MoSi2／SiC复合材料的致密化及其组织结构

用二次热压工艺改善了ＭｏＳｉ２／ＳｉＣ复合材料致密度，热压复合材料相对密度可达到理论密度的９２％，用ＳＥＭ和ＳＲＤ对热压复合材料组织结构的研究表明，热压复合组织为ＭｏＳｉ２基体上弥散分布着ＳｉＣ颗粒。     

原位合成TiB_2颗粒增韧SiC的显微组织与断裂韧性

在前期对原位生成TiB2增韧SiC制备工艺研究的基础上,研究了TiB2/SiC复合陶瓷的显微组织与力学性能.研究发现:在φ(TiB2)介于5%~20%时,原位生成的TiB2相在SiC基体中的分布都比较均匀;当φ(TiB2)为5%和20%时,TiB2颗粒等面积圆直径平均值分别为2.6和3.9μm;另外,TiB2颗粒能起到明显细化SiC晶粒的作用.随着φ(TiB2)的增加,TiB2/SiC复合材料的相对密度、维氏硬度和断裂韧性均增大.当φ(TiB2)为20%时,复合材料相对密度、维氏硬度和断裂韧性分别为94.8%,29.1 GPa和5.9 MPa.m1/2.经优化工艺制备的TiB2/SiC复合陶瓷...     

C—SiC—TiC—TiB2复合材料原位合成及热压烧结

以熟焦,碳纤维,Ｂ４Ｃ,ＳｉＣ,Ｓｉ,ＴｉＯ２和ＴｉＣ为原料,采用原位合成及热压技术研究了不同ＴｉＯ２和ＴｉＣ含量对多组份碳／陶复合材料的组成、结构和性能的影响。     

原位合成增强体TiB层错的透射电镜分析

利用透射电镜和高分辨率透射电镜研究了原位合成钛基复合材料增强体TiB的堆垛层错结构。结果表明，堆垛层错容易在TiB的（100）面上形成，平行于TiB的生长方向[010]，并贯穿整个增强体。堆垛层错在TiB形核与长大的过程中形成，并且与增强体TiB的B27晶体结构有关。由于TiB的B27结构，在（100）面上容易形成B原子的不足而导致原子错排，并且在（100）面上形成堆垛层错有利于减少增强体与基体合金间的晶格畸变。     

原位生长碳纳米管增强SiC_f/SiC复合材料的力学性能

碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiCf/SiC)是航空航天和聚变能源等高技术领域理想的高温结构材料,改善纤维与基体的界面结合是提高其力学性能的关键。本文采用化学气相沉积法在纤维表面原位生长碳纳米管,以达到改善纤维与基体的结合同时对复合材料进行二次增强的目的。结果表明,采用碳纳米管增强的SiCf/SiC复合材料的力学性能有不同程度的提高,特别是当碳纳米管的体积分数为5.31%时,复合材料的断裂韧性提高106.3%。纤维表面的碳纳米管层与纤维结合较弱,能够促进纤维的拔出,从而促进复合材料断裂韧性的提高;另外,碳纳米管的拔出对复合断裂韧性的提高也有一定的促进作用。     

原位合成TiC／Ti复合材料的微结构和力学性能

利用钛与碳之间的反应,经非自耗电弧溶炼工艺,简洁,低成本地制备了TiC增强的钛基复合材料,借助光学金相为微镜和透射电镜分析了复合材料的微结构,测定了原位合成钛基复合材料的力学性能和硬度值,结果表明,原位合成增强体TiC均匀地分布在基体钛合金中,增强体主要呈树枝晶状和等轴,近似等轴状,由于增强体TiC与基体合金的热膨胀系数存在较大的差异,在基体钛合金中形成同密度的位错,增强体与基体界面洁净,没有任何界面反应,复合材料的力学性能和硬度与基体钛合金比较有了明显的提高,铝元素的加入,不仅固溶强化了基体钛合金,同时使增强体更为细小,也有利于提高复合材料的性能。     

原位生长碳纳米管增强SiCf/SiC复合材料的力学性能简

碳化硅纤维增强碳化硅复合材料（SiCf/SiC）是航空航天和聚变能源等高技术领域理想的高温结构材料,改善纤维与基体的界面结合是提高其力学性能的关键。本文采用化学气相沉积法在纤维表面原位生长碳纳米管,以达到改善纤维与基体的结合同时对复合材料进行二次增强的目的。结果表明,采用碳纳米管增强的SiCf/SiC复合材料的力学性能有不同程度的提高,特别是当碳纳米管的体积分数为5．31％时,复合材料的断裂韧性提高106．3％。纤维表面的碳纳米管层与纤维结合较弱,能够促进纤维的拔出,从而促进复合材料断裂韧性的提高;另外,碳纳米管的拔出对复合断裂韧性的提高也有一定的促进作用。     

喷射成形原位反应TiC/Al-Fe-V-Si复合材料的显微组织

使用X射线衍射（XRD)、光镜(OM）、电子扫描电镜(SEM)、透射电镜（TEM）等对在TiC／Al-Fe-V—Si合金中原位反应生成TiC的喷射沉积坯件的显微组织进行了分析和研究．结果表明，原位反应生成的TiC颗粒在喷射沉积过程中抑制了针状相的形成，改善了合金的显微组织，生成的TiC颗粒均匀地分布在合金基体中．     

燃烧合成AL_2O_3/Cr复合材料的研究

利用燃烧合成工艺制备了原位反应的AL2O3加Cr的陶瓷基复合材料，并对其显微组织及形成机理进行了研究与分析。     

(SiC)TiN/Cu复合材料的显微组织和导电性能

以醇盐水解--氨气氮化法在SiC颗粒表面包覆TiN,然后采用放电等离子体烧结制备出(SiC)TiN/Cu复合材料.结果表明:醇盐水解--氨气氮化法能够制备出TiN包覆SiC复合粉末,TiN包覆层均匀连续,TiN颗粒的粒径为30～80nm.TiN包覆层能够促进复合材料的致密化并改善界面结合.(SiC)TiN/Cu复合材料的电导率介于15.5～35.7 m.Ω-1.mm-2之间,并且随着SiC体积分数的增加而降低.TiN包覆层和基体中网络结构TiN的存在能够有效提高复合材料的电导率.复合材料的电导率较接近P.G模型的预测值.     

碳热还原法合成TiB2-SiC复合粉末及其机理分析

以硅溶胶、炭黑、TiO2和B4C为原料,采用碳热还原法合成TiB2-SiC复合粉末.研究了反应温度、TiO2添加量对合成TiB2-SiC复合粉末的物相组成和显微形貌的影响;对反应过程进行了热力学分析和计算,并探讨了TiB2-SiC复合粉末的生长机理.结果表明:TiB2-SiC复合粉末适宜的合成条件为在1 600℃保温1h.在反应过程中,TiB2先于SiC生成,TiB2的生成改变了SiC的生长方式.当复合粉末中TiB2的质量分数为10%左右时,SiC的合成过程由气-固(V-S)反应转变为气-固(V-S)和气-气(V-V)共同反应,复合粉末主要由少量球状颗粒、短棒状颗粒以及大量的晶须组成.当体系中生成的TiB2质量分数(≥20%左右)较大时,生成的晶须数量减少,同时球状、片状和短棒状等结构颗粒明显增多,出现多样化结构并存的现象,SiC的生长仍然由V-S反应和V-V反应共同控制.     

热压ZrO2/MoSi2复合材料的强韧化效果与机制

用纳米尺寸的ZrO2粒子对MoSi2的增韧补强效果及其作用机制进行了初步研究和探讨.结果证明不含Y2O3稳定剂的ZrO2颗粒对MoSi2的增韧效果显著,而含Y2O3稳定剂的ZrO2颗粒的增韧效果有限.前者的增韧机制主要以微裂纹增韧为主,致使室温断裂强度有所降低;后者主要是应力诱发的相变增韧为主,故断裂韧性与强度同时得到了提高.断口分析表明复合材料中ZrO2粒子使MoSi2的断裂模式从穿晶型向准解理穿晶或沿晶型"碎化"断裂模式转变,这种断裂模式的转变与断裂韧性的提高相对应.另外还发现应力诱发相变增韧效果有限可能与基体晶粒较粗以及纳米粒子在热压过程中的团聚长大有关.     

MoSi_2对二硼化钛惰性阴极材料性能的影响

用冷压烧结法制造了二硼化钛惰性阴极,研究了ＭｏＳｉ２对二硼化钛惰性阴极烧结性能的影响,得到致密的ＴｉＢ２基惰性阴极试样·在电解实验后,通过对二硼化钛阴极的表面和剖面的电子显微分析,发现铝液对此种惰性阴极的湿润性好于电解质对惰性阴极的湿润性,避免了电解质与阴极表面的直接接触·发现惰性阴极的腐蚀为电解质对阴极晶界的腐蚀·测得腐蚀速度为２－５３ｍｍ／ａ,证明其耐蚀性能良好     

Al2O3-SiC复相陶瓷凝胶注模成型工艺因素的研究

研究了凝胶注模成型的各种工艺因素对Al2O3-SiC复相陶瓷悬浮体的黏度和固化时间的影响。结果表明：控制溶液的pH值为7～8时，采用2％（wB）的ADS1分散剂，可制备出固相体积分数为60％，黏度为640mPa·s的悬浮体；随成型温度的升高，悬浮体的固化时间逐渐缩短；随着引发剂尤其是催化剂加入量的增加，悬浮体的固化时间明显缩短。     

原位生成TiB2/Cu复合材料的研究

通过对Ｃｕ－Ｂ－Ｔｉ粉末在机械合金和烧结过程中结构变化的分析,研究了Ｃｕ－Ｂ－Ｔｉ体系原侠生成ＴｉＢ２的热力学和动力学,并建立了反应生成ＴｉＢ２的微观反应机制。结果表明：在Ｃｕ－Ｂ－Ｔｉ混合粉末机械合金化的后期及Ｃｕ（Ｂ,Ｔｉ）粉末加热烧结的前期有ＴｉＣｕ３生成;机械合金化的时间对ＴｉＣｕ３生成的开始温度及温度区间有一定的影响。随机械合金化时间的延长,生成ＴｉＣｕ３的开始温度及温度区间都几低温移动     

原位合成TiB和Nd2O3增强钛基复合材料

为了得到一种新型、廉价的钛基复合材料，通过钛与B2O3，稀土Nd之间的化学反应，经非自耗电弧熔炼工艺原位合成了TiB和Nd2O3增强的钛基复合材料。利用X射线衍射、光学金相、电子探针和透射电镜分析了合成复合材料的物相、增强体的形态和显微组织。结果表明，复合材料的增强体为TiB和Nd2O3；生成的TiB晶须分布均匀；Nd2O3的形貌随添加Nd的含量的改变，从针状转变为球状和树枝状晶。增强体TiB、Nd2O3和钛基体界面干净，没有明显的反应生成物存在。     

MoSi2低温氧化生成相的热力学分析

利用金属氧化理论 ,从热力学角度分析了MoSi2 低温长时间氧化后 ,表面氧化层中不同相存在的可能性和优先性 ,并讨论了挥发性MoO3相生成的条件 结果表明 :4种氧化反应均能在空气中自发进行 ;从反应进行的难易次序说明了实验中MoSi2 材料低温氧化时生成的Mo8O2 3相衍射峰强较大 ,而Mo5 Si3相峰强较小、且未出现MoO3相的原因 ;指出了Mo8O2 3转化为挥发性MoO3相的氧压条件 ,从而为避免“PEST”现象提供理论依据 图 1 ,表 3,参 1 1