机械诱发自蔓延反应合成Ti3SiC2的机理研究

机械合金化3Ti/Si/2C粉体,会诱发自蔓延反应,产生组成相为TiC、Ti3SiC2、TiSi2和Ti5Si3的粉体与块体产物.获得的粉体和块体产物中Ti3SiC2含量分别约为17.6%和58.2%(质量分数,下同).本研究提出了一个机械诱发自蔓延反应合成Ti3SiC2的反应机制,即Ti3SiC2是从固相TiC与Ti-Si液相中形核并长大.最后讨论了机械诱发自蔓延反应与自蔓延高温烧结对合成产物中Ti3SiC2含量及显微形貌的影响.     

TiCp/Al基复合材料中TiC颗粒的合成反应研究

应用自蔓延高温合成 铸造法制备出了TiCp／Al基复合材料；TiC颗粒直接在铝熔体中反应生成，合成的TiC颗粒细小(0．5—2μm)、分布均匀、与基体结合良好。工艺较为简单，反应时间短，碳化钛粒子的损失少，制备的复合材料成分均匀、结构致密；热力学及动力学分析表明TiC的合成分三阶段完成：燃烧前反应、燃烧合成反应、燃绕后反应，其中自蔓延燃烧合成反应是生成TiC的主导反应。     

自蔓延高温合成法(SHS)制备SiC颗粒

通过SEM、XRD手段对(Si-C-Ti)粉末压块的高温自蔓延反应进行了研究,获得了SiC颗粒。设计压块为内外两层,外层是Ti粉和石墨粉(C),摩尔比为1:1,内层是Si粉和石墨粉,摩尔比也为1:1。结果表明,可以利用压块外层Ti-C反应生成TiC放出的热量引发内层Si-C反应生成SiC颗粒。当外层粉末与内层粉末的质量比为4:1,加热温度为1050℃时,内层Si粉与C粉可以充分反应生成SiC颗粒。     

碳化硅与氟钛酸钾原位反应制备AA6061/TiC铝基复合材料的显微组织与力学性能表征（英文）

采用K_2TiF_6无机盐和SiC陶瓷颗粒与铝熔体原位反应制备不同含量TiC颗粒(0,2.5%,5%,质量分数)增强AA6061铝合金。为分解SiC释放碳原子,合金在高温下进行铸造,并保温一段时间。X射线衍射分析表明铝基复合材料中只生成TiC颗粒而未见其他金属间化合物。采用场发射扫描电子显微镜(FESEM)和背散射电子衍射(EBSD)分析AA6061/TiC复合材料的显微组织。结果表明原位生成的TiC颗粒分布均匀,界面清晰,结合良好,并具有立方、球形和六方等形状。EBSD图像表明TiC颗粒对复合材料具有明显的晶粒细化效果。TiC颗粒可提高铝基复合材料的显微硬度和抗拉强度。     

引燃模式对自蔓延高温合成Al-Ti-C中间合金的影响

利用Al、Ti、C粉末原料,采用自蔓延高温合成技术(SHS)合成了Al-Ti-C中间合金晶粒细化剂。借助X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)研究了引燃模式对自蔓延高温合成反应过程及合成产物组织形态的影响。结果表明:两种引燃模式下自蔓延高温合成的Al-Ti-C中间合金由Al、Al3Ti和TiC组成,引燃模式对Al-Ti-C的组织形貌产生重要影响,自蔓延模式下燃烧温度低,合成产物中的第二相粒子细小分散,而热爆模式下燃烧温度高,Al3Ti、TiC长大聚集,影响其晶粒细化性能。     

Al-Ti-C体系中Al对合成TiC的影响

通过压块在不同温度下的烧结反应,借助DTA、XRD分析手段,研究了Al-Ti-C体系中Al对合成TiC的影响。结果表明,烧结后的压块显示出典型的自蔓延高温合成特点。无Al的条件下,Ti很难与C直接反应生成TiC,液态铝可作为很好的扩散介质,并且Al是通过生成Al3Ti而参加自蔓延高温反应。当Ti/C原子比为1,烧结温度为1000℃,压块中的Al量在10wt%左右时,Al-Ti-C体系能较为完全地生成TiC。     

B_4C粒度对45钢基表面复合材料组织的影响

研究了Ti、B_4C和Ti-Fe混合粉体系自蔓延高温合成制备金属基复合材料时,B_4C粉粒度对复合材料组织的影响。结果表明,B_4C粉末粒度减小,有利于促进高温钢液点燃合金粉末预制块中的各组元,使得各组元的反应充分;生成的TiC和TiB_2增强颗粒的数量也随着增加,且尺寸呈现趋于细小的趋势。当B_4C粉末粒度为500目时,复合材料距离复合层外表面0.5 mm处的硬度为1 693 HV。     

复合SHS法制备自生TiC/Fe复合材料的组织

应用TiO2 Al C、Fe2O3 Al两个体系的复合自蔓延高温合成反应(SHS)法成功制备了TiC/Fe基复合材料.利用各种测试方法分析表明,该复合材料的铸态组织由α-Fe基体、弥散分布TiC、Fe3C和Al2O3颗粒组成,其中TiC颗粒体积分数较理论计算低.     

碳热还原法合成TiC-SiC复合粉末及其生长机理

以硅溶胶、炭黑和TiO2为原料,采用碳热还原法合成TiC-SiC复合粉末.研究反应温度和TiO2添加量对合成TiC-SiC复合粉末的物相组成和显微形貌的影响;对反应过程进行热力学分析和计算,探讨TiC-SiC复合粉末的生长机理.结果表明:TiC-SiC复合粉末适宜的合成条件为在1 600℃保温1 h;在反应过程中,TiC先于SiC形成,TiC的形成抑制了SiC颗粒的生长;当复合粉末中TiC的含量(质量分数)为10%左右时,SiC的合成过程由气-固(V-S)机理反应转变为气-固机理和气-气机理共同反应;复合粉末主要由球状颗粒、短棒状颗粒以及少量晶须组成;随着复合粉末中TiC含量的增加,SiC晶须的生长受到抑制,其形貌逐步由长纤维状向短棒状和颗粒状过渡.     

自蔓延法原位合成热喷涂用TiC/Ni复合粉的研究

采用自蔓延高温合成法(SHS)原位合成热喷涂用TiC/Ni金属陶瓷复合粉.利用扫描电镜观察原始粉体和反应产物的微观结构,采用X射线衍射仪对SHS燃烧产物组成进行物相分析.结果表明:SHS原位合成TiC/Ni的陶瓷与金属界面结合良好;Ti-C-Ni预制块反应产物的主要相成分为TiC和Ni;随着预制块相对密度的增加,反应产物的相对密度增加,颗粒之间的孔隙减少.TiC颗粒尺寸减小.     

自蔓延高温烧结制备钛锡碳结合剂金刚石复合材料

采用自蔓延高温烧结(SHS)技术,以Ti/Sn/石墨/Diamond粉体为原料,制备了Ti2SnC结合剂金刚石复合材料。研究了金刚石粒径和质量分数对试样的物相组成与金刚石表面显微形貌的影响。研究结果表明:2Ti/Sn/C试样反应后生成Ti2SnC,同时生成TiC,剩余一定量Sn。添加不同粒度(M10/20、120/140、80/100和30/40)的金刚石后,Ti2SnC含量有所下降。金刚石表面会形成TiC与Sn构成的涂层。随着金刚石质量分数(120/140)的增加,样品中Ti2SnC的形成相应地受到抑制,同时金刚石与基体结合也变差,当金刚石质量分数为40%时,金刚石表面无法形成良好的涂覆。     

浸渗法制备高铬铸铁/TiC-SiC复合材料及微观组织

采用小颗粒TiC包覆SiC陶瓷颗粒,在惰性气体保护下选用无压浸渗方法制备了高铬铸铁/TiC-SiC复合材料;利用SEM/EDX观察和分析了液态铸铁在SiC预制体中的浸渗情况、组织特征和成分分布;结合高铬铸铁/Ti-SiC复合材料的组织特点和浸渗行为特点,分析了TiC粉体对浸渗行为和复合材料组织的影响。观察结果表明,当TiC加入量≤10%(质量分数,下同)时,Fe/Cr合金无法润湿SiC颗粒,而当加入量≥20%时,Fe/Cr合金和预制体之间润湿性得到改善,增加TiC含量更有利于Fe/Cr合金浸渗;基体中大尺寸SiC颗粒消失,出现了尺寸接近毫米级的条状单质碳,这与高铬铸铁/Ti-SiC复合材料的组织差异较大。对比两种复合材料组织发现,添加Ti粉末在金属液中可与C结合生成TiC,而添加的TiC颗粒在组织中呈鹅卵石状,边缘圆润,出现金属液与陶瓷颗粒之间的互溶。在浸渗过程中,添加TiC和Ti与浸渗金属发生的反应不同,且高质量分数的TiC对金属液浸渗过程有明显的促进作用。     

电弧熔炼合成Ti3SiC2/TiC复合物的微观组织和高温弯曲强度

用电弧熔炼工艺通过高温液态反应原位合成了Ti3SiC2/TiC复合物.微观组织分析表明,TiC与Ti3SiC2形成复相晶粒结构.随着Si含量的增加,在1100℃,Ti3SiC2/TiC复合物的弯曲强度从177MPa降到92MPa;复相晶粒结构和TiC的颗粒增强机制的协同作用是高温弯曲强度提高的主要原因.     

铸造Al-4.5%Cu合金熔体中TiCp的合成反应研究

通过预制块在铸造Al-4.5%Cu合金熔体中的自蔓延反应,制备了TiCp/Al-4.5%Cu原位复合材料,分析了TiC形成的热力学及其原位生成过程。试验结果表明,TiCp/Al-4.5%Cu原位复合材料的拉伸性能比基体合金有大幅度地提高;原位反应生成的TiC颗粒呈小圆片状,平均直径0.15μm,与基体结合良好,无界面有害相。提出了一种新的TiC颗粒合成机制:Al依次与Ti、C发生反应生成Al3Ti和Al4C3,同时放出大量的热引发了TiC的生成;Al3Ti和Al4C3作为中间反应产物,由于热力学上的不稳定,最终被TiC取代。     

高温自蔓延合成复合涂层的研究现状

高温自蔓延合成技术因其节约能源、生产效率高、投资少、产品纯度高等特点,已用于制备特种性能陶瓷,是一种潜在的制备高性能涂层的方法 .介绍了由传统高温自蔓延合成技术延伸发展起来的自蔓延铸造涂层技术、自蔓延气相传输涂层技术、自蔓延烧结涂层技术和自蔓延反应喷涂涂层技术,重点分析了各种自蔓延合成涂层技术的基本原理、工艺特点、涂层特点、应用情况、研究现状及存在的主要问题.针对自蔓延合成涂层技术存在的问题,如孔隙率高(一般达5%~20%)、结合强度差(低于50 MPa)、反应速度快、过程难以控制等,提出了高温自蔓延合成复合涂层技术的研究方向:优化反应体系组分设计,设法避免低气化点反应生成相的形成,减轻自蔓延合成反应过程中的飞溅;加入添加剂延长液态停留时间和增强液相流动性;选择反应生成相与相之间以及生成相与基体金属都具有良好润湿性的反应体系;优化涂层结构设计,设计复合结构和梯度结构的涂层体系,提高涂层与金属基体的结合质量.     

场助自蔓延高温连接TiAl合金的中间层选择

场助自蔓延高温连接是一种新型材料连接技术，适合于场助自蔓延高温连接的中间层体系需要含有高放热反应组元，同时要求含有低熔点组元以降低体系的引燃温度，最终优选出Ti-Al-C体系作为场助自蔓延高温连接TiAl合金的中间层组元。通过对不同含量的中间层进行场助自蔓延高温合成反应试验，最终确定比较理想的中间层成分为Ti5Al4C1，通过组织分析发现此时反应产物主要由TiAl和TiC组成。     

自蔓延高温合成法（SHS）制备Al-Ti-C中间合金的研究

采用自蔓延高温合成（SHS）技术制备出了一种用于铝及铝合金晶粒细化的Al-Ti-C中间合金，并研究了压坯密度、压坯直径、预热温度对自蔓延高温合成Al-Ti-C中间合金时的燃烧温度及微观组织结构的影响。结果表明：采用SHS法合成的Al-Ti-C中间合金由Al，Al3Ti，TiC3相组成：本研究中压坯压力、预热温度对反应合成Al-Ti-C中间合金时的燃烧温度及产物的微观组织结构有较大的影响，而压坯直径变化对微观组织的影响不是很大。     

SHS-PHIP法制备TiC-Ni(Mo)金属陶瓷

采用Ti粉、碳黑、Ni粉和Mo粉的混合物，通过自蔓延高温合成(SHS)结合准等静压(PHIP)方法制备了TiC—Ni(Mo)金属陶瓷材料。X射线衍射结果表明，材料由TiC相和Ni合金粘结相组成。扫描电镜观察，球形的TiC颗粒较均匀地分布在Ni合金粘结相中,TiC颗粒尺寸约为2～4μm，在局部较大的TiC颗粒之间存在微孔缺陷。SHS—PHIP法制备的TiC—Ni(Mo)金属陶瓷材料具有良好的致密性和优良的力学性能。     

辐照参数对激光引燃自蔓延合成Al-Ti-C中间合金的影响

采用激光引燃自蔓延高温合成技术制备Al-Ti-C中间合金,研究了改变激光辐照参数对合成Al-Ti-C中间合金显微组织结构的影响,并用所制备的中间合金对工业纯铝进行细化试验。结果表明:激光辐照时间为1.0s、功率控制在1000W时,制备的Al-Ti-C中间合金生成TiAl3和TiC粒子弥散分布、TiAl3直径在1.5μm左右,TiC粒子直径为1μm。向工业纯铝中加入0.1%的Al-Ti-C中间合金具有最佳的细化效果,细化后晶粒的尺寸为120μm。     

纳米TiC对Al-Cu合金微观组织和性能的影响

研究了纳米TiC对Al-Cu合金铸态、轧态和热处理态微观组织和对热处理态力学性能的影响。结果表明,加入适量的纳米TiC颗粒,可以有效细化合金的微观组织。当TiC含量较小时,随着TiC含量的增加,合金在轧制变形过程中发生了动态再结晶,平均晶粒尺寸减小。当TiC含量超过0.5%(质量分数,下同)时,再结晶晶粒又逐渐长大粗化。当纳米TiC含量为0.5%时,合金的综合性能最优,与基体相比,抗拉强度和伸长率分别提升了约18.6%和7%。TiC/Al-Cu合金在热处理过程中产生了析出相和大量位错,这有助于提高材料的力学性能。