原位合成TiC／Ti基复合材料增强体的生长机制
原位生成TiCp增强钛基复合材料的高温氧化
摘
要：针对钛基复合材料发展应用 中的关键 问题——高温氧化性 能， 通过 ８０ ０ ％高温进行氧化 实验得到
了氧化增重特性 ， 并利用扫描电镜 Ｓ Ｍ（ ｏｎ ｉ ｌ ｔ ｎＭｉ ｏｃｐ ） 能谱仪 Ｅ Ｓ Ｅｅｔ ｎ ｉｅｅｔ ｌ Ｅ Ｓａ ｎ ｇＥｅ ｒ ｃ ｓｏｅ 、 ｎ ｃｏ ｒ Ｄ （ ｌｃ ｏｉ Ｄ ｆｒｎｉ ｒ ｃ ｆ ａ
ｔｒ ． ｅ ｏ ｉａ ｉｎ ｒ ｓｓａ ｃ ｆＴｉ ｔ ｘｃ ｍｐｏ ｉ ｓｓｒ ｎ ｅ ｈ ｎ ｔ ａ ｆＴ ｔ ｘ ｃ ｍｐ ｓｔ ． ｅ ｔ ａ ｉ ｍ ｕ ｅ Ｔ ｘｄ ｔ ｅ ｉｔｎ ｅ ｏ ６Ａ１ｍａｒ ｏ ｈ ｏ ｉ ｓｔ ｉ ｔｏ ｇ ｒｔ ａ ｈ ｔｏ ｉｍａｒ ｏ ｏ ｉｅ Ｔｈ ｉ ｎ ｕ ｅ ｉ ｔ ｍａｒｘ ｃ ｍｐ ｓｔ ｓｔ ｅ ｈｇ ｅ ｘｄ ｔｏ ｅ ｉｔ ｎ ｅ ｗｈ ｎ ｔ ｅ ｍａ ｓｆａ ｔｏ ｆＴｉ ｉ ｃｅ ｓ ｓ ｈ ｅ Ｔｉ ｎ ｈ ｔ ｏ ｏ ｉ ｈａ ｈ ｉｈ ｒｏ ｉ ａ ｉｎ ｒ ｓｓａ ｃ ｅ ｈ ｓ ｒ ｃｉｎ ｏ Ｃｐｎ ｒ ａ ｅ ．Ｔ Ｃｐａ ｄ ｔ ｅ ｉ ｅ
基的钛基复合材料具有更好的抗高温氧化性能 ， 增强体含量越 高， 复合材料的抗 氧化性越佳。ＴＣ颗 粒及 ｉ 其与基体 的界面对复合材料的氧化物形成有重要的影响 ，１ Ａ 原子的加入 改变 了材料的氧化机制。 关键词 ： 钛基复合材料 ； ｉ。 高温氧化 ； ＴＣ ； 原位生成
中图分类号 ： Ｇ ｌ．３ Ｔ ｌ３２３ 文献标识码 ： Ａ
ｉ ｔｒ ｃ ｅｗ ｅ ｈ ａｔ ｌ ｎ ｈ ｔ ｘ ｐ ａ ｎ ｉ ｏ ａ ｔｒ ｌ ｎ ｆｒ ｎ ｈ ｘｄ ｆｔ ｅ ｃ ｍｐ ｓ ｅ ＡＩ ｎｅ ｆ ｅ ｂ ｔ ｅ ｎ ｔ ｅ ｐ ｒ ｃ ｅ ａ ｄ ｔ ｅ ｍａｒ ｌｙ ａ ｍｐ ｒ ｎ ｏｅ ｉ ｏｍｉ ｇ ｔ ｅ ｏ ｉ ｅ ｏ ｈ ｏ ｏ ｉ ． ａ ｉ ｉ ｔ ｔ
原位合成TiB和TiC增强钛基复合材料的超塑变形力学行为
原位合成TiB和TiC增强钛基复合材料的超塑变形力学行为王敏敏;吕维洁;覃继宁;张荻;计波;朱峰【期刊名称】《上海交通大学学报》【年(卷),期】2005(39)1【摘要】研究了利用普通熔铸设备,原位合成法制备的TiB和TiC颗粒增强钛基复合材料的高温变形行为.在915～1100°C,初始应变速率ε=10-2～10-4s-1,进行了超塑拉伸实验.结果表明,在1015°C、ε=10-2s-1时,延伸率最大,为235%,相应的应变速率敏感性因子为0.22,最大的m值并不对应最大的延伸率.计算得到各温度下的超塑变形表观激活能为144～311kJ/mol,激活能的差异表明,该复合材料的高温变形在不同温度下受不同机制控制.同时,利用扫描电镜观察了断口形貌,分析了其变形机理.【总页数】5页(P41-45)【关键词】复合材料;超塑变形;应变速率敏感性因子;激活能;断口形貌【作者】王敏敏;吕维洁;覃继宁;张荻;计波;朱峰【作者单位】上海交通大学金属基复合材料国家重点实验室;宝钢集团上海五钢有限公司【正文语种】中文【中图分类】TG146.23【相关文献】1.原位自生TiB和TiC增强钛基复合材料的超塑变形行为及机理研究 [J], 王敏敏;罗月新;计波;朱峰2.原位合成多元增强钛基复合材料(TiB+TiC+Y2O3)/Ti [J], 吕维洁;徐栋;覃继宁;张获3.原位合成TiC和TiB增强钛基复合材料的微观结构与力学性能 [J], 吕维洁;张小农;张荻;吴人洁;卞玉君;方平伟4.原位合成TiB和TiC增强钛基复合材料热力学 [J], 吕维洁;卞玉君5.原位自生TiC与TiB增强钛基复合材料的组织和力学性能 [J], 徐欢; 郭相龙; 吕维洁因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
原位颗粒增强钛基复合材料的制备与性能研究
摘要原位颗粒增强钛基复合材料的制备与性能研究摘要钛基复合材料由于具有高比强度、比模量，且具有比钛合金更优异的高温抗蠕变性能、抗氧化性能及高的热稳定性和热疲劳强度等，成为航空航天领域最具发展潜力的结构材料之一。
通过原位合成法制备钛基复合材料，具有增强体与基体界面清洁、结合性好，且热力学稳定性高等突出优点，近年来已成为研究的热点。
复合材料中增强体的尺寸和形貌特征，及其在基体中的分布特点等对复合材料的性能有很大的影响，因此研究原位颗粒增强相的形成机理及其对复合材料性能的影响机制，对高性能原位颗粒增强钛基复合材料的开发和应用具有重要意义。
本研究以具有优良的热加工性、抗氧化性和高耐磨性的钛基复合材料为目标，采用粉末冶金原位合成法制备钛基复合材料，以Ti-7Al合金（α-钛合金）为钛基复合材料的基体，通过粉末高能球磨与反应热压烧结工艺相结合的方法，制备Ti-7Al-B(TiB/Ti)及Ti-7Al-B-C (TiB+TiC/Ti) 颗粒增强钛基复合材料。
在原位颗粒增强相的形成、高温压缩流变机制、高温氧化及摩擦磨损理论基础上，设计开发低成本、高性能钛基复合材料，为其工业应用奠定理论和工艺基础。
本文的研究主要包括以下几个方面：（1）研究了粉末高能球磨及反应热压烧结工艺，成功制备了晶粒细小的原位自生颗粒增强钛基复合材料。
采用粉末原位反应法，利用高能球磨加热压烧结工艺成功制备了近全致密的TiB/Ti及(TiB+TiC)/Ti颗粒增强钛基复合材料，获得晶粒细小的基体组织及颗粒增强相。
其微观组织分析表明，颗粒增强相与基体界面清洁、结合性好，在基体中弥散分布。
高能球磨使Ti、Al、B（C）粉末细化，并实现了组元间的固溶及部分机械合金化，因而获得的烧结组织晶粒细小，TiB/Ti复合材料中TiB增强相的直径尺寸均在1μm以下。
(TiB+TiC)/Ti复合材料烧结前粉末在高能球磨作用下形成了无定形结构，烧结过程中原子的有序化过程阻碍了增强相的长大，形成了平均直径小于100nm的纳米级TiB晶须和平均直径约2μm的等轴状TiC颗粒。
增强体体积分数对TiBTiCTi复合材料显微组织和力学性能的影响
材料的显微组织及相组成，讨论了增强体对复合材料显微组织和室温力学性能的影响。结果表明：
ＴｉＢ呈短纤维状，ＴｉＣ呈等轴状或近等轴状，增强体的加入显著细化了原始Ｄ晶粒尺寸和０【集群宽
度；同时复合材料的弹性模量和强度随着增强体体积分数的增加而明显的提高，而塑性由于ＴｉＢ和
ＴｉＣ颗粒的断裂降低明显。
关键词：钛基复合材料，非连续增强，显微组织ｌ力学性能，ＴｉＢ晶须。ＴｉＣ颗粒
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钛锆铪分会２０１１年年会论文集
末（９８％，２～２ ５ ｕ ｍ）、石墨粉（９９％，２－５ ｕ ｍ）、高纯铝块（９９ ９９％）、锡锭（９９ ９％）、海绵锆（９９ ９％）、结 晶硅（９９ ９％），铝一钼及铝一钇中间合金。按照所需的配比将粉末混合后冷压成预制块，再将预制块与 海绵钛在水冷铜坩埚真空感应熔炼炉中熔炼，为保证成分均匀，熔炼过程·ｐ进行电磁搅拌，然后浇 注成铸锭。铸锭的尺寸为中１２０ｍｍ×２ｌＯｍｍ。
中容易断裂。由于ＴｉＣ为等轴状或近等轴状，长径比较低，因此在拉伸过程中不容易开裂。
图３，不同体积分数１１Ｂ＋ＴｉＣ厂ｎ复台材料的室温断口形貌
Ｆｉｇ ３ Ｆｒａｃｔｏｇｒａｐｈｓ ｏｆｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｔｅｓｔｅｄ ａｎｄ ｆａｉｌｅｄ ｓｐｅｃｉｍｅｎｓ： （ａ）Ｍａｔｒｉｘ ａｌｌｏｙ；（ｂ）２ ５ｖ０１％（ＴｉＢ＋ＴｉＣ）；（ｃＴｉＣ）／Ｔｉ复台材料显微组织
Ｆｉｇ ｌ Ｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓ ｏｆａｓ－ｃａｓｔ Ｔｉ－６ＡＩ一２ ５Ｓｎ－４Ｚｒ－０ ７Ｍｏ—Ｏ ３Ｓｉ一０ ３Ｙ ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄ ｗｉｔｈ （ａ）０，（ｂ）２，５；（ｃ）５ｖ０１％（ＴｉＢ＋ＴｉＣ，ＴｉＢ：ＴｉＣ＝１：１）
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复合材料。
５Ｔｉ＋Ｂ４Ｃ＝ＴｉＣ＋４ＴｉＢ
原位反应合成ti-al-c基复合材料及其产业化应用关键技术
原位反应合成ti-al-c基复合材料及其产业化应用关键技术Ti-Al-C基复合材料是一种高温、高强度、高硬度的新型材料，具有广阔的应用前景。
其制备方法包括原位反应合成法、粉末冶金法等，其中原位反应合成法是目前应用较广泛的一种方法。
以下是原位反应合成Ti-Al-C基复合材料及其产业化应用关键技术的介绍：1.原位反应合成方法原位反应合成方法是指在材料的制备过程中，通过控制反应温度、时间和原料比例等条件，使得反应生成的产物直接形成复合材料的成分。
对于Ti-Al-C基复合材料，通过原位反应合成方法可以实现钛、铝和碳的直接化学反应，形成TiC和Al2O3等物质，从而制备出复合材料。
该方法制备工艺简单、能够得到高纯度、均匀分布的复合材料。
2.粉末制备方法粉末冶金法是制备Ti-Al-C基复合材料的另一种常用方法。
该方法是将钛、铝和碳等原料粉末混合，通过压制成型、热处理等工艺制备出复合材料。
该方法能够制备出大量的复合材料，但由于原料的质量、颗粒度等参数的限制，很难得到高纯度、均匀分布的复合材料。
3.晶粒尺寸控制技术晶粒尺寸是影响复合材料性能的重要因素之一。
为了得到更好的材料性能，需要控制复合材料中的晶粒尺寸。
通过控制原料的粒度、反应温度和反应时间等参数，可以实现对晶粒尺寸的控制。
此外，利用机械合金化、气相沉积等技术也可以实现晶粒尺寸的控制。
4.界面改性技术界面改性技术是指对复合材料中的界面进行改性处理，以提高界面的结合强度和耐磨性。
常用的界面改性技术包括化学镀、阳极氧化、电镀等。
通过这些技术可以使得复合材料中的界面更加牢固，从而提高材料的综合性能。
5.工艺控制技术制备Ti-Al-C基复合材料的过程中需要控制多个工艺参数，如反应温度、反应时间、原料配比、热处理温度和时间等。
因此，工艺控制技术对于制备高质量的复合材料至关重要。
常用的工艺控制技术包括反应温度控制、原料配比控制、热处理参数控制、气氛控制等。
这些技术可以确保复合材料在制备过程中具有稳定的质量和性能。
论文实例：原位合成钛基复合材料的制备、微结构及力学性能
论文实例：原位合成钛基复合材料的制备、微结构及力学性能论文实例：原位合成钛基复合材料的制备、微结构及力学性能作者简介：吕维洁，男，1973年02月出生，1997年04月师从于上海交通大学张荻教授，于20xx年11月获博士学位。
摘要面对高技术时代对高性能钛合金材料日益紧迫的要求，非连续增强钛基复合材料因其具有的高比强、高比刚度、耐高温和耐蚀性能已成为研究的热点。
人们对其制备工艺、微结构、力学性能等进行了一系列的研究，而这些研究的主要目标为外加法制备的钛基复合材料。
而本研究则采用原位合成工艺制备非连续增强的钛基复合材料。
与外加法比较，原位合成法因其工艺简单、材料性能优异，在技术和经济上更为可行。
增强体的原位合成，避免了增强体的污染问题，也避免了熔铸过程中存在的润湿性问题，有利于制备性能更好的复合材料。
然而，为了低成本高效制备高性能的钛基复合材料尚有许多问题需要解决。
因此，从理论和实验上研究这些问题，对低成本高效制备高性能的钛基复合材料具有非常重要的理论和实际意义。
针对金属基复合材料发展应用中的关键问题??成本和性能，本文开发设计了新型的钛基复合材料的制备工艺，可以低成本高效制备性能优异的钛基复合材料。
即可利用钛与碳化硼、硼及石墨之间的自蔓燃高温合成反应，采用普通的钛合金冶炼工艺制备出单纯TiB晶须、单纯TiC颗粒增强或TiB晶须和TiC粒子混杂增强的钛基复合材料。
为了拓展钛基复合材料的应用领域，为制备高性能的钛基复合材料打下坚实的基础，本文的研究主要包括以下几个方面工作：1、研究了利用钛与石墨、硼及碳化硼之间的反应制备TiB和TiC增强钛基复合材料的原位合成机理。
利用热力学理论计算了钛与石墨、硼、碳化硼反应的Gi自由能DG和反应生成焓DH，结果表明：各个反应的Gi自由能DG值都为负值，说明在热力学上上述反应是可行的。
虽然在热力学上可以利用钛与碳化硼之间的化学反应合成TiB2和TiC增强体，但从化学平衡考虑，TiB2不能稳定存在于过量钛中，因此能够稳定存在于普通钛合金中的增强体为TiB和TiC。
原位合成TiBTi基复合材料增强体的生长机制
第３６卷第１期仓扁学玫Ｖｏｌ·３６Ｎｏ·１２０００年１月ＡＣＴＡＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＳＩＮＩＣＡＪａｎｕａｒｙ２０００原位合成ＴｉＢ／Ｔｉ基复合材料增强体的生长机制吕维洁张小农张荻吴人洁卞玉君方平伟（上海交通大学金属基复合材料国家重点实验室，上海２０００３０）（上海钢铁研究所钛合金分所，上海２００９４０）摘要利用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Ｑ—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】方向生长而长成柱状短纤维．其柱面由（１００），（１０１）和（ＩＯＹ）组成．关键词ＴｉＢ／Ｔｉ复合材料，原位反应，晶体结构，生长机制中图法分类号ＴＢ３３３文献标识码Ａ文章编号０４１２—１９６１（２０００）０１一０１０４一０５ＧＲｏＷＴＨＭＥＣＨＡＮＩＳＭＯＦＲＥＩＮＦＯＲＣＥＭＥＮＴＩＮ，ⅣＳ，ＴＵＰＲＯＣＥＳＳＥＤＴｉＢ／ＴｉＣＯＭＰＯＳＩＴＥＳＬＵｗｅｉｊｉｅ．ＺＨＡＮＧＸｉａｏｎｏｎ９。
ＺＨＡＮＧＤｉ。
ＷＵＲｅｎｊｉｅＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＭｅｔａｌＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，ＳｈａｎｇｈａｉＪｉａｏｔｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｓｈａｎｇｈａｉ２０００３０ＢＩＡＮＹｕｊｕｎ。
ＦＡＮＧＰｉｎｇｗｅｉＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｌｏｙｓＢｒａｎｃｈ，ＳｈａｎｇｈａｉＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｓｈａｎｇｈａｉ２００９４０Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｅｎｔ：ＬＵＷｅｉｊｉｅ，死ｆ：（０２１）６２９３２４６８，Ｆａｘ：（０２１）６２８２２０１２，Ｅ—ｍａｉｌ：２吻７Ｄ伽＠ｍ蒯』．巧执．ｅｄｕ．Ｃ７２Ｍａｎｕｓｃｒｉｐｔｒｅｃｅｉｖｅｄ１９９９—０７—２３，ｉｎｒｅｖｉｓｅｄｆｏｒｍ１９９９－１０—２５ＡＢＳＴＲＡＣＴＵｔｉｌｉｚｉｎｇｔｈｅｓｅｌｆ＿ｐｒｏｐａｇａｔｉｏｎｈｉｇｈ—ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓｙｎｔｈｅｓｉｓｒｅａｃｔｉｏｎｂｅｔｗｅｅｎｔｉｔａｎｉｕｍａｎｄｂｏｒｏｎ、ＴｉＢｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄｔｉｔａｎｉｕｍｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｈａｖｅｂｅｅｎｐｒｏｄｕｃｅｄｂｙｎｏｎ－ｃｏｎｓｕｍａｂｌｅａｒｃ—ｍｅｌｔｉｎｇｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ．ＰｈａｓｅｉｄｅｎｔｉｆｉｃａｔｉｏｎａｎｄｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓｈａｖｅｂｅｅｎｐｅｒｆｏｒｍｅｄｂｙＸ－ｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＸＲＤ），ｓｃａｎｎｉｎｇｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ｓＥＭ）ａｎｄｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｅｌｅｃｔｒｏｎｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＴＥＭ）．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｒｅｏｎｌｙｅｘｉｓｔｔｗｏｐｈａｓｅｓｉｎｔｈｅｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ．ｎａｍｅｌｙＴｉＢｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔａｎｄａ—Ｔｉｍａｔｒｉｘｐｈａｓｅ．ＲｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｓａｒｅｃｌｏｓｅｌｙｒｅｌａｔｅｔｏｔｈｅｃｒｙｓｔａｌｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＴｉＢ，ＴｉＢｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔｓａｒｅ１ｉａｂｌｅｔｏｇｒｏｗａｌｏｎｇｆ０１０１ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｎｄｂｅｃｏｍｅｐｒｉｓｍ－ｌｉｋｅｓｈｏｒｔ—ｆｉｂｒｅ．ＴｈｅｐｒｉｓｍａｔｉｃｐｌａｎｅｓｏｆＴｉＢａｒｅｃｏｎｓｉｓｔｅｄｗｉｔｈｆａｃｅｔｓ（１００），（１０１）ａｎｄ（１０１）．ＫＥＹＷｏＲＤＳＴｉＢ／Ｔｉｃｏｍｐｏｓｉｔｅ，ｉｎｓｉｔｕｒｅａｃｔｉｏｎ，ｃｒｙｓｔａｌｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｇｒｏｗｔｈｍｅｃｈａｎｉｓｍ颗粒增强钛基复合材料具有比Ａ１，Ｍｇ基复合材料更好的耐高温性能，已引起人们广泛关注【１’引．增强体的外加法与原位合成法都已用于制备颗粒增强钛基复合材料，增强体的原位合成，避免了外加增强体的污染问题，也避免了熔铸过程中存在的陶瓷颗粒与基体合金的润湿性问题，有利于制备性能更好的复合材料．粉末冶金１３，剖、熔铸１５，引、机械合金化１７Ｊ等方法都已用于原位合成颗粒增强钛基复合材料．吕维洁等人【８｜，把Ｔｉ与Ｃ，Ｂ之间的自蔓延高温合成反应＋国家自然科学基金重点资助项目５９６３１０８０和上海市新材料中心资助项目收到初稿日期：１９９９－０７—２３，收到修改稿日期：１９９９－１０－２５作者简介：吕维洁，男，１９７３年生，博士生与普通钛合金熔炼工艺相结合，制备了ＴｉＣ／Ｔｉ和ＴｉＢ／Ｔｉ基复合材料，并对原位合成ＴｉＣ／Ｔｉ基复合材料的生长机理作了详细的阐述，说明增强体的生长形态与凝固过程及ＴｉＣ的晶体结构密切相关．本文着重分析了原位合成ＴｉＢ／Ｔｉ基复合材料的凝固过程和ＴｉＢ晶体结构对增强体ＴｉＢ生长形貌的影响．１实验方法本研究所用硼粉的平均颗粒尺寸为５—７ｐｍ，纯度为９０％．按体积分数称取粉末，与一定数量的海绵钛及其合金化元素的中间合金混合，因海绵钛孔洞的吸附作用，粉末可均匀地分散在海绵钛的微孔中，而不需特别的粉末混合工艺．为了考虑Ａｌ元素的影响，在一种试样中加入Ａｌ，两种样品的名义成分如表１所示．钛基复合材料的熔炼工艺与钛合金１期吕维洁等：原位合成ＴｉＢ／Ｔｉ基复合材料增强体的生长机制１０５表１钛基复合材料的化学成分及增强体体积分数Ｔａｂｌｅ１ＣｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｎｄｖｏｌｕｌｑＱｅｆｒａｃｔｉｏｎｏｆｒｅｉｎｆｏｒｃｅ－ｍｅｒｉｔｉｎｔｉｔａｎｉｕｍｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ完全相同，混合料利用钮扣式非自耗电弧炉在Ａｒ气的保护下，经两次重熔获得．铸态样品经切割、磨平、抛光，利用ＰｈｉｌｉｐｓＳＥＭ５１５扫描电镜和ＣＭ１２透射电镜观察增强体形态与分布．透射电镜样品制备方法如下：用钼丝线切割机切取厚度为０．３ｍｉｌｌ的薄片，经金相砂纸减薄至约６０ｐｍ，然后利用Ｇａｔａｎ精密磨凹仪磨凹至２０ｐｍ，最后用Ｇａｔａｎ离子减薄仪减薄至穿孔．相结构分析在Ｄ—ｍａｘＩＶＡ全自动Ｘ射线衍射仪上进行，利用Ｃｕｊ乙，电压为３５ｋＶ，电流为２０ｍＡ．２实验结果与讨论２．１材料的相分析和微观结构图１为钛基复合材料的Ｘ射线衍射谱．Ｘ射线衍射的物相分析结果表明：只存在硼化钛（ＴｉＢ）和钛相．比较两（ｂ）ＯｏｄＯｊｉＬ如？１Ｉ－－一、－＾．，２０３０４０５０６０７０８０９０２０．ｄｅｇ围１钛基复合材料的Ｘ射线衍射谱Ｆｉｇ．１Ｘ－ｒａｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｔｅｒｎｓｏｆＴｉｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓＮｏ．１（ａ）ａｎｄＮｏ．２（ｂ）种不同成分复合材料的Ｘ射线衍射图谱，两者的衍射峰并无很大区别，只是在衍射峰强度上有所区别，Ａ１元素的加入并未导致新相的形成．图２为复合材料的扫描电镜微观照片．结果表明，增强体较为均匀地分布在钛基体上，增强体呈短纤维状，其平均长径比超过１０．图２钛基复合材料的扫描电镜照片Ｆｉｇ．２ＳＥＭｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆＴｉｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓＮｏ．１（ａ）ａｎｄＮｏ．２（ｂ）图３ａ为深腐蚀后增强体ＴｉＢ的外观形貌，显示ＴｉＢ为短纤维状，其横截面为六角形，外表面非常平直；图３ｂ显示ＴｉＢ横截面的正视形状为六角形，各边两两平行．图４为不同取向增强体ＴｉＢ的明场像和相应的电子衍射图谱，其电子衍射的入射方向分别为［０１０】及［００１］．由［０１０］方向的选区电子衍射图可确定ＴｉＢ横截面各边的晶面指数分别为（１００），（１０１）和（１０ｉ），如图４ａ所示．２．２ＴｉＢ增强体原位合成的热力学分析ＴｉＢ增强体的原位合成是利用Ｔｉ与Ｂ之间的自蔓延高温合成反应（ＳＨＳ）而发生的．其反应式如下所示Ｔｉ＋Ｂ—，ＴｉＢ（１）利用文献［９】的数据计算了该反应式的反应生成焓△日和反应Ｇｉｂｂｓ自由能ＡＧ，采用标准生成焓△上乇９８时，相应计算式可表示如下△日＝一１７３８９３．８＋１７．７８Ｔ一９．２６×１０—３Ｔ２＋１．１４×１０６／Ｔ＋ｏ．４５×１０—６Ｔ３，Ｔ＜１９３９Ｋ（２）１０６金属学报３６卷图３钛基复合材料中ＴｉＢ的增强体典型形貌及横截面形貌Ｆｉｇ．３ＡｔｙｐｉｃａｌｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆＴｉＢｒｅｉｎｆｏｒｃｅｍｅｎｔｉｎＴｉｍ｝ｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ（ａ）ａｎｄｃｒｏｓｓ—ｓｅｃｔｉｏｎａｌｉｍａｇｅ（ｂ）△日＝一１４９６３３．９—１２．０５Ｔ一４．１０×１０—３Ｔ２＋１．２３×１０６／Ｔ＋０．４５×１０—６Ｔ３，Ｔ＞１９３９Ｋ（３）ＡＧ＝一１７３８９３．８＋１２９．６９Ｔ一１７．７８ＴｌｎＴ＋９．２６ｘ１０—３Ｔ２＋０．５７×１０６／Ｔ一０．２３×１０—６Ｔ３，Ｔ＜１９３９Ｋ（４）△Ｇ＝一１４９６３３．９－９８．６６Ｔ＋１２．０５ＴＩｎＴ＋４．１０×１０—３Ｔ２＋０．６２×１０６／Ｔ一０．２３×１０—６Ｔ３，Ｔ＞１９３９Ｋ（５）反应Ｇｉｂｂｓ自由能ＡＧ和反应生成焓△日随着温度变化的曲线见图５．由图５可知，该反应Ｇｉｂｂｓ自由能ＡＧ为负值，说明在热力学上该反应是可行的；而反应生成焓△日很大则说明，在该反应进行的过程中释放出大量的热量．编程计算了该反应的绝热温度，其值为３０９４Ｋ，超过Ｍｅｒｚｈａｎｏｖ［１ｕＪ提出的反应能自发维持的经验判据（‰＞２５００Ｋ），说明该反应能自发维持，即发生自蔓延高温合成反应．２．３凝固过程与增强体形成机制２．３．１增强体ＴｉＢ的凝固过程增强体的长大机理与其加工时所能达到的最高温度有关，根据其加工时所能达囝４增强体ＴｉＢ沿横截面，长度方向的明场像及相应的电子衍射Ｆｉｇ．４ＴＥＭｂｒｉｇｈｔｆｉｅｌｄｉｍａｇｅｓｏｆＴｉＢ（ａ）ｃｒｏｓｓｓｅｃｔｉｏｎ（ｂ）ＳＡＤＰｏｆｓｅｃｔｉｏｎ（ｃ）ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌｓｅｃｔｉｏｎ（ｄ）ＳＡＤＰｏｆｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌｓｅｃｔｉｏｎ１期吕维洁等：原位合成ＴｉＢ／Ｔｉ基复合材料增强体的生长机制１０７图５反应Ｇｉｂｂｓ自由能△Ｇ和反应生成焓△日随温度的变化Ｆｉｇ．５Ｖａｒｉａｔｉｏｎｓｏｆ△Ｇａｎｄ△日ｗｉｔｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｆｏｒａｃｔｉｏｎ（Ｅｑ．（１））到的温度可分为两类：（１）扩散机制；（２）溶解一析出机制．当加工温度低于液相线时，其生长机制为扩散机制，如粉末冶金方法原位合成ＴｉＢ／Ｔｉ，ＴｉＣ／Ｔｉ复合材料的增强体都是经扩散机制形成的．当加工温度高于液相线温度时，如用熔铸法原位合成ＴｉＢ／Ｔｉ，ＴｉＣ／Ｔｉ复合材料，其生长机制为溶解一析出机制．本实验利用非自耗熔炼的方法制备ＴｉＢ／Ｔｉ复合材料，由于非自耗电弧熔炼电弧区的温度远高于２３００Ｋ，按照Ｔｉ－Ｂ二元相图【１１Ｊ可知（图６），在制备该Ｔｉ基复合材料时，ＴｉＢ增强体已完全溶于液态Ｔｉ中，因此在凝固过程中，ＴｉＢ是以形核一长大的方式从Ｔｉ溶液中析出而长大的．即在熔炼过程中，随着温度的升高，海绵Ｔｉ与Ｂ粉发生自蔓延高温合成反应，生成增强体ＴｉＢ．但随着温度的继续升高，超过液相线温度时，ＴｉＢ完全溶于液态Ｔｉ中．当温度降低时，ＴｉＢ从液态Ｔｉ中析出并长大．由图６所示的二元相图可确定ＴｉＢ／Ｔｉ复合材料的凝固过程如下所示：首先，初扩图６Ｔｉ－Ｂ二元相图Ｆｉｇ．８ＴｈｅＴｉ—Ｂｂｉｎａｒｙｐｈａｓｅｄｉａｇｒａｍ晶ＴｉＢ先从溶液中析出，即Ｌ—ＴｉＢ；当温度降到１８１３Ｋ时，发生二元共晶反应工一卢一Ｔｉ＋ＴｉＢ，卢一Ｔｉ和ＴｉＢ同时析出；随着温度的继续降低，ｐ—Ｔｉ—ａ～Ｔｉ．２．３．２增强体ＴｉＢ晶体结构对其生长形貌的影响原位合成增强体形貌除受凝固过程的热力学、动力学条件影响外，增强体的晶体结构对增强体的生长形态有着非常明显的影响．ＴｉＢ具有Ｂ２７结构（图７ａ），Ｔｉ原子与Ｂ原子之间的化学键是电子结合，Ｂ原子之间存在共价键．在过渡金属Ｔｉ与Ｂ原子形成ＴｉＢ金属相时，Ｂ原子的Ｐ层电子消耗在Ｂ—Ｂ的共价键上，只有少部分转入金属键的电子中，由于Ｂ原子半径比碳和氮的大，而且Ｂ的电离势较低，Ｂ原子之间结合成键，并以单键形式形成单独的结构单元，即每个Ｂ原子形成平行于ｂ轴方向呈“Ｚ”字形的单链，每个硼原子位于由六个钛原子组成的三角棱晶的中心（图７ｂ）．Ｂ２７结构由三角棱晶堆垛成柱状阵列组成，而柱状阵列相△凶图７ＴｉＢ晶体结构及原子堆垛图Ｆｉｇ．７ＳｃｈｅｍａｔｉｃｉｌｌｕｓｔｒａｔｉｏｎｏｆｔｈｅａｔｏｍｉｃｐａｃｋｉｎｇｉｎＴｉＢ（ａ）ｔｈｅｕｎｉｔｃｅｌｌ（Ｂ２７）（ｂ）ｔｈｅｂａｓｉｃｔｒｉｇｏｎａｌｐｒｉｓｍｆｏｒｍｅｄｂｙＴｉａｔｏｍｓａｒｏｕｎｄＢａｔｏｍ（ｃ）ｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｂａｓｉｃｔｒｉｇｏｎａｌｐｒｉｓｍｓｔｏｆｏｒｍＴｉＢｓｔｒｕｃｔｕｒｅ１０８金属学报３６卷文献【８］报道，Ａ１的加入对ＴｉＣ／Ｔｉ基复合材料中增强体ＴｉＣ形貌有明显影响．而本工作实验证明，Ａｌ的加入对ＴｉＢ／Ｔｉ复合材料中ＴｉＢ形貌无明显影响（图２）．其原因与ＴｉＢ的特殊晶体结构有关，ＴｉＢ在生长过程中易沿ｆ０１０］方向生长成短纤维状，凝固过程对ＴｉＢ生长形态影响较小．对ＴｉＣ／Ｔｉ复合材料，Ａ１的加入改变了复合材料的凝固过程，同时也导致初晶ＴｉＣ由树枝状长成等轴状或近似等轴状增强体．在钛基复合材料中，Ａｌ的加入可在不同程度上影响增强体的形貌．但作为合金化元素均能固溶强化钛合金，而有利于提高钛基复合材料的力学性能．图８垂直于ＴｉＢ［０１０】方向的原子排布Ｆｉｇ．８Ａｔｏｍｉｃａｒｒａｎｇｅｍｅｎｔｎｏｒｍａｌｔｏ［０１０］ｄｉｒｅｃｔｉｏｎｏｆＴｉＢ邻的三角棱晶的六个正交面中只有两个重叠，如图７ｃ部分的阴影所示．在这种情况下，Ｂ原子形成一平行于ｆ０１０１方向的“Ｚ，，字形单链．为了达到化学计量比，棱柱只是在侧面接触，形成具有不规则四边形横截面的不含Ｂ的金属原子“面”，如图７ｃ的阴影区域所示．由于晶体从溶体中生长时，经常被最慢生长面所约束，加之由图７ｃ所示的堆垛方式可知，ＴｉＢ易形成一确定的晶体形貌．由于具有相同化学配比的Ｔｉ和Ｂ的面生长速度大于Ｔｉ和Ｂ化学配比不等的面的生长速度，ＴｉＢ应垂直于Ｔｉ，Ｂ化学配比相等的面生长．因此，ＴｉＢ沿［０１０］方向生长要快于垂直于（１００），（１０１），（１０２）和（００１）面方向生长而形成短纤维状．由金属键合理论可知，ＴｉＢ晶体价键之间的键合强度大小如下排列：Ｂ—Ｂ＞Ｔ卜Ｂ＞Ｔｉ—Ｔｉ，因此Ｔｉ＿Ｔｉ结合面具有最小的界面能而暴露在Ｔｉ溶液中．图８给出了ＴｉＢ垂直于［０１０］方向的原子分布模拟图，可以确定Ｔｉ原子的堆垛密度以如下顺序下降：（１００）＞（１０１）＞（１０Ｄ＞（０ｍ）．由图８还可知，沿着［１００］方向生长时，Ｔｉ原子与Ｂ原子交替生长，而沿着［００１］方向生长时，Ｔｉ原子与Ｂ原子等原子生长．因此，可以确定（００１）面以最快的速度生长而消失，留下的ＴｉＢ晶面为（１００），（１０１）和（ｚｏｉ－）．图４所示横截面的透射电镜明场像证明了这一点．用图８模拟图３ｂ所示ＴｉＢ的横截面，其面分别为（ｉ００），（１０１）和（１０Ｔ），说明ＴｉＢ生长时确实更易沿［０１０】方向生长，平行于【０１０】方向的面为（ｚｏｏ），（ｉ０１）和（１０５）．３结论（１）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可以制备原位合成ＴｉＢ增强的钛基复合材料．（２）原位合成增强体ＴｉＢ以形核一长大机制生长，其形貌与ＴｉＢ增强体的晶体结构密切相关．由于ＴｉＢ为Ｂ２７结构，易于沿［０１０］方向生长而长成柱状短纤维，其柱面为（１００），（１０１）及（１０］－）．参考文献【１】ＲａｎｇａｎａｔｈＳ．ＪＭａｔｅｒＳｃｉ，１９９７；３２：１【２】ＺｈａｎｇＸＮ，ＬｉｉｗＪ，ＺｈａｎｇＤ，ｗｈＲＪ，ＢｉａｎＹＪ，ＦａｎｇＰＷ．ＡｅｒｏｓｐＭａｔｅｒＴｅｃｈｎｏｌ，１９９８；２８（２）：２４（张小农，吕维洁，张获，吴人洁，卞玉君，方平伟．宇航材料工艺，１９９８；２８（２）：２４）［３】ＪｉａｎｇＪＱ，ＬｉｍＴＳ，ＫｉｍＹＪ，ＫｉｍＢＫ，ＣｈｕｎｇＨＳ．ＭａｔｅｒＳｃｉＴｅｃｈｎｏｌ，１９９６；１２：３６２［４］ＦａｎＺ，ＮｉｕＨＪ，ＭｉｏｄｏｗｎｉｋＡＰ，ＳａｉｔｏＴ，ＣａｎｔｏｒＢ．ＫｅｙＥｎｇＭａｔｅｒ，１９９７；１２７—１３１：４２３［５］ＴｓａｎｇＨＴ，ＣｈａｏＣＧ，ＭａＣＹ．ＳｃｒＭａｔｅｎ１９９７；３７：１３５９［６】ＤｕｂｅｙＳ，ＬｅｄｅｒｉｃｈＲ，ＳｏｂｏｙｅｊｏＷ．ＭｅｔａｌｌＭａｔｅｒＴＰａｎｓ，１９９７；２８Ａ：２０３７『７１ＴａｋａｈａｓｈｉＴ．ＪＪｐｎＩｎｓｔＭｅｔ，１９９５；５９：２４４（高桥辉南．日本金属学会志，１９９５；５９：２４４）【８】ＬｉｉＷＪ，ＺｈａｎｇＸＮ，ＺｈａｎｇＤ，ｗｕＲＪ，ＢｉａｎＹＪ，ＦａｎｇＰＷ．ＡｃｔａＭｅｔａｌｌＳＩｎ．１９９９；３５：５３６（吕维洁，张小农，张荻，吴人洁，卞玉君，方平伟．金属学报，１９９９；３５：５３６）［９ｊＫｎａｃｋｅＯ，Ｋｕｂａｓｃｈｅｗｓｋｉ０，ＨｅｓｓｅｌｍａｎｎＫ．Ｔｈｅｒｍｏｃｈｅｍｉ—ｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＩｎｏｒｇａｎｉｃＳｕｂｓｔａｎｃｅｓ．２ｎｄｅｄ，ＮｅｗＹｏｒｋ：Ｓｐｒｉｎｇｅｒ－Ｖｅｒｌａｇ，１９９１：１１５，２０５７，２１０８【１０】ＭｅｒｚｈａｎｏｖＡＧ．ＣｏｍｂｕｓｔＳｃｉＴｅｃｈｎｏｌ，１９７５；１０（１）：１９５［１１】ＤｕｓｃｈａｎｅｋＨ，ＲｏｇｌＰ，ＬｕｋａｓＨＬ．ＪＰｈａｓｅＥｑｕｉＵｂ，１９９５；１６：４６原位合成TiB/Ti基复合材料增强体的生长机制作者：吕维洁， 张小农， 张荻， 吴人洁， 卞玉君， 方平伟， L(U) Weijie， ZHANG Xiaonong ， ZHANG Di， WU Renjie， BIAN Yujun， FANG Pingwei作者单位：吕维洁,张小农,张荻,吴人洁,L(U) Weijie,ZHANG Xiaonong,ZHANG Di,WU Renjie(上海交通大学金属基复合材料国家重点实验室,上海,200030)， 卞玉君,方平伟,BIAN Yujun,FANGPingwei(上海钢铁研究所钛合金分所,上海,200940)刊名：金属学报英文刊名：ACTA METALLURGICA SINICA年，卷(期)：2000，36(1)引用次数：17次1.Ranganath S查看详情 19972.张小农.吕维洁.张荻.吴人洁.卞玉君.方平伟查看详情 1998(2)3.Jiang J Q.Lim T S.Kim Y J.Kim B K Chung H S查看详情 19964.Fan Z.Niu H J.Miodownik A P.Saito T Cantor B查看详情 19975.Tsang H T.Chao C G.Ma C Y查看详情 19976.Dubey S.Lederich R.Soboyejo W查看详情 19977.高桥辉南查看详情 19958.吕维洁.张小农.张荻.吴人洁.卞玉君.方平伟查看详情 19999.Knacke O.Kubaschewski O.Hesselmann K Thermochemical Properties of Inorganic Substances 199110.Merzhanov A G查看详情 1975(1)11.Duschanek H.Rogl P.Lukas H L查看详情 19951.期刊论文王朋波.杨冠军.毛小南.Wang Pengbo.Yang Guanjun.Mao Xiaonan放电等离子原位烧结制备TiC+TiB/Ti复合材料-稀有金属材料与工程2007,36(3)采用放电等离子烧结(SPS),通过Ti与B4C之间的原位反应合成TiC+TiB/Ti复合材料.首先通过热力学计算判断可能发生的反应,利用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)对球磨混合粉以及烧结后材料的相组成和显微组织进行了研究,测定材料的相对密度和硬度,并探讨了Ti与B4C采用放电等离子烧结制备TiC+TiB/Ti复合材料的致密化过程和反应机理.结果表明,采用SPS技术,在1150℃保温5 min的条件下,Ti与B4C能同步完成反应、烧结、致密化,生成TiC+TiB/Ti复合材料,并且原位生成的增强相分布均匀且细小.2.期刊论文蔡海斌.樊建中.左涛.肖伯律.赵志毅.Cai Haibin.Fan Jianzhong.Zuo Tao.Xiao Bolü.Zhao Zhiyi原位合成TiB增强钛基复合材料的微观组织研究-稀有金属2006,30(6)在热力学计算纯钛粉与TiB2颗粒生成TiB条件的基础上,采用原位反应粉末冶金技术制备了TiB/Ti复合材料.试验结果表明,采用计算的反应条件可以实现纯钛粉与TiB2颗粒完全反应,反应生成物TiB呈晶须状,TiB晶须在基体中均匀分布,并与基体之间界面平整、干净.1.刘波波.王芬.朱建锋.张芳.李亚玲TiC/Ti3AlC2复合材料的原位合成[期刊论文]-宇航材料工艺 2009(3)2.雷贻文.孙荣禄.唐英激光熔覆反应合成TiC和TiB2的生长机制[期刊论文]-中国激光 2009(5)3.肖代红.黄伯云原位合成钛基复合材料的最新进展[期刊论文]-粉末冶金技术 2008(03)4.尚俊玲.李邦盛.任明星.杨闯.郭景杰原位TiB/Ti复合材料的磨损性能及磨损机制[期刊论文]-铸造 2008(05)5.肖代红.宋旼.陈康华.陈方泉熔炼法原位合成TiB-Nd2O3-Ti复合材料的组织与力学性能[期刊论文]-材料开发与应用 2007(02)6.王朋波.毛小南.杨冠军.赵永庆.张鹏省.于兰兰原位反应制备颗粒增强钛基复合材料的研究进展[期刊论文]-稀有金属快报 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2001(03)本文链接：/Periodical_jsxb200001023.aspx下载时间：2010年3月6日。
原位TiC颗粒增强灰铸铁复合材料的组织及其摩擦磨损性能
原位TiC颗粒增强灰铸铁复合材料的组织及其摩擦磨损性能摘要本文通过原位合成TiC颗粒增强的灰铸铁复合材料，并研究了其组织结构和摩擦磨损性能。
采用冶金学原位反应法，将碳化钛颗粒均匀分散到灰铸铁基体中，并通过扫描电子显微镜观察了复合材料的微观结构。
实验结果表明，添加TiC颗粒后，复合材料的硬度和抗磨损性能得到了显著提高。
摩擦磨损实验表明，在不同加载力和滑动速度下，添加TiC颗粒的复合材料均表现出较低的摩擦系数和磨损率。
进一步分析揭示了TiC颗粒在复合材料中的增强机制。
本研究为开发高性能灰铸铁复合材料提供了理论依据。
关键词：原位合成；TiC颗粒；灰铸铁；摩擦磨损性能；组织结构引言灰铸铁作为一种常用的工程材料，具有优良的耐磨性和耐热性能，但在某些特殊应用环境下的摩擦磨损性能仍然有待改善。
为了进一步提升灰铸铁的性能，研究人员通过添加强化相，如碳化物颗粒，来改善其综合性能。
在此背景下，原位合成技术成为一种非常有效的方法，可以将强化相均匀地分散到灰铸铁基体中。
实验方法在本研究中，采用冶金学原位反应法，将碳化钛（TiC）颗粒原位合成到灰铸铁基体中。
首先，在高温下，将铁碳合金和钛粉反应生成TiC颗粒，并通过机械合金化方法将其均匀分散到灰铸铁基体中。
通过调节反应条件，得到不同颗粒尺寸的增强颗粒。
利用扫描电子显微镜（SEM）对合成的灰铸铁复合材料进行观察和表征，分析其微观组织结构。
结果与讨论实验结果表明，添加TiC颗粒后，灰铸铁复合材料的硬度得到了明显提高。
这是由于TiC颗粒的高硬度和均匀分散，有效阻碍了灰铸铁基体的塑性变形。
此外，添加TiC颗粒后，复合材料的抗磨损性能也得到了显著提升。
在摩擦磨损实验中，添加TiC颗粒的复合材料表现出较低的摩擦系数和磨损率。
这是由于TiC颗粒可以形成硬度更高的表面层，有效降低了复合材料的摩擦和磨损。
进一步的分析揭示了TiC颗粒在复合材料中的增强机制。
首先，TiC颗粒的分散强化作用可以增加复合材料的强度和硬度，提高其耐磨性能。
原位生成TiCpFe表面梯度复合材料组织及形成机理研究
下半月出版Ma te ri al&H e at Treatment|材料热处理技术原位生成TiCP／Fe表面梯度复合材料组织及形成机理研究王亮亮，许云华，钟黎声，魏忠斌(西安建筑科技大学机电工程学院，陕西西安710055)摘要：利用铸造一热处理工艺原位反应生成了Ti C颗粒增强铁基表面梯度复合材料，对该复合材料的组织进行了研究，并深刻剖析了该复合材料组织的形成机理。
结果表明：原位合成的TiC增强表面梯度复合材料大致分为三层；每层之间最大的区别是生成的TiC颗粒的大小及形状不同。
远离基体侧的反应层接近于大块状的TiC，显然是颗粒基本上没有扩散：反应层与基体结合界面良好、无间隙，结合层Ti C颗粒平均大小为2～4 p．m。
因此，各梯度层Ti C颗粒的大小决定了此种复合材料的不同层具有不同的硬度、冲击性能、抗拉强度和耐磨性等。
关键词：原位反应；碳化钛；梯度复合材料中图分类号：T B33l文献标识码：A文章编号：1001．3814(2012)04．0099-04Rese ar ch on Microstructure and Formation Mechanism of Ti C P ar ti cl esRe i n fo r ce d I r o n Matrix Surface Gradient Composite by h—situ Technology Ⅵ，ANG Lia ngliang，XU Yunhua，ZHONG Lishen g，、ⅣE I Zhongbin (Colleg e ofEl ec tr i ca l an d Mec han ica l E n gi ne e ri ng，X i’an U n iv er s it y ofArchitecture&Technology，Xi’an710055，China) Abstract：The in-situ T iC particles r e i nf o r c ed iron ma t r i x s u rf a c e g r ad i e n t c o mp o s i t e w a s p r e p a re d b y casting and heat i ng p r o c e s s in g．T h e m i c r o s t r u c t u r e o f the composite was researched，and the formation me ch a ni sm of the m i c r os t r u c tu r e o f t he compo site wa s anal yzed deep ly．The results show that the TiC reinforced surface gradient composite in-situ s y n th e s i ze d isd i v i de d into three l ay e r s．Th e largest d if fe r e n c es b et w e e n each layer a le the different size and shap e o f Ti C p ar t ic l es．T he re a ct io n layer far aw ay fr o m iron matrix is ne a r l y the block titanium carbon．Apparently,the particles don't main ly hav e diffused．The interfac e is beRe r betwe en rea ction layer and mat rix，and n o gap．The ave rage size of titanium carbon ofc om b i ned layer particles is 2～4仙m．Conse quent ly，the different size between the ti ta n i u m c ar b o nparticles in e v e r yg ra d i e n t layers decid ed that the c omp osi te in different layers has different h a rd n e s s，i m p a c t toughness，tenacity intensity,wearresistant，and S O o n．Key words：in—situ synth esi zed；T iC；gr adi ent composite随着金属基复合材料的研究日臻成熟，很多研在提高机械零件表面耐磨性方面较其他碳化物效果究已趋近于体系化，相比于整体复合材料成本高的更佳，从而在一定程度上可提高零件的使用寿命，并问题．表面复合材料的低成本、使用性能好等优点已降低过度摩擦磨损带来的经济损失㈣。
原位自生颗粒增强钛基复合材料的制备方法[发明专利]
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专利名称：原位自生颗粒增强钛基复合材料的制备方法专利类型：发明专利
发明人：赵文天,梁栋,葛文艳,李德林,易更
申请号：CN201110440775.7
申请日：20111226
公开号：CN102517464A
公开日：
20120627
专利内容由知识产权出版社提供
摘要：一种原位自生颗粒增强钛基复合材料的制备方法，其特征在于包括如下步骤：将钛基原料装入水冷石墨坩埚，真空等离子熔炼炉内真空抽到不超过10Pa，起弧熔炼，进入精炼期，将用以原位反应生成增强相的石墨粉从送粉器加入真空等离子熔炼炉，同时电磁搅拌，停弧，浇注。
与现有技术相比，本发明的优点在于：有效地避免了对合金熔体的污染，显著提高了高熔点组元的合金化程度，降低了铸锭中的高熔点组元聚集偏析，保证了合金化的均匀性，同时合理地控制合金中的氧含量。
申请人：中国兵器工业第五二研究所
地址：315103 浙江省宁波市科技园区凌云路199号
国籍：CN
代理机构：宁波诚源专利事务所有限公司
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原位合成TiC颗粒增强铝基复合材料研究进展
原位合成TiC颗粒增强铝基复合材料研究进展
庄伟彬;覃龙健;贾婧;李菁辉;刘敬福;孟超
【期刊名称】《中国有色金属学报》
【年(卷),期】2024(34)2
【摘要】原位合成TiC颗粒增强铝基复合材料具有密度小、比模量高、低热膨胀
系数、热稳定性和导热性能良好,以及耐磨性能和耐有机液体和溶剂侵蚀优良等一
系列优点,成为了近年来金属基复合材料的研究热点。
本文从反应体系、显微组织、力学性能和强化机制四个方面,综述了近年来原位合成TiC/Al复合材料的研究进展,指出了其存在的问题并展望了其发展趋势,以期为研究和开发原位合成颗粒增强铝
基复合材料提供参考。
【总页数】17页(P473-489)
【作者】庄伟彬;覃龙健;贾婧;李菁辉;刘敬福;孟超
【作者单位】辽宁工程技术大学材料科学与工程学院
【正文语种】中文
【中图分类】TB331
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1.不同C加入量对原位合成TiC颗粒增强钢基表面复合材料组织和性能的影响
2.
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