颗粒增强钛基复合材料的蠕变行为

颗粒增强钛基复合材料若要在高温环境下得到应用，研究其蠕变性能是极其重要的，但这方面的研究未见有详细的报道。以下给出一些研究人员的研究结果。540℃下，Ti－6－4／15％TiCp（体积分数，下同）的蠕变断裂时间比基体的要长1个数量级。在500℃～650℃，230MPa和700MPa下，TiB2强化的Ti－6－4基复合材料的糯变应变速率比基体的低2个数量级，而TiC强化的Ti－6－4基复合材料比基体的低1个数量级．500℃和600℃下，RSPTiB／Ti－7．5Al－4V的蠕变速率比基体合金的低1个数量级。有人采用压缩法研究Ti、Ti－Ti2C和Ti－TiB－Ti2C的…     

原位[TiB2(p)+TiCp]/Fe复合材料的制备和微结构

热力学分析表明，Fe-Ti-B-C熔体具有反应生成TiB2和TiC的可能性，TiB2和TiC热力学稳定性相当。试验结果表明，利用Fe-Ti-B-C熔体反应可以制备TiB2和TiC颗粒增强铁基复合材料，TiB2颗粒和TiC颗粒均匀分布于α-Fe晶粒中，TiB2颗粒比TiC颗粒具有更大的平均尺寸。     

[90]8Sigma纤维增强钛基复合材料的蠕变断裂

由于较弱的纤维/基体界面,单向纤维增强钛基复合材料(TMC)的横向机械性能通常劣于整块的钛合金,这为单向TMC的使用设计带来一些限制并将最终影响它的实际应用。因此,表征和提高TMC的横向机械性能对于发展TMC将来在燃气轮机上的应用是非常重要的。英国学者M. P. Thomas主要研究了Sigma SiC纤维增强TMC的横向蠕变行为。 研究选用DERA Sigma SM1140 SiC纤维增强Ti-6Al-4V基体复合材料。采用叠箔法制备名义纤维体积分数为0.33的8层TMC材料,用与TMC材料相同的制备参数由薄箔制备整块的Ti-6Al-4V合金。在空气中于450℃和600…     

原位合成钛基复合材料增强体TiC的微结构特征

利用钛与石墨之间的自蔓燃高温合成反应经普通的钛合金铸造工艺制备了TiC增强的钛基复合材料。借助X射线衍射仪、光学金相显微镜和透射电镜分析了钛基复合材料的物相组成和增强体的微观结构。结果表明 :复合材料由TiC增强体和基体钛合金组成。TiC显示两种不同的形态 :树枝晶状和等轴或近似等轴状。原位合成的增强体TiC以溶解析出的方式生长。从二元相图分析 ,凝固过程经历三个阶段 :初晶TiC ,二元共晶 β Ti TiC和固态相变。由于成分过冷的形成 ,初晶TiC以树枝晶的形态生长。二元共晶TiC以等轴或近似等轴状生长。少量的TiC在形核与长大的过程中形成孪晶结构 ,孪晶面是 (111)面     

颗粒增强钛基复合材料轧棒加工与性能

研究了颗粒增强钛基复合材料轧棒加工工艺,采用自由锻造和轧制方式成功制备出规格为φ18×2000 mm的棒材,棒材表面质量良好.同时研究添加颗粒在加工过程稳定性及对复合材料性能和组织影响,结果表明添加的TiC颗粒不论在熔炼过程、自由锻造过程,还是轧制过程中都是稳定的.复合材料具有较好的热强性和室温塑性.     

TiCp颗粒增强钛基复合材料的强化机理研究

利用ＳＥＭ,ＴＥＭ对ＴｉＣ粒子增强的钛基复合材料的强化方式进行研究,得出：当反应界面厚度控制在０．５μｍ～２μｍ时,界面将起到良好的传递载荷的作用,使粒子承载。当粒子的粒度较小（ｄｐ〈μｍ）,Ｏｒｏｗａｎ强化机制将参与材料强化,而当粒子较大时（ｄｐ〉１μｍ）,阻碍位错滑移。由于两相之间的不均匀变形,在界面形成较高的应力集中,阻碍形变,并可产生形变位错源,使基体中位错增殖,形成位错胞,强化基体。当扩展裂纹遇到ＴｉＣ粒子,使扩展路径发生偏转,增加裂纹扩展能量,提高了材料的强度。     

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。     

粉末冶金TC4-B4C原位反应制备TiC+TiB增强TC4基复合材料的显微组织和力学性能

以TC4和B₄C粉末为原料,通过放电等离子烧结法(SPS)并结合热挤压制备不同含量TiB和TiC增强TC4基复合材料,研究以TC4-B₄C为原位反应体系生成不同含量TiB和TiC对TMCs的微观组织和力学性能的影响规律及其高温力学性能。结果表明:原位生成的TiC和TiB与基体结合牢固,TiC呈类球形颗粒状,TiB呈晶须状;增强相在基体中呈现出沿一次颗粒边界分布的三维网络状形貌;与未增强TC4合金相比较,复合材料基体晶粒显著细化,并存在较高的位错密度,TC4基复合材料的室温和高温性能得到显著提升;在室温拉伸下,当B₄C的含量(质量分数)为0.5%时,基体的连通性较好,表现出较高的强度(抗拉强度1246 MPa)和较好的伸长率(12.4%);在400℃下进行拉伸时,当B₄C的含量为1.64%时,TC4基复合材料的抗拉强度和伸长率分别为1112 MPa和6.9%。     

颗粒增强钛基复合材料研究新进展

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，成为钛基复合材料的发展趋势。目前日本的Toyota公司采用粉末冶金技术制备了原位反应生成的TiB颗粒增强钛基复合材料，已在汽车发动机进、排气阀等部件得到应用。美国Dynamet公司开发了颗粒增强钛基复合材料CermeTi系列，利用其好的耐磨性能在军事、汽车、体育、医疗器械方面进行了开发。我国西北有色金属研究院研制出了性能优异的TP-650钛基复合材料，并且上海交通大学等亦在原位反应法方面作出了较好的结果。     

TiBw对高温钛基复合材料基体的强化作用研究

以名义成分为Ti-6Al-4Sn-10Zr-1Mo-1Nb-1W-0.3Si的基体钛合金和3%(体积分数)TiBw增强高温钛基复合材料为研究对象,采用纳米压痕法对比分析了TiBw对基体的强化作用。结果表明：3%TiBw增强钛基复合材料基体的平均微区硬度为6.18 GPa,较无增强相的基体钛合金提升14.4%;通过分别对比不同厚度α层片处以及距离TiBw远近不同位置的硬度,发现TiBw增强高温钛基复合材料基体微区硬度的提升主要源于增强相TiBw引起的基体组织细化,以及靠近TiBw增强相区域的基体受压缩变形时易于受阻;添加TiBw后使得基体微观组织不均匀,导致硬度离散度较大。     

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。     

Al2O3,TiB2粒子增强铝基复合材料的动态压缩性能和高温蠕变性能

对ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ和ＴｉＯ２－Ａｌ－Ｂ２Ｏ３体系制备的两种Ａｌ２Ｏ３和ＴｉＢ２原位粒子增强铝基复合材料进行了动态压缩试验和高温拉伸蠕变试验。动态压缩试验表明,随着应变速率的提高,复合材料的强度和初始加工硬化率明显增加。然而,复合材料中含有的条状Ａｌ３Ｔｉ对复合材料的动态机械响应基本没有影响。透射电镜观察表明,在高应变速率下两种复合材料强度和初始加工硬化率的明显提高可由复合材料基体中位错密度的显著     

原位合成MoSi2-30%SiC复合材料的高温蠕变行为

研究了含30％SiC（体积分数）的热压原位合成MoSi2基复合材料及对比用的商用MoSi2与SiC混粉热压材料在1200－1400℃的压缩蠕变行为。结果表明，在60－120MPa应力条件下，原位合成复合材料的稳态蠕变速率都可维持在10^-7s^-1量级或更低的水平。高于1300℃原位合成材料的稳态蠕变速率明显低于商用混粉材料的主要原因是MoSi2／SiC相界面为纯粹的原子结合，无SiO2非晶相存在，蠕变机制为位错蠕变，MoSi2基体中的位错类型为＜110＞为＜100＞     

NiAl－TiC内生复合材料的高温拉伸行为

研究了ＨＰＥＳ法制备的ＮｉＡｌ－ＴｉＣ内生复合材料的高温拉伸行为及ＮｉＡｌ／ＴｉＣ的界面特点．结果表明，内生ＴｉＣ颗粒可大幅度提高ＮｉＡｌ的高温拉伸强度．在ＮｉＡｌ与ＴｉＣ之间存在着一种相互交错的界面，它对提高复合材料的高温拉伸强度具有重要贡献．     

NiAl—TiC内生复合材料的高温拉伸行为

研究了ＨＰＥＳ法制备的ＮｉＡｌ－ＴｉＣ内生复合材料的高温拉伸行为及ＮｉＡｌ／ＴｉＣ的界面特点，结果表明，内生ＴｉＣ颗粒可大幅度提高ＮｉＡｌ的高温拉伸强度，在ＮｉＡｌ与ＴｉＣ之间存在着一种相互交错的界面，它对提高复合材料的高温拉伸强度具有重要贡献。     

热处理对莫来石短纤维增强ZL107合金高温循环蠕变行为的影响

研究了经峰时效（Ｔ５）及过时效（Ｔ５＋３００℃）处理的莫莱石纤维增强ＺＬ１０７复合材料在３００℃时的拉－拉循环蠕变的行为,实验结果表明：两种热处理状态下,复合材料都显示出循环蠕变减速现象,峰时效状态下,循环蠕变与静态蠕变相比表现出低的表观激活能非热空位机制作用较大,而过时效状态下,循环蠕变与静态蠕变相比表现出的高的表观激活能,滞弹怀机制作用较大     

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．     

弥散质点和SiC颗粒复合强化铝基复合材料蠕变形变与断裂

对弥散质点和SiC颗粒复合强化铝基复合材料的拉伸蠕变研究表明,复合强化铝基复合材料比单纯弥散强化的基体合金的蠕变速率低2—4个数量级：复合材料和基体合金的蠕变应力指数和蠕变激活能比纯Al的大.用门槛应力的概念对蠕变数据进行分析表明、这种复合材料蠕变是由基体晶格扩散控制的     

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。     

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。