中和层片组织的α片边界处析出颗粒状脆性相所致,其对复合材料室温塑性均有不利影响。     

选择性激光熔化原位自生TiB+La2O3/TC4钛基复合材料的组织和力学性能

以Ti-6Al-4V钛合金粉末和LaB6粉末为原料,采用选择性激光熔化(SLM)技术制备原位自生TiB+La2O3/TC4钛基复合材料以及TC4钛合金,对比研究了复合材料和钛合金的物相组成、显微组织、硬度和抗压强度.结果表明:复合材料和钛合金的显微组织均为β柱状晶及晶内分布的针状α'马氏体,复合材料的β晶粒和α'马氏体集束的尺寸更细小,大角度晶界占比更高;LaB6与钛元素发生原位反应生成TiB和La2O3增强体,TiB呈长条状沿一定方向分布,La2O3呈细小球状、弥散分布在晶界和晶内;复合材料的显微硬度和室温/高温抗压强度均高于钛合金的.     

原位自生(TiC+TiB)/Ti复合材料的显微组织与残余应力

通过钛、石墨、二硼化钛间的原位反应,并经真空熔炼、锻造、退火后制备得到了不同增强体(TiC,TiB)含量的(TiC+TiB)/Ti复合材料,研究了其物相组成与显微组织,并测试了其残余应力,通过建立残余应力数值拟合公式分析了微观残余应力之间的耦合关系。结果表明:钛基复合材料的基体组织为变形α组织,增强体分布均匀,其中TiC呈等轴状和不规则状,TiB呈短纤维状并沿锻造方向排列;TiC和TiB与钛基体因热膨胀系数不同而产生的微观残余应力分别为拉应力和压应力,当TiC与TiB体积比为1…1时微观残余应力的耦合系数为2.0。     

原位合成(TiB+TiC)/Ti-8Al-1Mo-1V复合材料的显微组织和室温力学性能

利用钛与碳、B4C之间的化学反应和自耗电弧熔炼工艺原位合成制备了不同含量TiB和TiC(两者物质的量比为1:1)增强的Ti-8Al-1Mo-1V基复合材料;利用x射线衍射仪、光学显微镜和扫描电镜分析了复合材料的物相组成和增强体的形态,并讨论了增强体对复合材料室温力学性能的影响.结果表明:复合材料中增强体分布均匀,TiB呈短纤维状,TiC呈等轴状;当增强体的体积分数为10%时,复合材料的屈服强度、抗拉强度和弹性模量明显提高,而塑性则降低;当增强体的体积分数为20%时,弹性模量进一步提高,塑性很差,转变成脆性材料.     

原位合成层状Ti-(TiB+TiC)/Ti复合材料的组织与力学性能

鉴于颗粒增强钛基复合材料在提高强度的同时会引起塑韧性的下降,借鉴性能优异生物材料的叠层微观结构,利用粉末冶金结合热加工工艺(热锻+退火)的方法,制备了增强体体积分数为5%~15%的原位合成层状Ti-(TiB+TiC)/Ti复合材料,并对其组织和力学性能进行了研究。结果表明:复合材料组织完全致密化,复合层中团聚的增强体被分散,纯钛层α晶粒沿锻造方向排列;复合材料的室温抗拉强度较纯钛的提高近一倍,退火后其伸长率明显提升;随增强体体积分数的增加,复合材料的强度稍有提高,但塑性下降较为明显,增强体体积分数为5%的复合材料具备优异的综合力学性能,与增强体体积分数为15%的复合材料相比,强度仅降低了4%,但伸长率却增加了3.8倍。     

原位自生(TiB+La_2O_3)/TC4钛基复合材料的显微组织和力学性能

利用钛与镧、硼单质之间的原位反应,经真空自耗电弧熔炼与后续的热加工工艺制备了增强体含量不同的(TiB+La2O3)/TC4钛基复合材料,并研究了它的显微组织和室温拉伸性能。结果表明:该复合材料的基体为网篮状组织,增强体分布均匀,其中TiB呈短纤维状并沿加工方向分布,La2O3呈短棒状或颗粒状;与基体TC4合金相比,复合材料的室温抗拉强度均有所提高,且随着TiB与La2O3增强体含量的增多而增大,增强体起到了较好的增强作用;复合材料的拉伸断裂方式均为韧性断裂。     

原位合成TiB2-SiC基复相陶瓷高温磨损断裂力学特性的研究

在SiC基体中,用TiC和B4C为原料采用固相反应原理原位合成了高温自润滑TiB2-SiC基复相陶瓷,提高了SiC陶瓷高温摩擦学性能;高温摩擦氧化是TiB2-SiC/TiB2-SiC高温自润滑的主要机制。试样磨损断面氧化层和过渡层接触紧密;摩擦表面具有塑性变形性能,由脆性体向塑性体或者弹塑性体过渡。复相陶瓷中TiB2颗粒产生的“钉扎效应”,导致裂纹扩展路径偏转,改变了应力场的分布特性,降低了微裂纹尖端应力场强度,提高了裂纹扩展门槛值。TiB2-SiC磨损中存在断裂力学上的（Ⅰ＋Ⅱ）型和（Ⅰ＋Ⅲ）复合裂纹非平面扩展,以及裂纹尖端微小塑性屈服区的存在,使得裂纹扩展门槛值在“极限上值”和“极限下值”间随着裂纹扩展实际有效长度的变化而动态变化,导致材料延迟断裂。     

TiC+TiB_2颗粒增强Fe基激光熔覆层的组织与性能研究

采用钛铁、碳化硼、铁粉等组分,利用激光熔覆技术制备原位自生TiC+TiB2颗粒增强Fe基熔覆层。利用金相显微镜、X射线衍射仪、电子探针及显微硬度计,研究了熔覆层的显微组织与性能。研究结果表明,激光熔覆层于低碳钢基体呈冶金结合,熔覆层致密、无孔隙。原位生成的块状或花瓣状的TiC和条状TiB2均匀的分布在基体中,熔覆层具有较好的硬度和良好的耐磨性。     

原位自生非连续颗粒增强钛基复合材料的组织和力学性能

以海绵钛、镧粉、TiB2粉和石墨粉为原料,通过原位反应分别制备得到1%(体积分数,下同)La2O3、5%TiB+1%La2O3、5%TiC+1%La2O3等3种增强体增强钛基复合材料,研究了复合材料的显微组织和力学性能,并与相同工艺所得纯钛的进行了对比。结果表明:复合材料的基体组织为α-Ti,原位生成的La2O3呈颗粒状或短棒状,TiB呈短纤维状,并沿锻造方向排列,TiC呈等轴状和不规则形状;所得钛基复合材料的硬度、抗拉强度和屈服强度均显著高于纯钛的,断后伸长率低于纯钛的。     

原位合成钛基复合材料的高温力学性能

利用钛与B4C反应经普通的熔铸工艺制备了原位合成TiB和TiC增强的钛基复合材料。研究了原位合成钛基复合材料的高温力学性能和断裂机理。结果表明：随着温度的升高，其抗拉强度降低，伸长率提高。但与基体钛合金比较，由于原位合成增强体非常稳定，能有效地强化基体合金，明显提高了复合材料的高温抗拉强度。拉伸断裂机理与温度有关，室温时，增强体断裂是材料失效的主要原因；而随着温度的提高，增强体与基体合金界面脱粘成为材料失效的主要原因。     

TiC、TiB增强钛基复合材料的高温氧化性能及微观结构

针对钛基复合材料高温应用中的关键问题——高温氧化性能，从理论和实验上研究了不同增强体(TiC、TiB)对钛基复合材料氧化性能和微观结构的影响。结果表明：钛基复合材料的氧化规律为抛物线规律，TiB增强体比TiC增强体更能提高复合材料的高温抗氧化性能，TiB／Ti基复合材料表面氧化膜的状态较TiC／Ti基的致密、均匀，高温氧化后，基体元素Ti和Al会与氧发生反应生成TiO2、Al2O3。     

(TiB+TiC)/TC4钛基复合材料电解加工基础试验研究

针对钛基复合材料及其基体材料展开电解电化学特性研究,测量了TC4及(TiB+TiC)/TC4复合材料在NaNO3溶液中的极化曲线和电流效率.研究发现,(TiB+TiC)/TC4复合材料相较于TC4分解电压更高,电流效率更低.选用合适的加工参数进行(TiB+TiC)/TC4复合材料的电解铣磨粗、精加工.结果表明:粗加工后平整性较差,有明显的接刀痕,反应面存在大量未脱落的晶须状增强相,表面粗糙度Ra为5.262μm.精加工后具有较好的平整性,可以观察到金属光泽与磨削的痕迹,表面粗糙度Ra减小至0.702μm.     

(TiB+TiC)/TC4钛基复合材料电解加工基础试验研究

针对钛基复合材料及其基体材料展开电解电化学特性研究,测量了TC4及(TiB+TiC)/TC4复合材料在NaNO3溶液中的极化曲线和电流效率.研究发现,(TiB+TiC)/TC4复合材料相较于TC4分解电压更高,电流效率更低.选用合适的加工参数进行(TiB+TiC)/TC4复合材料的电解铣磨粗、精加工.结果表明:粗加工后平整性较差,有明显的接刀痕,反应面存在大量未脱落的晶须状增强相,表面粗糙度Ra为5.262μm.精加工后具有较好的平整性,可以观察到金属光泽与磨削的痕迹,表面粗糙度Ra减小至0.702μm.     

原位合成(TiB2+Fe2B)/铁基复合材料的力学性能和耐磨性

在含0.15%~0.45%C,0.20%~0.50%Si,0.60%~1.20%Mn和0.50%~1.50%Cu的Fe-C合金中加入硼和钛,原位合成了颗粒增强铁基复合材料。借助光学显微镜、扫描电镜和X衍射分析等手段,分析了颗粒增强相和基体组成;采用冲击试验机、材料试验机和磨损试验机等测试了复合材料的力学性能和耐磨性。研究发现,铁基复合材料的原位合成增强相是TiB2和Fe2B,且以TiB2为主。热处理后,铸态时呈条块状和针状的增强相变成团球状和颗粒状,使复合材料力学性能改善,耐磨性提高,并分析了原位合成颗粒增强相改善材料性能的原因。     

原位自生颗粒增强BH135活塞材料的组织与高温力学性能研究

将KFB4、K2TiF6混合盐加入到BH135合金熔体中通过原位合成反应制备了TiB2颗粒增强BH135铝基复合材料。光学显微镜、扫描电子显微镜对材料的微观组织结构分析表明TiB2颗粒尺寸在200nm左右,其均匀分布与晶界及α-Al初晶内。高温拉伸试验表明复合材料在300?C的抗拉强度较基体合金提高了30%,其值为160MPa,且复合材料的断裂方式为韧性断裂。复合材料高温性能提高的机理在于原位自生纳米级颗粒的加入,提升了复合材料晶界及α-Al初晶的高温强度。     

Ni60-TiO_2-Al-B_4C-C合金激光熔覆涂层的组织及性能

以Ni60、TiO2、B4C、C、Al粉为原料,利用激光熔覆技术在45#号钢表面原位合成制备了TiC/TiB2增强的复合涂层,采用金相显微镜、扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、维氏硬度计对涂层组织进行测试分析。结果表明:复合涂层内部无裂纹、气孔等缺陷,与基体呈冶金结合;其主要物相为Ni3(Al,Ti)、TiC、TiB2、(Fe,Cr)7C3和α-Fe;激光熔覆过程中原位合成的块状TiC和六边形状TiB2增强相弥散分布在复合涂层中,明显提高了熔覆层显微硬度;涂层显微硬度呈梯度分布,最大可达767Hv0.2,约为基材显微硬度的3倍。     

SiCp/Al复合材料切削仿真与实验研究

由于SiCp/Al颗粒增强复合材料具有高比模量、高比强度、耐磨性好、耐高温和导热导电性能良好等优异性能,使其在工程应用中成为了传统金属的精良替代品。针对体积分数为45%的SiCp/Al颗粒增强复合材料进行切削研究,建立切削仿真模型,从应力场的分布情况、颗粒的断裂与破碎机理以及切屑表面的裂纹扩展等方面对切削机理进行仿真分析,并通过铣削实验进行了验证。结果表明,颗粒的断裂与破碎主要发生在剪切区和工件与切屑的分离面,同时由于颗粒的存在会使切屑表面产生微裂纹,微裂纹的扩展是影响切屑表面形态的重要因素。     

DSC在自生TiB2颗粒增强铝基复合材料制备中的应用

采用差分扫描热分析(DSC)方法,测定了TiB2/Al-12%Si的复合过程,并以热分析数据为依据,制备了TiB2/Al-12%Si复合材料,通过X射线衍射(XRD)分析了复合材料的增强相,考察了微观组织和力学性能的关系.结果表明采用直接反应合成法制备该复合材料的最佳温度在830～860℃;半固态搅拌技术可使增强相在基体中的分布更加均匀;颗粒增强复合材料的力学性能有较大改善,抗拉强度由166MPa提高到184MPa,在热处理后达到336MPa,弹性模量由36.5GPa提高到43.9GPa,但伸长率从12%下降到了2.3%;利用DSC来制订颗粒增强铝基复合材料制备工艺是合理可行的.     

自蔓延原位合成TiC/MOSi2复合材料及其力学性能

以钼、硅、钛和碳粉为原料,采用自蔓延原位合成技术制备了不同体积分数TiC强韧化的MoSi2基复合材料,研究了TiC颗粒对MoSi2基体材料显微组织和力学性能的影响.结果表明:TiC颗粒均匀分布于MoSi2基体中;TiC体积分数为30%时,TiC/MoSi2复合材料硬度、抗弯强度和断裂韧度分别达到15.02 GPa、366 MPa和6.26 MPa·m1/2,比纯MoSi2分别增加61.5%、26.8%和150%;复合材料的断口表现为沿晶断裂和准解理断裂的混合形式,其强化机制是细晶强化和弥散强化,韧化机制为细晶韧化.