铸造原位TiCp/Fe复合材料的组织和冲击断口分析

应用原位反应铸造法制取了TiCp/Fe复合材料,研究了材料铸态和正火态的组织和性能,分析了Ti的作用.通过对材料正火态冲击断口形貌的观察,认为该材料的断裂为脆性断裂.分析了脆性断裂的机理,提出了减少TiCp/Fe复合材料断裂失效的途径.     

铸造原位TiCp/Fe复合材料耐磨性的研究

用冲击滑动磨料磨损试验机，研究了在中等冲击、高摩擦应力磨料磨损工况条件下，原位TiCp／Fe复合材料铸态和正火态的磨损机制。认为其机制主要是：凿削式磨粒磨损和疲劳磨损。另外，用高锰钢ZGMn13作为标准试样，比较了该复合材料铸态和正火态试样的耐磨性。结果表明：在试验条件下，正火Ticp／Fe复合材料的耐磨性是ZGMn13的109-156倍。     

TiCp／1Cr18Ni9复合材料显微组织和力学性能的研究

采用原位合成铸造法制备了TiC颗粒增强1Cr18Ni9钢基复合材料。试验结果表明：TiC颗粒在基体中分布均匀，与基体结合良好且无团聚现象，复合材料的室温、高温强度与基体相比均有提高，但塑性和冲击韧性有所下降。     

TiCP/3Cr13复合材料的显微组织和力学性能研究

用熔铸工艺过程中的原位反应合成方法制备了ＴｉＣｐ颗粒增强３Ｃｒ１３钢基复合材料。试验结果表明,该工艺制备的复合材料工艺性能优良,易于加工成形。当ＴｉＣｐ颗粒引入而形成的组织缺陷。ＴｉＣｐ的加入能有效地提高材料的常温及高温强度,但在一定程序上降低了材料的塑性和冲击韧性。     

搅拌铸造SiC_p/A356复合材料的显微组织及力学性能

采用搅拌铸造技术制备质量分数为15%的SiCp增强A356铝基复合材料,并对所制备的复合材料进行后续热挤压变形。通过金相观察(OM),扫描电镜(SEM)及力学性能测试等手段,对该复合材料显微组织与力学性能进行了研究。结果表明,所制备的复合材料铸态组织中,SiCp较均匀地分布于基体中,SiCp与Al界面处存在Si原子的富集;热挤压变形后,显微气孔等铸造缺陷明显减少,材料致密度显著提高,SiCp沿热挤压方向呈流线分布特征,颗粒均匀分散性明显提高;采用535℃×5h固溶+180℃×5h时效处理后,热挤压棒材的力学性能为:σs=370MPa,σb=225MPa,δ=5.3%,时效后析出强化相大小约为200nm,且弥散分布于基体中;断口分析表明,SiCp/A356铝基复合材料的断裂主要是由基体的塑性断裂及SiCp的断裂导致的。     

搅拌铸造SiC_p/2024铝基复合材料的显微组织与力学性能

利用搅拌铸造?热挤压工艺制备SiCp/2024铝基复合材料板材,研究该复合材料铸态、热挤压态和热处理态的显微组织及力学性能。结果表明:SiC颗粒较均匀地分布于铸锭中,大部分SiC颗粒沿晶界分布,少数颗粒分布于晶内,晶界粗大的第二相呈非连续状分布;复合材料经热挤压变形后,显微孔洞等铸造缺陷明显消除,破碎的晶界第二相及SiC颗粒沿热挤压方向呈流线分布,复合材料的强度和塑性显著提高;对热挤压板材进行(495℃,1h)固溶处理+(177℃,8h)时效处理后,其抗拉强度达430MPa,此时的主要析出强化相为S′(Al2CuMg);热挤压变形有利于改善SiC颗粒与基体合金的界面结合,热处理SiCp/2024铝基复合材料的主要断裂方式为基体合金的延性断裂、SiC颗粒断裂和SiC/Al的界面脱粘。     

TiC_P/3Cr13复合材料的显微组织和力学性能研究

用熔铸工艺过程中的原位反应合成方法制备了TiCP 颗粒增强 3Cr1 3钢基复合材料。试验结果表明 ,该工艺制备的复合材料工艺性能优良 ,易于加工成形。当TiCP 颗粒的体积分数小于 8%时 ,显微组织中TiCP 颗粒分布均匀 ,没有出现颗粒的团聚及由于TiCP 颗粒引入而形成的组织缺陷。TiCP 颗粒的加入能有效地提高材料的常温及高温强度 ,但在一定程度上降低了材料的塑性和冲击韧性     

热处理对TiCp/Fe复合材料基体组织与力学性能的影响

通过不同的热处理工艺改变原位TiCp／Fe复合材料的基体组织，探讨了原位TiCp／Fe复合材料不同基体组织与性能的关系。试验结果表明：在热处理过程中基体组织明显改变，TiC增强相不发生变化。退火处理降低材料的硬度，提高材料的韧性。淬火 低温回火处理使材料的强度和硬度提高，而韧性没有明显的下降。采用等温淬火工艺，可使TiCp／Fe复合材料具有最好的综合力学性能。     

TiCp/Fe复合材料制备及组织分析

借助X射线衍射(XRD)、光学金相显微镜以及扫描电镜(SEM),研究了反应铸造工艺制备的原位TiCp/Fe复合材料中增强颗粒的分布和形貌,并通过能谱仪确定了材料微区合金相对成分。结果表明:原位TiC增强颗粒均匀分布在基体中,呈四边形或多边形。Ti元素主要分布在增强颗粒中,并有一部分固溶于基体。由于Ti元素的烧损,生成了有害相石墨。     

离心铸造WC/钢复合材料显微组织

采用离心铸造工艺制备了以废弃的轴承钢GCr15为基体,WC颗粒为硬质相的WC/钢复合材料.用金相观察和X射线衍射等分析方法,对该材料的显微组织进行了研究.结果表明:离心铸造WC/钢复合材料的显微组织是由莱氏体(P+Fe_3C_Ⅱ(共晶))、一次渗碳体(Fe_3C_Ⅰ)、二次渗碳体(Fe_3C_Ⅱ)、合金渗碳体((Fe,M)_3C)等碳化物及粒状珠光体组成,且其中有大量细小的WC、W_2C、再结晶W-Fe-C颗粒以及M_6C、M_7C_3、M_(23)C_6等碳化物颗粒析出;碳化物的形态较多,主要有网状、鱼骨状、树枝状和条块状.     

稀土对原位TiCp/Fe复合材料微观结构的影响

研究了稀土元素加入后原位TiCp/Fe复合材料微观结构的变化，结果表明：稀土元素在Fe-Ti-C熔体中可形成细小的稀土复合化合物粒子，能促进TiC增强体的非均匀形核，并使组织中原位TiC颗粒的尺寸增加，数量减少，与此同时，添加稀土元素有效地改善了组织中Fe2Ti相的分布，晶界上已无明显的Fe2Ti相存在，有利于材料性能的改善。     

Sn对TiCp／Fe复合材料组织与性能影响的研究

采用原位自生合成法制备了TiCp/Fe复合材料。借助光学显微镜及扫描电镜等,研究了Sn对TiCp/Fe复合材料组织和性能的影响。结果表明,随Sn含量增加,组织中片状石墨有害相得到有效抑制,且TiCp/Fe复合材料硬度、抗拉强度和冲击韧性也得到明显提高。分析得出制备TiCp/Fe复合材料的最佳Sn成分为0.1%~0.15%。     

TiC弥散强化灰铸铁汽缸套材料的组织及性能研究

采用添加含钛及碳粉末的预制块和添加Fe-Ti中间合金两种方法，制备了TiC颗粒弥散强化铸铁材料，并考察了强化铸铁的组织、力学性能和耐磨损性能。金相和XRD结果显示两种工艺均于基体中合成了呈小块状多边形TiC颗粒，没有出现团聚现象。但通过添加粉末预制块合成的强化铸铁中同时出现了大量有害相莱氏体，且硬度也偏高。通过添加Fe—Ti中间合金合成的强化铸铁获得了较理想的组织，在油润滑条件下，其耐磨性能比基体合金提高大约1倍，该方法具有较好的工艺可行性。     

原位TiCp／Fe复合材料的铸态和退火态力学性能及切削加工性

对化学成分不同的原位合成TiCp/Fe复合材料的铸态和退火态力学性能进行测试分析,并对样品进行切削试验,进而就切削力和表面粗糙度两方面分析比较其切削加工性.结果表明:原位TiCp/Fe复合材料切削加工性能良好;在一定范围内,TiC的体积分数大而基体含碳量低的复合材料切削力较小;当基体含碳量相差不大时,相同切削条件下TiC的体积分数越大、TiC颗粒越粗大,切削加工表面越粗糙.     

原位[TiB2(p)+TiCp]/Fe复合材料的制备和微结构

热力学分析表明，Fe-Ti-B-C熔体具有反应生成TiB2和TiC的可能性，TiB2和TiC热力学稳定性相当。试验结果表明，利用Fe-Ti-B-C熔体反应可以制备TiB2和TiC颗粒增强铁基复合材料，TiB2颗粒和TiC颗粒均匀分布于α-Fe晶粒中，TiB2颗粒比TiC颗粒具有更大的平均尺寸。     

淬火工艺对原位TiCp/Fe复合材料组织和性能的影响

研究了淬火工艺对原位TiCp/Fe复合材料组织和性能的影响,结果表明:原位自生TiCp/Fe材料经淬火处理后,不仅主要基体组织由片状珠光体转变为针状马氏体,而且析出细小的TiC颗粒;从而使得原位自生TiCp/Fe材料硬度大幅度提高,冲击韧性略有下降。     

钛基复合材料的耐腐蚀性能研究

通过电化学测试和浸泡试验,研究了增强相含量对钛基复合材料在3．5％NaCl水溶液中耐蚀性的影响,并与纯钛的耐蚀性进行了对比。结果表明,与纯钛相比,复合材料的耐蚀性能有所下降,随着增强相含量的增多,复合材料的腐蚀越来越严重,TiC颗粒及其与Ti的界面对复合材料钝化膜的形成有重要影响。经EDS和XRD证实,腐蚀表面的钝化膜主要由TiO2组成。     

MnFe加入对SHS负压铸造钢基表面复合材料的影响

研究了加入不同含量MnFe粉对负压自蔓延高温合成（SHS）技术制备的表面复合材料组织和性能的影响。结果表明：MnFe粉在SHS中细化了TiC颗粒,降低了TiC/Fe复合材料的硬度,提高了基底的硬度,改善了复合材料和基底的硬度梯度。     

固溶处理对TiC_p/AZ91复合材料微观组织的影响

研究固溶处理TiC颗粒增强AZ91复合材料时发现,在β-Mg17Al12相逐渐固溶于α-Mg过程中,基体中TiC颗粒的形貌发生显著变化。固溶处理前,大部分TiC颗粒在α-Mg相中分布均匀、颗粒细小;固溶处理后,TiC颗粒聚集并长大。研究认为,固溶处理时外部环境提供了足够的能量使得邻近的TiC颗粒之间克服了运动阻力,随着β-Mg17Al12相固溶于基体中,TiC颗粒逐渐团聚并长大。同时SEM研究表明,加入TiC颗粒后(加入量为0%~5%),基体晶粒得到不同程度的细化。