TiB2含量对微波烧结TiB2/Cu复合材料组织和磨损性能的影响

为考察TiB2含量对微波烧结TiB2/Cu复合材料组织和磨损性能的影响,采用微波烧结技术制备了含TiB2体积分数不同的TiB2/Cu复合材料.测试了试样的密度和显微硬度,分析了试样的组织.应用摩擦磨损试验机测试了试样在不同载荷下的磨损性能,并应用扫描电镜(配能谱仪)观察和分析了试样磨损面形貌和成分.结果表明:随TiB2含量增加,试样中孪晶数量减少;晶粒反而随TiB2含量增加而增大,其长大方式是晶界绕过团聚颗粒后进行合并而长大;试样的耐磨性能随TiB2含量增加而显著提高,其主要的磨损机制也由粘着磨损逐渐向磨粒磨损转变.     

液-液原位反应合成TiB2/CuCrZr复合材料的研究

利用液-液原位反应法地制备了TiB2/CuCrZr复合材料,并且研究了TiB2含量对复合材料硬度和电导率的影响。结果表明,TiB2颗粒分布不均匀,呈现团粒状和细长棒状两种形态,在铸态下,复合材料的硬度比常规的铸态CuCrZr合金有较大的提高,复合材料的硬度随着TiB2含量的增加呈先增后减的趋势,TiB2含量为3%时的硬度最佳(HV为206);电导率随TiB2含量的增加有所下降。     

混杂增强(CNTs+TiB2)/Cu复合材料制备与性能

本文以碳纳米管（CNTs）和TiB2颗粒作为增强相,首先利用球磨、表面吸附和热压烧结相结合技术制备具有层叠结构的CNTs/Cu复合材料,改善了CNTs在铜基复合材料中易团聚问题。CNTs/Cu复合材料的致密度和导电率随CNTs含量增加而降低,抗拉强度和伸长率随CNTs含量增加先升高后降低,当含量为0.1 wt.%时综合性能最优,致密度、导电率和抗拉强度分别为97.57%、91.2 %IACS和252 MPa。而球磨后热压烧结的1 wt.% TiB2/Cu复合材料致密度、导电率和抗拉强度分别为97.61%、58.3 %IACS和436 MPa。在此基础上,将TiB2颗粒原位引入到具有层叠结构的CNTs/Cu复合材料,制备获得混杂增强(CNTs+TiB2)/Cu复合材料。相比单一CNTs（或TiB2）增强铜基复合材料,(CNTs+TiB2)/Cu复合材料的强度提升显著。其中,(0.1 wt.% CNTs+1 wt.% TiB2)/Cu复合材料的导电率和抗拉强度分别为56.4 %IACS和531 MPa,相比1 wt.% TiB2/Cu,其导电率仅降低3.3%,而抗拉强度则升高21.8%。这主要归因于片层间CNTs可起承担和传递载荷作用,同时片层间弥散分布的TiB2颗粒可以钉扎位错,两种强化机制共同作用使(CNTs+TiB2)/Cu复合材料的抗拉强度显著提升。     

原位TiB2颗粒增强铝基复合材料及其力学性能

对原位反应合成TiB2／A356铝基复合材料微观组织和力学拉伸性能进行了研究。结果表明，原位反应生成的颗粒增强相在复合材料基体中分布均匀，基体与颗粒间的界面洁净。复合材料强度随着颗粒含量的增加显著提高，与基体合金相比，TiB2质量分数为8％的TiB2／A356复合材料强度和弹性模量的提高幅度约为28％，TiB2质量分数为16％的TiB2／A356复合材料强度和弹性模量的提高幅度约为35％。复合材料的断裂主要是由于基体与颗粒界面脱粘，在拉伸应力作用下由此萌生微裂纹并扩展，导致界面处的基体撕裂，从而降低复合材料塑性。     

原位合成TiB2/ZL109复合材料的力学性能

通过原位合成法成功制备了亚微米级TiB2颗粒增强ZL109复合材料，测量了不同颗粒含量复合材料的弹性模量和25～400℃的抗拉强度（UTS）。结果表明，复合材料的弹性模量随颗粒含量提高而提高，颗粒含量15％（质量分数，下同）时，复合材料的弹性模量比基体合金提高了32％；抗拉强度也明显高于基体合金，10％TiB2／ZL109复合材料在260℃时的强度比基体合金提高了105MPa。     

TiB2对TiB2/Al复合材料组织与氢含量的影响

采用混合盐反应法（LSM法）制备TiB2质量分数分别为5%、10%、15%、20%的TiB2/Al复合材料,利用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪和激光粒度仪等观察微观形貌及物相组成,分析TiB2质量分数对复合材料的组织的影响,同时利用氧氮氢分析仪检测TiB2质量分数对复合材料热处理前后氢离子含量的影响。结果表明,随TiB2质量分数的增加,复合材料中生成的TiB2颗粒尺寸不断增大,并且氢离子含量不断增多。TiB2质量分数为5%和10%的TiB2/Al复合材料中,生成的颗粒尺寸细小且均匀分布于基体中,而15%和20%的TiB2/Al复合材料生成的颗粒尺寸偏大。采用合适的热处理工艺可有效降低复合材料的氢离子含量,尤其对TiB2质量分数为5%和10%的TiB2/Al复合材料降低氢离子量的效果更为显著。     

TiB2/Al复合材料的冲击韧度

在示波冲击试验机上测试了LSM法制备的不同体积分数的TiB2／Al复合材料的冲击功，使用SEM观察了冲击断口的表面形貌，结果表明：冲击功随TiB2体积分数的增加而增加；复合材料的断口是一种颗粒的脆性破坏与铝合金基体的韧性破坏共存，强界面与弱界面共存的混合型断口。     

TiB_2对SPS原位烧结TiB/Ti-6Al-4V组织与性能的影响

采用SPS烧结技术制备了TiB/Ti-6Al-4V复合材料,研究TiB_2添加量对复合材料微观组织和力学性能的影响。结果表明,球磨过程中Ti-6Al-4V颗粒未发生明显变形,TiB_2分散镶嵌于Ti-6Al-4V颗粒表面。烧结后,基体组织从片状魏氏组织转变为近似等轴状组织,TiB增强相为棒状和晶须状,沿Ti-6Al-4V颗粒呈网状分布。随着TiB_2含量增加,增强相TiB数量增加,强度和硬度持续增加。在TiB_2含量为1%时复合材料的工程应变达到最大值,之后随TiB_2添加量增加,复合材料应变持续下降。     

（TiB2＋TiAl3）／AlSi6Cu4复合材料的研究

利用K2TiF6 KBF4混合盐和AlSi6Cu4熔体反应可以制备TiB2 TiAl3颗粒增强AlSi6Cu4基复合材料。通过XRD和SEM等仪器对复合材料的凝固组织和力学性能进行了研究,随K2TiF6和KBF4混合盐加入量的增加,原位反应生成的颗粒尺寸减小,分布更均匀;所得到的AlSi6Cu4复合材料的强度比AlSi6Cu4基体明显提高。     

(TiB2+Al3Ti)/Al-4.5Cu原位复合材料的高温耐磨性能

本文采用混合盐法制备了(TiB2 Al3Ti)/Al4.5Cu原位复合材料,研究了该复合材料在150℃下的干摩擦滑动磨损行为,并与基体合金进行对比.结果表明,载荷在10～20 N之间时,(TiB2 Al3Ti)/Al-4.5Cu原位复合材料的磨损量低于基体合金,但并不明显;随载荷的增加(特别是当载荷超过30 N之后),复合材料的磨损量仍低于基体合金,且复合材料的磨损量增大的速度小于基体合金磨损量的增长速度.(TiB3 Al3Ti)/Al-4.5 Cu原位复合材料同45钢对磨时的主要磨损机制为粘着磨损和磨粒磨损.随着原位反应体系中混合盐含量的增加,复合材料的耐磨性能提高,并逐渐由粘着磨损向磨粒磨损过渡.     

TiB2和TiB弹性性质的理论计算

采用基于密度函数理论的赝势平面波方法和广义梯度近似对TiB2和TiB化合物的弹性性质和电子结构进行了理论计算,并用Voigt-Reuss-Hill方法计算得到多晶体的弹性模量和切变模量。结果表明：TiB2和TiB的弹性模量分别为599 GPa和443 GPa,切变模量分别为268.5 GPa和193.5 GPa,Pugh定律和泊松比等经验判据表明TiB2比TiB脆性更大;并从这两种化合物的电子结构对其弹性性质的差异进行了讨论。     

原位生成TiB2/ZL102复合材料的研究

研究了熔体直接反应原位生成ＴｉＢ２粒子强化ＺＬ１０２复合材料,结果表明：原位生成的ＴｉＢ２粒子呈等轴状,尺寸都小于１μｍ,大部分弥散分布在共晶区内,而在α－Ａｌ内几乎不存在ＴｉＢ２粒子;ＴｉＢ２粒子的生成显著提高材料的室温抗拉强度,当ｗ（ＴｉＢ２）粒子为７％时,σｂ提高了２５％,而且材料仍为塑性材料。     

TiB2/Ti-Al复合材料中棒状TiB2晶体的微观特征

用XDTM法制备了TiB2/Ti-Al复合材料并利用XRD、SEM和TEM对复合材料的相组成和微观组织进行了研究.结果表明:复合材料中棒状TiB2的{1010}面存在与[0001]晶向垂直的薄片状凸耳,其厚度一般小于0.2μm,伸出表面高度可达4μm,并且这些凸耳的晶面取向与棒状TiB2本身是相同的;棒状TiB2一般以垂直交叉的十字或数个十字构成的辐射状形式分布于α2/γ层片基体中;在较快的凝固过程中,棒状TiB2固-液界面前沿产生的富Al、Ti边界层和随着棒状TiB2晶体的长大,导致固-液界面上B原子过饱和度不均匀性增加,共同作用使固-液界面失稳,从而形成了棒状TiB2的形貌特征.     

THE REINFORCING MECHANISM OF TiB2 IN TiB2／A357 COMPOSITE

Mechanical properties were tested for in situ TiB2/A357 composite fabricated by LSM (mixed salts reaction) method. Micro structures of as cast and plastic deformed TiB2/A357 were investigated. The results show that there is a low misfit between (200) Al and (101)TiB2 with [011]//Al [101]TiB2. There is a change from fully dendritic structure of the α-Al of A357 to a rosette-type structure of TiB2/A357. Significant increases in proof stress and Young's modulus can be obtained at low TiB2 additions. There exist dislocation loops around neighboring TiB2 particles with about 0.1μm in diameter and dislocation multiplication near TiB2 particles.     

Effect of TiB2 Particle Size on Erosion Behavior of Ag-4wt% TiB2 Composite

为了研究不同粒度TiB2对Ag-TiB2复合材料电弧侵蚀行为的影响,通过机械球磨和粉末冶金的方法制备不同粒度的TiB2增强Ag-4%TiB2(质量分数)复合材料。对Ag-4%TiB2复合材料的组织进行了分析,定量分析了TiB2的分布。用TDR240A单晶炉改装的设备进行真空电弧侵蚀实验,采用扫描电子显微镜(SEM)表征了电弧侵蚀后试样表面形貌,测量了电弧侵蚀前后的质量损失,采用TDS-2014双通道数字示波器记录了每次电弧的持续时间,并且对电弧侵蚀机理进行了讨论。结果显示,随着TiB2颗粒粒度的减小,TiB2颗粒在Ag基体分布更均匀,Ag-4%TiB2触头材料表现出小的质量损失,短的电弧持续时间,大的侵蚀区域以及浅的侵蚀坑。说明了细小TiB2颗粒更能有效改善Ag-4%TiB2触头材料的耐电弧侵蚀性能。     

TiB2-ZrB2涂层电极与TiB-ZrB2/Ni涂层电极失效对比分析

采用扫描电镜、能谱分析、X射线衍射仪以及显微硬度等表征手段,分析TiB2-ZrB2涂层与TiB2-ZrB2/Ni涂层电极点焊镀锌钢板时的失效过程.研究发现,无论是ZrB2-TiB2涂层还是ZrB2-TiB2/Ni涂层,在一定程度上均具有阻碍钢板镀层与点焊电极基体产生合金化反应的能力.ZrB2-TiB2、ZrB2-TiB2/Ni涂层电极失效过程存在些许不同,前者由于涂层与基体间结合力差,且涂层内塑性相相对较少,导致在点焊热和力的作用下,涂层逐渐脱落,点焊电极最终在合金化及塑性变形作用下发生失效.后者由于具有一定塑性,且涂层与基体结合力较好,点焊过程中涂层不会出现完全脱落现象.涂层作用一直持续至电极失效,电极失效形式主要表现为塑性变形.     

钛金属表面熔盐电解法制备TiB2/TiB表面层

运用渗硼技术改进金属钛及其合金的表面特性。以无水硼砂为主渗硼剂,无水碳酸钠为助熔剂和高温络合剂的渗剂体系,在电流密度为7.3 A/dm2,保温温度为900℃,通电时间为30 min的电解渗硼工艺下制备出复合硼化物表面层。通过热重与差热图谱确定几种硼砂-碳酸钠配比体系的初晶温度。对4种不同配比的渗硼剂试验得到的样品做XRD测试,分析了相结构。并对硼化物生长机理与结构进行了研究与分析。结果显示:质量比为8∶2的渗硼剂组成最优。纯硼砂电解的样品表面物相组成与二渗硼钛标准粉末的XRD完全吻合。钛金属表面主要生成TiB2与TiB;扫描电镜图像可知渗硼表面致密,TiB2与TiB分层较为明显;TiB厚度可达35μm,TiB2厚度为43μm。     

原位反应生成TiB2对B4C/TiB2复合陶瓷力学性能和结构的影响

研究了原位反应生成TiB2对B4 C/TiB2复合陶瓷维氏硬度、断裂韧度、抗弯强度和微观结构的影响.结果表明,适量TiB2的生成可以抑制B4C/TiB2复合陶瓷晶粒的长大,可使材料获得均匀致密的显微组织结构;而且原位反应的发生促使B4C/TiB2复合陶瓷断裂机制由穿晶断裂为主转变为穿晶与沿晶结合的断裂机制.B4C和TiB2晶粒尺寸都随着原位生成TiB2含量的增加而降低.B4C/TiB2复合陶瓷的抗弯强度随晶粒增大而降低,其断裂韧度随晶粒尺寸的变化关系较为复杂,这种变化关系主要与断裂韧度对裂纹扩展路径长度的依赖性有关,本文利用裂纹扩展阻力(R)曲线的斜率解释了这种变化.