Research progress in the preparation process of porous titanium materials
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2020
... 多孔钛有耐磨性、耐蚀性、良好的生物相容性、较大的比表面积和优良的吸附性，使其在催化剂载体、生物医用、电极材料[1]和航空航天[2]等领域受到了极大的关注.但是，“超轻高强”多孔钛的制备和研究仍处于起步阶段.选区激光熔化(SLM)技术具有设计自由度高、近净成型和零件结构可设计等优点，得到了广泛的应用[3].添加增强相如TiC和稀土等，可提高多孔Ti及其合金的力学性能.Attar等[4]用SLM技术制备TiB2/Ti复合材料，在制备过程中TiB2与Ti基体发生反应生成的TiB颗粒可使晶粒细化，显著提高复合材料的力学性能.张美丽等[5]用粉末冶金法制备Nb/Ti多孔材料，研究了Nb含量对多孔结构性能的影响，发现Nb含量为30%的多孔材料综合性能最好.Chen等[6]用粉末冶金法制备Ti/Ag合金，发现随着Ag含量的提高其力学性能和耐蚀性能都显著提高. ...
多孔钛材料制备工艺研究进展
1
2020
... 多孔钛有耐磨性、耐蚀性、良好的生物相容性、较大的比表面积和优良的吸附性，使其在催化剂载体、生物医用、电极材料[1]和航空航天[2]等领域受到了极大的关注.但是，“超轻高强”多孔钛的制备和研究仍处于起步阶段.选区激光熔化(SLM)技术具有设计自由度高、近净成型和零件结构可设计等优点，得到了广泛的应用[3].添加增强相如TiC和稀土等，可提高多孔Ti及其合金的力学性能.Attar等[4]用SLM技术制备TiB2/Ti复合材料，在制备过程中TiB2与Ti基体发生反应生成的TiB颗粒可使晶粒细化，显著提高复合材料的力学性能.张美丽等[5]用粉末冶金法制备Nb/Ti多孔材料，研究了Nb含量对多孔结构性能的影响，发现Nb含量为30%的多孔材料综合性能最好.Chen等[6]用粉末冶金法制备Ti/Ag合金，发现随着Ag含量的提高其力学性能和耐蚀性能都显著提高. ...
Selective laser melting of Ti6Al4V alloy: Process parameters, defects and post-treatments
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64
... 多孔钛有耐磨性、耐蚀性、良好的生物相容性、较大的比表面积和优良的吸附性，使其在催化剂载体、生物医用、电极材料[1]和航空航天[2]等领域受到了极大的关注.但是，“超轻高强”多孔钛的制备和研究仍处于起步阶段.选区激光熔化(SLM)技术具有设计自由度高、近净成型和零件结构可设计等优点，得到了广泛的应用[3].添加增强相如TiC和稀土等，可提高多孔Ti及其合金的力学性能.Attar等[4]用SLM技术制备TiB2/Ti复合材料，在制备过程中TiB2与Ti基体发生反应生成的TiB颗粒可使晶粒细化，显著提高复合材料的力学性能.张美丽等[5]用粉末冶金法制备Nb/Ti多孔材料，研究了Nb含量对多孔结构性能的影响，发现Nb含量为30%的多孔材料综合性能最好.Chen等[6]用粉末冶金法制备Ti/Ag合金，发现随着Ag含量的提高其力学性能和耐蚀性能都显著提高. ...
Effect of processing parameters on the densification, microstructure and crystallographic texture during the laser powder bed fusion of pure tungsten
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2019
... 多孔钛有耐磨性、耐蚀性、良好的生物相容性、较大的比表面积和优良的吸附性，使其在催化剂载体、生物医用、电极材料[1]和航空航天[2]等领域受到了极大的关注.但是，“超轻高强”多孔钛的制备和研究仍处于起步阶段.选区激光熔化(SLM)技术具有设计自由度高、近净成型和零件结构可设计等优点，得到了广泛的应用[3].添加增强相如TiC和稀土等，可提高多孔Ti及其合金的力学性能.Attar等[4]用SLM技术制备TiB2/Ti复合材料，在制备过程中TiB2与Ti基体发生反应生成的TiB颗粒可使晶粒细化，显著提高复合材料的力学性能.张美丽等[5]用粉末冶金法制备Nb/Ti多孔材料，研究了Nb含量对多孔结构性能的影响，发现Nb含量为30%的多孔材料综合性能最好.Chen等[6]用粉末冶金法制备Ti/Ag合金，发现随着Ag含量的提高其力学性能和耐蚀性能都显著提高. ...
Selective laser melting of in situ titanium-titanium boride composites: Processing, microstructure and mechanical properties
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2014
... 多孔钛有耐磨性、耐蚀性、良好的生物相容性、较大的比表面积和优良的吸附性，使其在催化剂载体、生物医用、电极材料[1]和航空航天[2]等领域受到了极大的关注.但是，“超轻高强”多孔钛的制备和研究仍处于起步阶段.选区激光熔化(SLM)技术具有设计自由度高、近净成型和零件结构可设计等优点，得到了广泛的应用[3].添加增强相如TiC和稀土等，可提高多孔Ti及其合金的力学性能.Attar等[4]用SLM技术制备TiB2/Ti复合材料，在制备过程中TiB2与Ti基体发生反应生成的TiB颗粒可使晶粒细化，显著提高复合材料的力学性能.张美丽等[5]用粉末冶金法制备Nb/Ti多孔材料，研究了Nb含量对多孔结构性能的影响，发现Nb含量为30%的多孔材料综合性能最好.Chen等[6]用粉末冶金法制备Ti/Ag合金，发现随着Ag含量的提高其力学性能和耐蚀性能都显著提高. ...
... 为了进一步了解石墨烯在多孔钛中的分布状态，图7给出了多孔Gr/Ti复合材料的透射电镜照片和不同组织的分区电子衍射结果.从图7a可以看出，在钛基体中弥散分布着片状、点状和白色条状组织，且两相界面处没有出现明显的孔洞和空隙.将图7a中点状区放大(图7b)，对点状物及条状物进行选区电子衍射分析(见附图)的结果表明其为碳化钛，与文献[31, 32]的结果相同.将图7a中的片状物高倍放大(图7c)并对片状物进行选区电子衍射分析(见附图)，可知其为石墨烯.从图7c可见，石墨烯与Ti基体之间有明显的过渡区.对石墨烯与Ti界面处进行高分辨率透射，如图7d所示，测量出图中条纹的间距为0.24 nm，与TiC的(111)晶面间距相等，表明生成了TiC.这也与文献[11]分析的结果一致.另外，Ti属于强碳化物形成元素，由Ti与C反应方程自由能可知，温度越高其反应生成自由能越低[4](吉布斯自由能越为负数)，越有利于Ti与C反应生成TiC.SLM中的温度快速达到2000℃以上，意味着扫描过程中石墨烯与钛基体优先反应生成TiC相而不可能在溶解后析出TiC.TiC过渡区的形成使石墨烯和Ti基体的界面形成良好的结合.在距离石墨烯较远的地方出现点状与条状聚集，表明在高温下碳原子扩散后与Ti反应而析出了亚纳米级碳化钛第二相，留下的石墨烯与TiC弥散分布在钛基体中，起弥散强化的作用. ...
Preparation and properties of porous Ti-Nb alloy materials
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2021
... 多孔钛有耐磨性、耐蚀性、良好的生物相容性、较大的比表面积和优良的吸附性，使其在催化剂载体、生物医用、电极材料[1]和航空航天[2]等领域受到了极大的关注.但是，“超轻高强”多孔钛的制备和研究仍处于起步阶段.选区激光熔化(SLM)技术具有设计自由度高、近净成型和零件结构可设计等优点，得到了广泛的应用[3].添加增强相如TiC和稀土等，可提高多孔Ti及其合金的力学性能.Attar等[4]用SLM技术制备TiB2/Ti复合材料，在制备过程中TiB2与Ti基体发生反应生成的TiB颗粒可使晶粒细化，显著提高复合材料的力学性能.张美丽等[5]用粉末冶金法制备Nb/Ti多孔材料，研究了Nb含量对多孔结构性能的影响，发现Nb含量为30%的多孔材料综合性能最好.Chen等[6]用粉末冶金法制备Ti/Ag合金，发现随着Ag含量的提高其力学性能和耐蚀性能都显著提高. ...
多孔Ti-Nb合金材料的制备与性能研究
1
2021
... 多孔钛有耐磨性、耐蚀性、良好的生物相容性、较大的比表面积和优良的吸附性，使其在催化剂载体、生物医用、电极材料[1]和航空航天[2]等领域受到了极大的关注.但是，“超轻高强”多孔钛的制备和研究仍处于起步阶段.选区激光熔化(SLM)技术具有设计自由度高、近净成型和零件结构可设计等优点，得到了广泛的应用[3].添加增强相如TiC和稀土等，可提高多孔Ti及其合金的力学性能.Attar等[4]用SLM技术制备TiB2/Ti复合材料，在制备过程中TiB2与Ti基体发生反应生成的TiB颗粒可使晶粒细化，显著提高复合材料的力学性能.张美丽等[5]用粉末冶金法制备Nb/Ti多孔材料，研究了Nb含量对多孔结构性能的影响，发现Nb含量为30%的多孔材料综合性能最好.Chen等[6]用粉末冶金法制备Ti/Ag合金，发现随着Ag含量的提高其力学性能和耐蚀性能都显著提高. ...
Microstructure, mechanical properties, bio-corrosion properties and antibacterial property of Ti-Ag sintered alloys
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2016
... 多孔钛有耐磨性、耐蚀性、良好的生物相容性、较大的比表面积和优良的吸附性，使其在催化剂载体、生物医用、电极材料[1]和航空航天[2]等领域受到了极大的关注.但是，“超轻高强”多孔钛的制备和研究仍处于起步阶段.选区激光熔化(SLM)技术具有设计自由度高、近净成型和零件结构可设计等优点，得到了广泛的应用[3].添加增强相如TiC和稀土等，可提高多孔Ti及其合金的力学性能.Attar等[4]用SLM技术制备TiB2/Ti复合材料，在制备过程中TiB2与Ti基体发生反应生成的TiB颗粒可使晶粒细化，显著提高复合材料的力学性能.张美丽等[5]用粉末冶金法制备Nb/Ti多孔材料，研究了Nb含量对多孔结构性能的影响，发现Nb含量为30%的多孔材料综合性能最好.Chen等[6]用粉末冶金法制备Ti/Ag合金，发现随着Ag含量的提高其力学性能和耐蚀性能都显著提高. ...
Advances in finite element modelling of graphene and associated nanostructures
1
2020
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
Research progress of graphene reinforced composites
1
2020
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
石墨烯增强复合材料研究进展
1
2020
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
Preparation and mechanical properties of GNPs-Cu/Ti6Al4V composites
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2017
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
石墨烯-Cu/Ti6Al4V复合材料的制备及力学性能
1
2017
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
Corrosion behavior of laser sintered graphene reinforced titanium martix nanocomposite
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2015
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
激光烧结石墨烯钛纳米复合材料及其耐腐蚀性能
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2015
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
Interface evolution and superior tensile properties of multi-layer graphene reinforced pure Ti matrix composite
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2017
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
... 为了进一步了解石墨烯在多孔钛中的分布状态，图7给出了多孔Gr/Ti复合材料的透射电镜照片和不同组织的分区电子衍射结果.从图7a可以看出，在钛基体中弥散分布着片状、点状和白色条状组织，且两相界面处没有出现明显的孔洞和空隙.将图7a中点状区放大(图7b)，对点状物及条状物进行选区电子衍射分析(见附图)的结果表明其为碳化钛，与文献[31, 32]的结果相同.将图7a中的片状物高倍放大(图7c)并对片状物进行选区电子衍射分析(见附图)，可知其为石墨烯.从图7c可见，石墨烯与Ti基体之间有明显的过渡区.对石墨烯与Ti界面处进行高分辨率透射，如图7d所示，测量出图中条纹的间距为0.24 nm，与TiC的(111)晶面间距相等，表明生成了TiC.这也与文献[11]分析的结果一致.另外，Ti属于强碳化物形成元素，由Ti与C反应方程自由能可知，温度越高其反应生成自由能越低[4](吉布斯自由能越为负数)，越有利于Ti与C反应生成TiC.SLM中的温度快速达到2000℃以上，意味着扫描过程中石墨烯与钛基体优先反应生成TiC相而不可能在溶解后析出TiC.TiC过渡区的形成使石墨烯和Ti基体的界面形成良好的结合.在距离石墨烯较远的地方出现点状与条状聚集，表明在高温下碳原子扩散后与Ti反应而析出了亚纳米级碳化钛第二相，留下的石墨烯与TiC弥散分布在钛基体中，起弥散强化的作用. ...
Super-high-strength graphene/titanium composites fabricated by selective laser melting
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2020
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
... 图6给出了PM致密钛、SLM制备的多孔钛以及多孔Gr/Ti的XRD谱和Raman光谱.从图6a可见，石墨烯纳米片的谱中出现两个特征峰，分别位于26.4°(002)和43.3°(101)[22]，纯钛粉的三强峰位于34.9°(100)、38.7°(002)、40.4°(101).PM制备的致密钛和SLM制备的纯钛的衍射峰与纯钛粉原料衍射峰的位置一致，均对应α-Ti相，但是三强峰的相对强度差异较大.其原因是，选区激光熔化制备过程是一个层层叠加过程，晶粒沿着温度梯度方向生长[23]；而在粉末结晶过程中不存在方向性，因此未出现明显的择优取向[24].而烧结温度高于钛的同素异构转变温度(835.9℃)后，在随炉冷却过程中当温度低于同素异构转变温度时体心立方结构(bcc)的β-Ti转变为密排六方结构(hcp)的α-Ti.由于α-Ti和马氏体α'-Ti的晶格常数相差较小，很难根据XRD图谱来分辨两者[12]，且马氏体的产生使衍射峰的强度减弱[25].文献[26] 表明，位于38.7°的衍射峰包含β-Ti，与显微组织分析吻合.对比Gr/Ti复合材料与纯Ti的衍射峰位置可见，Gr/Ti复合材料的XRD衍射谱中出现了与纯钛衍射峰位置相同的衍射峰，但并未出现明显的石墨烯峰，而是在36.2°与41.9°出现了碳化钛衍射峰.其原因，一方面是石墨烯与钛发生反应生成了碳化钛，在激光的高温作用下石墨烯中碳原子扩散而与熔化的钛液发生反应[27]；另一方面，本文的实验中石墨烯添加量较少，低于XRD的检测下限. ...
Selective laser melting of graphene reinforced titanium matrix composites: Powder preparation and its formability
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2021
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
Effects of graphene oxide on microstructure and mechanical properties of 600℃ high temperature titanium alloy
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2019
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
氧化石墨烯对600℃高温钛合金微观组织和力学性能的影响
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2019
... 石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7].已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能.在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能.罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高.胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高.Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用.Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料.Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料.沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化.本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响. ...
Electrochemical corrosion behaviors of ultrafine-grained commercially pure titanium processed by rolling
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2016
... 使用P400电化学工作站三电极体系测定试样的极化曲线和阻抗谱，以评价SLM制备多孔Gr/Ti复合材料的耐腐蚀性.辅助电极为铂电极，参比电极为饱和甘汞电极，反应电解质为Ringers模拟体液溶液[15](成分见表4)，溶液的pH值为7.2，测试温度为37℃.将试样放入Ringers模拟体液溶液1 h后极化，扫描范围为-2 V，扫描速度为10 mV/s.测试电化学阻抗谱的频率为104 Hz~0.1 Hz，振幅为0.1 V. ...
轧制变形超细晶纯钛的电化学腐蚀行为
1
2016
... 使用P400电化学工作站三电极体系测定试样的极化曲线和阻抗谱，以评价SLM制备多孔Gr/Ti复合材料的耐腐蚀性.辅助电极为铂电极，参比电极为饱和甘汞电极，反应电解质为Ringers模拟体液溶液[15](成分见表4)，溶液的pH值为7.2，测试温度为37℃.将试样放入Ringers模拟体液溶液1 h后极化，扫描范围为-2 V，扫描速度为10 mV/s.测试电化学阻抗谱的频率为104 Hz~0.1 Hz，振幅为0.1 V. ...
Study on surface roughness of selective laser meiting Ti6Al4V based on power characteristics
1
2016
... 图4给出了多孔Ti及多孔Gr/Ti复合材料的SEM照片.可以看出，无论是沿打印方向还是垂直于打印方向，多孔钛(图4a和b)和多孔Gr/Ti复合材料(图4c和d)都没有出现孔洞、融合不良以及裂纹等缺陷，且与设计结构吻合较好.放大后发现，多孔钛的表面有较多的球状“颗粒物”，且侧面的“凸出物”比较明显；而多孔Gr/Ti复合材料的表面则比较“光滑”.还可见，在激光进行“勾边”加工时，多孔Gr/Ti的熔道宽度比多孔Ti增大了10 μm.其原因是，当激光扫描粉体时，粉体间气体的迅速膨胀使粉末或熔滴飞溅，飞起的粉末和熔滴在重力的作用下粘附在试样表面，还可能是没完全熔化的粉末发生了球化[16].而石墨烯的熔点较高且导热性良好的[17]，在激光功率相同的条件下激光吸收率更高，使熔池的温度升高而提高了熔池中液相的流动性，使熔道更宽，使石墨烯与钛液产生良好的浸润，从而制备出致密的多孔Gr/Ti复合材料.图4b给出了多孔钛沿打印方向SEM照片.可以看出，多孔钛上的悬梁出现熔池坍塌[18].其原因是，激光扫描上层粉末时激光束的能量穿透至相邻的下层粉末，从而使两层之间产生良好的冶金结合.但是下层粉末的散热较慢加之熔池变大，当下层粉末不足以支撑熔池重量时熔体则在重力和毛细管力的作用下流动至更下层的粉末中，从而增大了横梁的厚度和下沿粘粉量.从图4d可见，添加石墨烯极大地改善了上悬梁熔体的坍塌.其原因是，激光扫描时熔点较高的石墨烯不熔化而是填充在粉体之间，使熔体受到支撑. ...
基于粉末特性的选区激光熔化Ti6Al4V表面粗糙度研究
1
2016
... 图4给出了多孔Ti及多孔Gr/Ti复合材料的SEM照片.可以看出，无论是沿打印方向还是垂直于打印方向，多孔钛(图4a和b)和多孔Gr/Ti复合材料(图4c和d)都没有出现孔洞、融合不良以及裂纹等缺陷，且与设计结构吻合较好.放大后发现，多孔钛的表面有较多的球状“颗粒物”，且侧面的“凸出物”比较明显；而多孔Gr/Ti复合材料的表面则比较“光滑”.还可见，在激光进行“勾边”加工时，多孔Gr/Ti的熔道宽度比多孔Ti增大了10 μm.其原因是，当激光扫描粉体时，粉体间气体的迅速膨胀使粉末或熔滴飞溅，飞起的粉末和熔滴在重力的作用下粘附在试样表面，还可能是没完全熔化的粉末发生了球化[16].而石墨烯的熔点较高且导热性良好的[17]，在激光功率相同的条件下激光吸收率更高，使熔池的温度升高而提高了熔池中液相的流动性，使熔道更宽，使石墨烯与钛液产生良好的浸润，从而制备出致密的多孔Gr/Ti复合材料.图4b给出了多孔钛沿打印方向SEM照片.可以看出，多孔钛上的悬梁出现熔池坍塌[18].其原因是，激光扫描上层粉末时激光束的能量穿透至相邻的下层粉末，从而使两层之间产生良好的冶金结合.但是下层粉末的散热较慢加之熔池变大，当下层粉末不足以支撑熔池重量时熔体则在重力和毛细管力的作用下流动至更下层的粉末中，从而增大了横梁的厚度和下沿粘粉量.从图4d可见，添加石墨烯极大地改善了上悬梁熔体的坍塌.其原因是，激光扫描时熔点较高的石墨烯不熔化而是填充在粉体之间，使熔体受到支撑. ...
Synthesis of bilayer graphene via chemical vapor deposition and its optoelectronic devices
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2017
... 图4给出了多孔Ti及多孔Gr/Ti复合材料的SEM照片.可以看出，无论是沿打印方向还是垂直于打印方向，多孔钛(图4a和b)和多孔Gr/Ti复合材料(图4c和d)都没有出现孔洞、融合不良以及裂纹等缺陷，且与设计结构吻合较好.放大后发现，多孔钛的表面有较多的球状“颗粒物”，且侧面的“凸出物”比较明显；而多孔Gr/Ti复合材料的表面则比较“光滑”.还可见，在激光进行“勾边”加工时，多孔Gr/Ti的熔道宽度比多孔Ti增大了10 μm.其原因是，当激光扫描粉体时，粉体间气体的迅速膨胀使粉末或熔滴飞溅，飞起的粉末和熔滴在重力的作用下粘附在试样表面，还可能是没完全熔化的粉末发生了球化[16].而石墨烯的熔点较高且导热性良好的[17]，在激光功率相同的条件下激光吸收率更高，使熔池的温度升高而提高了熔池中液相的流动性，使熔道更宽，使石墨烯与钛液产生良好的浸润，从而制备出致密的多孔Gr/Ti复合材料.图4b给出了多孔钛沿打印方向SEM照片.可以看出，多孔钛上的悬梁出现熔池坍塌[18].其原因是，激光扫描上层粉末时激光束的能量穿透至相邻的下层粉末，从而使两层之间产生良好的冶金结合.但是下层粉末的散热较慢加之熔池变大，当下层粉末不足以支撑熔池重量时熔体则在重力和毛细管力的作用下流动至更下层的粉末中，从而增大了横梁的厚度和下沿粘粉量.从图4d可见，添加石墨烯极大地改善了上悬梁熔体的坍塌.其原因是，激光扫描时熔点较高的石墨烯不熔化而是填充在粉体之间，使熔体受到支撑. ...
双层石墨烯的化学气相沉积法制备及其光电器件
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2017
... 图4给出了多孔Ti及多孔Gr/Ti复合材料的SEM照片.可以看出，无论是沿打印方向还是垂直于打印方向，多孔钛(图4a和b)和多孔Gr/Ti复合材料(图4c和d)都没有出现孔洞、融合不良以及裂纹等缺陷，且与设计结构吻合较好.放大后发现，多孔钛的表面有较多的球状“颗粒物”，且侧面的“凸出物”比较明显；而多孔Gr/Ti复合材料的表面则比较“光滑”.还可见，在激光进行“勾边”加工时，多孔Gr/Ti的熔道宽度比多孔Ti增大了10 μm.其原因是，当激光扫描粉体时，粉体间气体的迅速膨胀使粉末或熔滴飞溅，飞起的粉末和熔滴在重力的作用下粘附在试样表面，还可能是没完全熔化的粉末发生了球化[16].而石墨烯的熔点较高且导热性良好的[17]，在激光功率相同的条件下激光吸收率更高，使熔池的温度升高而提高了熔池中液相的流动性，使熔道更宽，使石墨烯与钛液产生良好的浸润，从而制备出致密的多孔Gr/Ti复合材料.图4b给出了多孔钛沿打印方向SEM照片.可以看出，多孔钛上的悬梁出现熔池坍塌[18].其原因是，激光扫描上层粉末时激光束的能量穿透至相邻的下层粉末，从而使两层之间产生良好的冶金结合.但是下层粉末的散热较慢加之熔池变大，当下层粉末不足以支撑熔池重量时熔体则在重力和毛细管力的作用下流动至更下层的粉末中，从而增大了横梁的厚度和下沿粘粉量.从图4d可见，添加石墨烯极大地改善了上悬梁熔体的坍塌.其原因是，激光扫描时熔点较高的石墨烯不熔化而是填充在粉体之间，使熔体受到支撑. ...
Study on structures and properties of hexagonal porous Ti6Al4V ally via selective laser melting
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2018
... 图4给出了多孔Ti及多孔Gr/Ti复合材料的SEM照片.可以看出，无论是沿打印方向还是垂直于打印方向，多孔钛(图4a和b)和多孔Gr/Ti复合材料(图4c和d)都没有出现孔洞、融合不良以及裂纹等缺陷，且与设计结构吻合较好.放大后发现，多孔钛的表面有较多的球状“颗粒物”，且侧面的“凸出物”比较明显；而多孔Gr/Ti复合材料的表面则比较“光滑”.还可见，在激光进行“勾边”加工时，多孔Gr/Ti的熔道宽度比多孔Ti增大了10 μm.其原因是，当激光扫描粉体时，粉体间气体的迅速膨胀使粉末或熔滴飞溅，飞起的粉末和熔滴在重力的作用下粘附在试样表面，还可能是没完全熔化的粉末发生了球化[16].而石墨烯的熔点较高且导热性良好的[17]，在激光功率相同的条件下激光吸收率更高，使熔池的温度升高而提高了熔池中液相的流动性，使熔道更宽，使石墨烯与钛液产生良好的浸润，从而制备出致密的多孔Gr/Ti复合材料.图4b给出了多孔钛沿打印方向SEM照片.可以看出，多孔钛上的悬梁出现熔池坍塌[18].其原因是，激光扫描上层粉末时激光束的能量穿透至相邻的下层粉末，从而使两层之间产生良好的冶金结合.但是下层粉末的散热较慢加之熔池变大，当下层粉末不足以支撑熔池重量时熔体则在重力和毛细管力的作用下流动至更下层的粉末中，从而增大了横梁的厚度和下沿粘粉量.从图4d可见，添加石墨烯极大地改善了上悬梁熔体的坍塌.其原因是，激光扫描时熔点较高的石墨烯不熔化而是填充在粉体之间，使熔体受到支撑. ...
选区激光熔化成型正六方柱体多孔TC4合金结构及力学性能研究
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2018
... 图4给出了多孔Ti及多孔Gr/Ti复合材料的SEM照片.可以看出，无论是沿打印方向还是垂直于打印方向，多孔钛(图4a和b)和多孔Gr/Ti复合材料(图4c和d)都没有出现孔洞、融合不良以及裂纹等缺陷，且与设计结构吻合较好.放大后发现，多孔钛的表面有较多的球状“颗粒物”，且侧面的“凸出物”比较明显；而多孔Gr/Ti复合材料的表面则比较“光滑”.还可见，在激光进行“勾边”加工时，多孔Gr/Ti的熔道宽度比多孔Ti增大了10 μm.其原因是，当激光扫描粉体时，粉体间气体的迅速膨胀使粉末或熔滴飞溅，飞起的粉末和熔滴在重力的作用下粘附在试样表面，还可能是没完全熔化的粉末发生了球化[16].而石墨烯的熔点较高且导热性良好的[17]，在激光功率相同的条件下激光吸收率更高，使熔池的温度升高而提高了熔池中液相的流动性，使熔道更宽，使石墨烯与钛液产生良好的浸润，从而制备出致密的多孔Gr/Ti复合材料.图4b给出了多孔钛沿打印方向SEM照片.可以看出，多孔钛上的悬梁出现熔池坍塌[18].其原因是，激光扫描上层粉末时激光束的能量穿透至相邻的下层粉末，从而使两层之间产生良好的冶金结合.但是下层粉末的散热较慢加之熔池变大，当下层粉末不足以支撑熔池重量时熔体则在重力和毛细管力的作用下流动至更下层的粉末中，从而增大了横梁的厚度和下沿粘粉量.从图4d可见，添加石墨烯极大地改善了上悬梁熔体的坍塌.其原因是，激光扫描时熔点较高的石墨烯不熔化而是填充在粉体之间，使熔体受到支撑. ...
Study on powder metallurgy titanium alloy and porous titanium
2
2007
... 图5给出了用PM制备的致密Ti、SLM制备的多孔Ti和多孔Gr/Ti的显微组织照片.可以看出，用PM制备出的致密Ti中少量孔洞并没有完全闭合(图5a)，而SLM制备的多孔钛和多孔Gr/Ti的致密度较高(图5b、c).其原因是，在PM制备的固相烧结过程中，逐渐长大的烧结颈使孔隙不断球化和变小，少量的变成了封闭的孔隙[19]；而在SLM过程中高能量密度的激光对粉体进行区域熔炼，使基体间形成良好的冶金结合，减少了孔洞等缺陷，从而提高了材料的致密度.从图5还可以看出，PM制备的致密钛的显微组织为白色粗大等轴晶(α-Ti)和灰色不规则块状组织(β-Ti).其原因是，在烧结过程中β相区的保温时间较长，在随炉冷却过程中温度低于同素异构转变温度时β-Ti转变为α-Ti且逐渐长大，但是少量β-Ti未完全转变而保留在材料中[19].SLM制备的多孔结构的显微组织为晶粒尺寸较小等轴晶，还有一些针状马氏体α'-Ti(图5b中箭头所示).其原因是，SLM过程中的熔池较小，在凝固过程中冷却速率较高并产生温度梯度，温度降低到马氏体转变温度以下时β-Ti相不能通过扩散转变成α-Ti，只能发生切变相变而产生α稳定元素过饱和的马氏体α'[20].从图5c可以看出，加入石墨烯使晶粒更加细小且析出细小的第二相(图c圆圈处和后文的TEM照片)，与铸态组织类似[21].其原因是，在高温下Ti基体与石墨烯发生反应生成TiC.弥散分布的TiC阻碍了Ti基体晶粒的迁移而使晶粒细化. ...
... [19].SLM制备的多孔结构的显微组织为晶粒尺寸较小等轴晶，还有一些针状马氏体α'-Ti(图5b中箭头所示).其原因是，SLM过程中的熔池较小，在凝固过程中冷却速率较高并产生温度梯度，温度降低到马氏体转变温度以下时β-Ti相不能通过扩散转变成α-Ti，只能发生切变相变而产生α稳定元素过饱和的马氏体α'[20].从图5c可以看出，加入石墨烯使晶粒更加细小且析出细小的第二相(图c圆圈处和后文的TEM照片)，与铸态组织类似[21].其原因是，在高温下Ti基体与石墨烯发生反应生成TiC.弥散分布的TiC阻碍了Ti基体晶粒的迁移而使晶粒细化. ...
粉末冶金钛合金及多孔钛研究
2
2007
... 图5给出了用PM制备的致密Ti、SLM制备的多孔Ti和多孔Gr/Ti的显微组织照片.可以看出，用PM制备出的致密Ti中少量孔洞并没有完全闭合(图5a)，而SLM制备的多孔钛和多孔Gr/Ti的致密度较高(图5b、c).其原因是，在PM制备的固相烧结过程中，逐渐长大的烧结颈使孔隙不断球化和变小，少量的变成了封闭的孔隙[19]；而在SLM过程中高能量密度的激光对粉体进行区域熔炼，使基体间形成良好的冶金结合，减少了孔洞等缺陷，从而提高了材料的致密度.从图5还可以看出，PM制备的致密钛的显微组织为白色粗大等轴晶(α-Ti)和灰色不规则块状组织(β-Ti).其原因是，在烧结过程中β相区的保温时间较长，在随炉冷却过程中温度低于同素异构转变温度时β-Ti转变为α-Ti且逐渐长大，但是少量β-Ti未完全转变而保留在材料中[19].SLM制备的多孔结构的显微组织为晶粒尺寸较小等轴晶，还有一些针状马氏体α'-Ti(图5b中箭头所示).其原因是，SLM过程中的熔池较小，在凝固过程中冷却速率较高并产生温度梯度，温度降低到马氏体转变温度以下时β-Ti相不能通过扩散转变成α-Ti，只能发生切变相变而产生α稳定元素过饱和的马氏体α'[20].从图5c可以看出，加入石墨烯使晶粒更加细小且析出细小的第二相(图c圆圈处和后文的TEM照片)，与铸态组织类似[21].其原因是，在高温下Ti基体与石墨烯发生反应生成TiC.弥散分布的TiC阻碍了Ti基体晶粒的迁移而使晶粒细化. ...
... [19].SLM制备的多孔结构的显微组织为晶粒尺寸较小等轴晶，还有一些针状马氏体α'-Ti(图5b中箭头所示).其原因是，SLM过程中的熔池较小，在凝固过程中冷却速率较高并产生温度梯度，温度降低到马氏体转变温度以下时β-Ti相不能通过扩散转变成α-Ti，只能发生切变相变而产生α稳定元素过饱和的马氏体α'[20].从图5c可以看出，加入石墨烯使晶粒更加细小且析出细小的第二相(图c圆圈处和后文的TEM照片)，与铸态组织类似[21].其原因是，在高温下Ti基体与石墨烯发生反应生成TiC.弥散分布的TiC阻碍了Ti基体晶粒的迁移而使晶粒细化. ...
Research progress on selective laser melting 3D printing of titanium alloys and titanium matrix composites
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2019
... 图5给出了用PM制备的致密Ti、SLM制备的多孔Ti和多孔Gr/Ti的显微组织照片.可以看出，用PM制备出的致密Ti中少量孔洞并没有完全闭合(图5a)，而SLM制备的多孔钛和多孔Gr/Ti的致密度较高(图5b、c).其原因是，在PM制备的固相烧结过程中，逐渐长大的烧结颈使孔隙不断球化和变小，少量的变成了封闭的孔隙[19]；而在SLM过程中高能量密度的激光对粉体进行区域熔炼，使基体间形成良好的冶金结合，减少了孔洞等缺陷，从而提高了材料的致密度.从图5还可以看出，PM制备的致密钛的显微组织为白色粗大等轴晶(α-Ti)和灰色不规则块状组织(β-Ti).其原因是，在烧结过程中β相区的保温时间较长，在随炉冷却过程中温度低于同素异构转变温度时β-Ti转变为α-Ti且逐渐长大，但是少量β-Ti未完全转变而保留在材料中[19].SLM制备的多孔结构的显微组织为晶粒尺寸较小等轴晶，还有一些针状马氏体α'-Ti(图5b中箭头所示).其原因是，SLM过程中的熔池较小，在凝固过程中冷却速率较高并产生温度梯度，温度降低到马氏体转变温度以下时β-Ti相不能通过扩散转变成α-Ti，只能发生切变相变而产生α稳定元素过饱和的马氏体α'[20].从图5c可以看出，加入石墨烯使晶粒更加细小且析出细小的第二相(图c圆圈处和后文的TEM照片)，与铸态组织类似[21].其原因是，在高温下Ti基体与石墨烯发生反应生成TiC.弥散分布的TiC阻碍了Ti基体晶粒的迁移而使晶粒细化. ...
选区激光熔化3D打印钛合金及其复合材料研究进展
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2019
... 图5给出了用PM制备的致密Ti、SLM制备的多孔Ti和多孔Gr/Ti的显微组织照片.可以看出，用PM制备出的致密Ti中少量孔洞并没有完全闭合(图5a)，而SLM制备的多孔钛和多孔Gr/Ti的致密度较高(图5b、c).其原因是，在PM制备的固相烧结过程中，逐渐长大的烧结颈使孔隙不断球化和变小，少量的变成了封闭的孔隙[19]；而在SLM过程中高能量密度的激光对粉体进行区域熔炼，使基体间形成良好的冶金结合，减少了孔洞等缺陷，从而提高了材料的致密度.从图5还可以看出，PM制备的致密钛的显微组织为白色粗大等轴晶(α-Ti)和灰色不规则块状组织(β-Ti).其原因是，在烧结过程中β相区的保温时间较长，在随炉冷却过程中温度低于同素异构转变温度时β-Ti转变为α-Ti且逐渐长大，但是少量β-Ti未完全转变而保留在材料中[19].SLM制备的多孔结构的显微组织为晶粒尺寸较小等轴晶，还有一些针状马氏体α'-Ti(图5b中箭头所示).其原因是，SLM过程中的熔池较小，在凝固过程中冷却速率较高并产生温度梯度，温度降低到马氏体转变温度以下时β-Ti相不能通过扩散转变成α-Ti，只能发生切变相变而产生α稳定元素过饱和的马氏体α'[20].从图5c可以看出，加入石墨烯使晶粒更加细小且析出细小的第二相(图c圆圈处和后文的TEM照片)，与铸态组织类似[21].其原因是，在高温下Ti基体与石墨烯发生反应生成TiC.弥散分布的TiC阻碍了Ti基体晶粒的迁移而使晶粒细化. ...
Investigation of graphene reinforced titanium matrix composites preparation process and properties
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2019
... 图5给出了用PM制备的致密Ti、SLM制备的多孔Ti和多孔Gr/Ti的显微组织照片.可以看出，用PM制备出的致密Ti中少量孔洞并没有完全闭合(图5a)，而SLM制备的多孔钛和多孔Gr/Ti的致密度较高(图5b、c).其原因是，在PM制备的固相烧结过程中，逐渐长大的烧结颈使孔隙不断球化和变小，少量的变成了封闭的孔隙[19]；而在SLM过程中高能量密度的激光对粉体进行区域熔炼，使基体间形成良好的冶金结合，减少了孔洞等缺陷，从而提高了材料的致密度.从图5还可以看出，PM制备的致密钛的显微组织为白色粗大等轴晶(α-Ti)和灰色不规则块状组织(β-Ti).其原因是，在烧结过程中β相区的保温时间较长，在随炉冷却过程中温度低于同素异构转变温度时β-Ti转变为α-Ti且逐渐长大，但是少量β-Ti未完全转变而保留在材料中[19].SLM制备的多孔结构的显微组织为晶粒尺寸较小等轴晶，还有一些针状马氏体α'-Ti(图5b中箭头所示).其原因是，SLM过程中的熔池较小，在凝固过程中冷却速率较高并产生温度梯度，温度降低到马氏体转变温度以下时β-Ti相不能通过扩散转变成α-Ti，只能发生切变相变而产生α稳定元素过饱和的马氏体α'[20].从图5c可以看出，加入石墨烯使晶粒更加细小且析出细小的第二相(图c圆圈处和后文的TEM照片)，与铸态组织类似[21].其原因是，在高温下Ti基体与石墨烯发生反应生成TiC.弥散分布的TiC阻碍了Ti基体晶粒的迁移而使晶粒细化. ...
石墨烯增强钛基复合材料制备工艺与性能研究
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2019
... 图5给出了用PM制备的致密Ti、SLM制备的多孔Ti和多孔Gr/Ti的显微组织照片.可以看出，用PM制备出的致密Ti中少量孔洞并没有完全闭合(图5a)，而SLM制备的多孔钛和多孔Gr/Ti的致密度较高(图5b、c).其原因是，在PM制备的固相烧结过程中，逐渐长大的烧结颈使孔隙不断球化和变小，少量的变成了封闭的孔隙[19]；而在SLM过程中高能量密度的激光对粉体进行区域熔炼，使基体间形成良好的冶金结合，减少了孔洞等缺陷，从而提高了材料的致密度.从图5还可以看出，PM制备的致密钛的显微组织为白色粗大等轴晶(α-Ti)和灰色不规则块状组织(β-Ti).其原因是，在烧结过程中β相区的保温时间较长，在随炉冷却过程中温度低于同素异构转变温度时β-Ti转变为α-Ti且逐渐长大，但是少量β-Ti未完全转变而保留在材料中[19].SLM制备的多孔结构的显微组织为晶粒尺寸较小等轴晶，还有一些针状马氏体α'-Ti(图5b中箭头所示).其原因是，SLM过程中的熔池较小，在凝固过程中冷却速率较高并产生温度梯度，温度降低到马氏体转变温度以下时β-Ti相不能通过扩散转变成α-Ti，只能发生切变相变而产生α稳定元素过饱和的马氏体α'[20].从图5c可以看出，加入石墨烯使晶粒更加细小且析出细小的第二相(图c圆圈处和后文的TEM照片)，与铸态组织类似[21].其原因是，在高温下Ti基体与石墨烯发生反应生成TiC.弥散分布的TiC阻碍了Ti基体晶粒的迁移而使晶粒细化. ...
Corrosion behavior of laser sintered graphene reinforced titanium matrix nanocomposites
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2015
... 图6给出了PM致密钛、SLM制备的多孔钛以及多孔Gr/Ti的XRD谱和Raman光谱.从图6a可见，石墨烯纳米片的谱中出现两个特征峰，分别位于26.4°(002)和43.3°(101)[22]，纯钛粉的三强峰位于34.9°(100)、38.7°(002)、40.4°(101).PM制备的致密钛和SLM制备的纯钛的衍射峰与纯钛粉原料衍射峰的位置一致，均对应α-Ti相，但是三强峰的相对强度差异较大.其原因是，选区激光熔化制备过程是一个层层叠加过程，晶粒沿着温度梯度方向生长[23]；而在粉末结晶过程中不存在方向性，因此未出现明显的择优取向[24].而烧结温度高于钛的同素异构转变温度(835.9℃)后，在随炉冷却过程中当温度低于同素异构转变温度时体心立方结构(bcc)的β-Ti转变为密排六方结构(hcp)的α-Ti.由于α-Ti和马氏体α'-Ti的晶格常数相差较小，很难根据XRD图谱来分辨两者[12]，且马氏体的产生使衍射峰的强度减弱[25].文献[26] 表明，位于38.7°的衍射峰包含β-Ti，与显微组织分析吻合.对比Gr/Ti复合材料与纯Ti的衍射峰位置可见，Gr/Ti复合材料的XRD衍射谱中出现了与纯钛衍射峰位置相同的衍射峰，但并未出现明显的石墨烯峰，而是在36.2°与41.9°出现了碳化钛衍射峰.其原因，一方面是石墨烯与钛发生反应生成了碳化钛，在激光的高温作用下石墨烯中碳原子扩散而与熔化的钛液发生反应[27]；另一方面，本文的实验中石墨烯添加量较少，低于XRD的检测下限. ...
... 图10a给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti在Ringer's溶液中的极化曲线.可以看出，两种试样的极化曲线没有明显的区别，都先发生阴极极化然后发生氧化还原反应进入阳极极化.在阳极极化过程中两种材料均表现为钛的活性溶解，随着过电位的增大极化曲线向高电流密度方向移动[22].阳极过程曲线未出现明显的稳定钝化区，因为在含有卤族元素特别是氯离子的溶液中，钝化膜很容易被击穿而使钝化膜不连续.在0 V~0.5 V之间多孔Gr/Ti复合材料的电流密度小于多孔钛，而其腐蚀电位比多孔Ti的腐蚀电位高，从-0.412 V提高到-0.325 V；同时，腐蚀电流也有所降低，从4.32×10-7 A·cm-2降低到3.28×10-7 A·cm-2.其原因是，在大多数含氧环境中钛及其合金表面自发形成一层抗蚀性良好的二氧化钛钝化膜，从而使其具有较高的耐腐蚀性[41].同时，石墨烯纳米片与碳化钛在钛基体中均匀分布，使钛基体处于被第二相分割的微观不连续状态，使其腐蚀电流下降[22].图10b给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti样件的阻抗图谱，附图为阻抗测试拟合分析的等效电路，其中R1为电解质溶液电阻，R2为电荷转移极化电阻，CPE为长相位角元件.可以看出，添加石墨烯前后，样件均具有单一的容抗弧特征[42,43]，且多孔Gr/Ti复合材料的容抗弧半径大于多孔钛.容抗弧的半径越大表明其耐腐蚀性能越好，可见添加石墨烯后材料的耐腐蚀性能相对于纯钛样件显著提高.这与极化曲线的测量结果一致. ...
... [22].图10b给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti样件的阻抗图谱，附图为阻抗测试拟合分析的等效电路，其中R1为电解质溶液电阻，R2为电荷转移极化电阻，CPE为长相位角元件.可以看出，添加石墨烯前后，样件均具有单一的容抗弧特征[42,43]，且多孔Gr/Ti复合材料的容抗弧半径大于多孔钛.容抗弧的半径越大表明其耐腐蚀性能越好，可见添加石墨烯后材料的耐腐蚀性能相对于纯钛样件显著提高.这与极化曲线的测量结果一致. ...
Microstructure and Tensile Properties of Ti-6Al-4V Alloys Fabricated by Selective Laser Melting
1
2013
... 图6给出了PM致密钛、SLM制备的多孔钛以及多孔Gr/Ti的XRD谱和Raman光谱.从图6a可见，石墨烯纳米片的谱中出现两个特征峰，分别位于26.4°(002)和43.3°(101)[22]，纯钛粉的三强峰位于34.9°(100)、38.7°(002)、40.4°(101).PM制备的致密钛和SLM制备的纯钛的衍射峰与纯钛粉原料衍射峰的位置一致，均对应α-Ti相，但是三强峰的相对强度差异较大.其原因是，选区激光熔化制备过程是一个层层叠加过程，晶粒沿着温度梯度方向生长[23]；而在粉末结晶过程中不存在方向性，因此未出现明显的择优取向[24].而烧结温度高于钛的同素异构转变温度(835.9℃)后，在随炉冷却过程中当温度低于同素异构转变温度时体心立方结构(bcc)的β-Ti转变为密排六方结构(hcp)的α-Ti.由于α-Ti和马氏体α'-Ti的晶格常数相差较小，很难根据XRD图谱来分辨两者[12]，且马氏体的产生使衍射峰的强度减弱[25].文献[26] 表明，位于38.7°的衍射峰包含β-Ti，与显微组织分析吻合.对比Gr/Ti复合材料与纯Ti的衍射峰位置可见，Gr/Ti复合材料的XRD衍射谱中出现了与纯钛衍射峰位置相同的衍射峰，但并未出现明显的石墨烯峰，而是在36.2°与41.9°出现了碳化钛衍射峰.其原因，一方面是石墨烯与钛发生反应生成了碳化钛，在激光的高温作用下石墨烯中碳原子扩散而与熔化的钛液发生反应[27]；另一方面，本文的实验中石墨烯添加量较少，低于XRD的检测下限. ...
Material properties of graphene/aluminum metal matrix composites fabricated by friction stir processing
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2014
... 图6给出了PM致密钛、SLM制备的多孔钛以及多孔Gr/Ti的XRD谱和Raman光谱.从图6a可见，石墨烯纳米片的谱中出现两个特征峰，分别位于26.4°(002)和43.3°(101)[22]，纯钛粉的三强峰位于34.9°(100)、38.7°(002)、40.4°(101).PM制备的致密钛和SLM制备的纯钛的衍射峰与纯钛粉原料衍射峰的位置一致，均对应α-Ti相，但是三强峰的相对强度差异较大.其原因是，选区激光熔化制备过程是一个层层叠加过程，晶粒沿着温度梯度方向生长[23]；而在粉末结晶过程中不存在方向性，因此未出现明显的择优取向[24].而烧结温度高于钛的同素异构转变温度(835.9℃)后，在随炉冷却过程中当温度低于同素异构转变温度时体心立方结构(bcc)的β-Ti转变为密排六方结构(hcp)的α-Ti.由于α-Ti和马氏体α'-Ti的晶格常数相差较小，很难根据XRD图谱来分辨两者[12]，且马氏体的产生使衍射峰的强度减弱[25].文献[26] 表明，位于38.7°的衍射峰包含β-Ti，与显微组织分析吻合.对比Gr/Ti复合材料与纯Ti的衍射峰位置可见，Gr/Ti复合材料的XRD衍射谱中出现了与纯钛衍射峰位置相同的衍射峰，但并未出现明显的石墨烯峰，而是在36.2°与41.9°出现了碳化钛衍射峰.其原因，一方面是石墨烯与钛发生反应生成了碳化钛，在激光的高温作用下石墨烯中碳原子扩散而与熔化的钛液发生反应[27]；另一方面，本文的实验中石墨烯添加量较少，低于XRD的检测下限. ...
Selective laser melting of Ti6Al4V alloy: Process parameters, defects and post-treatments
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2021
... 图6给出了PM致密钛、SLM制备的多孔钛以及多孔Gr/Ti的XRD谱和Raman光谱.从图6a可见，石墨烯纳米片的谱中出现两个特征峰，分别位于26.4°(002)和43.3°(101)[22]，纯钛粉的三强峰位于34.9°(100)、38.7°(002)、40.4°(101).PM制备的致密钛和SLM制备的纯钛的衍射峰与纯钛粉原料衍射峰的位置一致，均对应α-Ti相，但是三强峰的相对强度差异较大.其原因是，选区激光熔化制备过程是一个层层叠加过程，晶粒沿着温度梯度方向生长[23]；而在粉末结晶过程中不存在方向性，因此未出现明显的择优取向[24].而烧结温度高于钛的同素异构转变温度(835.9℃)后，在随炉冷却过程中当温度低于同素异构转变温度时体心立方结构(bcc)的β-Ti转变为密排六方结构(hcp)的α-Ti.由于α-Ti和马氏体α'-Ti的晶格常数相差较小，很难根据XRD图谱来分辨两者[12]，且马氏体的产生使衍射峰的强度减弱[25].文献[26] 表明，位于38.7°的衍射峰包含β-Ti，与显微组织分析吻合.对比Gr/Ti复合材料与纯Ti的衍射峰位置可见，Gr/Ti复合材料的XRD衍射谱中出现了与纯钛衍射峰位置相同的衍射峰，但并未出现明显的石墨烯峰，而是在36.2°与41.9°出现了碳化钛衍射峰.其原因，一方面是石墨烯与钛发生反应生成了碳化钛，在激光的高温作用下石墨烯中碳原子扩散而与熔化的钛液发生反应[27]；另一方面，本文的实验中石墨烯添加量较少，低于XRD的检测下限. ...
Structural, mechanical and electrochemical properties of spark plasma sintered Ti-30Ta alloys
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2022
... 图6给出了PM致密钛、SLM制备的多孔钛以及多孔Gr/Ti的XRD谱和Raman光谱.从图6a可见，石墨烯纳米片的谱中出现两个特征峰，分别位于26.4°(002)和43.3°(101)[22]，纯钛粉的三强峰位于34.9°(100)、38.7°(002)、40.4°(101).PM制备的致密钛和SLM制备的纯钛的衍射峰与纯钛粉原料衍射峰的位置一致，均对应α-Ti相，但是三强峰的相对强度差异较大.其原因是，选区激光熔化制备过程是一个层层叠加过程，晶粒沿着温度梯度方向生长[23]；而在粉末结晶过程中不存在方向性，因此未出现明显的择优取向[24].而烧结温度高于钛的同素异构转变温度(835.9℃)后，在随炉冷却过程中当温度低于同素异构转变温度时体心立方结构(bcc)的β-Ti转变为密排六方结构(hcp)的α-Ti.由于α-Ti和马氏体α'-Ti的晶格常数相差较小，很难根据XRD图谱来分辨两者[12]，且马氏体的产生使衍射峰的强度减弱[25].文献[26] 表明，位于38.7°的衍射峰包含β-Ti，与显微组织分析吻合.对比Gr/Ti复合材料与纯Ti的衍射峰位置可见，Gr/Ti复合材料的XRD衍射谱中出现了与纯钛衍射峰位置相同的衍射峰，但并未出现明显的石墨烯峰，而是在36.2°与41.9°出现了碳化钛衍射峰.其原因，一方面是石墨烯与钛发生反应生成了碳化钛，在激光的高温作用下石墨烯中碳原子扩散而与熔化的钛液发生反应[27]；另一方面，本文的实验中石墨烯添加量较少，低于XRD的检测下限. ...
Titanium/nanodiamond nanocomposites: Effect of nanodiamond on microstructure and mechanical properties of titanium
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2017
... 图6给出了PM致密钛、SLM制备的多孔钛以及多孔Gr/Ti的XRD谱和Raman光谱.从图6a可见，石墨烯纳米片的谱中出现两个特征峰，分别位于26.4°(002)和43.3°(101)[22]，纯钛粉的三强峰位于34.9°(100)、38.7°(002)、40.4°(101).PM制备的致密钛和SLM制备的纯钛的衍射峰与纯钛粉原料衍射峰的位置一致，均对应α-Ti相，但是三强峰的相对强度差异较大.其原因是，选区激光熔化制备过程是一个层层叠加过程，晶粒沿着温度梯度方向生长[23]；而在粉末结晶过程中不存在方向性，因此未出现明显的择优取向[24].而烧结温度高于钛的同素异构转变温度(835.9℃)后，在随炉冷却过程中当温度低于同素异构转变温度时体心立方结构(bcc)的β-Ti转变为密排六方结构(hcp)的α-Ti.由于α-Ti和马氏体α'-Ti的晶格常数相差较小，很难根据XRD图谱来分辨两者[12]，且马氏体的产生使衍射峰的强度减弱[25].文献[26] 表明，位于38.7°的衍射峰包含β-Ti，与显微组织分析吻合.对比Gr/Ti复合材料与纯Ti的衍射峰位置可见，Gr/Ti复合材料的XRD衍射谱中出现了与纯钛衍射峰位置相同的衍射峰，但并未出现明显的石墨烯峰，而是在36.2°与41.9°出现了碳化钛衍射峰.其原因，一方面是石墨烯与钛发生反应生成了碳化钛，在激光的高温作用下石墨烯中碳原子扩散而与熔化的钛液发生反应[27]；另一方面，本文的实验中石墨烯添加量较少，低于XRD的检测下限. ...
Research progress of in-situ titanium carbide particulate reinforced titanium composite material
1
2019
... 为了分析添加的石墨烯是否完全反应生成碳化钛，对多孔Gr/Ti复合材料进行拉曼光谱分析(图6b).在Gr/Ti的拉曼光谱中出现了多层石墨烯纳米片的三个特征峰，分别对应D峰(1341.3 cm-1)、G峰(1587.3 cm-1)以及2D峰(2719.85 cm-1)[28].同时，在1517.3 cm-1、1733.3 cm-1、2462.9 cm-1出现了TiC的特征峰[29].这些结果表明，石墨烯纳米片未与钛完全反应而保留了少量石墨烯相.SLM是一个快速凝固的成型过程，冷却速率高达5.11×106 K/s[30]，选区内的粉末在激光的扫描下熔化.光源移开时快速降温到碳化钛的反应温度以下，阻止了碳化钛的继续生成.同时，本文实验选用的石墨烯为多层石墨烯，不会完全反应生成碳化钛而保留了部分高强度的石墨烯相. ...
原位制备碳化钛颗粒增强钛基复合材料研究进展
1
2019
... 为了分析添加的石墨烯是否完全反应生成碳化钛，对多孔Gr/Ti复合材料进行拉曼光谱分析(图6b).在Gr/Ti的拉曼光谱中出现了多层石墨烯纳米片的三个特征峰，分别对应D峰(1341.3 cm-1)、G峰(1587.3 cm-1)以及2D峰(2719.85 cm-1)[28].同时，在1517.3 cm-1、1733.3 cm-1、2462.9 cm-1出现了TiC的特征峰[29].这些结果表明，石墨烯纳米片未与钛完全反应而保留了少量石墨烯相.SLM是一个快速凝固的成型过程，冷却速率高达5.11×106 K/s[30]，选区内的粉末在激光的扫描下熔化.光源移开时快速降温到碳化钛的反应温度以下，阻止了碳化钛的继续生成.同时，本文实验选用的石墨烯为多层石墨烯，不会完全反应生成碳化钛而保留了部分高强度的石墨烯相. ...
Impact of powder characteristics on formation properties of selective laser melted Al-Si alloy
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2016
... 为了分析添加的石墨烯是否完全反应生成碳化钛，对多孔Gr/Ti复合材料进行拉曼光谱分析(图6b).在Gr/Ti的拉曼光谱中出现了多层石墨烯纳米片的三个特征峰，分别对应D峰(1341.3 cm-1)、G峰(1587.3 cm-1)以及2D峰(2719.85 cm-1)[28].同时，在1517.3 cm-1、1733.3 cm-1、2462.9 cm-1出现了TiC的特征峰[29].这些结果表明，石墨烯纳米片未与钛完全反应而保留了少量石墨烯相.SLM是一个快速凝固的成型过程，冷却速率高达5.11×106 K/s[30]，选区内的粉末在激光的扫描下熔化.光源移开时快速降温到碳化钛的反应温度以下，阻止了碳化钛的继续生成.同时，本文实验选用的石墨烯为多层石墨烯，不会完全反应生成碳化钛而保留了部分高强度的石墨烯相. ...
粉体特征对选区激光熔化Al-Si合金成型性能的影响
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2016
... 为了分析添加的石墨烯是否完全反应生成碳化钛，对多孔Gr/Ti复合材料进行拉曼光谱分析(图6b).在Gr/Ti的拉曼光谱中出现了多层石墨烯纳米片的三个特征峰，分别对应D峰(1341.3 cm-1)、G峰(1587.3 cm-1)以及2D峰(2719.85 cm-1)[28].同时，在1517.3 cm-1、1733.3 cm-1、2462.9 cm-1出现了TiC的特征峰[29].这些结果表明，石墨烯纳米片未与钛完全反应而保留了少量石墨烯相.SLM是一个快速凝固的成型过程，冷却速率高达5.11×106 K/s[30]，选区内的粉末在激光的扫描下熔化.光源移开时快速降温到碳化钛的反应温度以下，阻止了碳化钛的继续生成.同时，本文实验选用的石墨烯为多层石墨烯，不会完全反应生成碳化钛而保留了部分高强度的石墨烯相. ...
Numerical analysis and microstructure and properties of Hastelloy X and Ti6Al4V alloy formed by selective laser melting
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2021
... 为了分析添加的石墨烯是否完全反应生成碳化钛，对多孔Gr/Ti复合材料进行拉曼光谱分析(图6b).在Gr/Ti的拉曼光谱中出现了多层石墨烯纳米片的三个特征峰，分别对应D峰(1341.3 cm-1)、G峰(1587.3 cm-1)以及2D峰(2719.85 cm-1)[28].同时，在1517.3 cm-1、1733.3 cm-1、2462.9 cm-1出现了TiC的特征峰[29].这些结果表明，石墨烯纳米片未与钛完全反应而保留了少量石墨烯相.SLM是一个快速凝固的成型过程，冷却速率高达5.11×106 K/s[30]，选区内的粉末在激光的扫描下熔化.光源移开时快速降温到碳化钛的反应温度以下，阻止了碳化钛的继续生成.同时，本文实验选用的石墨烯为多层石墨烯，不会完全反应生成碳化钛而保留了部分高强度的石墨烯相. ...
选区激光熔化制备Hastelloy X和Ti6Al4V合金数值分析及组织性能
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2021
... 为了分析添加的石墨烯是否完全反应生成碳化钛，对多孔Gr/Ti复合材料进行拉曼光谱分析(图6b).在Gr/Ti的拉曼光谱中出现了多层石墨烯纳米片的三个特征峰，分别对应D峰(1341.3 cm-1)、G峰(1587.3 cm-1)以及2D峰(2719.85 cm-1)[28].同时，在1517.3 cm-1、1733.3 cm-1、2462.9 cm-1出现了TiC的特征峰[29].这些结果表明，石墨烯纳米片未与钛完全反应而保留了少量石墨烯相.SLM是一个快速凝固的成型过程，冷却速率高达5.11×106 K/s[30]，选区内的粉末在激光的扫描下熔化.光源移开时快速降温到碳化钛的反应温度以下，阻止了碳化钛的继续生成.同时，本文实验选用的石墨烯为多层石墨烯，不会完全反应生成碳化钛而保留了部分高强度的石墨烯相. ...
Selective laser melting of TiC/Ti bulk nanocomposites: Influence of nanoscale reinforcement
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2012
... 为了进一步了解石墨烯在多孔钛中的分布状态，图7给出了多孔Gr/Ti复合材料的透射电镜照片和不同组织的分区电子衍射结果.从图7a可以看出，在钛基体中弥散分布着片状、点状和白色条状组织，且两相界面处没有出现明显的孔洞和空隙.将图7a中点状区放大(图7b)，对点状物及条状物进行选区电子衍射分析(见附图)的结果表明其为碳化钛，与文献[31, 32]的结果相同.将图7a中的片状物高倍放大(图7c)并对片状物进行选区电子衍射分析(见附图)，可知其为石墨烯.从图7c可见，石墨烯与Ti基体之间有明显的过渡区.对石墨烯与Ti界面处进行高分辨率透射，如图7d所示，测量出图中条纹的间距为0.24 nm，与TiC的(111)晶面间距相等，表明生成了TiC.这也与文献[11]分析的结果一致.另外，Ti属于强碳化物形成元素，由Ti与C反应方程自由能可知，温度越高其反应生成自由能越低[4](吉布斯自由能越为负数)，越有利于Ti与C反应生成TiC.SLM中的温度快速达到2000℃以上，意味着扫描过程中石墨烯与钛基体优先反应生成TiC相而不可能在溶解后析出TiC.TiC过渡区的形成使石墨烯和Ti基体的界面形成良好的结合.在距离石墨烯较远的地方出现点状与条状聚集，表明在高温下碳原子扩散后与Ti反应而析出了亚纳米级碳化钛第二相，留下的石墨烯与TiC弥散分布在钛基体中，起弥散强化的作用. ...
Deformation strengthening mechanism of in situ TiC/TC4 alloy nanocomposites produced by selective laser melting
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2021
... 为了进一步了解石墨烯在多孔钛中的分布状态，图7给出了多孔Gr/Ti复合材料的透射电镜照片和不同组织的分区电子衍射结果.从图7a可以看出，在钛基体中弥散分布着片状、点状和白色条状组织，且两相界面处没有出现明显的孔洞和空隙.将图7a中点状区放大(图7b)，对点状物及条状物进行选区电子衍射分析(见附图)的结果表明其为碳化钛，与文献[31, 32]的结果相同.将图7a中的片状物高倍放大(图7c)并对片状物进行选区电子衍射分析(见附图)，可知其为石墨烯.从图7c可见，石墨烯与Ti基体之间有明显的过渡区.对石墨烯与Ti界面处进行高分辨率透射，如图7d所示，测量出图中条纹的间距为0.24 nm，与TiC的(111)晶面间距相等，表明生成了TiC.这也与文献[11]分析的结果一致.另外，Ti属于强碳化物形成元素，由Ti与C反应方程自由能可知，温度越高其反应生成自由能越低[4](吉布斯自由能越为负数)，越有利于Ti与C反应生成TiC.SLM中的温度快速达到2000℃以上，意味着扫描过程中石墨烯与钛基体优先反应生成TiC相而不可能在溶解后析出TiC.TiC过渡区的形成使石墨烯和Ti基体的界面形成良好的结合.在距离石墨烯较远的地方出现点状与条状聚集，表明在高温下碳原子扩散后与Ti反应而析出了亚纳米级碳化钛第二相，留下的石墨烯与TiC弥散分布在钛基体中，起弥散强化的作用. ...
Microstructure and mechanical properties of open-cell porous Ti-6Al-4V fabricated by selective laser melting
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2017
... 用排水法测得多孔Gr/Ti复合材料的孔隙率为58.9%，多孔钛的孔隙率为57.8%，与80%的设计孔隙率相差较大，其原因是激光束宽度和粘粉的影响.激光光斑中心沿孔隙边缘线进行扫描时，激光能使边缘线附近的粉末完全熔化，而远离边缘线区域的粉末因温度降低而不能完全熔化.没完全熔化的粉末粘附在试样表面而使孔隙的尺寸减小，实体部分尺寸增大而降低了多孔结构的孔隙率[33].而添加石墨烯的多孔体其孔隙率略有提高，因为添加的石墨烯使选区外存在高熔点的石墨烯.高熔点的石墨烯和钛粉支撑着熔体，从而减少上悬梁的熔体通过毛细管力的作用下陷到粉末中，使多孔材料的孔隙率提高. ...
Relation Between Solution Aging Parameters and Microstructure and Properties of TA12 Ti Alloy
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2015
... 致密钛、多孔钛和Gr/Ti复合材料的显微硬度分别为260HV、236HV和503HV.致密钛的硬度略高于多孔钛，因为在室温下致密钛残留的细小β-Ti使材料强化[34]，也可能在混粉压制过程中粘结剂中部分C元素残留在Ti基体中生成TiC相产生一定的强化作用.添加多层石墨烯纳米片，使多孔结构的显微硬度提高近一倍.根据对显微组织的分析，石墨烯的加入减小了钛基体的晶粒尺寸，产生了细晶强化；同时，具有超高强度的石墨烯和原位生成的硬质第二相碳化钛作为增强相均匀分布在纯钛基体中，阻碍了位错运动而产生了弥散强化[35]. ...
TA12钛合金固溶时效参数与组织和性能的关系
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2015
... 致密钛、多孔钛和Gr/Ti复合材料的显微硬度分别为260HV、236HV和503HV.致密钛的硬度略高于多孔钛，因为在室温下致密钛残留的细小β-Ti使材料强化[34]，也可能在混粉压制过程中粘结剂中部分C元素残留在Ti基体中生成TiC相产生一定的强化作用.添加多层石墨烯纳米片，使多孔结构的显微硬度提高近一倍.根据对显微组织的分析，石墨烯的加入减小了钛基体的晶粒尺寸，产生了细晶强化；同时，具有超高强度的石墨烯和原位生成的硬质第二相碳化钛作为增强相均匀分布在纯钛基体中，阻碍了位错运动而产生了弥散强化[35]. ...
Tribological properties of graphene reinforced titanium matrix composites
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2019
... 致密钛、多孔钛和Gr/Ti复合材料的显微硬度分别为260HV、236HV和503HV.致密钛的硬度略高于多孔钛，因为在室温下致密钛残留的细小β-Ti使材料强化[34]，也可能在混粉压制过程中粘结剂中部分C元素残留在Ti基体中生成TiC相产生一定的强化作用.添加多层石墨烯纳米片，使多孔结构的显微硬度提高近一倍.根据对显微组织的分析，石墨烯的加入减小了钛基体的晶粒尺寸，产生了细晶强化；同时，具有超高强度的石墨烯和原位生成的硬质第二相碳化钛作为增强相均匀分布在纯钛基体中，阻碍了位错运动而产生了弥散强化[35]. ...
石墨烯增强钛基复合材料的摩擦学性能研究
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2019
... 致密钛、多孔钛和Gr/Ti复合材料的显微硬度分别为260HV、236HV和503HV.致密钛的硬度略高于多孔钛，因为在室温下致密钛残留的细小β-Ti使材料强化[34]，也可能在混粉压制过程中粘结剂中部分C元素残留在Ti基体中生成TiC相产生一定的强化作用.添加多层石墨烯纳米片，使多孔结构的显微硬度提高近一倍.根据对显微组织的分析，石墨烯的加入减小了钛基体的晶粒尺寸，产生了细晶强化；同时，具有超高强度的石墨烯和原位生成的硬质第二相碳化钛作为增强相均匀分布在纯钛基体中，阻碍了位错运动而产生了弥散强化[35]. ...
Compression mechanical properties of FeAl intermetallic compound porous material
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2018
... 图8给出了用SLM制备的多孔钛、多孔Gr/Ti复合材料及PM制备的致密Ti的压缩应力-应变曲线.从图8可见，PM制备的致密钛只出现弹性变形阶段和塑性变形阶段，而两种多孔材料的压缩应力-应变曲线都出现明显的弹性阶段、应力平台阶段和致密化阶段[36,37].致密Ti的弹性阶段较长而多孔结构的较短，因为多孔结构使材料的压缩弹性模量降低[38].但是，石墨烯增强多孔钛则明显增大了多孔结构的弹性模量(直线斜率增大).在塑性变形阶段，致密Ti发生均匀的塑性变形，而多孔结构在载荷增大到一定高度突然下降，类似于高分子材料聚丙烯的载荷位移曲线，表明其沿着压缩方向发生均匀的塑性变形.随后又出现形变强化(曲线上升)即致密化阶段，因为压缩时靠近受力处的孔隙依次坍塌，表现出均匀变形，而后叠加在一起使变形抗力急剧增大.添加了石墨烯的多孔钛这种现象更加明显，因为石墨烯不仅强化钛基体，也起“纽带”作用将多孔钛有机地链接在一起.致密钛的抗压强度为1308 MPa，多孔Gr/Ti复合材料的抗压强度为316 MPa，比多孔Ti提高了14.1%.致密钛的压缩变形量为10.63%，而多孔Ti和多孔Gr/Ti的压缩变形量分别为41.69%和42.64%，多孔结构的变形量远高于致密钛.其原因是，多孔材料有“弹簧”效应.多孔结构开始变形时受到的应力不变，但是应变不断增加.因此，多孔材料受到载荷时大量的应变能转变成塑性变形，可吸收能量并抵抗破坏[39]. ...
A mechanical property evaluation of graded density Al-Si10-Mg lattice structures manufactured by selective laser melting
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2016
... 图8给出了用SLM制备的多孔钛、多孔Gr/Ti复合材料及PM制备的致密Ti的压缩应力-应变曲线.从图8可见，PM制备的致密钛只出现弹性变形阶段和塑性变形阶段，而两种多孔材料的压缩应力-应变曲线都出现明显的弹性阶段、应力平台阶段和致密化阶段[36,37].致密Ti的弹性阶段较长而多孔结构的较短，因为多孔结构使材料的压缩弹性模量降低[38].但是，石墨烯增强多孔钛则明显增大了多孔结构的弹性模量(直线斜率增大).在塑性变形阶段，致密Ti发生均匀的塑性变形，而多孔结构在载荷增大到一定高度突然下降，类似于高分子材料聚丙烯的载荷位移曲线，表明其沿着压缩方向发生均匀的塑性变形.随后又出现形变强化(曲线上升)即致密化阶段，因为压缩时靠近受力处的孔隙依次坍塌，表现出均匀变形，而后叠加在一起使变形抗力急剧增大.添加了石墨烯的多孔钛这种现象更加明显，因为石墨烯不仅强化钛基体，也起“纽带”作用将多孔钛有机地链接在一起.致密钛的抗压强度为1308 MPa，多孔Gr/Ti复合材料的抗压强度为316 MPa，比多孔Ti提高了14.1%.致密钛的压缩变形量为10.63%，而多孔Ti和多孔Gr/Ti的压缩变形量分别为41.69%和42.64%，多孔结构的变形量远高于致密钛.其原因是，多孔材料有“弹簧”效应.多孔结构开始变形时受到的应力不变，但是应变不断增加.因此，多孔材料受到载荷时大量的应变能转变成塑性变形，可吸收能量并抵抗破坏[39]. ...
... 对致密钛和多孔钛的压缩实验结果表明，三种材料压缩后均在与主轴呈约45°方向发生剪切断裂.其原因是，α-Ti具有独立滑移系较少的密排六方结构，其塑性变形能力较差，且材料的抗压强度大于抗剪切强度，发生压缩变形时其45°方向上的剪切力最大，因此断裂发生在45°方向[40].多孔结构变形时在支杆处发生弯曲，且断裂发生在多孔结构节点处，孔结构沿压缩方向收缩.其原因是，压缩过程中枝杆处承受主要载荷，变形时枝杆先发生弯曲，达到塑性极限时节点处因应力集中而发生断裂[37].图9给出了多孔钛、Gr/Ti复合材料和致密钛压缩实验断裂后的断口SEM形貌.可以看出，多孔钛的断口(图9a)出现明显的韧窝和一些撕裂棱，是典型的准解理断裂.多孔Gr/Ti断口中(图9b)石墨烯分布在Ti基体中，断口处出现的解理刻面为解理断裂，而PM制备的致密钛的断口(图9c)表面较为平整且出现河流状花样，为典型的解理断裂. ...
Effect of pore structure on mechanical properties and fracture mechanism of porous materials
1
2021
... 图8给出了用SLM制备的多孔钛、多孔Gr/Ti复合材料及PM制备的致密Ti的压缩应力-应变曲线.从图8可见，PM制备的致密钛只出现弹性变形阶段和塑性变形阶段，而两种多孔材料的压缩应力-应变曲线都出现明显的弹性阶段、应力平台阶段和致密化阶段[36,37].致密Ti的弹性阶段较长而多孔结构的较短，因为多孔结构使材料的压缩弹性模量降低[38].但是，石墨烯增强多孔钛则明显增大了多孔结构的弹性模量(直线斜率增大).在塑性变形阶段，致密Ti发生均匀的塑性变形，而多孔结构在载荷增大到一定高度突然下降，类似于高分子材料聚丙烯的载荷位移曲线，表明其沿着压缩方向发生均匀的塑性变形.随后又出现形变强化(曲线上升)即致密化阶段，因为压缩时靠近受力处的孔隙依次坍塌，表现出均匀变形，而后叠加在一起使变形抗力急剧增大.添加了石墨烯的多孔钛这种现象更加明显，因为石墨烯不仅强化钛基体，也起“纽带”作用将多孔钛有机地链接在一起.致密钛的抗压强度为1308 MPa，多孔Gr/Ti复合材料的抗压强度为316 MPa，比多孔Ti提高了14.1%.致密钛的压缩变形量为10.63%，而多孔Ti和多孔Gr/Ti的压缩变形量分别为41.69%和42.64%，多孔结构的变形量远高于致密钛.其原因是，多孔材料有“弹簧”效应.多孔结构开始变形时受到的应力不变，但是应变不断增加.因此，多孔材料受到载荷时大量的应变能转变成塑性变形，可吸收能量并抵抗破坏[39]. ...
多孔材料的孔结构对其力学性能及破裂机制的影响
1
2021
... 图8给出了用SLM制备的多孔钛、多孔Gr/Ti复合材料及PM制备的致密Ti的压缩应力-应变曲线.从图8可见，PM制备的致密钛只出现弹性变形阶段和塑性变形阶段，而两种多孔材料的压缩应力-应变曲线都出现明显的弹性阶段、应力平台阶段和致密化阶段[36,37].致密Ti的弹性阶段较长而多孔结构的较短，因为多孔结构使材料的压缩弹性模量降低[38].但是，石墨烯增强多孔钛则明显增大了多孔结构的弹性模量(直线斜率增大).在塑性变形阶段，致密Ti发生均匀的塑性变形，而多孔结构在载荷增大到一定高度突然下降，类似于高分子材料聚丙烯的载荷位移曲线，表明其沿着压缩方向发生均匀的塑性变形.随后又出现形变强化(曲线上升)即致密化阶段，因为压缩时靠近受力处的孔隙依次坍塌，表现出均匀变形，而后叠加在一起使变形抗力急剧增大.添加了石墨烯的多孔钛这种现象更加明显，因为石墨烯不仅强化钛基体，也起“纽带”作用将多孔钛有机地链接在一起.致密钛的抗压强度为1308 MPa，多孔Gr/Ti复合材料的抗压强度为316 MPa，比多孔Ti提高了14.1%.致密钛的压缩变形量为10.63%，而多孔Ti和多孔Gr/Ti的压缩变形量分别为41.69%和42.64%，多孔结构的变形量远高于致密钛.其原因是，多孔材料有“弹簧”效应.多孔结构开始变形时受到的应力不变，但是应变不断增加.因此，多孔材料受到载荷时大量的应变能转变成塑性变形，可吸收能量并抵抗破坏[39]. ...
Review on compressive behavior of porous metals
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2010
... 图8给出了用SLM制备的多孔钛、多孔Gr/Ti复合材料及PM制备的致密Ti的压缩应力-应变曲线.从图8可见，PM制备的致密钛只出现弹性变形阶段和塑性变形阶段，而两种多孔材料的压缩应力-应变曲线都出现明显的弹性阶段、应力平台阶段和致密化阶段[36,37].致密Ti的弹性阶段较长而多孔结构的较短，因为多孔结构使材料的压缩弹性模量降低[38].但是，石墨烯增强多孔钛则明显增大了多孔结构的弹性模量(直线斜率增大).在塑性变形阶段，致密Ti发生均匀的塑性变形，而多孔结构在载荷增大到一定高度突然下降，类似于高分子材料聚丙烯的载荷位移曲线，表明其沿着压缩方向发生均匀的塑性变形.随后又出现形变强化(曲线上升)即致密化阶段，因为压缩时靠近受力处的孔隙依次坍塌，表现出均匀变形，而后叠加在一起使变形抗力急剧增大.添加了石墨烯的多孔钛这种现象更加明显，因为石墨烯不仅强化钛基体，也起“纽带”作用将多孔钛有机地链接在一起.致密钛的抗压强度为1308 MPa，多孔Gr/Ti复合材料的抗压强度为316 MPa，比多孔Ti提高了14.1%.致密钛的压缩变形量为10.63%，而多孔Ti和多孔Gr/Ti的压缩变形量分别为41.69%和42.64%，多孔结构的变形量远高于致密钛.其原因是，多孔材料有“弹簧”效应.多孔结构开始变形时受到的应力不变，但是应变不断增加.因此，多孔材料受到载荷时大量的应变能转变成塑性变形，可吸收能量并抵抗破坏[39]. ...
金属多孔材料压缩行为的评述
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2010
... 图8给出了用SLM制备的多孔钛、多孔Gr/Ti复合材料及PM制备的致密Ti的压缩应力-应变曲线.从图8可见，PM制备的致密钛只出现弹性变形阶段和塑性变形阶段，而两种多孔材料的压缩应力-应变曲线都出现明显的弹性阶段、应力平台阶段和致密化阶段[36,37].致密Ti的弹性阶段较长而多孔结构的较短，因为多孔结构使材料的压缩弹性模量降低[38].但是，石墨烯增强多孔钛则明显增大了多孔结构的弹性模量(直线斜率增大).在塑性变形阶段，致密Ti发生均匀的塑性变形，而多孔结构在载荷增大到一定高度突然下降，类似于高分子材料聚丙烯的载荷位移曲线，表明其沿着压缩方向发生均匀的塑性变形.随后又出现形变强化(曲线上升)即致密化阶段，因为压缩时靠近受力处的孔隙依次坍塌，表现出均匀变形，而后叠加在一起使变形抗力急剧增大.添加了石墨烯的多孔钛这种现象更加明显，因为石墨烯不仅强化钛基体，也起“纽带”作用将多孔钛有机地链接在一起.致密钛的抗压强度为1308 MPa，多孔Gr/Ti复合材料的抗压强度为316 MPa，比多孔Ti提高了14.1%.致密钛的压缩变形量为10.63%，而多孔Ti和多孔Gr/Ti的压缩变形量分别为41.69%和42.64%，多孔结构的变形量远高于致密钛.其原因是，多孔材料有“弹簧”效应.多孔结构开始变形时受到的应力不变，但是应变不断增加.因此，多孔材料受到载荷时大量的应变能转变成塑性变形，可吸收能量并抵抗破坏[39]. ...
Mechanical properties and biocompatibilities of radially graded porous titanium/tantalum fabricated by selective laser melting
1
2021
... 对致密钛和多孔钛的压缩实验结果表明，三种材料压缩后均在与主轴呈约45°方向发生剪切断裂.其原因是，α-Ti具有独立滑移系较少的密排六方结构，其塑性变形能力较差，且材料的抗压强度大于抗剪切强度，发生压缩变形时其45°方向上的剪切力最大，因此断裂发生在45°方向[40].多孔结构变形时在支杆处发生弯曲，且断裂发生在多孔结构节点处，孔结构沿压缩方向收缩.其原因是，压缩过程中枝杆处承受主要载荷，变形时枝杆先发生弯曲，达到塑性极限时节点处因应力集中而发生断裂[37].图9给出了多孔钛、Gr/Ti复合材料和致密钛压缩实验断裂后的断口SEM形貌.可以看出，多孔钛的断口(图9a)出现明显的韧窝和一些撕裂棱，是典型的准解理断裂.多孔Gr/Ti断口中(图9b)石墨烯分布在Ti基体中，断口处出现的解理刻面为解理断裂，而PM制备的致密钛的断口(图9c)表面较为平整且出现河流状花样，为典型的解理断裂. ...
SLM制备径向梯度多孔钛/钽的力学性能及生物相容性
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2021
... 对致密钛和多孔钛的压缩实验结果表明，三种材料压缩后均在与主轴呈约45°方向发生剪切断裂.其原因是，α-Ti具有独立滑移系较少的密排六方结构，其塑性变形能力较差，且材料的抗压强度大于抗剪切强度，发生压缩变形时其45°方向上的剪切力最大，因此断裂发生在45°方向[40].多孔结构变形时在支杆处发生弯曲，且断裂发生在多孔结构节点处，孔结构沿压缩方向收缩.其原因是，压缩过程中枝杆处承受主要载荷，变形时枝杆先发生弯曲，达到塑性极限时节点处因应力集中而发生断裂[37].图9给出了多孔钛、Gr/Ti复合材料和致密钛压缩实验断裂后的断口SEM形貌.可以看出，多孔钛的断口(图9a)出现明显的韧窝和一些撕裂棱，是典型的准解理断裂.多孔Gr/Ti断口中(图9b)石墨烯分布在Ti基体中，断口处出现的解理刻面为解理断裂，而PM制备的致密钛的断口(图9c)表面较为平整且出现河流状花样，为典型的解理断裂. ...
Anodic oxidation characteristic of commercial pure titanium and its corrosion resistance
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2017
... 图10a给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti在Ringer's溶液中的极化曲线.可以看出，两种试样的极化曲线没有明显的区别，都先发生阴极极化然后发生氧化还原反应进入阳极极化.在阳极极化过程中两种材料均表现为钛的活性溶解，随着过电位的增大极化曲线向高电流密度方向移动[22].阳极过程曲线未出现明显的稳定钝化区，因为在含有卤族元素特别是氯离子的溶液中，钝化膜很容易被击穿而使钝化膜不连续.在0 V~0.5 V之间多孔Gr/Ti复合材料的电流密度小于多孔钛，而其腐蚀电位比多孔Ti的腐蚀电位高，从-0.412 V提高到-0.325 V；同时，腐蚀电流也有所降低，从4.32×10-7 A·cm-2降低到3.28×10-7 A·cm-2.其原因是，在大多数含氧环境中钛及其合金表面自发形成一层抗蚀性良好的二氧化钛钝化膜，从而使其具有较高的耐腐蚀性[41].同时，石墨烯纳米片与碳化钛在钛基体中均匀分布，使钛基体处于被第二相分割的微观不连续状态，使其腐蚀电流下降[22].图10b给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti样件的阻抗图谱，附图为阻抗测试拟合分析的等效电路，其中R1为电解质溶液电阻，R2为电荷转移极化电阻，CPE为长相位角元件.可以看出，添加石墨烯前后，样件均具有单一的容抗弧特征[42,43]，且多孔Gr/Ti复合材料的容抗弧半径大于多孔钛.容抗弧的半径越大表明其耐腐蚀性能越好，可见添加石墨烯后材料的耐腐蚀性能相对于纯钛样件显著提高.这与极化曲线的测量结果一致. ...
工业纯钛的阳极氧化特性及其抗腐蚀性能研究
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2017
... 图10a给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti在Ringer's溶液中的极化曲线.可以看出，两种试样的极化曲线没有明显的区别，都先发生阴极极化然后发生氧化还原反应进入阳极极化.在阳极极化过程中两种材料均表现为钛的活性溶解，随着过电位的增大极化曲线向高电流密度方向移动[22].阳极过程曲线未出现明显的稳定钝化区，因为在含有卤族元素特别是氯离子的溶液中，钝化膜很容易被击穿而使钝化膜不连续.在0 V~0.5 V之间多孔Gr/Ti复合材料的电流密度小于多孔钛，而其腐蚀电位比多孔Ti的腐蚀电位高，从-0.412 V提高到-0.325 V；同时，腐蚀电流也有所降低，从4.32×10-7 A·cm-2降低到3.28×10-7 A·cm-2.其原因是，在大多数含氧环境中钛及其合金表面自发形成一层抗蚀性良好的二氧化钛钝化膜，从而使其具有较高的耐腐蚀性[41].同时，石墨烯纳米片与碳化钛在钛基体中均匀分布，使钛基体处于被第二相分割的微观不连续状态，使其腐蚀电流下降[22].图10b给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti样件的阻抗图谱，附图为阻抗测试拟合分析的等效电路，其中R1为电解质溶液电阻，R2为电荷转移极化电阻，CPE为长相位角元件.可以看出，添加石墨烯前后，样件均具有单一的容抗弧特征[42,43]，且多孔Gr/Ti复合材料的容抗弧半径大于多孔钛.容抗弧的半径越大表明其耐腐蚀性能越好，可见添加石墨烯后材料的耐腐蚀性能相对于纯钛样件显著提高.这与极化曲线的测量结果一致. ...
Study of antiseptic properties and biocompatibility of metallic biological
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2006
... 图10a给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti在Ringer's溶液中的极化曲线.可以看出，两种试样的极化曲线没有明显的区别，都先发生阴极极化然后发生氧化还原反应进入阳极极化.在阳极极化过程中两种材料均表现为钛的活性溶解，随着过电位的增大极化曲线向高电流密度方向移动[22].阳极过程曲线未出现明显的稳定钝化区，因为在含有卤族元素特别是氯离子的溶液中，钝化膜很容易被击穿而使钝化膜不连续.在0 V~0.5 V之间多孔Gr/Ti复合材料的电流密度小于多孔钛，而其腐蚀电位比多孔Ti的腐蚀电位高，从-0.412 V提高到-0.325 V；同时，腐蚀电流也有所降低，从4.32×10-7 A·cm-2降低到3.28×10-7 A·cm-2.其原因是，在大多数含氧环境中钛及其合金表面自发形成一层抗蚀性良好的二氧化钛钝化膜，从而使其具有较高的耐腐蚀性[41].同时，石墨烯纳米片与碳化钛在钛基体中均匀分布，使钛基体处于被第二相分割的微观不连续状态，使其腐蚀电流下降[22].图10b给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti样件的阻抗图谱，附图为阻抗测试拟合分析的等效电路，其中R1为电解质溶液电阻，R2为电荷转移极化电阻，CPE为长相位角元件.可以看出，添加石墨烯前后，样件均具有单一的容抗弧特征[42,43]，且多孔Gr/Ti复合材料的容抗弧半径大于多孔钛.容抗弧的半径越大表明其耐腐蚀性能越好，可见添加石墨烯后材料的耐腐蚀性能相对于纯钛样件显著提高.这与极化曲线的测量结果一致. ...
金属生物材料的抗腐蚀性能和生物相容性研究
1
2006
... 图10a给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti在Ringer's溶液中的极化曲线.可以看出，两种试样的极化曲线没有明显的区别，都先发生阴极极化然后发生氧化还原反应进入阳极极化.在阳极极化过程中两种材料均表现为钛的活性溶解，随着过电位的增大极化曲线向高电流密度方向移动[22].阳极过程曲线未出现明显的稳定钝化区，因为在含有卤族元素特别是氯离子的溶液中，钝化膜很容易被击穿而使钝化膜不连续.在0 V~0.5 V之间多孔Gr/Ti复合材料的电流密度小于多孔钛，而其腐蚀电位比多孔Ti的腐蚀电位高，从-0.412 V提高到-0.325 V；同时，腐蚀电流也有所降低，从4.32×10-7 A·cm-2降低到3.28×10-7 A·cm-2.其原因是，在大多数含氧环境中钛及其合金表面自发形成一层抗蚀性良好的二氧化钛钝化膜，从而使其具有较高的耐腐蚀性[41].同时，石墨烯纳米片与碳化钛在钛基体中均匀分布，使钛基体处于被第二相分割的微观不连续状态，使其腐蚀电流下降[22].图10b给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti样件的阻抗图谱，附图为阻抗测试拟合分析的等效电路，其中R1为电解质溶液电阻，R2为电荷转移极化电阻，CPE为长相位角元件.可以看出，添加石墨烯前后，样件均具有单一的容抗弧特征[42,43]，且多孔Gr/Ti复合材料的容抗弧半径大于多孔钛.容抗弧的半径越大表明其耐腐蚀性能越好，可见添加石墨烯后材料的耐腐蚀性能相对于纯钛样件显著提高.这与极化曲线的测量结果一致. ...
Effect of heat treatment on microhardness of AlSi7Mg alloy fabricated by selective laser melting
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2019
... 图10a给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti在Ringer's溶液中的极化曲线.可以看出，两种试样的极化曲线没有明显的区别，都先发生阴极极化然后发生氧化还原反应进入阳极极化.在阳极极化过程中两种材料均表现为钛的活性溶解，随着过电位的增大极化曲线向高电流密度方向移动[22].阳极过程曲线未出现明显的稳定钝化区，因为在含有卤族元素特别是氯离子的溶液中，钝化膜很容易被击穿而使钝化膜不连续.在0 V~0.5 V之间多孔Gr/Ti复合材料的电流密度小于多孔钛，而其腐蚀电位比多孔Ti的腐蚀电位高，从-0.412 V提高到-0.325 V；同时，腐蚀电流也有所降低，从4.32×10-7 A·cm-2降低到3.28×10-7 A·cm-2.其原因是，在大多数含氧环境中钛及其合金表面自发形成一层抗蚀性良好的二氧化钛钝化膜，从而使其具有较高的耐腐蚀性[41].同时，石墨烯纳米片与碳化钛在钛基体中均匀分布，使钛基体处于被第二相分割的微观不连续状态，使其腐蚀电流下降[22].图10b给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti样件的阻抗图谱，附图为阻抗测试拟合分析的等效电路，其中R1为电解质溶液电阻，R2为电荷转移极化电阻，CPE为长相位角元件.可以看出，添加石墨烯前后，样件均具有单一的容抗弧特征[42,43]，且多孔Gr/Ti复合材料的容抗弧半径大于多孔钛.容抗弧的半径越大表明其耐腐蚀性能越好，可见添加石墨烯后材料的耐腐蚀性能相对于纯钛样件显著提高.这与极化曲线的测量结果一致. ...
热处理对激光选区熔化AlSi7Mg合金显微硬度的影响
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2019
... 图10a给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti在Ringer's溶液中的极化曲线.可以看出，两种试样的极化曲线没有明显的区别，都先发生阴极极化然后发生氧化还原反应进入阳极极化.在阳极极化过程中两种材料均表现为钛的活性溶解，随着过电位的增大极化曲线向高电流密度方向移动[22].阳极过程曲线未出现明显的稳定钝化区，因为在含有卤族元素特别是氯离子的溶液中，钝化膜很容易被击穿而使钝化膜不连续.在0 V~0.5 V之间多孔Gr/Ti复合材料的电流密度小于多孔钛，而其腐蚀电位比多孔Ti的腐蚀电位高，从-0.412 V提高到-0.325 V；同时，腐蚀电流也有所降低，从4.32×10-7 A·cm-2降低到3.28×10-7 A·cm-2.其原因是，在大多数含氧环境中钛及其合金表面自发形成一层抗蚀性良好的二氧化钛钝化膜，从而使其具有较高的耐腐蚀性[41].同时，石墨烯纳米片与碳化钛在钛基体中均匀分布，使钛基体处于被第二相分割的微观不连续状态，使其腐蚀电流下降[22].图10b给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti样件的阻抗图谱，附图为阻抗测试拟合分析的等效电路，其中R1为电解质溶液电阻，R2为电荷转移极化电阻，CPE为长相位角元件.可以看出，添加石墨烯前后，样件均具有单一的容抗弧特征[42,43]，且多孔Gr/Ti复合材料的容抗弧半径大于多孔钛.容抗弧的半径越大表明其耐腐蚀性能越好，可见添加石墨烯后材料的耐腐蚀性能相对于纯钛样件显著提高.这与极化曲线的测量结果一致. ...
