Mo(Si,Al)2系材料的制备及性能

采用自蔓延合成方法结合热压烧结制备了Mo-Si-Al系材料,并考察了其力学性能和抗低温氧化性能,结果表明自蔓延合成Mo(Si,Al)2系材料的机理与单相MoSi2相同,都是固液机制;通常Al的添加对Mo(Si,Al)2材料的力学性能不利,但当Mo(Si,Al)2系材料为复相结构时,材料具有比单相MoSi2好的力学性能,且抗低温氧化性能也有所提高.这为设计综合性能较好的MoSi2材料进行了有益的探索.     

反应熔渗法制备Mo(Si,Al)2-SiC复合材料的研究

通过尝试对MoSi2+C坯体中熔融渗Al制备了Mo(Si,Al)2-SiC复合材料,并对其组织及性能进行了研究.反应熔渗Al法制备Mo(Si,Al)2-SiC复合材料中,反应生成物主要为Mo(Si1-x,Alx)2和SiC相,还有少量Mo5Si3C和Al相.随着x值的增加,Mo5Si3C相和Al相逐渐减少,并消失.其组织为片状Mo(Si,Al)2组织间隙中分布着针尖状SiC颗粒;从断口形貌看,SiC颗粒非常细小,团聚在大的Mo(Si,Al)2颗粒周围.根据断口形貌,部分形成的SiC为晶须状,当x=0.4时,形成的SiC多为晶须状,并且形成的晶须状的SiC和Mo(Si,Al)2连成片.反应熔渗Al法制备复合材料抗弯强度是随着x值先增加后降低,在设计值x=0.237时取得最高值.     

反应熔渗法制备Mo(Si,Al)2-SiC复合材料的研究

通过尝试对MoSi2+C坯体中熔融渗Al制备了Mo(Si,Al)2-SiC复合材料,并对其组织及性能进行了研究.反应熔渗Al法制备Mo(Si,Al)2-SiC复合材料中,反应生成物主要为Mo(Si1-x,Alx)2和SiC相,还有少量Mo5Si3C和Al相.随着x值的增加,Mo5Si3C相和Al相逐渐减少,并消失.其组织为片状Mo(Si,Al)2组织间隙中分布着针尖状SiC颗粒;从断口形貌看,SiC颗粒非常细小,团聚在大的Mo(Si,Al)2颗粒周围.根据断口形貌,部分形成的SiC为晶须状,当x=0.4时,形成的SiC多为晶须状,并且形成的晶须状的SiC和Mo(Si,Al)2连成片.反应熔渗Al法制备复合材料抗弯强度是随着x值先增加后降低,在设计值x=0.237时取得最高值.     

La2O3-Mo5Si3/MoSi2复合材料的力学性能和高温氧化行为

通过自蔓延高温合成了稀土协同Mo5Si3复合强韧化MoSi2的复合粉末,研究了La2O3-Mo5Si3/MoSi2复合材料的室温力学性能和高温氧化特性。结果表明:与纯MoSi2相比,稀土和Mo5Si3细化了材料的晶粒,提高材料的室温弯曲强度和断裂韧性,其强化机制为细晶强化,韧化机制为细晶韧化、裂纹偏转、裂纹分支和微桥接;当Mo5Si3含量不超过30%(摩尔分数)时,随着Mo5Si3含量的增加,材料的抗氧化性能降低,而RE-40%Mo5Si3/MoSi2(摩尔分数)复合材料出现粉化现象;RE-Mo5Si3/MoSi2复合材料抗氧化性的降低,主要是由于Mo5Si3较差的抗氧化性、材料致密度的降低以及晶粒细化的结果;0.8%稀土(质量分数)协同5%Mo5Si3(摩尔分数)的RE-Mo5Si3/MoSi2复合材料具有较好的综合力学性能和高温抗氧化特性。     

合金化和热处理对难熔金属硅化物基合金组织和性能影响的研究现状

综述了合金化和热处理对硅化物基合金组织和性能的影响。在铌硅化物基合金中添加Mo，W或Al后，电弧熔炼态组织中的硅化物相为βNb5Si3；添加Cr或者V后，硅化物相为αNb5Si3：加入Ti后，硅化物相是Nb3Si。添加Ti，Hf和B可提高铌硅化物基合金的室温断裂韧性，添加W或Mo后合金的高温强度显著提高，而添加Cr，Al和Ti明显改善其高温抗氧化性能。在MoSi2中加入W，Nb和Ge等合金化元素后分别形成（Mo，W）Si2，（Mo，Nb）Si2或Mo（Si，Ge）2等硅化物，但在钼硅化物基合金中添加B后生成α—Mo，Mo3Si和T2相（MoSiB2），并且T2相所占的体积百分比与B的含量成正比。α-Mo相的含量对合金的断裂韧性和抗氧化性有重要影响。Nb或Mo的硅化物基合金的热处理温度都比较高，经过再结晶退火后合金中的组成相及其所占的体积百分比均发生变化，并且组织粗化，但分布更加均匀，从而对力学性能有显著的影响。     

不同Al含量Mo(Si_(1-x),Al_x)_2材料的高温氧化行为

以MoSi2、Mo和Al粉末为原料,采用真空热压烧结制备不同Al含量的Mo(Si1-x,Alx)2材料,考察Al含量对MoSi2材料微观结构和高温氧化行为的影响。结果表明,当x=0和0.05时,Mo(Si1-x,Alx)2材料主要由呈C11b结构的MoSi2组成;当x=0.1时,该材料主要由呈C40结构的Mo(Si0.9,Al0.1)2和MoSi2组成;当x=0.2~0.4时,该材料由呈C40结构的Mo(Si1-x,Alx)2相组成。随着Al含量的增加,Mo(Si,Al)2晶格膨胀增大。1200℃氧化时,不同Al含量Mo(Si1-x,Alx)2材料的氧化动力学均呈抛物线规律;Mo(Si,Al)2中Al含量越高,氧化增量越大,抗氧化能力越低。当x=0和0.05时,材料表面氧化生成了连续致密的SiO2氧化膜;当x=0.1时,氧化层由SiO2·Al2O3混合氧化膜组成;当x=0.2~0.4时,材料表面氧化生成连续的Al2O3氧化膜。由于Si和Al的扩散,氧化膜与Mo(Si1-x,Alx)2界面处形成了Mo5(Si,Al)3过渡区。     

无压反应烧结Mo（Si，Al）2-SiC复合材料的研究

利用MoSi2，Al，C之间的原位反应无压烧结制备了Mo（Si1-x，Alx）2-SiC复合材料。随着烧结温度从1400℃升高到1650℃，MoSi2相消失，反应产物为Mo（Si，Al）2和SiC及Mo5Si3C相。由于固溶体及Nowotny（Mo5Si3C）相的形成，使得原位反应中化学计量法则变得困难。原位生成的SiC相随着温度的升高由颗粒状变为晶须状，并由于它的强韧化作用使得复相材料的性能较单相材料成倍提高。     

底部真空无压浸渗制备SiC_p/Al工艺与性能（英文）

采用底部真空无压浸渗新工艺制备了β-SiCp/Al复合材料。SiC预制体在1373 K高温氧化及被熔融铝浸渗时加入Si、Mg合金元素。通过金相显微镜及SEM表征了复合材料的表面和断口形貌。结果表明,SiC颗粒在基体铝中分布均匀,SiC预制体浸渗完全。XRD分析表明,复合材料中的主晶相为SiC和Al,存在Mg2Si,MgAl2O4界面产物,没有出现Al4C3脆性相。复合材料的力学性能研究表明,复合材料的磨损机制为磨粒磨损和黏着磨损;随着SiC体积分数的增加,复合材料的磨损率下降,硬度上升。     

Process and Performance of β-SiCp/Al Prepared by Bottom-Vacuum Pressureless Infiltration

采用底部真空无压浸渗新工艺制备了β-SiCp/Al复合材料。SiC预制体在1373 K高温氧化及被熔融铝浸渗时加入Si、Mg合金元素。通过金相显微镜及SEM表征了复合材料的表面和断口形貌。结果表明,SiC颗粒在基体铝中分布均匀,SiC预制体浸渗完全。XRD分析表明,复合材料中的主晶相为SiC和Al,存在Mg2Si,MgAl2O4界面产物,没有出现Al4C3脆性相。复合材料的力学性能研究表明,复合材料的磨损机制为磨粒磨损和黏着磨损;随着SiC体积分数的增加,复合材料的磨损率下降,硬度上升。     

机械合金化反应烧结制备SiC／MoSi2复合材料

对机械合金化SiC／MoSi2的先驱粉体及随后反应烧结制备SiC／MoSi2复合材料工艺研究表明：经机械合金化的先驱粉体主要成分为MoSi2。反应烧结温度在Si的熔点以上时，由于Si在MoSi2颗粒的表面的润湿铺展，导致烧结1h后的产物为Mo5Si3C，MoSi2，SiC和单质Si；在Si的熔点以下时，对过渡相Mo5Si3C的产生有一定抑制作用，反应烧结过程中只有少量过渡相Mo5Si3C出现；通过1600℃真空热处理2h可以基本上消除Mo5Si3C相，得到只有MoSi2和SiC两相的均匀材料。     

环境功能材料--绿色研磨介质的制备

提出以耐火材料废料为主要原料制备性能优良的陶瓷研磨介质.以硅酸铝及刚玉质耐火材料废料及广西高岭土为原料,采用等静压成型及低温快烧工艺,在CaO-MgO-Al2O3-SiO2体系中低成本制备了氧化铝含量低于60%的高性能绿色陶瓷研磨介质.所制备的陶瓷研磨介质具有非常优良的耐磨性能,其磨损率与我国目前进口最高水平的含氧化铝在90%以上的陶瓷研磨介质的磨损率相当.研究发现氧化铝含量为50%和55%的瓷球的耐磨性明显优于氧化铝含量为60%的瓷球.XRD分析表明,氧化铝含量为50%和55%的瓷球含有少量的石英相.而现有氧化铝含量在60%以下,含石英相的陶瓷材料,因石英高温相变,材料强度一般不高.研究表明,适当设计化学和相组成及显微结构,石英含量从可观察至15%之间,所制备瓷球的强度随石英含量提高而迅速提高.本文在CaO-Al2O3-SiO2、MgO-Al2O3-SiO2及CaO-MgO-Al2O3-SiO23个体系中均制备了性能优良的陶瓷研磨介质.初步研究发现在CaO-Al2O3-SiO2体系制备的瓷球的磨损率最低,CaO-MgO-Al2O3-SiO2体系制备的瓷球的磨损率次之,而在MgO-Al2O3-SiO2体系中制备的瓷球的磨损率最高.     

H2O2在TiO2可见光催化反应中的作用机理

以锐钛矿、金红石及混晶TiO2作光催化剂,研究了H2O2在TiO2可见光催化反应过程中的作用机理.结果表明,H2O2在TiO2表面活性位吸附后可拓宽TiO2的光吸收范围至可见光区;通过对反应体系的荧光光谱分析显示,金红石型TiO2在H2O2存在条件下,经可见光激发可持续稳定产生羟基自由基-OH.光催化实验表明,往反应体系中加入H2O2后,3种光催化剂均能可见光催化降解苯酚,且金红石型TiO2显示出最高的催化活性,反应120 min对苯酚的降解率达80%;在TiO2可见光催化反应过程中,由锐钛矿型TiO2经一系列复杂反应产生H2O2,生成的H2O2虽只是一中间产物,但对污染物的可见光催化降解起决定性作用.     

镁合金表面SiO2-ZrO2溶胶凝胶膜的耐蚀性

采用溶胶-凝胶法在AZ91D镁合金表面制备SiO2-ZrO2复合溶胶凝胶膜.研究膜层制备工艺中的干燥、固化过程对膜层耐腐蚀性能的影响,从而确定了SiO2-ZrO2复合溶胶凝胶膜在镁合金表面的最佳沉积工艺.通过全浸腐蚀试验和电化学测试方法评价了膜层的耐腐蚀性能.试验确定最佳沉积工艺参数:干燥温度为80℃、干燥时间为9 h、固化温度为250℃、固化时间为1 h.在优化工艺条件下制备的溶胶凝胶膜层对镁合金基体有一定的防护作用,提高了镁合金的耐蚀性.     

MoSi2和WSi2的价电子结构及性能分析

根据固体与分子经验电子理论，对MoSi2和wSi2的价电子结构进行了定量的分析，通过键距差方法计算了MoSi2和WSi2晶体中各键上的共价电子数．结果表明：在MoSi2和WSi2晶体中，沿（331）位向分布的Mo-Si和W-Si原子键最强，这些键上的共价电子数和键能分别影响化合物的硬度和熔点．晶体中晶格电子数影响其导电性和塑性，MoSi2晶体中含有较高密度的晶格电子，因此MoSi2的导电性和塑性比WSi2好．并从键络分布的不均匀性解释了MoSi2和WSi2脆性产生的原因．     

LaMn2Ge2室温附近的磁相变与磁热性能

用非自耗真空电弧炉制备LaMn2Ge2合金,采用X射线衍射研究了合金的结构,LaMn2Ge2在常温下具有ThCr2Si2-型晶体结构,空间群为I4/mmm.利用振动样品磁强计测量合金的磁性能,根据升降温的磁化曲线所确定的合金发生反铁磁-铁磁相变温度有4.3 K的滞后,居里温度约320 K,具有一级相变的典型特征.通过不同温度的磁化曲线结果,计算得LaMn2Ge2在1.43×106A/m外场变化下居里温度附近的最大磁熵变为1.42 J/kg·K.     

Fe2O3／Al体系制备Al2O3粒子增强铝基复合材料

对Fe2O3与Al合金反应合成法制备Al2O3粒子增强铝基复合材料进行了研究.对所得复合材料进行组织观察,OM观察发现Fe以网状合金相形式存在;SEM观察显示原位颗粒分布均匀,颗粒细小,直径小于0.5 μm;TEM观测显示Al2O3颗粒边角圆滑、界面干净,与基体结合良好.对复合材料进行力学性能测试,硬度略有提高,室温抗拉强度略低,300℃时抗拉强度达到92.18 MPa,比基体提高了26%.     

用氢-氧取代氧-乙炔作焊接切割的必要性及可行性

阐述了用氢代乙炔的必要性．通过时HGQU2000／315火焰电孤焊割机的考察和试用证实了用氢代乙炔的可行性，比较了两种气体的性质并提出了使用特性差异和注意事项．提出了进一步探索的问题。     

陶瓷复合涂层在油田注水罐防护中的应用

分析了油田注水罐腐蚀的原因,针对注水罐高温下的H2S-HCI-H2O腐蚀体系,提出采用AlO3-SiO2系复合粉末陶瓷结构层进行腐蚀防护的方法,并在实践中应用合适的喷涂工艺,达到了长效防护的目的.     

铝电解过程对电解铝液的净化作用探讨

本文对比分析了采用长流程、短流程工艺熔铸铝合金过程中,氢和氧化铝夹杂的形成过程。分析了铝电解工艺过程对电解铝液的自净化作用。电解铝的工作介质为冰晶石熔体,对氧化铝有良好的溶解性能,通过溶解电解液-铝液界面上的氧化铝达到脱氢除杂的效果。电解铝液中存在的微量稀土具有固氢排杂的作用。现代大型铝电解槽电流强度达到350kA,存在于铝液中的不导电、不被铝液润湿的氧化铝夹杂,在强烈电磁场的耦合作用下聚集沉降在电解槽的边部、角部或铝液漩涡的交界处。     

铁基高温合金氧化物强化相的形成和演化

采用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)和能谱分析、差示扫描量热法(DSC)分析、金相观察和显微硬度测定,研究铁基合金Fe-14Cr-3W-5Ti-3Y-2.2O(质量分数,%)中氧化物弥散相的形成和演化过程,以及氧化物弥散相对铁基合金的强化作用。结果表明:在高能球磨过程中,TiH2、YH2和Fe2O3可以在雾化粉末Fe-14Cr-3W基体中充分固溶;在随后的压制、烧结过程中,当烧结温度为950℃时弥散相以Ti2Y2O7相的形式析出,其强化作用不明显,合金的显微硬度只有250HV;当烧结温度为1100℃时,烧结体致密度得到提高,弥散相强化效果显著,合金的显微硬度为798HV;随着烧结温度的提高,析出相粒子长大,合金的显微硬度降低。