·334· 北京科技大学学报 2003年第4期 散过程控制.随着反应进一步释放能量，当温度 2.4TiC/Ti-5M0-5V-2Cr-3Al的微观组织 达到一定值时，最终将发生Ti+C→TiC的反应.此 对TiC/Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al复合材料进行的 时，因温度极高，部分TC颗粒将按溶解-析出机 扫描电镜(SEM)分析表明，内生颗粒比较均匀地 制生成，亦即在钛合金熔体中自生TC颗粒时， 分布在Ti基体上（图1）. 扩散机制和溶解-析出机制都可能存在 复合材料中出现Al,T相的原因可解释为：预 制块受热后其中的铝粉首先熔化.这些熔融A1 很快被预制块中的Ti,C粉吸附.一方面，T粉表 层的Ti会溶解于熔融Al中，当熔融的Ti质量分 数等于或大于0.15%（胞晶成分）时会发生胞晶反 应生成AlTi并向Al液中扩散；另一方面，远离Ti 颗粒的AlTi由于温度很高，Ti浓度较低，又容易 分解成Al,Ti.分解的Ti会通过Al液扩散至C颗 图1 TiC/Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al复合材料的微观组织 粒上形成富Ti层，C与Ti在界面上发生反应生成 (SEM) TC.随着反应的进行，Al液中的Ti会逐渐降低， Fig.1 Microstructure (SEM)of TiC/Ti-5Mo-5V-2Cr 使得已形成的AlTi会逐渐分解为Ti和A1.当Ti -3Al composites 量相对过剩时，一方面AlTi量会显著增加；另一 透射电镜分析表明四，在钛合金熔体中内生 方面，Al,Ti周围的Ti浓度较高，使得已形成的 的TC颗粒近似呈等轴状，衍射斑点及其标定结 AlTi不易分解为Ti和Al,最终导致ATi量增加. 果进一步证实了这些颗粒相是简单面心立方结 对Ti+C+TiC,通过计算可求出该反应式 构的TiC.由TiC的晶体结构可知，TiC具有NaCl 的反应生成焓△H和反应Gibbs自由能△G,计算式 结构的面心立方点阵，T和C的原子占位呈完全 如下： 中心对称结构，因此TC形核时容易形成表面能 △H=-184571.8+5.042T-2.435×10-3T- 最低的等轴球形粒子， 1.985×10/T(T<1939K), 如前所述，高温时TC是从液相中析出的.由 △G=-184571.8+41.382T-5.042TnT+ 于钛合金中存在元素铝，使得T与C之间的相互 2.425×10-3T-9.79×10/T(T<1939K)(1) 扩散速度受到影响，导致TiC形核与长大时不易 △H=-160311.5-24.79T+2.732×10-37- 形成成分过冷，因而TC不会长成树枝晶形态. 1.863×10/T(T>1939K), 2.5TiC/Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al的力学性能 △G=-160311.5-186.97T+24.79TnT- 表1列出了喷射沉积成形TiC/Ti--5Mo-5V- 2.732×10-3T-9.31×10/T(T>1939K)(2) 2Cr-3A1复合材料的常温和高温拉伸性能.结果 从△G表达式可以看出，钛合金熔炼温度范 显示，复合材料的延伸率与基体相近，拉伸强度 围内△G为负，表明Ti+C→TiC的反应在热力学 高于未增强合金. 上可行. 复合材料的延伸率保持与基体相近的原因 对含95%TC的预制块（试验配比时常为此 是由于原位生成的TC颗粒与基体的界面结合 值)，通过计算可知该反应的绝热温度超过 良好，颗粒近似呈球形，颗粒内部应力分布比较 3210K,即高于TiC的熔点，表明高温合成的TC 均匀，这对保持材料的塑性十分有利，而外加的 会处于熔融状态，且在随后的冷却过程中析出并 尖锐颗粒增强金属基复合材料，由于尖锐颗粒中 长大 残余应力分布十分不匀，当受到外加载荷时，载 表1喷射沉积TiCT-5Mo5V-2Cr-3A1复合材料的拉伸性能 Table 1 Tensile properties of TiC/Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al composites formed by melt in-situ spray forming 25℃时的拉伸性能 650℃时的拉伸性能 材料 热处理状态 /MPa ov/MPa 5/%E/GPa 0o/MPa oy/MPa 5/%E/GPa Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 760℃空冷+500℃/8h1310135016 113 615645 29 3%Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al 760℃空冷+500℃/8h1327 138612121 65368226-一 北 京 科 技 大 学 学 报 年 第 期 散 过 程 控 制 随着反 应 进 一 步释 放 能量 ， 当温度 达 到 一 定值 时 ， 最 终将 发 生 十 的反应 此 时 ， 因温度极 高 ， 部 分 颗 粒 将 按 溶解一 析 出机 制 生 成 ， 亦 即在 钦合 金 熔 体 中 自生 颗 粒 时 ， 扩 散机 制 和 溶 解一 析 出机 制 都 可 能存 在 复 合 材料 中出现 相 的原 因可解释 为 预 制块 受 热 后 其 中的铝 粉 首先熔 化 这 些熔 融 很 快被 预 制 块 中 的 ， 粉 吸 附 一方 面 ， 粉表 层 的 会 溶 解 于熔 融 中 ， 当熔 融 的 质 量 分 数 等 于或 大于 巧 胞 晶成 分 时会发 生胞 晶反 应 生 成 并 向 液 中扩 散 另 一 方 面 ， 远 离 颗粒 的 由于 温 度很 高 ， 浓 度较低 ， 又 容 易 分解 成 ， 分 解 的 会通过 液 扩 散至 颗 粒 上 形 成 富 层 ， 与 在 界 面 上 发 生 反 应 生 成 随着反 应 的进 行 ， 液 中 的 会逐 渐 降低 ， 使 得 己形 成 的 会 逐 渐 分 解 为 和 当 量 相对 过 剩 时 ， 一 方 面 量 会 显 著 增 加 另 一 方 面 ， 从 周 围 的 浓 度 较 高 ， 使得 已 形 成 的 不 易分 解 为 和 ， 最 终 导致 量 增 加 对 ， 通 过 计 算 「 可 求 出该 反 应 式 的反 应 生成 焙八付和 反应 自由能△ ， 计 算式 如 下 一 一 一 产一 勺 ， △ 一 一 刀 一 ，产一 △万 一 一 斗 一 产一 介 ， △ 一 一 几 几 一 一 ，产一 ， 升 从 △ 表 达 式 可 以看 出 ， 钦 合 金 熔炼 温 度范 围 内△ 为 负 ， 表 明 的 反应 在 热 力 学 上 可 行 对 含 的预 制 块 试 验 配 比 时常 为此 值 ， 通 过 计 算 可 知 「 该 反 应 的绝 热 温度 超 过 ， 即 高于 的熔 点 ， 表 明高温 合 成 的 会 处 于熔 融状 态 ， 且 在 随后 的冷却 过程 中析 出并 长 大 江 一 卜 二 卜 的微 观 组 织 对 一 于 一 复合 材 料进行 的 扫描 电镜 分析表 明 ， 内生颗 粒 比较均 匀地 分布 在 基 体上 图 图 卜 复合材 料 的微观组织 卜 卜 二 一 透 射 电镜 分 析 表 明‘， ， 在钦 合 金熔 体 中 内生 的 颗 粒 近 似 呈 等 轴 状 ， 衍 射 斑 点 及 其 标 定 结 果 进 一 步 证 实 了这 些 颗 粒 相 是 简 单 面 心 立 方 结 构 的 由 的 晶体 结构 可 知 ， 具有 结 构 的面 心 立 方 点 阵 ， 和 的原 子 占位 呈 完全 中心 对 称 结 构 ， 因此 形 核 时容 易 形 成 表 面 能 最 低 的等 轴 球 形 粒 子 如 前 所 述 ， 高温 时 是 从 液相 中析 出 的 由 于 钦 合 金 中存 在 元 素 铝 ， 使 得 与 之 间 的相 互 扩 散速度 受 到 影 响 ， 导 致 形 核 与 长 大 时不 易 形 成 成 分 过冷 ， 因而 不 会 长 成 树 枝 晶形 态 理 一 ‘ 的 力学性 能 表 列 出 了喷射 沉 积 成 形 汀 一 ‘ 复合 材 料 的常温和 高温 拉 伸 性 能 结果 显 示 ， 复合 材 料 的延 伸 率 与基 体 相 近 ， 拉 伸 强 度 高于 未 增 强 合 金 复 合 材 料 的延 伸 率 保 持 与 基 体 相 近 的 原 因 是 由于 原 位 生 成 的 颗 粒 与 基 体 的界 面 结合 良好 颗 粒 近似呈 球 形 ， 颗 粒 内部 应 力 分 布 比较 均 匀 ， 这 对 保 持 材 料 的塑 性 十 分有 利 而 外 加 的 尖锐颗 粒 增 强金 属 基 复合 材料 ， 由于 尖 锐颗粒 中 残 余应 力 分 布 十 分 不 匀 ， 当受 到 外 加 载 荷 时 ， 载 表 喷射 沉积 ， 复合材 料 的拉伸 性 能 币 卜 一 ‘ 一 一 材料 热 处 理 状态 ℃ 时 的拉伸 性 能 ℃ 时 的拉 伸性 能 一 丙 瓜护 闪 刀 丙 乃涯 即 刀 一 一 ‘ 一 一 一 ℃ 空冷 ℃ ℃ 空冷