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．     

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     

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．     

Al对原位自生Ti基复合材料中TiB晶须增强相生成的作用

借助于X射线衍射(XRD)，差示量热分析(DSC)以及扫描电镜(SEM)研究了A1对Ti基复合材料中TiB晶须增强相生成的作用。研究结果表明：无论在Ti—B体系，还是在Ti—B—A1体系中，生成的增强相均为TiB，A1的加入并没有导致新相的产生；Ti—B体系中加入A1后，促进了TiB的生成反应，使TiB的初始生成温度从1262℃降低到856℃；并且TiB增强相得以细化，分布均匀。     

原位生长TiB2增强Al复合材料的研究

将纯Al,Ti,B粉进行真空热压反应烧结,成功地制备了原位生长TiB_2增强Al复合材料。生成的TiB_2具有亚微尺寸,基本无点阵缺陷。这种复合材料具有高的室温强度和模量,以及良好的高温性能。     

熔体内原位制备Al3Ti增强铝基复合材料的研究

5Al-Ti体系粉末压坯在铝液中原位反应,经搅拌浇注后制备出Al3Ti颗粒增强的铝基复合材料.分析了5Al-Ti体系粉末的反应过程及热力学,探讨了工艺参数对复合材料微观组织形态的影响及形成机理.研究发现,5Al-Ti体系粉末在850℃预热时,发生剧烈的热爆反应生成Al3Ti;压坯在铝液中预热经搅拌浇注后Al3Ti颗粒在铝基体上呈细小块状和短棒状分布,复合材料硬度随着Al3Ti颗粒含量的增多而提高;合适的搅拌工艺有助于Al3Ti颗粒在铝基体上的均匀分布.     

原位合成TiC和TiB增强钛基复合材料的微观结构与力学性能

利用钛与Ｂ４Ｃ之间的自蔓延高温合成反应经普通的熔钐工艺原位合成制备了ＴｉＣ、ＴｉＢ增强的钛基复合材料。光学金相、ＥＰＭＡ、ＴＥＭ和Ｘ射线衍射的研究结果表明：存在匠两种不同形状的增强体,即短纤维状ＴｉＢ晶须和等轴、近似等轴状ＴｉＣ粒子。ＴｉＢ、Ｔｉ基体界面洁净,没有明显的界面反应,而ＴｉＣ、Ｔｉ基体界面有非化学配比的ＴｉＣ过度层存在。由于增强体承受载荷,基体合金晶粒细化以及高密度位错的存在,制备钛基     

原位AIN—TiC粒子增强铝基复合材料

在真空感应炉中，９００－１２００℃，以合适的方位将含Ｎ，Ｃ原子的气体注入熔融的含Ｔｉ等的铝合金中，直接原位反应生成０．２－１．２μｍ的ＡｌＮ和２－５μｍ的ＴｉＣ粒子，均布于铝合金基体中，制成性能优异的复合材料，本工艺具有增强颗粒生成速度快的特点。     

原位AlN-TiC粒子增强铝基复合材料

在真空感应炉中，900-1200℃，以合适的方位将含N，C原子的气体注入熔融的含Ti等的铝合金中，直接原位反应生成0．2-1．2μm的AlN和2-5μm的TiC粒子，均布于铝合金基体中，制成性能优异的复合材料，本工艺具有增强颗粒生成速度快的特点。     

原位TiB2/Al复合材料形核机制

阐述了原位合成制备TiB2颗粒增强铝基复合材料自生相的形核机制以及转变动力学，从热力学和动力学的角度来分析TiB2的形成机制，依据扩散原理讨论TiB2转变动力学。     

原位生成铝基复合材料增强相的研究现状

介绍了原位铝基复合材料常见的陶瓷强化相、金属间化合物强化相及陶瓷-金属间化合物复合强化相，并就目前的研究现状进行了举例说明。反应合成的铝基复合材料具有常温力学性能高、高温性能好和耐磨性突出的优点，而存在的主要研究难题则是整个材料均质化方法不理想、生长机制等基础理论研究缺乏、反应伴生的化合物难以控制等。     

原位生成铝基复合材料增强相的研究现状

介绍了原位铝基复合材料常见的陶瓷强化相、金属间化合物强化相及陶瓷-金属间化合物复合强化相,并就目前的研究现状进行了举例说明。反应合成的铝基复合材料具有常温力学性能高、高温性能好和耐磨性突出的优点,而存在的主要研究难题则是整个材料均质化方法不理想、生长机制等基础理论研究缺乏、反应伴生的化合物难以控制等。     

原位TiC粒子增强Al－Si合金的组织及性能

采用新工艺方法──熔铸直接接触反应法制取原位ＴｉＣ粒子增强铸造Ａｌ基复合材料．该方法是将Ａｌ－５．６ｗｔ－％Ｓｉ合金升温至７５０℃，再把Ａｌ－４０ｗｔ－％Ｔｉ－１０ｗｔ－％Ｃ粉末压制块压入，使Ｔｉ和Ｃ在Ａｌ－Ｓｉ合金液中直接反应生成直径为０．１－１．０μｍＴｉＣ颗粒，并均匀地分布在α－Ａｌ基体中，晶界上无明显颗粒聚集，制成品性能优异．     

原位Al_3Ti粒子增强ZL101铝基复合材料

研究了采用直接反应法制备Al3Ti/ZL1 0 1原位复合材料的工艺 ,并对所制备材料的显微组织、相结构、力学性能及增强相组成进行了研究。结果表明 ,原位复合材料中的增强体为Al3Ti,该增强体的尺寸约为 0 .5μm ,均匀分布于α(Al)基体中 ,它可较大幅度地提高原位复合材料的力学性能。     

原位合成TiC／Ti基复合材料增强体的生长机制

利用Ｔｉ与Ｃ之间的自蔓延高温合成反应,经非自耦电弧熔炼工艺制备了ＴｉＣ增强的Ｔｉ基复合材料。借助Ｘ射线衍射和光学金相显微镜分析了复合材料的物相和增强体的形态,结果表明,复合材料由ＴｉＣ增强体和基体Ｔｉ合金组成。     

原位合成(TiB+Al2O3)/Ti复合材料

应用热力学 ,分析了Ti与B2 O3 、Al之间的化学反应原位合成TiB和Al2 O3 增强的钛基复合材料的合成机理。设计了普通的非自耗电弧熔炼工艺制备该钛基复合材料。借助X射线衍射仪 (XRD)和扫描电镜 (SEM )分析了原位合成复合材料的物相和增强体的形态。结果表明 :原位合成的增强体确实为TiB和Al2 O3 。增强体在基体合金上分布较为均匀 ,增强体形状为短纤维状。原位合成增强体的加入显著提高了钛基复合材料的洛氏硬度。     

XD合成Al2O3,TiB2／Al复合材料的热力学分析

从热力学的角度讨论了原位反应生成Al2O3和TiB2陶瓷粒子增强铝基复合材料的合成机理。结果表明,在Al-TiO2-B体系中,以一定的加热速率加热至1073K左右时,Al与TiO2之间首先发生铝热反应,反应产生出活性钛原子并形成Al-Ti-B反应;AlB2和Al3Ti均系反应中间产物,Alb2在1200K左右时分解为Al和B2Al3Ti被B还原,当B的加入量（摩尔）是TiO2的两部左右时,Al3Ti基本消失,最终生成Al2O3和TiB2陶瓷颗粒增强的铝基复合材料。     

深冷处理对Al2O3陶瓷颗粒纤维增强铝基复合材料的影响

采用预制件挤压铸造制备出Al2O3颗粒纤维双相增强Al基复合材料，采用X衍射仪和扫描电镜研究深冷处理对其显微组织及性能的影响。结果表明：复合材料经深冷处理后虽然硬度下降，但其抗拉强度提高，并表现出某些脆性断裂的特征。这与深冷处理前后Si相的变化有关。     

原位合成TiB/Ti基复合材料增强体的生长机制

利用Ｔｉ与Ｂ之间的自蔓延高温合成反应,经非自耗电弧熔炼工艺制备了ＴｉＢ增强的钛基复合材料,借助Ｘ射线衍射（ＸＲＤ）,扫描电镜和透射电镜分析了复合材料的物相和增强体的形态,结果表明：只存在ＴｉＢ增强体和α－Ｔｉ。原位合成增强体ＴｉＢ的形貌与其Ｂ２７晶体结构密切相关,ＴｉＢ增强体容易沿（０１０）方向生长而生成柱状短纤维,其柱面由（１００）,（１０１）和（１０１）组成。