石墨烯增强TC4复合材料的微观组织及力学性能

采用球磨法将石墨烯与TC4预合金粉末混合,通过放电等离子烧结工艺在1 200℃制备了石墨烯/TC4复合材料。采用扫描电子显微镜、X射线衍射仪等研究了复合粉末混合前后的形貌和物相结构;采用显微硬度计、Gleeble-3800D热模拟试验机等分析了复合材料的显微硬度和压缩性能。结果表明:通过干法球磨和放电等离子烧结工艺制备的复合材料组织致密,石墨烯与TC4原位生成的TiC在晶界处析出,提高了复合材料的力学性能。复合材料的室温压缩强度和屈服强度,相对于基体分别提高了17.03%和12.5%;硬度和延伸率分别提高了18.2%和60%。石墨烯的加入使得TC4基体晶粒细化,同时与基体反应生成了TiC颗粒,对基体产生了强化效果。     

Si含量对Si/Al复合材料组织及性能的影响(英文)

采用放电等离子烧结(SPS)技术制备不同Si含量的电子封装用Si/Al复合材料,测试复合材料的性能,包括密度、热导率、热膨胀系数及弯曲强度;进行成分及断口分析,研究Si含量对Si/Al复合材料微观组织及热、力学性能的影响规律。结果表明:Si/Al复合材料由Si、Al组成,Al均匀分布于Si晶粒之间;随着Si含量的降低,Si/Al复合材料的相对密度不断增大,当Si含量为50%(体积分数)时,复合材料的相对密度达到98.0%;复合材料的热导率、热膨胀系数及弯曲强度均随着Si含量的增加而减小,当Si含量为60%(体积分数)时,复合材料具有最佳的热导率、热膨胀系数及强度匹配。     

原位合成TiC/Al复合材料研究现状

综述了TiC/Al复合材料的组织性能特征,分析了影响组织性能的因素,简介了当今几种常见的原位合成TiC/Al复合材料制备工艺及其特点,展望了研究发展方向。     

原位合成TiC/Al复合材料研究现状

综述了TiC/Al复合材料的组织性能特征,分析了影响组织性能的因素,简介了当今几种常见的原位合成TiC/Al复合材料制备工艺及其特点,展望了研究发展方向。     

纳米结构Cu/C复合材料的微观结构及性能

采用新型机械合金化-放电等离子烧结(MA-SPS)技术制备纳米结构Cu/C自润滑复合材料。利用XRD、DSC、TEM分析机械合金化粉末和SPS烧结样品的相组成和微观结构。结果表明,球磨24h后,Cu-C不互溶体系形成了纳米晶铜、非晶碳和纳米结构过饱和固溶体等亚稳相。SPS烧结后,Cu/C复合材料仍保持纳米结构。MA-SPS的双重活化机制,使粉末的烧结活性大大提高,在600℃烧结3min即可获得致密的纳米结构Cu/C复合材料。     

原位合成B4C-CeB6/Al复合材料过程中相组成的研究

向B4C中添加稀土CeO2、B4C和CeO2原位反应形成了B4C-CeB6预制体多孔材料，然后采用无压浸渗法，将铝渗入B4C-CeB6预制体中制备得到了B4C-CeB6／Al复合材料。采用XRD和DTA对制备B4C-CeB6／Al复合材料过程中各相的生成温度与化学反应进行了系统的研究。结果表明，CeO2加入到BC中，在碳化硼预制体制备过程中CeO2与B4C及其中的碳在1240～1300℃温度区间发生原位反应，反应产物为CeB6。在0～1200℃的温度区间，不同温度下碳化硼和铝反应的生成相有Al3BC、AlB2和Al4C3。Al3BC和AlB2在645～690℃温度区间反应生成，是较低温度下的反应产物；而Al4C3在1150～1200℃温度区间反应生成，是较高温度下的生成相。     

球磨工艺对原位合成Al2O3/TiAl复合材料性能的影响

采用不同的球磨时间和球料比,实现了Ti、Al、TiO2和Nb2O5粉末的机械合金化,并以其为原料采用放电等离子烧结(SPS)技术制备了Al2O/TiAl复合材料.利用扫描电镜(SEM)和X射线衍射(XRD)等对球磨后粉末的形貌、大小、相组成以及其烧结后复合材料的组织进行了观察分析.结果 表明:球磨时间和球料比对粉体的形貌、尺寸和均匀度均存在影响,但延长球磨时间有利于粉体的机械合金化,而球料比对合金化程度影响较小.将球料比5∶1,球磨6h后的粉体在1000℃、40 MPa真空环境下烧结10 min,制备了Al2O3/TiAl复合材料,其显微组织主要由γ-TiAl、α2-Ti3Al、Al3Nb,以及分布在基体晶界处的Al2O3组成,压缩强度为1476 MPa,硬度为490 HV.     

原位TiB2/Fe3Al基纳米复合材料的合成及其晶粒生长动力学(Ⅰ)--Fe-Al-Ti-B四元粉体的机械合金化

研究了机械合金化过程中Fe-Al-Ti-B四元粉体的结构演变,讨论了其合金化机制.研究表明,Fe-Al-Ti-B四元粉体的机械合金化通过Al、Ti、B原子向Fe晶格中扩散形成Fe（Al,Ti,B）过饱和固溶体.在机械合金化的早期（＜10h）,形成包覆结构的复合颗粒,合金化尚未进行.在机械合金化的中期（10-60h）,首先形成具有几个同心圆环结构的复合颗粒,然后环状结构消失,同时Fe（Al,Ti,B）晶格常数迅速增加,但成分均匀化过程缓慢.在机械合金化的后期（60-80h）,主要发生复合颗粒内部的成分均匀化过程,球磨80h后,复合颗粒内部各组元的成分已经非常均匀.Fe（Al,Ti,B）晶粒细小（6.8nm）,晶格畸变严重,具有近似非晶态的结构.由于Ti、B元素的添加,Fe-Al-Ti-B四元粉体晶粒细化速率更快,但合金化速率明显降低.     

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。     

原位合成TiC/Fe基复合材料的研究

利用粉末冶金技术，在真空状态下使Fe-Ti-C体系进行碳化反应原位合成TiC／Fe基复合材料，用扫描电镜（SEM）、X射线衍射（XRD）对所制备的试样进行组织结构分析，并用热分析法对Fe-Ti-C体系原位合成的反应机理进行研究。结果表明，反应合成的复合材料相组成为TiC和α-Fe，所合成的硬质相TiC颗粒细小，在铁基体中均匀分布。三元体系Fe-Ti-C的反应机理为：首先在765．6℃发生Fe的同素异构转变，即α-Fe→γ-Fe；其次在1078．4℃因Ti与Fe共熔而形成低共熔体Fe2Ti；最后在1138．2℃，C与Fe2Ti反应生成TiC。     

放电等离子烧结合成晶化相增强的块状Ti66Nb18Cu6.4Ni6.1Al3.5细晶复合材料

基于改进的非晶形成合金体系,选取Ti66Nb18Cu6.4Ni6.1Al3.5合金为研究对象,通过放电等离子烧结机械合金化制备的非晶合金粉末,结合非晶晶化法,合成以高Nb含量的晶化β-Ti(Nb)延性相为基体的块状细晶复合材料.利用X射线衍射(XRD)、差示扫描量热仪(DSC)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)和万能材料试验机等手段对合成的非晶合金粉末和细晶复合材料进行表征分析.结果表明球磨60h后,初始混合粉末绝大部分转变成了非晶相,其玻璃转变温度、晶化温度、晶化峰值温度和熔化温度分别为750K、830K、847K和1422K,表明Nb含量的增加显著提高合金体系的热稳定性.另外,合成的块状钛基细晶复合材料的显微结构为β-Ti延性相包围(Cu,Ni)-Ti2相,其相区尺寸均大于1μm.当升温速率为167K/min、烧结温度为1373K时,合成的复合材料密度、屈服强度、断裂强度和断裂应变分别为5.64g/cm3、1705.8MPa、2126.4MPa和5.4%.     

TiB_2含量对原位反应合成TiB_2/B_4C复合材料的组织结构和力学性能的影响(英文)

以B4C,TiO2和石墨粉为原料,采用原位反应热压烧结工艺(2050℃,35MPa,1h)制备了致密的TiB2含量为10%～40%(体积分数)的TiB2/B4C复合材料,并对复合材料的组织结构和力学性能进行了研究。扫描电子显微镜和透射电子显微镜分析结果表明:在B4C晶内及晶界处均匀分布着纳米或亚微米级的TiB2颗粒,随着TiB2含量的增加,弹性模量和断裂韧性明显增大,而弹性模量和抗弯强度却随之减小。40%(体积分数)TiB2/B4C复合材料具有高的断裂韧性,高达8.2MPam1/2,主要增韧机制由微裂纹增韧和裂纹偏转增韧。     

激光熔覆原位合成TiC_p/Al复合材料中TiC体积分数的定量测定

激光熔覆原位合成 Ti Cp/Al表层复合材料中生成的 Ti C颗粒尺寸很小 ( 4 0 0～ 80 0 nm) ,这给 Ti C体积分数的定量测定带来了难度。文章分别使用了两种方法对 Ti C的体积分数进行测定 ;( 1 )使用 XRD与 SEM能谱成分分析相结合的方法 ,在合成反应充分完成的前提下 ,通过计算求得 Ti C的体积分数 ;( 2 )使用计算机图象处理的方法 ,将表面未腐蚀试样的 SEM图片先用 office软件处理成黑白对比强烈的图片 ,再在 Photoshop下通过对不同灰度像素比例的测定而求得 Ti C体积分数。实验结果表明 ;用以上两种方法求取 Ti C的体积百分数是可靠的 ,其中第二种方法更易于操作。     

脉冲磁场下原位合成(Al2O3+Al3Zr)p/Al复合材料的微观组织及力学性能

采用熔体反应法,以Al-ZrSiO4为反应体系,在反应过程中施加脉冲磁场,原位合成Al3Zr和Al2O3颗粒增强铝基复合材料.X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)和电子探针(EPMA)分析表明:脉冲磁场作用下,原位合成的颗粒细小,尺寸为1～3 μm,且弥散分布于基体中;随外加脉冲磁场强度的增大,反应生成的增强颗粒变得更加细小,分布更均匀.拉伸实验结果表明:脉冲磁场作用下原位合成复合材料的抗拉强度随着脉冲磁场强度的增大而升高,当磁场强度为0.05 T时,复合材料的抗拉强度比未施加脉冲磁场的复合材料提高28%;伸长率随磁场强度的增大略微下降.拉伸断口形貌分析表明:脉冲磁场作用下复合材料断口形貌中的韧窝和撕裂纹大大减少,但仍属于塑性断裂.     

原位合成(Ti,V)C/Fe基复合材料

采用粉末冶金与原位合成相结合的方法制备了(Ti,V)C/Fe复合材料,用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)研究了该复合材料的物相结构和显微组织,用MM-200磨损试验机对复合材料进行了耐磨性实验.结果表明,复合材料的相组成为(Ti,V)C和a-Fe;合成的硬质相(Ti,V)C颗粒细小,在珠光体基体中均匀分布;在重载干滑动磨损条件下,该复合材料显示了很好的耐磨性能.     

Ti-Al-Si-Mg对SiCp/Al基复合材料等离子弧原位焊接焊缝组织和性能的影响

以填充自制药芯铝焊丝的形式向熔池内部直接添加Ti,Al,Si,Mg等金属元素,用氩氮混合等离子气体对SiCp/Al基复合材料进行等离子弧原位焊接.分析了Ti-Al-Si-Mg以及它们的氧化物对焊缝组织和性能的影响.结果表明,以Ti-Al-Si-Mg作为原位反应填充材料,可以有效抑制针状脆生相Al4C3的生成,改善熔池流...     

SPS烧结温度对ACNs/Ti复合材料组织结构与力学性能的影响

通过放电等离子烧结（SPS）制备ACNs（无定形碳纳米颗粒）/Ti复合材料,并采用扫描电子显微镜、X射线衍射仪、光学显微镜以及电子万能试验机对不同烧结温度下ACNs/Ti复合材料的显微组织、相组成及力学性能进行表征。结果表明,较低烧结温度（800℃）下,未反应的ACNs虽然会对复合材料的强度有所贡献,但其与基体的界面结合较弱,会导致复合材料塑性严重下降。较高烧结温度（1000℃）下,与基体充分反应的TiC颗粒过度生长后尺寸较大,这一现象会造成材料强度下降。当烧结温度为900℃时,ACNs与Ti基体完全反应生成TiC颗粒,这种细小弥散的TiC沿着基体颗粒周围分布形成了准连续网状结构,此时ACNs/Ti复合材料具有最佳的强塑性匹配,其抗拉强度、屈服强度、延伸率分别为648.19 MPa、551.02 MPa、36.19%。     

Al3Zr/Al基原位复合材料等离子体焊接区的组织及表面腐蚀行为

摘要： 本文以5wt%Al3Zr/铝基复合材料为研究对象,以Ar气体为离子气体,Al-Ti-B为丝材进行等离子焊接。用电化学综合测试仪测定了焊接区在3.5%NaCl溶液中的腐蚀极化曲线。采用扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）对复合材料及其焊缝的组织和相组成进行了分析和表征,研究了Al3Zr/Al基复合材料等离子焊接后在3.5%NaCl溶液中的腐蚀行为和腐蚀机理。SEM分析结果表明,等离子弧焊接可获得较好的焊缝组织,焊缝组织主要由Al3Ti相和Al基体组成,Al3Ti相呈条状和球形。电化学极化曲线表明,材料在熔核处的耐蚀性略低于母材,焊缝处浸泡腐蚀机理为Al3Ti相和基体相的电极电位不同形成原电池反应造成。     

原位合成Ni/Ni—Al金属间化合物层板复合材料的组织与性能

在真空条件下,将Ni和Al范加热到620℃,在1MPa压力下原位反应1h,然后再分别加热到750℃、950℃和1150℃、在5MPa的压力进行4h的扩散退火,制造出完全致密的Ni/Ni-Al金属间化合物微层板复合材料.复合材料中塑性的Ni层主要以微裂纹的桥联方式提高室温韧性.经1150℃退火生成的Ni3Al层同NiAl和Ni层界面结合非常牢固,可以有效地阻碍微裂纹的扩展,Ni3Al层可通过滑移与Ni层协调变形,使得复合材料在拉伸时显示出明显的应变强化和塑性流变,其平均的断裂强度和应变分别达到786MPa和12．8％．     

原位Nb／Nb5Si3复合材料的放电等离子烧结及结构形成机理

以Nb，Si粉为原料，采用放电等离子烧结（SPS）技术，原位合成了近理论密度的Nb／Nb5Si3复合材料。利用扫描电镜（SEM）、电子探针微区分析（EPMA）和X射线衍射（XRD）分析了材料的组织结构；通过对SPS过程中不同阶段试样的液淬分析，探讨了复合材料的结构形成机理。结果表明，制备的复合材料由Nb和原位合成的Nb5Si3两相组成，Nb以颗粒状均匀分布在Nb5Si3基体上；Nb5Si3是在Nb，Si颗粒的界面开始反应合成的，随着SPS过程的进行，界面反应不断发生，直至反应物中的Si粉完全转变为Nb5Si3。