原位混杂增强钛基复合材料的制备与组织分析

理论上分析了由Ti-B₄C-C系原位自生制备TiB晶须(TiBw)和TiC颗粒(TiCp)混杂增强钛基复合材料的可行性.运用热分析方法(DSC)研究了一定量的钛粉、碳化硼粉与碳粉的混合粉末在加热过程中的反应情况.结果显示复合材料原始粉末加热过程中在940~1150℃这一温度范围内发生剧烈的放热现象,有可能生成了新相.XRD检测分析结果显示在烧结态材料中形成了TiB与TiC,而且TiC的含量随所添加的C含量增加而增加.OM与SEM分析表明复合材料中存在棒状TiB晶须和近似等轴状TiC颗粒两种不同形态的增强体,并且两种增强种体均匀的分布在基体中.实验结果表明,可以采用反应热压法由Ti-B₄C-C系制备原位自生TiB晶须和TiC颗粒混杂增强的钛基复合材料.     

Mo2C增强M2高速钢球磨粉末的致密化及力学性能

采用高能球磨对M2高速钢粉末进行破碎,然后添加含量(质量分数,下同)为0～10%的碳化钼(Mo₂C)粉末,混合均匀后将混合粉末冷压成形,在真空下烧结得到M2钢与Mo₂C增强M2钢,研究烧结样品的致密化行为和力学性能,分析Mo₂C对M2钢粉末烧结致密化的影响。结果表明,高能球磨对原料粉末的细化可提高粉体的烧结活性,促进压坯在烧结中期的致密化。通过1180℃固相烧结获得近全致密(相对密度>98%)的M2钢与Mo₂C增强M2钢。烧结过程中,Mo₂C在950℃基本完全与Fe基体反应转变为M6C相,由此带来的反应烧结与活化烧结促进了烧结中期坯体致密度的提高。烧结中后期形成的大量弥散分布的M₆C与M₂C碳化物可抑制基体晶粒长大,提高烧结体的硬度和抗弯强度。添加10%Mo₂C烧结所得M2钢的抗弯强度达到3 135 MPa,硬度(HRC)达到59.6。通过原料粉末细化、Mo₂C的反应扩散以及金属颗粒的...     

原位自生TiB+TiC增强Ti-Fe基复合材料微观组织和力学性能研究

以Ti粉、Fe粉和B_4C粉末为原料,采用冷等静压+高真空烧结方法制备了不同(TiB+TiC)增强相体积分数的Ti-Fe合金基复合材料(Fe元素质量分数为5%～15%),重点讨论了Fe含量和增强相对复合材料微观组织和力学性能的影响规律。结果表明,在1 150～1 250℃烧结温度下制备出Ti-Fe合金基复合材料致密度随Fe含量与增强相体积分数升高而降低。Fe含量增加使基体中α相层片状结构细化,而B_4C粉末的添加生成原位自生TiC颗粒和TiB纤维增强相,基体结构由层片状转变为等轴状。材料力学性能随Fe含量和增强相体积分数增加而提高。在1 150℃烧结制备的Ti-15%Fe-10vol%(TiB+TiC)复合材料硬度(HV)达到334,抗压强度达到2 040 MPa。     

B4C含量对ZrB2陶瓷微观结构及力学性能的影响

针对ZrB₂陶瓷粉末在球磨时易掺入ZrO2,影响ZrB₂陶瓷烧结致密化的问题,添加B₄C作为烧结助剂,采用无压烧结法制备ZrB₂陶瓷材料,研究B₄C含量(w(B₄C),下同)对材料微观形貌、硬度与抗弯强度的影响。结果表明,B₄C通过与晶粒表面的ZrO2发生反应,抑制ZrB₂晶粒粗化,减小晶粒尺寸,从而提高烧结致密度。随B₄C含量增加,ZrB₂陶瓷的晶粒尺寸和相对密度逐渐增大,抗弯强度和硬度先升高后降低。当w(B₄C)为7%时,ZrB₂晶粒细小,材料的抗弯强度和硬度(HV)达到最大,分别为242 MPa和12.65 GPa。w(B₄C)增加至9%时,出现晶粒异常长大,材料力学性能下降。     

Ti(C0.5N0.5)颗粒增强钛基复合材料显微组织和力学性能的研究

以纯Ti粉、Ti(C_0.5N_0.5)颗粒为原料,采用粉末冶金工艺,制备了Ti(C_0.5N_0.5)颗粒增强钛基复合材料,研究了Ti(C_0.5N_0.5)含量对钛基复合材料组织和力学性能的影响。结果表明：Ti(C_0.5N_0.5)颗粒的添加,显著细化了钛基体的晶粒,晶粒形貌由粗大的柱状晶转变为细小的等轴晶;随着Ti(C_0.5N_0.5)含量的增加,钛基复合材料的孔隙明显减少,致密度提高,钛基复合材料的硬度和屈服强度逐渐增加,但压缩应变逐渐减小。     

气固反应原位生成TiC颗粒增强钛基复合材料

以氢化脱氢钛粉为原料, 经冷等静压成型, 在一定温度下通过CH4和钛粉颗粒间的气固反应在钛粉表面原位生成均匀的TiC颗粒, 采用真空烧结技术制备得到氧含量(体积分数)低于0.2%的TiC颗粒增强钛基复合材料。研究表明, TiC颗粒体积分数比可通过气固反应温度和时间控制, 可获得较高体积分数(> 30%)的TiC颗粒增强钛基复合材料。TiC首先在钛粉颗粒表面形成, 烧结过程中, 钛粉颗粒明显阻碍TiC晶粒长大, 细化TiC晶粒; 同时, 过多的TiC颗粒也阻碍烧结过程中钛的自扩散, 降低烧结相对密度。钛粉压坯在700℃、CH4气氛下发生气固反应(30 min), 再经1300℃烧结后获得的相对密度为98.6%的烧结试样, 试样的综合力学性能较好, 抗拉强度为606 MPa, 延伸率达14.4%, 硬度为HV 442。值得注意的是, 较短时间的气固反应不能够保证压坯内外整体实现原位生成均匀TiC颗粒, 导致烧结试样内外组织的不均性。     

挤压致密超细WC/纳米Al2O3弥散强化铜基复合材料的组织性能研究

以纳米Al₂O₃颗粒、超细WC粉末、工业纯Cu粉末为原料, 通过热挤压致密获得了超细WC/纳米Al₂O₃弥散强化铜基(WC-Al₂O₃/Cu)复合材料, 研究了挤压态WC-Al₂O₃/Cu复合材料的微观组织及力学性能。结果表明: 成分为5% WC-2% Al₂O₃/Cu和10% WC-2% Al₂O₃/Cu (质量分数)的两种原料粉末, 经机械球磨、冷压、真空烧结和热挤压后, 其相对密度均达到了99%以上, 超细WC和纳米Al₂O₃强化相颗粒呈均匀弥散分布, 具有很好的导电性及力学性能; 其中, 5% WC-2% Al₂O₃/Cu复合材料的综合性能更佳, 其抗拉强度达到235.06 MPa, 延伸率为15.47%, 导电率可达85.28% IACS, 软化温度不低于900℃。     

热挤压石墨烯/Al基复合材料的组织及性能研究

随着科技的不断发展，为满足军工、航空航天、汽车、电子工业等对铝合金的性能提出的更高的性能、功能及结构等需求，Al基复合材料具有高比强度、高比刚度、低密度、低热膨胀系数、高耐磨性，由于其优异的力学性能及良好的可加工性成为该领域的关键新型材料。实验采用粉末冶金技术制备了石墨烯质量分数为1%的石墨烯/Al基复合材料，通过扫描电镜（SEM），高分辨透射电镜（HRTEM）和拉伸试验机表征了烧结态和挤压态石墨烯/Al基复合材料的微观组织，拉伸性能和断口形貌，系统性研究了热挤压前和热挤压后Al基复合材料中石墨烯纳米片的分布状态，进而探明了热挤压工艺对石墨烯/Al基复合材料组织和性能的影响。结果表明：挤压态石墨烯/Al基复合材料的组织均匀致密，缺陷和孔洞数量明显较烧结态大幅降低。超声分散和热挤压工艺有效抑制了石墨烯与Al基体的有害界面反应。挤压态石墨烯/Al基复合材料的抗拉强度和伸长率为161.34 MPa和23.57%，较烧结态（124.41 MPa, 20.78%）分别提高29.7%和13.5%。断口形貌显示烧结态石墨烯/Al基复合材料的断口韧窝小并且浅，撕裂棱光亮，而挤压态石墨烯/Al基复合材料...     

热挤压对SiC/2024Al复合材料性能的影响

采用冷压烧结工艺制备35%Si C/2024Al基(质量分数)复合材料,对烧结后的试样进行热挤压二次成形。利用金相显微镜、透射电镜(TEM)观察热挤压前后材料的微观组织,检测复合材料的物理和力学性能,研究热挤压前后Si C颗粒的分布特征、基体晶粒变化情况以及复合材料的强化机理。结果表明:挤压后的Si C颗粒偏聚现象减少,分布更加均匀,具有一定的"流向"性;挤压后的基体晶粒发生明显的细化;复合材料的致密度和抗拉强度得到明显的提高。     

烧结温度对10TiB/Ti-4.5Al-6.8Mo-1.5Fe复合材料组织与性能的影响

以Ti、Al、Mo、Fe元素粉末及LaB6和TiB2粉末为原料,采用机械混合法制备钛基复合粉末,经高速压制成形后,分别在1 150、1 250和1 350℃下真空烧结制备以TiB晶须为增强体、钛合金Ti-4.5Al-6.8Mo-1.5Fe为基体的钛基复合材料。借助X射线衍射、金相显微镜和扫描电镜分析材料的物相组成和微观组织,测试复合材料的维氏硬度(HV2.0)和拉伸性能,研究烧结温度对复合材料的组织和力学性能的影响。结果表明:10TiB/Ti-4.5Al-6.8Mo-1.5Fe复合材料的相对密度随烧结温度升高而增加,烧结温度为1 350℃时达到最大值98.9%;TiB晶须的长径比随烧结温度升高显著降低。烧结温度为1 250℃时,该材料的维氏硬度和室温抗拉强度都达到最大值,分别为399HV和1 179 MPa。     

等离子活化烧结Ta-2Ti-xTiC复合材料的微观结构与力学性能

采用等离子活化烧结法制备Ta-2Ti-xTiC(x=0、0.5、1.0、2.0和4.0,质量分数,%)复合材料,研究TiC对复合材料微观结构和力学性能的影响。结果表明,随TiC含量增加,复合材料的致密度先升高后降低,Ta-2Ti-0.5TiC的致密度达到最高值99.5%。加入TiC可抑制晶粒生长,晶粒尺寸随TiC含量增加而减小,TiC质量分数为4.0%时,晶粒尺寸减小至2.98μm。TiC在高温下发生脱碳反应,生成的C与Ta反应原位生成高硬度的Ta₂C陶瓷相,起到桥接基体晶粒与阻碍裂纹扩展的作用。随Si C含量增加,Ta-2Ti-TiC复合材料的硬度和抗磨强度提高,这得益于晶粒细化与原位生成的Ta₂C高硬度陶瓷相。     

放电等离子烧结制备TiC_p/M2高速钢复合材料

采用高能球磨法制备TiCp/M2高速钢复合粉末,并通过放电等离子烧结(SPS)制备TiC颗粒增强M2高速钢复合材料(TiCp/M2)。研究SPS工艺参数对复合材料的致密化规律、显微组织和力学性能的影响。结果表明:SPS可以实现TiCp/M2高速钢复合粉末的低温快速致密化;复合材料的相对密度、硬度和抗弯强度随烧结温度的提高均呈现先增大后减小的趋势。在1040℃烧结时,增大压力或延长保温时间,TiCp/M2复合材料的相对密度、硬度和抗弯强度均有所提高,在50MPa压力下保温10min所制备的TiCp/M2高速钢复合材料具有最佳综合性能,其M6C型复合碳化物的平均粒度为0.8μm,相对密度、硬度和抗弯强度分别为98.9%、HRC57和1685MPa。     

基于高通量的原位制备网状结构TiC增强TC4复合材料的组织与性能

以不同粒度的TC4合金粉末为基体材料,以VC作为碳源,采用高通量热压烧结工艺,原位制备具有不同网状结构尺寸和不同TiC体积分数(分别为2%、4%和6%)的TiC/TC4钛基复合材料,研究TiC含量和TC4粉末粒度对复合材料组织与性能的影响。结果表明,TiC/TC4复合材料中的TiC增强颗粒呈网状分布。与TC4合金相比,TiC/TC4复合材料的组织明显细化。随TiC含量增加,TiC网状结构的厚度增大,材料的抗拉强度与伸长率先升高后下降,TiC含量为2%的复合材料综合性能最优。随TC4粉末粒度减小,TiC/TC4复合材料中的基体组织逐渐细化,基体的连通性提高,材料抗拉强度与伸长率同时提高。采用粒度为40～80μm的TC4合金粉末为原料制备的2%TiC/TC4复合材料,网状结构尺寸小,综合性能最优,屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为946 MPa、1058 MPa和18.1%,较TC4合金分别提高29.6%、31.6%和118.1%。     

等温挤压变形量对TiB+TiC增强钛基复合材料组织和室温力学性能的影响

塑性变形在提高原位自生非连续增强钛基复合材料(DRTMCs)强度的同时可改善塑性,但高的屈强比使其变形工艺非常敏感,压缩了适合变形的工艺区间,加大了变形加工难度。为此,提出了钛基复合材料(TMCs)等温挤压方法并成功制备出强塑性匹配较好的颗粒增强TMCs,研究了挤压变形量对其微观组织演化及综合性能变化规律的影响。结果表明,挤压过程中增强体TiB晶须和TiC颗粒断裂并实现二次分布,使TMCs中增强体分布得到合理有效控制,当挤压比从7增大到10时,TiB晶须长径比明显减小,但随后趋于稳定。随着变形量增加,α相内发生连续动态再结晶,形成与片层厚度相当的沿着原始片层呈竹节排布的细小等轴晶粒。从力学性能测试结果可知,在温度较低的两相区(985℃)进行等温热挤压变形,DRTMCs强度可达1 111 MPa,延伸率为15.7%,实现了较好的强塑性匹配。     

TiC/NbC添加量对铁基复合材料显微组织及力学性能的影响

将不同添加量的TiC/NbC陶瓷颗粒(质量分数分别为50%、33.33%、25%、20%、16.67%)加入到铁基体中,采用放电等离子体烧结(SPS)技术制备了陶瓷颗粒增强铁基复合材料。通过扫描电子显微镜(SEM)以及能谱仪(EDS)对烧结试样的微观组织形貌进行表征,并对其相对密度和力学性能进行测试。结果表明,含16.67%TiC/NbC陶瓷颗粒的烧结试样相对密度最大,达96.78%,且拥有较高的维氏硬度和弯曲强度,分别为300 HV和400 MPa;试样断口表现出明显的脆性断裂特征。SPS快速烧结技术可使TiC/NbC陶瓷颗粒均匀分散在铁基体中,且增强体和铁基体界面结合良好。少量TiC/NbC陶瓷颗粒即可显著细化基体组织,增强铁基复合材料强度和硬度;随着TiC/NbC陶瓷颗粒含量的进一步增加,其对基体组织的细化作用减弱。     

粉末热挤压SiC_p/2024铝基复合材料的显微组织和力学性能

利用粉末热挤压工艺制备SiCp/2024铝基复合材料,研究所制备复合材料的挤压态和热处理态的显微组织及力学性能,分析复合材料的断口形貌和断裂类型。结果表明:大部分SiC颗粒和析出的大量细小第二相粒子均匀地分布在基体合金中,部分区域的SiC颗粒存在轻微团聚现象,晶粒沿挤压方向被显著拉长,刚性的SiC颗粒长轴平行于挤压方向分布,形成热加工纤维组织。对复合材料进行T6(490℃固溶75 min+170℃时效8 h)热处理后,复合材料的晶粒比较细小,抗拉强度达470 MPa,主要的析出强化相为S′(Al2CuMg)。挤压比的提高有利于提高SiC颗粒和基体合金的界面结合强度。粉末热挤压法制备的SiCp/2024铝基复合材料热处理后的断裂方式主要有3种:SiC颗粒断裂、SiC颗粒与基体合金的剥离和基体合金的韧性断裂,该复合材料的断裂机制为韧性断裂和脆性断裂共存的混合断裂。     

粉末冶金法制备石墨烯/2024Al复合材料的组织及性能研究

本文以石墨烯纳米片和2024Al合金粉末为原材料,利用冷等静压+真空烧结+热挤压的方法制备了不同质量分数的石墨烯/2024Al复合材料,通过对复合材料进行SEM表征、能谱分析以及力学性能测试,研究了不同质量分数石墨烯/2024Al复合材料微观组织和宏观性能。结果表明：经过冷等静压+烧结后的石墨烯/2024Al复合材料中石墨烯呈现随机分布,此时致密度较低。通过热挤压后,能够使石墨烯呈定向排列,且显著提高复合材料的致密度。0.5%和1%挤压态石墨烯/2024Al复合材料的抗拉强度可分别达到290.6 MPa和321.1 MPa,相比基体分别提高了48.8%和64.4%,表明石墨烯的引入以及质量分数的增加能显著提高复合材料的抗拉强度。     

陶瓷颗粒增强扩散合金化钢复合材料的微观结构和力学性能

采用传统粉末冶金工艺制备了陶瓷颗粒增强Fe?0.5Mo?1.75Ni?1.5Cu?0.7C扩散合金化钢复合材料,选用的陶瓷颗粒为SiC、TiC和TiB₂。采用光学显微镜和扫描电子显微镜观察了烧结材料微观结构,并对烧结材料的硬度、强度和摩擦磨损性能进行了测试。结果表明,由于SiC和TiB₂与基体的化学相容性好,陶瓷颗粒与基体界面结合良好;由于TiC颗粒具有极高的化学稳定性,TiC颗粒与基体界面结合情况不理想。随着陶瓷相含量（质量分数）的增加,添加SiC和TiC的烧结试样相对密度降低;添加TiB₂的烧结试样相对密度先增加后降低,当添加TiB₂质量分数为0.9%时达到最大值。随着陶瓷含量增加,添加SiC和TiB₂烧结试样的硬度增大,当陶瓷相质量分数超过1.2%时,硬度增加缓慢;添加TiC烧结试样的硬度先增加后降低,当添加TiC质量分数为0.9%时达到最大值。随着陶瓷相含量增加,添加SiC和TiC烧结试样的强度降低,少量添加SiC对强度没有明显损害;添加TiB₂烧结试样的强度先增加后降低,当添加TiB₂质量分数为0.6%时达到最大值（971.7MPa）,比基体提高了14.1%以上。添加陶瓷相对烧结钢性能的积极影响依次是TiB₂、SiC和TiC。     

Bc路径等径角挤压SiC_p/Al基粉末材料的显微组织及力学性能

以SiCp/Al基复合粉末材料为研究对象,在250℃下采用粉末包套-等径角挤压工艺沿Bc路径成功将粉末颗粒直接固结成高致密度的块体细晶材料。结果表明:复合粉末材料成分分布均匀性和致密度在等径角挤压强烈的剪切细化作用下效果显著。初始SiC平均粒径为13.69μm,复合粉末初始相对密度为0.75,经过3个道次等径角挤压后,得到相对密度达0.97接近完全致密,SiC颗粒得到一定程度细化且分布均匀的细晶组织,平均显微硬度高达75HV,约为工业致密纯铝的2.2倍,初始SiC颗粒的尖锐棱角特征也得到明显改善。压缩性能测试表明,挤压后SiCp/Al基复合材料表现出明显优于工业纯铝的变形行为特征。     

碳化硼的低温热压

研究了B₄C的热压工艺及Al₂O₃对热压B₄C烧结性能的影响。结果表明,采用1.0μm左右的B₄C粉,添加Al₂O₃作为烧结助剂,在1750℃、35MPa热压条件下可获得烧结致密体。而制造纯B₄C材料的热压温度需高于2100℃,才能使坯体致密。添加5%~30%Al₂O₃可明显降低B₄C材料的热压温度,但随Al₂O₃含量的增加,这种作用不很明显,反而使材料的硬度降低。当Al₂O₃含量为5%~10%(Wt)时,材料的硬度(HRA96.5)与纯B₄C热压材料的硬度(HRA97.0)接近。