CeF3对无压熔渗法制备TiC／Ni3Al复合材料的渗入工艺影响

以化学纯镍粉、钛粉、铝粉、石墨粉为原料,采用燃烧合成方法置备了TiC/Ni3Al含孔预制件,用无压熔渗法制备了Ni3Al熔渗TiC/Ni3Al复合材料,研究了CeF3对无压渗透工艺、渗透动力学及TiC/Ni3Al复合材料的微观组织、硬度的影响.采用XRD和SEM分析了复合材料的相组成、微观结构.试验结果表明,无压熔渗法是制备致密的TiC/Ni3Al复合材料的有效方法,添加适量稀土CeF3,可大大缩短渗透时间;在完成渗透获得致密组织的前提下,添加CeF3对TiC/Ni3Al复合材料的硬度无显著影响;渗透后复合材料的组成相为Ni3Al和TiC两相,Ni3Al相和TiC颗粒结合良好;制备的TiC/Ni3Al复合材料的维氏硬度随TiC体积分数的增加而增加,w(CeF3)为0.6%,w(TiC)分别为70%和80%时,复合材料的维氏硬度平均值分别为HV561和HV653.     

无压熔渗法制备TiC/Ni3Al复合材料的渗入工艺研究

以化学纯镍粉、钛粉、铝粉、石墨粉为原料,采用燃烧合成方法制备了TiC/Ni3Al含孔预制件,用无压熔渗法制备了Ni3Al熔渗TiC/Ni3Al复合材料,研究了渗透温度和时间对TiC/Ni3Al复合材料的微观组织、硬度的影响,对无压渗透动力学进行了探讨.采用XRD和SEM分析了复合材料的相组成和微观结构.试验结果表明,无压熔渗法是制备致密的TiC/Ni3Al复合材料的有效方法,适当提高渗透温度,可大大缩短渗透时间.在完成渗透获得致密组织的前提下,渗透温度和渗透时间对TiC/Ni3Al复合材料的硬度无显著影响.渗透后复合材料的组成相为Ni3Al和TiC,颗粒结合良好.制备的Ni3Al/TiC复合材料的维氏硬度随TiC体积分数的增加而提高.     

无压熔渗法制备TiO／Ni3Al复合材料的渗入工艺研究

以化学纯镍粉、钛粉、铝粉、石墨粉为原料,采用燃烧合成方法制备了TiC／Ni3Al含孔预制件,用无压熔渗法制备了Ni3Al熔渗TiC／Ni3Al复合材料,研究了渗透温度和时间对TiC／Ni3Al复合材料的微观组织、硬度的影响,对无压渗透动力学进行了探讨。采用XRD和SEM分析了复合材料的相组成和微观结构。试验结果表明,无压熔渗法是制备致密的TiC／Ni3Al复合材料的有效方法,适当提高渗透温度,可大大缩短渗透时间。在完成渗透获得致密组织的前提下,渗透温度和渗透时间对TiC／Ni3Al复合材料的硬度无显著影响。渗透后复合材料的组成相为Ni3Al和TiC,颗粒结合良好。制备的Ni3Al／TiC复合材料的维氏硬度随TiC体积分数的增加而提高。     

自生TiCp/Ti复合材料中TiC的生长习性

利用配位多面体生长基元理论研究了自生TiCp/Ti复合材料中TiC的生长习性。TiC晶体的配位多面体生长基元为TiC6。生长基元进入{100}面时为4个棱边同时联结，生长速率最快，不易显露；进入{111}面时为共面联结，生长速率最慢，容易显露。因此，TiC晶体的理想形态为{111} 面为显露面的八面体。TiC晶胚在熔体中生长时，受传热传质过程的影响，6个顶角所处的{100}方向生长速率加快，形态失稳，从{100}方向顶角部位生长出二次枝晶臂，最终形成棱面枝晶状TiC。如枝晶形成时低生长速度的晶面上形成大量的晶体缺陷，则它们的生长速度加快，棱面消失，成为光滑枝晶。     

原位法制备TiCp／AZ91复合材料及摩擦磨损性能的研究

以Al-Ti-C为反应体系,采用热爆法在AZ91合金熔体中合成了TiC颗粒并对复合材料的摩擦磨损性能进行研究。结果表明,在750℃温度下,Al-Ti-C体系中Al含量为40％时,原位反应进行得最充分,生成的TiC颗粒细小,在复合材料中分布均匀。复合材料试样的摩擦磨损研究表明,当TiC含量在0％～5％时,复合材料的耐磨性能随着TiC含量的增加显著提高,磨损机理由AZ91基体的粘着磨损逐渐转变为磨粒磨损。     

无压熔渗法制备TiC/Ni3Al复合材料及其微观组织和性能

采用无压熔渗法制备了TiC／Ni3Al复合材料,研究丁渗透时间及温度对TiC／Ni3Al复合材料的微观组织、硬度、断裂韧性以及其力学性能的影响,采用XRD、SEM／DES分析了复合材料的相组成、微观结构。结果表明：无压熔渗法是制备敛密的TiC／Ni3Al复合材料的有效方法,适当提高渗透温度,可大大缩短渗透时间。在完成渗透获得致密组织的前提下,渗透温度和渗透时间对TiC／Ni3Al复合材料的硬度及断裂韧性无显著影响。Ni3Al相和TiC颗粒结合良好,是渗透后复合物的仅有组成相。     

激光熔覆TiC／FeAl复合材料涂层显微组织及初生TiC生长机制研究

利用激光熔覆技术在1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢基体上制得了以TiC为增强相、以FeAl金属间化合物为基体的快速凝固TiC／FeAl复合材料涂层，分析了该涂层的显微组织及初生TiC的生长形态和生长机制。研究结果表明，激光熔覆TiC／FeAl快速凝固复合材料涂层主要由初生TiC碳化物、初生FeAl树枝晶和枝晶间少量的FeAl／TiC共晶组成，初生TiC具有独特的径向辐射分枝小面枝晶团簇状生长形态，其生长机制为侧向生长。     

TiC/Ti复合材料激光熔覆层的冲击磨粒磨损性能

在Ti6A14V表达通过激光熔覆工艺原位合成TiC/Ti金属基复合材料涂层，其基体组织结构随表层预置合金粉末成分的变化而改变，采用单摆划痕装置测试原位合成TiC/Ti复合材料涂层的冲击磨粒磨损性能，结果表明，与基材Ti6A14V相比复合材料激光熔覆层的抗冲击磨粒磨损性能提高了2倍，且随表层预置粉末中Cr3C2含量的增加，反应生成的TiC含量增加，涂层抗冲击磨料磨损性能提高。     

无压熔渗法制备Ni3Al/TiC陶瓷基复合材料工艺研究

研究了采用自蔓延高温反应合成的预制件TiC-Ni3Al与金属间化合物Ni3Al的浸润性、渗透性和渗透动力学.采用SEM、EDS、XRD和金相显微镜等测试分析手段,对复合材料的组织进行分析,探讨了预制型成型无压熔渗浸渗工艺参数对Ni3Al/TiC复合材料成型的影响.结果表明,金属间化合物Ni3Al与预制件TiC-Ni3Al具有很好的浸润性,在一定温度条件下可形成致密无缺陷的组织;Ni3Al与预制件TiC-Ni3Al在熔渗过程中保持各自的化学稳定性,在渗透过程中无新相产生;Ni3Al在预制件TiC-Ni3Al中的渗透深度与渗透时间呈抛物线关系,渗透速度随渗透时间延长而降低,且随预制件相对密度增大而降低.     

添加Ti对C/C复合材料渗NiAl金属间化合物的影响

通过铺展实验研究添加Ti对NiAl金属间化合物与C/C复合材料润湿性的影响,发现添加Ti元素可改善熔融NiAl与C/C复合材料基体的润湿性。以低密度C/C复合材料为坯体,采用真空熔渗法制备C/C-NiAl复合材料,利用X射线衍射(XRD)和扫描电镜(SEM)对材料进行分析。结果表明:添加的Ti粉含量(质量分数)为15%时,C/C复合材料熔渗NiAl金属间化合物的效果最佳,且TiC颗粒与NiAl熔体在C/C复合材料内部呈网状分布;渗NiAl后材料的密度从1.35 g/cm3提高到2.47 g/cm3,开孔率从27%下降到15.1%,沿平行纤维排布面方向的洛氏硬度较未渗NiAl的C/C复合材料提高约30.7%。添加Ti能改善C/C复合材料渗NiAl性能的主要原因是Ti与C反应形成的TiC改善了NiAl在C/C复合材料中的化学吸附和物理吸附特性。     

SHS铸渗法制备表面Al_2O_3-TiC铁基复合材料

利用Ti-C和Al-Fe2O3反应体系,采用SHS铸渗法在球铁表面制备复合材料。研究物料配比对铸渗层微观组织和磨损性能的影响。结果表明,形成表面复合材料的适宜配比为Ti-C体系55%+Al-Fe2O3体系40%+硼砂5%,Al与Fe2O3的质量比为2∶5。铸渗层中原位生成的Al2O3和TiC颗粒分布在Fe基固溶体上。低应力切削磨损条件下,铸渗层的磨损率仅为球铁基体的1/3,且其磨损率随磨程的增加而降低。     

AZ91D熔体中原位合成TiC颗粒及冲刷腐蚀性能

利用原位合成反应法,在不同温度(740、760和780℃)下对AZ91D镁合金熔体保温40min,制备了TiC/AZ91D镁基复合材料。借助光学显微镜和X射线衍射仪,对TiC/AZ91D镁基复合材料的组织形貌和物相进行观察和分析,并对制备的复合材料在质量分数为3.5%的NaCl溶液+石英砂条件下进行冲刷腐蚀磨损试验。结果表明,在740℃保温40min制备的复合材料主要由α-Mg、β-Mg17Al12和Al3Ti组成。保温温度分别为760℃和780℃时,AZ91D镁合金中均出现了原位合成的TiC颗粒,并且随温度升高,TiC的数量增加。此外,TiC/AZ91D镁基复合材料在3.5%的NaCl溶液+石英砂中的冲刷腐蚀磨损性能随保温温度的升高而增加。经780℃保温40min后的复合材料呈出最好的耐冲刷腐蚀磨损性能,相比于AZ91D镁合金提高了60.5%。     

Al-24%Si合金中五星柱状初生Si的生长机制

研究Al-24%Si合金铸态组织中五星柱状初生Si的立体形貌及生长机制。结果表明:混合酸腐蚀后,五星柱状初生Si内部出现平行于表层晶面、层层堆叠的生长迹线,与螺旋式生长线存在明显差别,表明Si晶生长所依靠的台阶源并不是螺旋位错形成的;层错堆垛在五角多面体Si晶核生长面{111}上产生高度分别为δ(111)/3和2δ(111)/3的亚台阶,两类亚台阶交替产生的过程为Si晶的生长提供永不消失的台阶源;萃取得到的五星柱状初生Si的完整形貌显示其生长终端界面形态与五角多面体晶核一致,呈五角多面凹坑状;八面体团簇五重凝并形成的五角多面体晶核,以层错在各{111}生长面产生的两类亚台阶为生长台阶源,层层堆砌长大形成五星柱状初生Si。     

激光熔覆原位合成TiC_p/Al复合材料

利用激光熔覆技术 ,在ZL10 4合金表面原位合成了TiCp/Al复合材料层。实验结果表明 ,经 2 0h混制的Al Ti C粉末 ,在激光熔覆过程中可以充分反应合成TiCp;在所形成的TiCp/Al复合材料层中 ,TiC颗粒尺寸细小 ,约 80 0nm ;经激光熔覆后的TiCp/Al复合材料层中TiC分布均匀 ,仅表层有约 2 0 μm的TiC颗粒富集区和邻近基底部分有 2 0 μm的稀释区     

超细晶TiC/不锈钢复合材料摩擦磨损性能研究

采用机械合金化(MA)结合放电等离子体烧结技术(SPS)制备了超细晶粒不锈钢和超细晶粒TiC/不锈钢复合材料,研究了316不锈钢原材、超细晶不锈钢和超细晶TiC/不锈钢复合材料的摩擦磨损性能.与316不锈钢原材料相比,超细晶不锈钢和超细晶TiC/不锈钢复合材料的耐磨损性能均明显提高,磨损率分别降低了24.1％和42.3％.316不锈钢原材的磨损主要以粘着磨损为主;超细晶不锈钢的磨损机制主要以磨料磨损为主,粘着磨损为辅;超细晶TiC/不锈钢复合材料的磨损以疲劳磨损为主.     

Ti6Al4V表面激光熔覆原位自生TiC颗粒增强钛基复合材料及摩擦磨损性能

以Ti,Cr3C2混合粉末作为预置合金涂层,采用YAG固体激光器进行激光熔覆处理,在Ti6Al4V合金表面制备出原位自生TiC颗粒增强钛基复合材料涂层,实验结果表明,采用合适的合金粉末成分和激光辐照能量密度,可以获得增强相TiC弥散分布的钛基复合材料熔覆层,熔覆层结晶致密,且与复合材料基体润湿性良好,熔覆层复合材料的基体组织随预置合金粉末成分的改变而变化,摩擦磨损实验结果表明,原位自生TiC/Ti复合材料熔覆层可明显改善Ti6Al4V合金的表面硬度和摩擦磨损性能。     

TiC/Ti-6Al复合材料中TiC的微观形态及其形成机制

利用SEM对铸态TiC/Ti6Al复合材料的微观组织进行了研究.结果表明:TiC微观形态主要为初生树枝晶形态、共晶短棒状或颗粒状.根据晶体生长理论对TiC的结晶过程及生长机制进行分析.     

Al-Ti-B_4C体系熔体内燃烧合成TiC-TiB_2颗粒局部增强钢基复合材料

利用Al-Ti-B4C体系通过燃烧合成辅助铸造法成功制备了TiC-TiB2颗粒局部增强钢基复合材料,研究了Al含量对局部增强复合材料的组织及耐磨性的影响.结果表明,不同Al含量(0~50%,质量分数)的Al-Ti-B4C压坯在约1873 K钢液浇注下都能原位反应生成TiC和TiB2陶瓷颗粒,而且钢液都向预制块发生了不同程度的浸渗.压坯内Al含量的变化不仅影响了合成产物的相组成及陶瓷相的分布、尺寸和数量,而且还影响了局部增强区和钢基体界面处陶瓷颗粒的分布状况.随Al含量的增加,合成陶瓷的颗粒大小、数量以及颗粒间的孔隙均变小,产物中形成的金属间化合物的种类和数量增多,且陶瓷颗粒在界面处的梯度分布趋势减弱并最终消失.磨损测试结果表明,复合材料局部增强区的耐磨损性比钢基体显著提高,而且在Al含量为0时为最好,然后依次为含30%Al,10%Al和50%Al的复合材料.     

Al-Zr-O体系反应合成原位复合材料的微结构与磨损特性

运用A359-Zr(CO3)2体系熔体反应法制备了(Al3Zr Al2O3)p/A359复合材料,研究了增强颗粒的含量对(Al3Zr Al2o3)p/A359复合材料干滑动磨损性能的影响.结果表明:Zr(CO3)2与A359熔体反应生成了Al2O3和Al3Zr颗粒;复合材料的磨损量随载荷的增大和时间的延长均远小于基体的,同一条件下复合材料的磨损量随Al3Zr和Al2O3颗粒含量的增加而减少,当载荷为98 N时,12%(Al3Zr Al2O3)p/A359复合材料(体积分数)的耐磨性比基体的提高了2.5倍.磨损表面及亚表面的SEM分析表明,基体A359磨损表面存在撕裂纹并与亚表面连接,表现为粘着磨损和剥层磨损;(Al3Zr Al2O3)p/A359复合材料的磨损表面及亚表面平整光滑,主要表现为磨粒磨损.     

熔铸-原位合成TiC/7075Al复合材料的微观组织和凝固机制

采用熔铸-原位合成法制备了TiC/7075Al复合材料并对其微观组织和凝固机制进行了研究。原位合成复合材料中的TiC颗粒以近球形为主,平均尺寸小于700 nm。随着TiC颗粒含量的增加,复合材料的晶粒尺寸明显减小,当TiC颗粒含量为8wt%时,基体晶粒尺寸可以减小至10μm左右。熔体反应过程中,随着TiC增强相颗粒含量的增加,凝固前沿的流体的粘度增加,降低了TiC颗粒的临界裹入速度,同样在反应时降低温度将增加熔体的粘度,有利于TiC颗粒的裹入。