AlN-Al3Ti/ZL101原位复合材料力学性能研究

利用原位反应合成技术制备了AlN Al3 Ti/ZL10 1复合材料 ,分析了复合材料增强相Al3 Ti和AlN的微观组织 ,检测了该复合材料的常规力学性能 ,探讨了原位复合材料的增强和增韧机理。结果表明 :(1)无论是在铸态还是在热处理状态下 ,复合材料的强度和硬度都较基体ZL10 1基体材料的高 ;(2 )AlN Al3 Ti/ZL10 1原位复合材料增强增韧的主要原因是晶粒细化、增强相均匀分布及增强相与基体的协同变形能力强。     

(TiB_2+Al_3Ti)/ZL101原位复合材料的强化机理

采用透射电镜对(TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料中增强相组织、结构和分布进行了研究,测试了(TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料的力学性能。结果表明,原位复合材料经热处理后,其抗拉强度、硬度及伸长率都比ZL101基体材料高,分别提高了23.3%、23.5%、14.6%;增强相TiB2和Al3Ti颗粒均匀分布于-αAl基体中,对基体具有显著的晶粒细化效果;(TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料主要强化机制为细晶强化、固溶强化、弥散强化和位错强化。     

(TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料的强化机理

采用透射电镜对（TiB2＋Al3Ti）／ZL101原位复合材料中增强相组织、结构和分布进行了研究，测试了（TiB2＋Al3Ti）／ZL101原位复合材料的力学性能。结果表明，原位复合材料经热处理后，其抗拉强度、硬度及伸长率都比ZL101基体材料高，分别提高了23．3％、23．5％、14．6％；增强相TiB2和Al3Ti颗粒均匀分布于α-Al基体中．对基体具有显著的晶粒细化效果；（TiB2＋Al3Ti）／ZL101原位复合材料主要强化机制为细晶强化、固溶强化、弥散强化和位错强化。     

Al3Ti/ZL101原位复合材料中增强相Al3Ti结构及强化机理

采用透射电镜对Al3Ti/ZL101原位复合材料中亚微米增强相Al3Ti的形貌，结构和分布进行了研究，测试了Al3Ti/ZL101原位复合材料的力学性能。研究结果表明，Al3Ti/ZL101原位复合材料中增强相Al3Ti的尺寸为0．3－0．5μm，该增强相与α-Al基体具有共格对应关系，它均匀分布于α-Al基体中并可作为异质晶核细化基体晶粒。     

原位生成AlN-Al3Ti复合增强铝基复合材料研究

研究了AlN-Al3Ti／ZL101原位复合材料的制备工艺，采用OM，SEM及TEM对该材料的微观结构进行了研究，用MTS800力性试验机测试了材料的力学性能。研究表明：在AlN-Al3Ti／ZL101原位复合材料中，尺寸约为0．5tam的Al3Ti增强相均匀弥散分布于α-Al晶粒内部，尺寸为30nm的AlN增强相弥散分布于共晶体内部。增强体使α-Al和共晶体明显细化，起到强化作用。AlN-Al3Ti／ZL101原位复合材料中第二相在Al3Ti与α-Al之间存在共格对应关系。AlN相作为共晶硅的异质晶核使共晶Si显著细化。经热处理后，AlN-Al3Ti／ZLl01复合材料的室温拉伸强度达到369MPa，较基体材料有显著提高。     

原位Al_3Ti粒子增强ZL101铝基复合材料

研究了采用直接反应法制备Al3Ti/ZL1 0 1原位复合材料的工艺 ,并对所制备材料的显微组织、相结构、力学性能及增强相组成进行了研究。结果表明 ,原位复合材料中的增强体为Al3Ti,该增强体的尺寸约为 0 .5μm ,均匀分布于α(Al)基体中 ,它可较大幅度地提高原位复合材料的力学性能。     

原位生成Al3Ti和TiB2增强铝基复合材料的研究

采用原位反应法制备（Al3Ti＋TiB2）／ZL101原位复合材料，测试其室温力学性能，并通过OPM、TEM观察其微观组织。结果表明，原位复合材料经过热处理后，抗拉强度、伸长率以及布氏硬度分别提高了30．9％、17．1％、29．6％。原位复合材料增强相TiB2和Al3Ti弥散分布在α-Al中，Al3Ti呈棒状，几乎与α-Al完全共格；TiB2呈粒状。（TiB2＋Al3Ti）／ZL101原位复合材料强韧化的主要机制是细晶强化和弥散强化。     

多增强相原位复合材料的微观组织及增强机制

采用原位反应法制备(ZrB2+Al3Zr+TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料,测试了其室温力学性能,并通过金相显微镜、TEM观察复合材料中增强相的形貌、结构和分布.结果表明,该复合材料经过热处理后,抗拉强度为352.8 MPa,伸长率为4.3%,硬度为117 HB,分别较ZL101基体材料提高了34.7%、4.9%、19.4%.金相显微组织分析表明:复合材料的α-Al枝晶晶粒尺寸较ZL101明显细化,原位复合材料的共晶硅尺寸也较基体中细小得多;透射电子显微分析表明:4种增强相整体分布较为均匀,且与基体的界面光滑洁净;复合材料主要强化机制为细晶强化、固溶强化、弥散强化.     

原位增强体Al3Ti形成热力学及合金元素对其形貌影响

通过热力学方法分析了Al3Ti生成反应进行的可能性,探讨了Al3Ti/ZL101原位复合材料中增强相Al3Ti的形成机制,确定了增强相Al3Ti的存在及合金元素对形成亚微米尺寸增强相的影响,测定了原位复合材料的常温力学性能.研究结果表明:原位生成Al3Ti反应自发进行的趋势很大;增强相Al3Ti的形貌和尺寸受合成反应所选原材料的影响,只有在合金元素硅存在的条件下,才能产生尺寸在0.5μm左右的增强相Al3Ti;原位复合材料的常温力学性能较基体都有一定程度的提高.     

Sm_2O_3掺杂强韧化TiAl复合材料

以Ti,Al,TiO2和Sm2O3为原料,利用原位合成法制备Al2O3/TiAl复合材料;并借助XRD、SEM和力学性能测试,研究Sm2O3掺杂对Al2O3/TiAl复合材料微观结构和力学性能的影响。结果表明：掺杂Sm2O3的Al2O3/TiAl复合材料由γ-TiAl/α2-Ti3Al基体相以及Al2O3、SmAl增强相组成;掺杂Sm2O3细化了复合材料的微观结构,改善了TiAl复合材料的力学性能;当Sm含量为5%（质量分数）时,该复合材料的弯曲强度和断裂韧性达到最大,分别为658.9MPa和10.13MPa·m1/2。     

原位生成Al3Zr和ZrB2增强铝基复合材料研究

采用原位反应法制备(ZrB2 Al3Zr)/ZL101原位复合材料,测试其室温力学性能,并通过OPM、TEM观察其显微组织.结果表明,原位复合材料经过热处理后,抗拉强度、伸长率以及布氏硬度分别提高了35.5%、12.2%、25.5%.原位复合材料增强相ZrB2和Al3Zr弥散分布在α-Al中,Al3Zr呈棒状,几乎与α-Al完全共格;ZrB2呈粒状.(ZrB2 Al3Zr)/ZL101原位复合材料强韧化的主要机制是细晶强化和弥散强化.     

AlN/Al原位复合材料研究

通过热力学方法分析了AlN生成反应进行的可能性，探讨了AlN／Al原位复合材料的金相组织，确定了增强相AlN的存在及其尺寸大小。研究结果表明：AlN增强相为纳米级尺寸，它均匀分布于共晶相中，基体α—Al相中没有AlN相。纳米增强相AlN对复合材料有细化晶粒强化及弥散强化作用。     

原位合成TiB_2/Al-7Si复合材料的微观组织及强化机理

采用混合盐法制备了TiB_2/Al-7Si复合材料,对复合材料的微观组织进行了观察,并对其力学性能进行了测试.结果表明:原位生成的TiB_2颗粒平均尺寸约400nm,在复合材料中分布均匀;TiB_2颗粒对α-Al和共晶Si都具有显著的细化效果;复合材料的力学性能较其基体有明显的提高;基体晶粒的细化及TiB_2颗粒的弥散分布是复合材料的主要强化机制.     

(TiB2+Al3Ti)/Al-4.5Cu原位复合材料的相结构与力学性能

采用混合盐反应法制备(TiB2 Al3Ti)/Al-4.5Cu原位复合材料,测试其室温力学性能,并通过OPM、TEM等观察其微观组织.结果表明:增强相TiB2和Al3Ti弥散分布在α-Al中,颗粒的平均尺寸约100～300nm TiB2呈小圆片状,α-Al的(200)晶面与TiB2的(101)晶面存在局部共格关系,并有[011]Al∥[010]TiB2;Al3Ti呈棒状,几乎与α-Al完全共格,并有[121]Al∥[010]Al3Ti.(TiB2 Al3Ti)/Al-4.5Cu原位复合材料强韧化的主要机制为细晶强化和弥散强化.     

Er掺杂强韧化Al_2O_3/TiAl复合材料

以Ti、Al、TiO2为起始原料,以Er2O3为掺杂剂,原位热压合成了Er掺杂Al2O3/TiAl复合材料。通过XRD、SEM分析及力学性能测试,研究了不同Er2O3引入量对合成Al2O3/TiAl复合材料微观结构和力学性能的影响。结果表明:复合材料主要由TiAl、Ti3 Al、Al2 O3相和少量Al10 Er6 O24相组成,含Er相主要分布在基体相晶界处;掺杂0.01 mol Er2 O3制得的复合材料,经1250℃保温2 h真空热压烧结后表观断裂韧性达到最大值(10.41 MPa.m1/2),经1300℃保温2 h真空热压烧结后弯曲强度达到最大值(456.06 MPa);当Er2O3掺杂量增加到0.02 mol时,复合材料的弯曲强度和表观断裂韧性均呈减小趋势。微观结构分析表明,掺杂0.01 mol Er2O3的复合材料断口毛糙,颗粒尺寸变小,增强相分布较均匀,表明适量的Er2O3掺杂可细化复合材料晶粒尺寸,提高增强颗粒分布均匀度,起到增强增韧的效果。     

Nb-Cr掺杂原位合成Al2O3/TiAl复合材料的组织与性能

采用原位热压工艺,在Ti-Al-TiO2-Nb2O5体系中加入Cr2O3原位合成Al2O3/TiAl复合材料.借助X射线衍射分析、SEM分析及力学性能分析,研究了Nb-Cr掺杂复合强化Al2O3/TiAl复合材料的反应过程、微观结构及力学性能.结果表明Nb-Cr掺杂原位合成Al2O3/TiAl复合材料能够细化晶粒并通过微合金化增强增韧TiAl复合材料.     

(ZrB2+Al3Zr)/ZL101原位复合材料正交实验研究

采用原位反应法制备了原位（ZrB2＋Al3Zr）／ZL101复合材料,通过正交实验分析确定了其最佳成分,测试了复合材料的力学性能,并对该材料进行了显微金相分析和透射电子显微分析。研究结果表明,与ZL101材料相比,（ZrB2＋Al3Zr）／ZL101原位复合材料在其最佳成分配比下,强度提高了35．5％,伸长率提高了12．2％,布氏硬度提高了25．5％;原位复合材料中增强相ZrB2为粒状,Al3Zr为长棒状,两相均匀分布于基体晶粒内部,且与α-Al的界面结合良好;热处理后,原位复合材料中的共晶硅以粒状形态均匀分布于基体中。     

原位合成Ti2AlC/TiAl复合材料的显微组织与性能

利用Al-Ti-C体系的放热反应,通过真空热压烧结,原位合成了Ti2AlC/TiAl复合材料.借助于XRD,SEM,OM分析及力学性能测试,分析了Ti2AlC/TiAl复合材料微观组织与性能的关系,探讨了Ti2AlC增强增韧TiAl金属间化合物的机制.结果表明,其增强相为Ti2AlC,并有微量的Ti3AlC生成,基体相为TiAl.Ti2AlC的生成,细化了晶粒,其层状结构阻止了裂纹扩展.力学性能测试表明,该材料抗弯强度可达743.84 MPa,断裂韧度可达9.17 MPa.m1/2.     

原位合成TiB2和Al3Ti对ZL201的晶粒细化效果

以工业纯铝、氟钛酸钾和氟硼酸钾为原料 ,通过原位反应合成的 Al-5Ti-B中间合金中 ,Ti B2 和 Al3Ti颗粒细小且弥散分布 ,对铝及 Al-Cu系合金有显著的晶粒细化效果 ,并且能大幅度提高 ZL 2 0 1合金的力学性能     

Ti_3AlC_2掺杂SPS法制备Ti_2AlC/TiAl基复合材料的研究

通过2TiC-Ti-1.2Al体系的原位热压反应制备Ti_3AlC_2陶瓷,然后以59.2Ti-30.8Al-10Ti_3AlC_2(质量分数,下同,%)为反应体系,采用放电等离子烧结技术制备Ti_2AlC/Ti Al基复合材料。借助XRD、SEM分析产物的相组成和微观结构,并测量其室温力学性能。结果表明:原位热压烧结产物由Ti_3AlC_2和TiC相组成,Ti_3AlC_2呈典型的层状结构,TiC颗粒分布在其间;SPS法制备的Ti_2AlC/Ti Al基复合材料主要由Ti Al、Ti_3Al和Ti_2AlC相组成,Ti_2AlC增强相主要分布于基体晶界处,发挥了晶界/晶内内生型强化相的增强作用。力学性能测试表明:Ti_2AlC/Ti Al基复合材料的密度、维氏硬度、断裂韧性和抗弯强度分别为3.85 g/cm~3、5.37 GPa、7.17 MPa·m~(1/2)和494.85 MPa,穿晶、沿晶及层状撕裂等混合断裂特征对改善性能发挥了重要作用。