原位TiC颗粒增强铸造钢基复合材料制备工艺

利用钢液自身的高温直接引燃压入其中的Ti-C-Fe预制块，原位合成TiC增强颗粒，然后，对含有TiC颗粒的钢液进行铸造形成，即可获得TiC颗粒增强钢基复合材料。着重研究了钢液温度、合成的TiC颗粒含量以及钢液保温时间对复合材料组织的影响。在此基础上，优化了复合材料的制备工艺参数，并制备出了具有较理想组织的复合材料。     

颗粒TiC增强铸造Fe—Cr—Ni基复合材料的制备工艺和显微组织

用液态反应合成法制备了颗粒ＴｉＣ增强铸造Ｆｅ－２８Ｃｒ－１２Ｎｉ基复合材料，探讨了工艺参数对显微组织的影响，结果表明，该复合材料由０．２￣５μｍ的多面体形ＴｉＣ颗粒和α－Ｆｅ基体组成，ＴｉＣ分布均匀弥散，无连接现象。     

液态反应法制备TiCp增强铸造Fe—Cr—Ni基复合材料

研究了利用液反应法制备的ＴｉＣ颗粒（ＴｉＣ）增强铸造Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ基复合材料的显微结构和力学性能,该复合材料主要由γ基体和均匀分布和尺寸为１－５μｍ的球状或多面体状ＴｉＣｐ组成,γ／ＴｉＣｐ界面洁净,两相造近界面的区域内均存在高密度位错,（Ｔｉ＋Ｃ）加入量（质量分数）为３－６％时复合材料的常温和高温拉伸性能比基体合金明显提高,其拉伸断口在８００℃时仍能保持韧性断裂特征。     

原位反应TiC颗粒增强铸造Fe—Cr—Ni基复合材料的抗氧化性能研究

研究了用原位反应法制备的ＴｉＣ颗粒增强铸造Ｆｅ－２６Ｃｒ－１４Ｎｉ基复合材料在１０００℃和１２００℃下的抗氧化性能。结果表明，ＴｉＣ的存在使复合材料在氧化初期具有短路扩散效应，其氧化动力学曲线符合对数增长规律；氧化膜由棱角多面体状的Ｃｒ２Ｏ３组成，在１０００℃下，复合材料具有理想的氧化膜结构和优良的抗氧化性；温度再提高，氧化物尺寸增大，氧化膜致密度降低；在１２００℃下，复合材料抗氧化性与基体合金相近。     

TiC颗粒增强钛基复合材料的制备及其微观组织

采用直接加入TiC粉的方法制备了原位自生TiC增强钛基复合材料，此法与国内研究者常用的加入石墨粉的方法相比，制备的复合材料成分准确，易于控制。制备的复合材料由Ti和TiC相组成，其中TiC为初生树枝状和短棒状共晶组成。TEM研究发现：还存在0．3-0．6μm的规则块状TiC，多分布在晶界上；TiC颗粒与基体界面干净、无反应层，基体中存在较多的位错，且位错线上存在析出物。     

TiC颗粒增强铁基复合材料的研究

借助光学金相显微镜研究了采用反应铸造工艺制备的原位TiC／Fe复合材料中增强颗粒的分布和形貌,测定了材料的硬度。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含量为2％时硬度最高。     

原位生成TiC颗粒增强Ti基复合材料的显微组织

采用粉末冶金方法，通过Ti与Cr3C2反应原位生成TiC颗粒增强钛基复合材料。利用X射线衍射（XRD）、透射电镜（TEM）等手段对其相组成和显微组织进行了研究。结果表明：通过Ti与Cr3C2反应能够原位生成TiC颗粒，生成的TiC颗粒呈多角状，粒度在几十纳米到50μm范围内；Cr3C2中的Cr固溶在Ti基体中，使基体由α＋β两相合金转变成为亚稳态β型钛合金。     

原位TiC颗粒增强Al-Cu复合材料的组织及性能

以Ｔｉ,Ａｌ和Ｃ粉末为原料,采用接触反应法制备原位ＴｉＣ颗粒增强的铸造ＡｌＣｕ复合材料,研究了反应温度对反应产物的影响,探讨了ＴｉＣ颗粒的形成机制。结果表明,随着反应温度的升高,副产物ＴｉＡｌ３和Ａｌ４Ｃ３生成的可能性减小;当反应温度为９００℃时,反应副产物全部转变为ＴｉＣ,且原位反应生成０．５～１．５μｍ的ＴｉＣ颗粒均布于αＡｌ基体中;ＴｉＣ的加入能显著提高基体的强度,特别是高温强度,但使其延伸率有所下降。     

自生TiC颗粒增强高锰钢基复合材料的研制

用铸造法成功制备了自生TiC颗粒增强的高锰钢基复合材料,研究了其显微组织和力学性能与Ti含量的关系.结果表明,高锰钢基复合材料的显微组织由TiC颗粒,奥氏体和合金渗碳体组成.其中合金渗碳体随着Ti含量的升高而逐渐粗大,且连续分布于晶界处.随着Ti含量的升高,高锰钢基复合材料中TiC颗粒的数量增多,硬度逐渐升高.含5%Ti的复合材料热处理态硬度达到HRC39,是纯高锰钢的2.6倍.随着Ti含量的升高,高锰钢基复合材料的冲击韧度大幅降低.其中,含5%Ti的复合材料经水韧处理后冲击韧度达到60J/cm2.     

TiC颗粒增强钛基复合材料的内应力

利用X射线衍射技术测试了TiC颗粒增强钛基复合材料Ti-6Al-4V 7％TiC(质量分数，下同)(T64)，Ti-3Al-2．5V 7％TiC(T32)和Ti-6Al-2．5Sn-4Zr-0．5Mo-1Nb-0．45Si 3％TiC(T650)的内应力。发现该复合材料在800℃左右存在一个应力性质转变点，即在800℃以上处理，钛基体感生残余拉应力，增强TiC颗粒感生残余压应力；在800℃以下处理，应力性质相反。并且内应力随处理温度升高而增加，由Eshelby模型得出，该转变点和钛合金基体的相变点有关。     

颗粒增强金属基复合材料铸造法制备技术

围绕颗粒增强金属基复合材料制品的铸造生产，综述了增强体颗粒的选择、提高基体对增强体润湿性方法、增强体分布的控制技术及制品成形工艺等铸造技术问题。     

自生TiC颗粒增强低合金钢基复合材料的组织

通过加入一定量的Mn、Si合金元素,使得TiC颗粒增强低合金钢基复合材料在湿砂型铸造条件下具有自淬火特性,获得单一马氏体组织或马氏体和珠光体的混合基体组织.经过热处理后,基体获得单一马氏体组织.含2.71% Ti的复合材料铸态最高硬度达到55 HRC,热处理硬度59.9 HRC,冲击韧度达到9.17 J/cm2.     

V-EPC铸渗制备自生TiC颗粒增强钢基表面复合材料

为了优化自生TiC颗粒增强表面复合材料的工艺参数,利用真空实型铸渗方法制备了自生TiC颗粒增强钢基表面复合材料,重点研究了预制块钢粉含量对制备复合材料的表面形貌、过渡层组织、复合层组织及复合过程的影响规律。结果表明,随着预制块中钢粉含量的增加,得到的复合材料复合层的表面质量先提高后下降,复合层中TiC颗粒的分布趋于不均匀。自生TiC颗粒增强钢基表面复合材料的形成是钢液渗透和自蔓延反应两者共同作用的结果。     

铸造原位（In Situ）TiCp／Fe复合材料制备工艺的研究

研究了制备铸造原位ＴｉＣｐ／Ｆｅ复合材料的工艺方法,分析了所得材料的组织。结果表明;在Ｆｅ－Ｔｉ－Ｃ系合金熔体中,Ｔｉ与Ｃ易发生化学反应生成ＴｉＣ颗粒,该ＴｉＣ颗粒可成为奥氏体形核和生长的核心,在此基础上可制得具有较理想组织的铸造原位ＴｉＣｐ／Ｆｅ复合材料。     

TiC颗粒增强钢基表面复合材料的组织均匀性

为了优化自生TiC颗粒增强钢基表面复合材料的工艺参数,利用真空实型铸渗方法制备了自生TiC颗粒增强钢基表面复合材料,重点研究了自生TiC颗粒增强钢基表面复合材料的组织均匀性。结果表明,从基材和复合层间的界面到复合层表面,TiC颗粒尺寸逐渐增大,圆整度逐渐变差,其中Ti-C-20wt%Fe体系复合层中TiC颗粒的尺寸增长量(由1μm增长到2～3μm)明显小于Ti-C体系(由1～2μm增长到约10μm)。与Ti-C体系相比,Ti-C-20wt%Fe体系制备得到的复合层中元素分布、硬度和TiC颗粒的体积分数较均匀,在复合层相同位置上TiC颗粒较小,圆整度较好。     

氩弧原位合成TiC颗粒增强Fe基复合层

通过在Fe基自熔合金粉末中添加一定比率的强碳化物形成元素Ti及石墨,采用氩弧熔敷法在中碳钢基体上制备原位形成的TiC颗粒增强Fe基合金复合涂层.利用扫描电镜、电子探针、X射线衍射和图像分析系统,对熔敷层显微组织及其影响因素进行了观察与分析.研究结果表明,利用氩弧熔敷技术,可以原位形成细小、弥散分布的TiC颗粒;TiC颗粒沿熔敷层深度呈梯度分布.通过调整预置涂层的厚度、熔敷工艺参数以及石墨的加入量,可以调整控制熔敷层的成形及组织与性能.     

颗粒增强铸造铝基复合材料的研究现状和发展

综述了国内外颗粒增强铸造铝基复合材料的制取工艺，研究水平和应用前景；指出了各制取工艺的优点及存在的问题；并对该材料的研究方向作了探讨。     

半固态TiC／7075Al基复合材料的制备

采用原位反应液相线铸造技术制备了TiC颗粒增强7075A1基复合材料.通过光学显微镜观察其显微组织,分析工艺参数对TiC颗粒合成过程的影响.结果表明,C和Ti的摩尔比为1.25,Al熔体温度达到950℃,浇注温度为650℃时,制备的复合材料未生成Al<3Ti相,并能够获得较理想的等轴晶组织.     

原位TiC颗粒增强Fe—Cr—Ni基复合材料的高温蠕变行为

在973－1123K和40－160MPa条件下研究了含5％,10％,16％（体积分数,下同）原位TiC颗粒增强的Fe-26Cr-14Ni基复合材料的高温蠕变性能,原位TiC颗粒明显改善了Fe-26Cr-14Ni基复合材料的高温蠕变性,含5％和10％TiC复合材料的抗蠕变能力比基础合金增强,随着TiC颗粒体积分数的增高,复合材料的蠕变速率降而蠕变激活能和临界应力提高,TEM显微组织观察表明,复合材料的蠕变主要是以局部位错攀移机制进行的,因此,所有蠕变速率可以由应力指数为5的指数方程经归一化处理得到。     

氮对Fe－Cr－Ni高温合金组织与性能的影响

在所设计的高碳Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金中，添加０．２０～０．４０％的氮，可以固溶强化合金基体，延迟晶粒粗化，抑制碳化物沿晶界过量析出与长大，改善碳化物形貌与分布以及碳化物与晶粒基体间的结合，强化合金的晶粒与晶界，从而提高合金的高温强度。氮含量不超过０．４５％时，对合金的工艺性无不良影响。