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.     

SiC/Ti-6Al-4V复合材料界面反应的扫描电镜分析

采用扫描电镜分析了国产SiC纤维增强Ti-6Al-4V复合材料的界面反应,发现不带C涂层的SiC纤维与Ti-6Al-4V反应形成TiC和钛的硅化物,带有C涂层的SiC纤维与Ti-6Al-4V反应仅形成TiC。观察表明C涂层的厚度差别较大。     

SiCf／Ti-6Al-4V复合材料的界面性能

采用纤维推出法测量了SiCf／Ti-6Al-4V复合材料的界面剪切强度。结果表明，热压态碳涂层和未涂层纤维与基体的界面剪切强度分别为118．2MPa和230MPa，界面脱粘发生在碳涂层或纤维与界面反应层之间。500℃，600℃和800℃退火处理后，界面剪切强度均低于热压态的强度，随退火时间的增加，500℃处理后的界面剪切强度呈下降趋势，600℃和800℃处理后呈微弱上升趋势，而且800℃处理后，界面脱粘可发生在基体／界面反应层和碳涂层或纤维／界面反应产层2个界面。     

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.     

SiCf/Ti-6Al-4V复合材料界面反应动力学

SiC纤维增强Ti基复合材料（SiCf／Ti）容易发生界面反应，从而影响其力学性能。开展界面反应和动力学的研究，对于SiCdTi复合材料的制备和服役具有指导意义。采用扫描电镜、透射电镜和X射线衍射分析了SICf／Ti-6Al—4V复合材料的界面反应及其动力学，发现SiC纤维的C涂层与Ti-6Al—4V反应形成粗晶粒的和细晶粒的TiC，长期高温热处理使得界面反应加剧，TiC层加厚，当C涂层完全消耗后，界面反应层中除了TiC外，还出现了Ti3SiC2。研究表明，界面反应层的加厚受元素扩散控制，服从抛物线规律，求出的动力学参数Q为268．8kJ／mol，k为0．0057m/s1/2。     

热处理对SiC/Ti-6Al-4V复合材料力学性能的影响

测定了经过900℃不同时间热处理的SiC/Ti-6Al-4V复合材料的拉伸强度,并采用全局载荷分配模型计算了复合材料的强度。发现长时间热处理后,复合材料强度的计算值与实测值吻合很好,但该模型对未经热处理的制备态试样的预测值偏高。扫描电镜和透射电镜微观分析表明,随着热处理时间的延长,SiC/Ti-6Al-4V复合材料的界面反应区增厚而SiC纤维的C涂层逐渐消耗,复合材料的界面结合强度逐渐增加但抗拉伸强度逐渐下降。界面反应形成的反应产物主要为TiC,在C涂层消耗完的区域还形成了Ti5Si3。界面反应是使复合材料力学性能变差的主要原因。     

热暴露对SiCf/Ti-6Al-4V复合材料热膨胀行为的影响

研究了热暴露对SiCf/Ti-6Al-4V复合材料热膨胀行为的影响。对基体合金、制备态复合材料、经900 ℃热暴露10, 25及75 h的复合材料的热膨胀行为进行了实验测量。结果表明,无论纵向和横向,热暴露的复合材料其热膨胀系数均高于制备态复合材料。且无论纵向和横向,经900 ℃热暴露10和75 h的复合材料热膨胀系数均高于经900 ℃热暴露25 h的复合材料。这是因为经900 ℃热暴露25 h的复合材料拥有较为合适的界面反应。另外,在对复合材料纵向热膨胀系数进行预测时,因为Schapery模型在整个加热过程中都考虑了热拉伸残余应力对复合材料热膨胀系数的影响,因此在CTE曲线的高温阶段,预测值低于实验值     

SiCf增强Ti-48Al-1.5Mn复合材料的界面反应

利用透射电子显微镜（TEM）对SiC纤维（SiCf)增强Ti-48Al-1.5Mn复合材料的界面区域进行了分析。结果表明，在材料的复合过程中，SiCf与γ－TiAl基体之间发生了化学反应，形成了TiC1-x,Ti5Si3和Ti2AlC等一系列产物，并对这些产物的形成机制进行了分析。在高温条件下，C，Si原子从纤维向基体扩散和Ti,Al,Mn等原子从基体向纤维扩散，发生了界面反应。     

SiC_f/Ti6Al4V/Cu复合材料的界面行为及力学性能

采用箔-纤维-箔法制备SiC_f/Ti6Al4V/Cu复合材料,研究Ti6Al4V在连续SiC纤维增强Cu基复合材料中作界面改性涂层时的界面反应结合特征.利用光学显微镜、扫描电镜和能谱仪分析复合材料显微组织、断口形貌以及SiC_f/Ti6Al4V界面和Ti6A14WCu界面的反应扩散特征.结果表明:该复合材料的抗拉强度并没有显著提高;SiC_f/Ti6Al4V界面反应非常微弱;而Ti6Al4V/Cu界面反应非常明显,主要是Ti原子与Cu原子之间的反应,反应层厚度约为20 μm;反应产物主要呈4层分布,分别为CuTi_2、CuTi、Cu_4Ti_3和Cu_4Ti.     

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。     

Effect of rolling process on mechanical properties of Ti-6AI-4V seamless pipe

采用不同变形量开坯方式,分别经两道次和三道次轧制将管坯轧制成总变形量为70％的管材。在道次间进行800℃×1h真空退火,冷却方法为炉冷至500℃后空冷至室温,观察其组织性能变化。结果表明,大变形量轧制时材料的流动呈条带状,小变形量轧制时材料的流动呈束状。总变形量相同的情况下,小变形量轧制方式能得到更好的外观质量,轧制道次越多,所得管材综合性能越好。     

PCD刀具车削钛合金Ti-6AI-4V的研究

本文通过正交试验研究了PCD刀具车削钛合金Ti-6A14V时,动态切削力和表面粗糙度随切削用量的变化规律,并分别以Ra、Rz为指标进行了方差分析.试验结果表明:x向和Y向动态切削力随切削用量的变化很小,而z向相对较大.动态切削力随进给量和切削深度的增加而增加,其中在切削深度为0.1 mm的情况下,切削力出现了较大的波动.进给量和切削深度均对Ra、Rz有显著影响,其中进给量对Ra影响较大,切削深度对Rz影响较大.     

激光快速修复Ti-6A1-4V合金的显微组织与力学性能

针对Ti-6A1-4V合金在加工和服役过程中的损伤特点，对Ti-6A1-4V合金锻件的3种典型误加工缺陷——槽缺陷、面缺陷和体缺陷进行了激光快速修复研究。激光修复区与锻件基体形成致密冶金结合，Al、V合金元素由锻件基体到激光修复区均匀分布，无宏观偏析。激光修复区组织为粗大原始∥晶粒内分布细长的α针及编织细密的a＋β板条组织，呈现典型的魏氏结构，热影响区组织从锻件的等轴α＋转变β组织逐步过渡到魏氏（a＋β）组织。对预制有3种类型缺陷的激光修复试样进行室温静载拉伸试验和硬度测试，结果表明修复试样的拉伸性能达到锻件标准（HB5224-1982）。激光修复试样的硬度和强度高于锻件基体，而塑性则低于锻件基体。因此，激光修复区和锻件基体可看作是一种“强＋弱”的组合，这与二者的显微组织是相对应的。     

Influence of solution treatment temperature on microstructure and shear strength of Ti-6AI-4V alloy

研究了不同固溶温度对Ti-6Al-4V合金的显微组织及剪切强度的影响。试验表明,在920-980oC之间固溶并在500℃时效后,随着固溶温度的升高,剪切强度不断提高,从643．5MPa逐步增加到708．75MPa,显微组织中的β相不断增加,α相不断减少;当在980℃固溶时,α相基本消失,出现了网篮组织。