锻造对(TiB+TiC)增强钛基复合材料组织和高温性能的影响

利用Ti与B4C之间的化学反应，采用原位自生的方法制备了5％（体积分数）（TIB＋TiC）（4：1）／Ti-1100复合材料。用X射线和能谱进行了相分析，用金相显微镜（OM）和透射电镜（TEM）研究了锻造对复合材料组织的影响，并对铸态和锻造后的复合材料进行了高温拉伸对比试验。结果发现，利用该方法制备的复合材料中增强体分布均匀。锻造后复合材料由等轴状的α晶粒构成，α晶粒内部有大量的亚结构而且。晶粒的亚结构很不均匀，复合材料的强度和延伸率有很大的提高。锻造对复合材料的高温断裂方式也有明显的影响。     

TiC颗粒增强钛基复合材料的摩擦磨损性能

采用Ti粉末分别与碳化物Mo2C和VC粉末混合,通过冷等静压、真空高温烧结原位生成6种不同成分的TiC颗粒增强钦基复合材料,用UMT-3型摩擦试验机研究合金元素Mo和V以及Mo2C、VC添加量对钛基复合材料干磨擦性能的影响.测定不同样品的洛氏硬度和基体的显微硬度,用金相显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)观察和分析样...     

钕氧化物颗粒增强钛基复合材料的显微组织和性能

采用真空自耗电弧熔炼方法成功地研制了原位生成的稀土钕氧化物颗粒增强钛基复合材料.利用光学显微镜观察分析了显微组织.测试了材料的拉伸、热稳定性、持久和蠕变等力学性能.试验结果表明,稀土钕氧化物颗粒在基体上分布比较均匀,并在高温下具有良好的热稳定性.经过1030℃/0.5 h/AC 800℃/1 h/AC 700℃/2 h/AC处理后的钕氧化物颗粒增强钛基复合材料棒材具有良好的拉伸、持久、蠕变和热稳定性等力学性能.     

TiC粒子增强钛基复合材料的显微组织与性能研究

探讨了添加粒子的形态对熔铸法制备的TiC粒子增强钛基复合材料力学性能与显微组织的影响。研究采用的TiC粒子增强的钛基复合材料是用预处理熔炼法 (PTMP)工艺制备的。将二次真空自耗电弧熔炼的铸锭用常规方法锻造成Φ13mm左右的棒材 ,在其上切取拉伸试样和蠕变试样 ,在 80 0～ 10 5 0℃温度范围内热处理 1h ,空冷。测试复合材料的室温和高温拉伸以及蠕变性能。研究结果表明 ,TiC粒子在基体分布均匀 ,添加尺寸为 5 μm以下的球形或近似球形TiC粒子时 ,粒子增强的钛基复合材料的综合性能优异 ,具有良好的热强性与室温塑性匹配 ,直至 65 0℃ ,复合材料仍具有良好的综合机械性能     

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。     

TiC颗粒增强钛基复合材料的氧化特征

研究了TP-650钛基复合材料在500-850℃不同温度下热暴露5 h后的氧化行为和微观机制,结果表明：600℃以下,合金的氧化增重比其基体合金稍高;600-700℃,材料的氧化增重与其基体合金基本相当,比其他耐热合金如TC9,TC11的氧化增重略高;在700-820℃时,TP-650合金的氧化增重开始低于其基体合金,显示出较好的抗氧化性。另外TP-650复合材料在650℃长时间氧化遵循常规钛合金氧化动力学规律。     

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。     

原位生成TiC颗粒对铁基合金组织及性能的影响

通过向Fe—Al-B合金中添加C和Ti元素的方法，在合金中原位生成了TiC颗粒，利用X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)和能谱仪分析了添加TiC前后材料中相的变化、显微组织的变化及材料中各相的化学成分。结果表明，在合金中原位生成TiC颗粒后，合金组织明显得到细化，其耐熔锌腐蚀性能及强度也有大幅度提高。     

陶瓷颗粒增强钛基复合材料的研究进展

陶瓷颗粒增强钛基复合材料具有高比强度、低密度、高弹性模量等特点,成为钛基复合材料发展领域新的研究热点。系统地介绍了陶瓷颗粒增强钛基复合材料的最新研究进展和发展趋势,重点论述了该类复合材料组分的选择与改善匹配性的措施,并简要介绍了几种常用的制备方法,包括金属粉末注射成形法(MIM)和原位合成法(In-Situ)及其与传统制备方法结合形成的新工艺。     

颗粒增强低成本钛基复合材料

采用TiC颗粒和熔铸法制备TiCp／TIMETAL62S复合材料，研究了钛基复合材料的显微组织和室温力学性能。结果表明：TiCp／TIMETAL62S复合材料的组织由针状αa相、少量β相和TiC颗粒组成；TiC颗粒改变了基体合金原有组织，促进了复合材料组织的细化；钛基复合材料具有良好的室温强度和塑性，复合效果良好。     

粉末注射成形制备TiC0.7N0.3颗粒增强钛基复合材料和零件

以TiC0.7N0.3粉末为颗粒增强体,采用粉末注射成形技术将其与Ti2Ni1Cr0.8Mo0.5Cu基体钛合金(T5)合成,制备了TiC0.7N0.3颗粒增强钛基复合材料.所制备的复合材料,经腐蚀性能试验、磨损性能试验以及显微组织分析,确知其物理力学性能及显微组织为相对密度＞95%,抗弯强度为950～1 150 MPa,硬度HRC35-45;可热处理,并在保持T5合金良好广谱耐蚀特性的基础上,显著提高耐磨性.复合材料中颗粒相仍为TiC0.7N0.3,加入量由3%增加到6%时,耐磨性提高45%;基体相烧结态为条状α+β相,热处理态为纤细针状α+β相.还用该技术直接近净成形制备了均质机用阀芯零件,以评价其制备和应用的技术经济特性.     

涂覆颗粒增强耐热铝基复合材料的力学及摩擦磨损性能

研究了经真空热压、热挤压工艺制备的涂覆颗粒(化学涂层工艺)增强Al-Fe-V-Si耐热铝合金基复合材料在不同温度下的力学性能与摩擦磨损性能.实验结果表明:涤覆后的SiC_p与基体结合更加牢固,涂覆层(Ni)的加入降低了材料内部颗粒(SiC_p)与基体(Al-Fe-V-Si)之间的孔隙,10％SiC(Ni)/Al-Fe-V-Si(0812)复合材料在室温的断裂强度分别比基体和10％SiC_p/Al-Fe-V-Si(0812)复合材料增加了62.15％和2.82％,在400℃时分别增加了55.3％和28.6％.复合材料耐磨性能比增强体未涂覆复合材料大大提高,在载荷50N,转速0.63 m/s的工况下,经增强体涂覆的铝基复合材料在300℃时为以磨粒磨损为主的磨损机制;高于350℃时,为以粘着磨损为主的磨损机制.     

涂覆颗粒增强耐热铝基复合材料的力学性能

应用新型化学涂层工艺(置换法),成功地制备出结合紧密、光滑的Ni涂SiC粉末;分析对比了两种不同涂层工艺原理及涂层效果;分析了不同SiC增强Al-Fe-V-Si(0812)复合材料物理和力学性能,结果表明:由于涂覆SiC与基体的结合更加牢固,较软的基体合金与过渡层Ni的结合而降低了增强体与基体合金之间的孔隙率,从而使10％Si(Ni)/Al-Fe-V-Si(0812)复合材料在室温的断裂强度分别比基体和10％SiC_p/Al-Fe-V-Si(0812)复合材料增加了62.15％和2.82％,在400℃时分别增加了55.3％和78.6％.     

Effect of titanium microalloying on microstructure and mechanical properties of vanadium microalloyed steels for hot forging

Effect of titanium microalloying on the microstructure and mechanical properties of vanadium microalloyed steels for hot forging was studied.Titanium microalloy...     

原位合成SiC对铝基复合材料微观组织和力学性能的影响

以铝粉、硅粉、石墨粉为原料, 通过冷压真空烧结原位合成了含不同质量分数SiC颗粒的SiC/Al-18Si复合材料。利用X射线衍射仪, 扫描电子显微镜和能谱分析仪等设备手段表征了铝基复合材料的相组成和微观结构, 研究了原位合成SiC对复合材料微观结构、抗弯强度和显微硬度的影响, 分析了复合材料力学性能的变化规律。结果表明: 复合材料的基体相为Al相, 第二相为Si相和SiC相; 原位合成的SiC颗粒弥散细小的分布在Al基体中, 其颗粒尺寸主要分布在0.2~2.8 μm, 具有亚微米、微米级的多尺度特性; 随着SiC质量分数的不断增加, 复合材料的显微硬度增大, 同时颗粒的平均尺寸仅由0.81 μm增大到1.13 μm, 但仍均匀分布, 正是这种尺寸稳定性, 使得SiC/Al-18Si复合材料硬度远大于Al-18Si; 当SiC质量分数为30%时, 材料的显微硬度最高, 达到HV 134, 相较于Al-18Si提高了88%。     

Effect of yttrium on microstructure and mechanical properties of laser clad coatings reinforced by in situ synthesized TiB and TiC

Titanium-based composite coatings with and without Y particles were deposited by laser cladding on Ti6Al4V substrates. Solidification microstructure,phase constituents and distribution of the reinforcements with different morphologies,were investigated by X-ray diffractometer (XRD),scanning electron microscopy (SEM) and electron probe micro analyzer (EPMA). In addition,the effects of the addition of Y on mechanical properties (in terms of microhardness and the cracking susceptibility) were also highlighted. The results showed that the coatings were composed of α-Ti cellular dendrites,coarse needle-shaped TiB phase and an eutectic in which a large number of needle-shaped TiB whiskers and a few equiaxial TiC particles were uniformly embedded. Y was not stable and was transformed into Y2O3 during laser cladding. The addition of Y could refine the microstructure of the coating by hastening the spheroidization of primary phase structure. Moreover,it could also decrease the activity of carbon and prevent solute atoms from traversing the interface and moving into primary phase structure,namely,increase the fraction volume of TiC in the coating. All of there factors made the cracking susceptibility of the coating containing Y reduced on the premise that microhardness of the coating was increased. Microhardness of the coating without Y ranged from HV 875.6 to HV 659.8,the average microhardness was about HV 747.9. For the coating with Y,microhardness changed from HV 876.5 to HV 741.5 and the average michardness was about HV 795.3. Fracture toughness of the upper,middle,bottom and interface of the coating without Y were 6.33,8.91,11.94 and 11.93 MPa.m1/2. Fracture toughness of the similar positions of the coating with Y were 8.58,12.93,13.81,17.11 MPa.m1/2,respectively. The coating with Y presented higher microhardness and fracture toughness in comparison with that without Y. Obviously,the addition of Y had a very positive effect on the microstructure and mechanical properties of the coatings.