溶胶-凝胶技术提高不锈钢抗高温氧化及铝合金阳极氧化膜的耐蚀性能

采用溶胶-凝胶法在不锈钢基体表面制备ZrO₂和Al₂O₃涂层,并对铝合金阳极氧化膜进行封孔处理.采用高温循环氧化法研究ZrO₂和Al₂O₃涂层抗高温氧化性能,通过电化学阻抗谱和剥蚀法分析溶胶-凝胶法封孔后铝合金氧化膜的耐腐蚀性能.结果表明:ZrO₂和Al₂O₃涂层的抗高温氧化性能随涂层厚度增加而提高;铝合金阳极氧化膜的耐腐蚀性能也随封孔次数的增加而提高,但当封孔处理超过8次后,阻抗值和腐蚀程度基本不随封孔次数发生变化;实施相同次数封孔处理后,Al₂O₃溶胶的封孔效果略优于ZrO₂溶胶的封孔效果.      

两步机械球磨法制备M/TiO2复合薄膜及光催化性能研究

采用两步机械球磨法制备了M/TiO₂（M = Al、Sn、Zn、Ti）双层复合薄膜,利用光学显微镜和X射线衍射仪分析了涂层的微观结构和相组成,测定了薄膜的光催化性能,研究了过渡层材质以及球磨时间对复合薄膜光催化性能的影响。研究表明,TiO₂粉体在球磨过程中的晶体结构未发生显著变化,保持了良好的光催化活性。金属过渡层Al、Sn以及Zn将显著削弱复合薄膜的光催化活性,Ti是复合薄膜的理想金属过渡层,制备的Ti/TiO₂复合薄膜具有优异的光催化性能。随着第二步球磨时间的延长,Ti/TiO₂复合薄膜的光催化性能逐渐降低,这是由于第二层薄膜表面TiO₂含量降低的原因所致。     

溶胶-凝胶法制备SiO2薄膜的研究

采用溶胶-凝胶法,研究了催化剂和反应温度对正硅酸乙脂溶胶-凝胶过程中胶凝时间的影响,观察了不同基材上制得的SiO2薄膜的表面形貌.发现催化剂是制备良好薄膜的关健因素,反应温度可明显缩短胶凝时间,并在玻璃和金属粉末基体上制得了具有网状结构的SiO2薄膜.     

溶胶-凝胶法制备TiO2/硅藻土复合材料及其光催化性能

采用焙烧、酸洗等工艺预处理硅藻土，以改性硅藻土和钛酸丁酯为前驱体，采用溶胶-凝胶法制备TiO₂/硅藻土复合材料，采用XRD、SEM、FT-IR、TG等手段对其进行分析表征，以甲基橙为降解对象考察其光催化性能。结果表明：硅藻土表面均匀负载着锐钛矿型的二氧化钛，晶粒尺寸为35.76 nm。负载比2∶1、pH为>2～3、焙烧温度500℃制备的TiO₂/硅藻土复合材料的光催化性能最好，热稳定性良好。当TiO₂/硅藻土复合材料投入量为1 g/L,对60 mL(10 mg/L)的甲基橙溶液60 min内的降解率达到92%。     

超高TiO2高炉渣黏度及熔化性温度

 提高高炉炉料中钒钛磁铁矿的配比(大于80%,甚至达到100%)对于实现攀西地区钒钛磁铁矿资源的深度开发与综合利用意义重大。针对高配比钒钛矿带来超高TiO₂高炉渣的情况,提出了“以镁代钙”的新造渣理念。系统地研究了w(TiO₂)和w(MgO)/ w(CaO) 对CaO-SiO₂-TiO₂-MgO-Al₂O₃渣系黏度和熔化性温度的影响规律。结果表明,惰性气氛下,随着w(TiO₂)从20%增加到34%,炉渣黏度逐渐减小;随着w(MgO)/ w(CaO) 从0.32增加到0.65,炉渣黏度略有增大。炉渣熔化性温度随着w(TiO₂)增加先升高后降低。“以镁代钙” w(MgO)/ w(CaO) 在0.32～0.65范围内增加时,熔化性温度呈先明显降低后略有升高的趋势, w(MgO)/ w(CaO)在0.57附近时,(w(MgO)为12%)炉渣熔化性温度达到最低点,降低幅度约为50 ℃。“以镁代钙”使得炉渣液相区从钙钛矿析出区域附近逐渐移至钙钛矿相与镁铝尖晶石相之间宽阔的区域。采用“以镁代钙” w(MgO)/ w(CaO) 造渣理念对降低超高TiO₂高炉渣熔化性温度具有可行性。     

铝基TiC–TiB2自蔓延高温合成复合涂层的组织性能研究

以Ti粉、石墨粉、B₄C粉、聚四氟乙烯粉(polytetrafluoroethylene, PTFE)为原料, 采用反应熔覆技术, 结合自蔓延高温合成与真空消失模鋳造法, 在ZL205A铝合金表面制备出TiC-TiB₂复合涂层, 研究了固溶温度对基体和TiC-TiB₂涂层显微组织、硬度和热稳定性的影响, 为制备高耐磨性铝合金提供新的研究方向。结果表明: Ti-C-B₄C-PTFE体系的绝热温度的远大于1800 K, 自蔓延高温合成反应可自发进行; 通过真空消失模铸造ZL205A铝合金, 引发自蔓延高温合成反应, 在基体表面可形成TiC-TiB 2复合涂层。固溶热处理后TiC-TiB₂复合涂层表现出良好的热稳定性, 硬度为HB 285, 20 N载荷作用下的质量损失量为49.7 mg, 相对减少了90%, 大大提高了ZL205A铝合金表面的耐磨性。     

结晶器保护渣吸收TiO2夹杂物的动力学研究

碱度0.85、CaO-SiO₂-Al₂O₃-MgO-Na₂O-CaF₂为基本渣系,采用旋转动力学方法研究了TiO₂棒的旋转角速度(50～120)r/min,碱度(0.7～1.15),熔渣温度(1300～1480℃),TiO₂(0～12%),CaF₂(5%～15%)对保护渣吸收TiO₂速率的影响。结果表明,分别随温度升高,碱度增加,TiO₂含量降低和CaF₂含量增加,使TiO₂在渣中的溶解速率升高,其中温度和碱度的影响最显著。TiO₂溶解的限制性环节是扩散过程,溶解过程的活化能为130.9kJ/mol。     

镁基六铝酸镧喷涂粉末制备及其热处理工艺研究

采用固相反应法合成热障涂层用镁基六铝酸镧（LaMgAl₁₁O₁₉）,通过离心喷雾干燥造粒制备LaMgAl₁₁O₁₉粉末,并对粉末进行热处理研究,将未热处理和热处理后的粉末通过等离子喷涂制备LaMgAl₁₁O₁₉涂层并在1100℃高温氧化1 h。通过场发射扫描电子显微镜、霍尔流量计、X射线衍射等方法对LaMgAl₁₁O₁₉粉末的微观形貌、流动性、松装密度、物相和涂层形貌进行了分析。结果表明:离心喷雾干燥造粒工艺获得了粒径均匀、流动性好的LaMgAl₁₁O₁₉球形粉末,但粉末颗粒内部结构疏松不致密;热处理能明显改善LaMgAl₁₁O₁₉球形粉末的流动性和致密度,并能有效的避免涂层分解、改善涂层成分、提高涂层的性能。本试验中的最佳热处理温度为1450℃,与未热处理粉末相比,经过1450℃热处理后粉末的流动性为12.1 s·50 g-1,流动时间缩短了19.9%,松装密度提高了83.4%;制备的涂层孔隙率更低,结构更为致密,有效的降低了喷涂过程中涂层非晶相的形成。     

铥改性MnCeOx/TiO2催化剂在氨中低温还原NOx的优越性能

采用溶胶-凝胶法制备了MnCeTm_yO_x/TiO₂(y为Tm/Mn摩尔比,y=0.1,0.3,0.5)低温SCR脱硝催化剂,研究和分析了TmO_x对催化剂脱硝性能的影响。所研制的MnCeTmO_x/TiO₂催化剂提高了以氨为还原剂的低温选择性催化还原(SCR)脱硝性能,并采用XRD、NH₃-TPD分析探究了TmO_x的作用及内在机制。结果表明,当y=0.3时,催化剂具有最佳的脱硝效果,在150℃具有95%以上的NO_x转化率。对催化剂进行了稳定性测试和不同空速下的性能测试结果表明,MnCeTm_0.3O_x/TiO₂催化剂具有良好的稳定性,且在两种空速下均能保持优异的低温NH₃-SCR脱硝性能。     

含氯离子环境下锌铝伪合金涂层的耐蚀性及电化学特性

采用盐雾试验和电化学阻抗谱测试技术研究了纯锌和锌铝伪合金涂层在含氯离子环境中的腐蚀行为和电化学特性,通过扫描电镜、X射线物相分析等手段研究了原始涂层及腐蚀后的表面形貌和腐蚀产物的相结构,并对两种涂层的腐蚀机理进行了初步的探讨.随着盐雾时间的增加,纯锌涂层表面逐渐生成疏松多孔的胞状腐蚀产物层,主要腐蚀产物为Zn₅(OH)₈Cl₂H₂O、ZnO和Zn₅(CO₃)₂(OH)₆,盐雾试验达到768 h后腐蚀产物层局部区域发生龟裂.锌铝伪合金涂层表面生成致密的腐蚀产物层,主要为Zn₅(OH)₈Cl₂H₂O、Zn_0.71Al_0.29(OH)₂(CO₃)_0.145·xH₂O及ZnAl₂O₄.电化学阻抗谱测试结果表明:随着盐雾时间的延长,两种涂层的电荷转移电阻均逐渐增大,但锌铝伪合金涂层的阻抗要明显大于纯锌涂层,表现出了更好的耐蚀性.      

急冷法制备高活性骨架镍的研究

按镍-铝质量比1∶1配比的合金,经中频炉熔化后,合金熔融液倒入高压水雾化系统雾化成粉,再经干燥、筛分得到镍铝合金中间体。镍铝粉经活化、洗涤后制得高活性骨架镍。对其进行X射线衍射(XRD)、形貌及粒度的表征,结果表明采用急冷法制备的骨架镍产品化学成分相对稳定,经活化后产品为高活性骨架镍。     

基于Ansys有限元的带钢层流冷却工艺的确定

采用Ansys对不同厚度带钢的层流冷却过程进行瞬态有限元模拟。得到了不同时刻带钢的温度变化和带钢宽度方向的位移变化;分析了在不同冷却工艺下带钢的温度场和应力分布;以某钢厂的层流冷却设备参数为例,来探讨不同厚度带钢的层流冷却工艺,为现场生产提供参考依据。     

钴盐沉淀—热分解法制备超细八面体四氧化三钴

提出了一种以硫酸钴、碳酸氢铵为原料,聚乙二醇为表面分散剂,采用钴盐沉淀—热分解法制备超细八面体Co3O4的方法。通过热重-差热分析仪、红外光谱分析仪、X射线衍射仪、场发射扫描电镜、激光粒度分析仪对前驱体碱式碳酸钴和产品Co3O4进行了分析和表征。结果表明:制备的Co3O4粉末呈八面体晶体形貌,粒度在亚微米至微米级,粒度分布均匀且范围窄,制备过程分散剂的添加消除了粉末的团聚现象。     

金属/非氧化物结合刚玉基耐火材料的结构性能研究

以板状刚玉为骨料,板状刚玉细粉、金属铝粉及金属硅粉为基质,热固性酚醛树脂为结合剂,试样经成型、干燥后,在埋炭气氛下于1 400℃下热处理3 h,研究了金属铝粉的引入及其与金属硅粉的复合引入对烧后试样的结构和性能的影响。结果表明:金属铝粉的引入,可以促进试样的烧结,提高烧后试样的致密度及常温强度;同时,AlN生成时所伴随的体积膨胀可以填充气孔,且其晶须状的结构对体系起着增强增韧的作用,显著提高试样的高温强度;此外,残留的金属铝,不仅可以填充刚玉颗粒间的气孔,胶结刚玉颗粒,同时金属良好的塑性对吸收应力及阻止裂纹扩展都能起到积极作用。复合引入金属铝粉和金属硅粉时,烧后试样中出现SiC、SiAlON等非氧化物物相,且仍有适量金属铝残留,可以显著改善试样的常温及高温性能,优化其显微结构。     

金属铝在粗锡精炼过程中的机理研究

采用热力学计算、相图分析,对金属铝在粗锡精炼除砷、锑过程的机理进行了研究。结果表明:铝与锑、铝与砷均极易反应而生成相应的难熔合金,但铝优先与砷反应,其次才与锑反应,此研究与生产实践较为吻合。金属铝与砷易生成熔点为1 740℃的AlAs合金,该合金含砷为73.4%、含金属铝为26.6%,折算为As∶Al=1∶0.36,即每1 kg砷需要加0.36 kg铝,方可达到预期的结果,该分析结果与生产实践也较为一致。铝与锑在较低温度下,极易生成熔点约为1 058±10℃的AlSb合金,该合金含铝为18.2%、含锑81.8%,即化学计量比为Sb∶Al=1∶0.22。然而,生产实践表明,Sb∶Al=1∶1计算铝的用量时,才能将锡液含锑降低至合理范围内。     

铁掺杂对(Na0.5K0.5)NbO3无铅压电陶瓷性能的影响

采用传统陶瓷工艺对(Na0.5K0.5)NbO3进行了铁掺杂改性研究。使用SEM、XRD并结合常规性能测试手段对该体系的显微结构、压电性能进行了表征。研究结果表明:对于(Na0.5K0.5)NbO3无铅压电陶瓷,Fe的掺杂提高了致密性、使晶体颗粒长大、降低了介电性能。     

水煤浆喷嘴传热的有限元分析

采用有限元法分别对Al2O3/TiC陶瓷、YG8硬质合金材料的水煤浆喷嘴工作时的温度场和热应力进行了计算,分析了出口锥角对温度场和应力场的影响。结果表明:水煤浆喷嘴的出口端面温度最高,出口处热应力最大;温度和热应力沿轴向由出口到入口递减;相同结构的Al2O3/TiC陶瓷喷嘴的温度和热应力都大于YG8硬质合金,带出口锥角的喷嘴最高温度和热应力明显低于出口不带锥角的喷嘴。     

PtRh40-PtRh20高温热电偶丝制备工艺研究

研究了退火温度对PtRh40、PtRh20的抗拉强度和电阻率的影响;研究了加工率对PtRh40、PtRh20的抗拉强度和维氏硬度的影响。制备出φ0.45 mm及以下直径PtRh40-PtRh20热电偶丝,其力学性能优良,表面质量良好,配对热电势满足ASTME1751-2000要求,1200℃以下时误差为±3μV,在1700℃以下时误差为±5μV,且稳定性能良好。     

Effect of heat treatments on <Emphasis Type="Italic">In-Situ</Emphasis> Al<Subscript>2</Subscript>O<Subscript>3</Subscript>/TiAl<Subscript>3</Subscript> composites produced from squeeze casting of TiO<Subscript>2</Subscript>/A356 composites

In-situ Al₂O₃/TiAl₃ intermetallic matrix composites were fabricated via squeeze casting of TiO₂/A356 composites heated in the temperature range from 700 °C to 780 °C for 2 hours. The phase transformation in TiO₂/A356 composites employing various heat-treatment temperatures (700 °C to 780 °C) was studied by means of differential thermal analysis (DTA), microhardness, scanning electron microscopy (SEM), electron probe microanalysis (EPMA), and X-ray diffraction (XRD). From DTA, two exothermic peaks from 600 °C to 750 °C were found in the TiO₂/A356 composites. The XRD showed that Al₂O₃ and TiAl₃ were the primary products after heat treatment of the TiO₂/A356 composite. The fabrication of in-situ Al₂O₃/TiAl₃ composites required 33 vol pct TiO₂ in Al and heat treatment in the range from 750 °C to 780 °C. The hardness (HV) of the in-situ Al₂O₃/TiAl₃ composites (1000 HV) was superior to that of nonreacted TiO₂/A356 composites (200 HV). However, the bending strength decreased from 685 MPa for TiO₂/A356 composites to 250 MPa for Al₂O₃/TiAl₃ composites. It decreased rapidly because pores occurred during the formation of Al₂O₃ and TiAl₃. The activation energy of the formation of Al₂O₃ and TiAl₃ from TiO₂ and A356 was determined to be about 286 kJ/mole.     

Tribological Properties of TiO<Subscript>2</Subscript> Reinforced Nickel Based MMCs Produced by Pulse Electrodeposition Technique

Nickel–TiO₂ composite coatings were prepared under pulse current conditions by co-deposition of TiO₂ particles and nickel from a Watts type bath. The effect of TiO₂ particle concentration was studied on microhardness, friction coefficient and wear resistance. The morphological features and the structures were studied by scanning electron microscope, X-ray diffraction analysis and 3D profilometry facilities. A wide particle size range (between 95 and 140 nm) was chosen to provide a high dispersion and load bearing ability for the co-deposited layers. It was determined that increasing the particle concentration in the electrolyte dramatically increased the co-deposited TiO₂ particles in the coating. The results showed that the high concentration of TiO₂ particles in the electrolyte yielded the highest amount of particles co-deposited in the plating layer. The influence of the co-deposited TiO₂ volume on microstructure and tribological properties in the coating were investigated. The wear tests were carried out using a constant load by a reciprocating ball-on disk configuration. Wear loss and friction coefficients of Ni/TiO₂ composites were decreased by increasing TiO₂ content in the electrolyte because of the increasing content of TiO₂ in the deposited layer. The change in wear mechanisms by changing TiO₂ content was also determined.