TiC-Ni金属陶瓷自蔓延高温合成中的显微组织演变

用燃烧波淬熄法研究了TiC-Ni金属陶瓷自蔓延高温合成(SHS)中的组织演变,淬熄试样中保留了未反应区、反应区和已反应区.用扫描电子显微镜观察了燃烧反应中显微组织的转变过程,用能谱仪分析了各微区的成分变化,测量了燃烧温度Tc和燃烧波蔓延速度,并用XRD分析了反应产物的相组成.结果表明,TiC-Ni金属陶瓷自蔓延高温合成(SHS)的机理为溶解-析出机制,镍粉与钛粉的固态扩散导致低熔点Ti-Ni溶液形成,Ti、Ni、C粉粒逐渐向Ti-Ni溶液中溶解,当Ti-Ni-C溶液中的Ti和C浓度饱和时,从中析出TiC颗粒,同时形成粘结TiC颗粒的Ni3Ti基体.分析结果表明,该体系的燃烧合成具有不完全性,最终产物中残留少量Ni3Ti2 NiTi共晶体,这种反应的不完全性是由于使用了较粗的Ti粉和Ni粉.     

Ti2AlC可加工陶瓷自蔓延高温合成中的显微组织演变

在研究Ti,C,A1摩尔比为2:1:1的混合粉末自蔓延高温合成Ti2A1C过程中的组织演变中,将在试样中蔓延的燃烧波强制淬熄.用扫描电镜观察了淬熄试样中的显微组织演变,测定了其燃烧温度,并用X射线衍射检测了燃烧合成产物的相组成.结果表明:合成反应以Al的熔化为先导;反应过程可用溶解-析出-熔化结晶机制描述;该反应具有不完全性,可能是由于实验中使用了较粗的钛粉和铝粉所致.     

TiC-Ti复合材料自蔓延高温合成中的组织转变

用燃烧波淬熄法研究了TiC-Ti金属陶瓷自蔓延高温合成（SHS法）中的组织转变和反应机理。淬熄试样中保留了未反应区、反应区及已反应区。用扫描电子显微镜观察了燃烧反应中的显微组织转变过程，用能谱仪分析了各微区的成分变化，测量了燃烧温度Tc，并用XRD分析了反应产物的相组成。实验结果表明：TiC-Ti复合材料的自蔓延高温合成机理可以用溶解-析出机制来描述：Ti首先部分熔化，C溶解在Ti液中，并和Ti发生反应生成TiCx，随着温度的升高，TiCx熔化，形成Ti-C熔体，在降温过程中，细小的TiC大量从Ti-C熔体中析出并聚集，最终形成TiC增强Ti基复合材料。     

TiC-Cu复合材料自蔓延高温合成中的显微结构演变

用燃烧波前沿淬熄法研究了自蔓延高温合成(SHS)TiC-Cu复合材料的显微结构演变,用扫描电子显微镜(SEM)观察了燃烧反应中原始粉、反应区和产物区的显微结构,用能谱仪(EDX)分析了各微区的成分变化,测量了燃烧温度Tc,并用XRD分析了反应产物的相组成.结果表明,自蔓延高温合成(SHS)TiC-Cu复合材料的机理为溶解-析出机制.铜粉与钛粉的固态扩散导致低熔点Ti-Cu熔液形成,Ti、Cu、C粉粒逐渐向Ti-Cu熔液中溶解,当Ti-Cu-C熔液中的Ti和C浓度饱和时,从中析出TiC颗粒,同时形成粘结TiC颗粒的Cu基体.     

Ni3Al金属间化合物自蔓延高温合成中的显微组织演变

为了研究用Ni粉和Al粉自蔓延高温合成(SHS)Ni3Al过程中的显微组织演变,用燃烧波淬熄法使蔓延的燃烧波自行熄灭,用扫描电子显微镜(SEM)及能谱仪(EDS)观察和分析了淬熄试样中的显微组织,测试了燃烧温度,并用X射线衍射(XRD)分析了合成产物的相组成.结果表明,合成反应开始于Al的熔化,从而使Ni粉粒开始部分溶解,Ni与Al原子间的互扩散导致Ni3Al反应扩散层在未溶解的Ni粉粒表面形成并逐渐增厚.该反应具有不完全性,可能是实验中使用了较粗的Ni粉和Al粉的缘故.     

SHS法制备钛基复合材料用的TiC颗粒

研究了由Ti，C，Al元素粉末通过自蔓延高温合成(SHS)工艺制取TiC颗粒过程中体系物相组成的变化情况，以及合成产物的状态。采用燃烧波淬熄法制备了样品，用X射线衍射(XRD)和扫描电子显微(SEM)技术分析、检测了所得样品的相组成和微结构。结果表明，在Ti—C—Al系的燃烧合成反应中，分别产生Ti—Al，Ti—C和Al—C间的多个反应，生成多种金属间化合物相，但最终产物以TiC和纯Al相为主。反应产物的形态为纯Al相分隔的符合化学计量比的等轴TiC颗粒多孔堆积体，颗粒大小均匀，尺寸多在2μm一8μm之间。     

Ti-B4C-C系在火焰喷涂时的SHS过程

以Ti—B4C—C为反应喷涂体系，依托SHS反应火焰喷涂制备TiC—TiB2复相陶瓷涂层技术，通过水淬熄实验，截取了喷涂过程中飞行不同距离的粒子，观测了不同飞行距离下，中间状态反应产物的宏观特征、成分和组织结构及其变化过程，理论探讨了复合粉体在氧．乙炔火焰焰流中的飞行燃烧过程与反应机理。研究表明，中间状态的反应产物按其宏观特征出现了完全熔融的实心陶瓷液滴、完全熔融的空心陶瓷液滴、表面熔融芯部未熔的陶瓷颗粒和完全未熔的陶瓷颗粒4种。其飞行燃烧过程机理是：SHS反应始于钛粉的熔化，对位于火焰焰流芯部的中小尺寸喷涂团聚颗粒，其燃烧合成受扩散和毛细管机制控制，以爆燃方式进行；对位于火焰焰流外围的较大尺寸喷涂团聚颗粒，其燃烧合成受组元熔解析出机制控制。     

SiC纳米颗粒对自蔓延高温合成Al-Ti-C中间合金的影响

以铝粉、钛粉、石墨粉和纳米碳化硅粉末为原料,采用自蔓延高温合成法制备了Al-Ti-C-SiC中间合金。借助X射线衍射、扫描电镜(SEM)和差热分析(DSC)研究了不同质量分数SiC纳米颗粒对Al-Ti-C自蔓延高温合成反应合成产物的组成成分和TiC组织形态的影响。结果表明:随着SiC质量分数的增加,体系中的TiC数量增加,Al_3Ti数量减少,反应生成的Si在铝中溶解生成Al-Si合金;SiC的加入使得TiC的粒度增大,晶粒球化。     

Al—Ti—C在铝熔体中的原位反应及其细化作用

将Al粉、Ti粉和C粉压制成Al-Ti-C预制块,在纯铝熔体中进行原位合成反应.浇注西20 mm×80 mm的金属型试样.利用X-ray衍射仪和电子探针(EPMA)分析了原位反应生成相.结果表明,在实验条件下,原位反应后的试样组织为α(Al) Al3Ti TiC.然后将自制的Al-Ti-C中间合金作为细化剂加入到铸造铝硅合金中,可使其抗拉强度提高约7%.TiC颗粒起到了异质形核剂的作用.     

用激光熔化制成的钛铝化合物复合材料

按不同比例混合的钛、铝和SiC粉在滚筒机中搅拌1小时,在氢气保护下,用功率为800W、3mm直径和0.5秒脉冲时间的CO_2激光熔化成直径为3mm的近似于球形块.熔后冷却速度约500K/s.金相、SEM、EDAX、TIM和STEM用于分析了各种成分熔化块的显微组织、成分和相组成.结果表明,在实验选用的激光熔化条件下,所有熔化块中的钛和铝粉均熔化成Ti一AI合金.而SiC粉只有部分溶解,致使基体中碳和硅富集.EDAX和TEM对成分和相结构分析表明,基体中铝含量从～15%增加到 42%(at%),而硅和碳从 6.8%降到2at%的各个样品在固化期间都形成三个相,Tic、β固溶体和 Tis (Si,Al)_3.球状或技晶状粒子TiC是SiC粒子溶解后与基体中Ti的反应产物,转变β相与具有密排六方(hCp)结构的硅化物 Tis (Si,Al)_3组成共晶型     

制备多物相AlTiC合金的Ti与C熔体反应法

将Ti与C同时加入Al熔体可制备出Ti与C摩尔比分别大于、等于、小于4的3种含不同物相的Al—TiC合金：Al—TiAl3-TiC、Al—TiC、Al-Al4C3-TiC。对纯铝的细化实验表明：不含过量Ti的后两种合金的细化效果相近，Al4C3在Al—TiC合金中的大量出现不会进一步降低合金的细化能力；含TiAl3的第一种合金的细化效率远高于后两者的；TiC物相在基体中以离散颗粒或聚集团形式在Al基体中分布；Al4C3相极脆，易与空气中的水蒸汽反应而分解。分析表明Ti与C在Al熔体中反应生成TiC是通过两条途径同时进行的：熔体中的固体C颗粒与溶解态的Ti直接反应；固体C颗粒和Al反应生成的A4C3与溶解态的Ti发生反应。     

Feasible process for producing in situ Al/TiC composites by combustion reaction in an Al melt

In situ Al/TiC composites with a homogeneous distribution of TiC reinforcements were prepared by adding a reactant mixture of Al-Ti-C to an Al melt. A certain amount of CuO addition facilitates a combustion reaction of the Al-Ti-C system and thereby enables the formation of in situ TiC at a reasonably low temperature range of 750–920 °C. Synthesised TiC particles with sizes of 1–2 μm are present in the Al matrix along with Al₃Ti. Besides the CuO addition, the melt temperature plays a significant role in the final microstructure of the composites. Increase in the melt temperature up to 920 °C with CuO provides more external heat input and initiates the combustion reaction within a few seconds. Pellet microstructure evidently shows that the polygonal Al₃Ti originates from the unreacted layer of which the distance is significantly shortens by increasing the melt temperature. The suppression of the Al₃Ti formation is the most likely to occur at 920 °C, with producing a large volume fraction of TiC in situ synthesised.     

MICROSTRUCTURAL EVOLUTION DURING COMBUSTION SYNTHESIS OF TiC-Fe CERMET

１ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＳｉｎｃｅｉｔｗａｓｄｉｓｃｏｖｅｒｅｄｉｎ１９６７，ｔｈｅｃｏｍｂｕｓｔｉｏｎｓｙｎｔｈｅｓｉｓｈａｓｂｅｅｎｕｓｅｄｆｏｒｓｙｎｔｈｅｓｉｚｉｎｇａｖａｒｉｅｔｙｏｆｃｏｍｐｏｕｎｄｓａｎｄｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ，ｅｇＴ...     

不同钛碳摩尔比和铝含量对Ti－Al－C体系燃烧合成Ti3AlC2粉体的影响

以Ti，Al，C和TiC粉末为原料，研究了钛碳摩尔比和Al含量对Ti—Al—C体系燃烧合成产物相组成的影响。实验表明，不同的钛碳摩尔比和Al含量变化，对Ti-Al—C体系燃烧合成Ti3AlC2粉体有很大影响。当Ti／C=1或1．5时，燃烧产物主晶相是TiC，与原料中Al含量变化关系不大；Ti／C=2和Ti／C=3时，主晶相分别是Ti3AlC2和Ti2AlC，它们的衍射峰强度均分别随原料中Al含量增加而增强，当Al含量增加到一定量后，Ti3AlC2和Ti2AlC的衍射峰强度均又减弱；TiC是Ti-Al-C体系燃烧合成Ti3AlC2相的中间产物。     

TiAl_3对TiC粒子在铝基体中分布及α(Al)晶粒形核的影响

研究TiC和TiAl_3细化工业纯铝时TiAl_3的存在对TiC在铝基体中分布及α(Al)晶粒形核的影响,分析Al-Ti-C晶粒细化机制.结果表明:TiC单独作为工业纯铝的晶粒细化剂时,大量TiC被α(Al)晶粒推向树枝晶的晶界处,从而限制了TiC的异质形核作用;当TiC和TiAl_3共同作为晶粒细化剂时,在α(Al)晶粒内部出现了大量TiC粒子,大量的TiC粒子成为了α(Al)的结晶核心,并且在TiC颗粒和铝基体的界面处存在"富Ti过渡区";TiAl_3在铝熔体中分解释放出Ti原子并向TiC粒子周围偏聚,形成的"TiC/铝熔体界面富Ti过渡区" 改善了TiC与α(Al)的结构适应性,降低了TiC粒子的表面张力,促进了TiC粒子在铝熔体中的均匀分布,提高了其形核能力.     

REACTION MODEL IN Al-Ti-C SYSTEM

ＲＥＡＣＴＩＯＮＭＯＤＥＬＩＮＡｌ－Ｔｉ－ＣＳＹＳＴＥＭ￥ＷＡＮＧＺｉｄｏｎｇ;ＨＵＨａｎｑｉ（ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ．Ｂｅｉｊｉｎｇ,Ｃｈｉｎａ）ＬｉＱｉｎｇｃｈｕｎ（Ｈａｒｂｉｎｉｎｓｔｉｔ...     

Reaction Synthesis of Al/TiC Composites andthe Effect of Al Content

ＲｅａｃｔｉｏｎＳｙｎｔｈｅｓｉｓｏｆＡｌ／ＴｉＣＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓａｎｄｔｈｅＥｆｆｅｃｔｏｆＡｌＣｏｎｔｅｎｔＺｈａｎｇＥｒｌｉｎ，ＺｅｎｇＳｏｎｇｙａｎ，ＺｅｎｇＸｉａｏｃｈｕｎａｎｄＬｉＱｉｎｇｃｈｕｎ（张二林）（曾松岩）（曾晓春）（李庆春...     

添加TiC对燃烧合成Ti2AlC粉体的影响

实验表明，以Ti,Al和碳黑单质粉末为反应物原料，按Ti2AlC化学计量比为原料摩尔配比，得到的燃烧产物主晶相为Ti3AlC2，而Ti2AlC的含量很少。当保持总原料各组分配比不变，加入TiC时，燃烧产物中的Ti2AlC相却变为主晶相，而Ti3AlC2和TiC相的含量急剧减少。燃烧产物Ti2AlC相的含量随添加的TiC质量分数（0－25％）的增加而增加。从动力学和热力学的角度探讨了TiC对燃烧合成Ti2AlC的影响机理。