SiC／Ti基复合材料界面反应的热力学研究

通过建立热力学可能反应模型，分别计算了SCS－6 SiC长纤维增强Ti3Al和TiAl金属间化合物基复合材料界面反应的Gibbs函数变值△rG，并用△rG判据推测了界面反应产物并与透射电镜实验结果进行了对比分析。研究表明，由于TiAl中原子结合力较强，因而SCS－6 SiC/TiAl复合材料的界面反应较轻。所研究的2种复合材料界面反应的二元反应产物为TiC,Ti5Si3和Ti3Si,Ti-Si相图中的其它二元硅化物不可能形成。     

SiC连续纤维增强Ti基复合材料界面反应扩散研究进展

介绍了目前研究Ti基复合材料界面反应扩散模型、界面反应的动力学和热力学、界面反应扩散控制机理。以及障碍涂层对界面反应扩散的影响。指出SiC纤维增强Ti基复合材料界面反应扩散的研究重点和发展方向。     

SiC／Ti6A14V复合材料界面反应扩散系数和微观扩散机理

采用三元体系半无限扩散偶的高斯方法，求解了SiC／Ti6A14V复合材料界面反应层中相关元素的扩散系数，计算的浓度分布和实测值一致。碳原子通过反应层的扩散服从间隙扩散机制，硅原子的扩散为空位扩散机制。由于碳扩散的振动能最低并且跃迁距离最短，而供硅扩散的空位不足，碳和硅在反应产物TiC，中具有最小的内禀扩散系数，分别为8．9403×10^-16和4．7747×10^-16·m^2·s^-1。研究表明，在SiC／Ti6A14V复合材料界面反应的过程中，反应元素通过反应层TiCx的扩散是一个主要的控制步骤。     

SiC纤维增强钛基复合材料的界面反应

采用真空热压工艺制备了界面结合良好的SiC纤维增强钛基复合材料,并对其界面和SiC纤维进行了透射电镜分析.结果表明,针状β-SiC晶粒沿纤维径向生长,呈辐射状分布;在复合材料的热压制备过程中,Si和C由SiC纤维向钛基体扩散,Ti则向SiC纤维扩散,形成了TiC和Ti5Si3等产物.     

连续SiC纤维增强钛基复合材料界面反应研究

针对连续SiC纤维增强钛基复合材料界面反应速率、反应产物进行了研究.采用基体-纤维涂覆法和热等静压工艺,制备了连续W芯SiC纤维增强TC17复合材料.对复合材料进行不同温度、不同时间热暴露,通过SEM、TEM、EDS,表征分析了界面反应层厚度、界面处化学成分及界面反应产物类型.结果表明:C涂层能有效保护SiC纤维;界面反应层处的主要元素为Ti和C;制备状态试样的界面反应产物为TiC1-x,靠近C涂层的TiC1-x晶粒较细小,靠近基体TiC1-x晶粒较粗大;高温热暴露使界面反应加剧,反应层厚度增加,反应层的生长符合抛物线规律,反应的动力学参数为频率因子k0=1.33×10-3m·s-1/2,反应激活能Q=243.22 kJ·mol-1.     

SiC/Ti6Al4V复合材料界面反应扩散系数和微观扩散机理

采用三元体系半无限扩散偶的高斯方法,求解了SiC/Ti6AL4V复合材料界面反应层中相关元素的扩散系数,计算的浓度分布和实测值一致.碳原子通过反应层的扩散服从间隙扩散机制,硅原子的扩散为空位扩散机制.由于碳扩散的振动能最低并且跃迁距离最短,而供硅扩散的空位不足,碳和硅在反应产物TiCx中具有最小的内禀扩散系数,分别为8.9403×10-16和4.7747×10-16 m2·s-1.研究表明,在SiC/Ti6AL4V复合材料界面反应的过程中,反应元素通过反应层TiCx的扩散是一个主要的控制步骤.     

SiC颗粒增强LD2基复合材料界面反应产物研究

本文利用金相显微镜、透射电镜及能谱仪研究了SiC颗粒增强LD_2基复合材料的界面微观结构。分析观察结果表明,SiC颗粒与α-Al固溶体发生了界面反应,反应产物为Al_4C_3与Mg_2Si。Al_4C_3呈棒状,晶内存在孪晶亚结构,孪晶面为(0003),棒的长轴方向即晶体生长方向为[1010].SiC颗粒间距过小及与液态金属接触时间过长会导致反应层厚度增加,因此适当降低SiC颗粒体积含量,避免SiC颗粒与液态金属接触时间过长,可以进一步改善材料的力学性能。     

SCS—6 SiC／Ti2AlNb复合材料的界面反应及机理

运用量子化学计算理论，求出了有关化合物的热化学参数，并根据有关热力学模型，计算了金属间化合物Ti2AlNb中元素的活度，由此计算了SCS－6 SiC长纤维增强Ti2AlNb金属间化合物复合材料界面反应的Gibbs函数变值△rG,用△rG判据推测了界面反应产物并与透射电镜实验结果进行了对比分析。研究表明，由于Ti2AlNb中原子结合力较Ti3Al强，因而SCS－6 SiC/Ti2AlNb复合材料的界面反应较SCS－6 SiC/Ti3Al轻。反应初期形成晶粒非常细上的TiC,Ti5Si3,晶粒较大的TiC和Ti3Si是由于元素扩散和反应所形成。在对复合材料的热暴露中，这些反应产物均进一步长大，并由于反应Ti3Al C→Ti3AlC，在Ti2AlNb基体中形成一些三元反应产物Ti3AlC晶粒。     

SiC连续纤维增强钛基复合材料研究

采用SCS－6 SiC连续纤维和箔－纤维－箔法制备SiC长纤维增强的TC4和Ti40基复合材料，研究复合材料的微观组织结构，结果表明：采用925℃的固化工艺制备长纤维SiC/TC4 和SiC/Ti40复合材料是合适的；SiC/TC4和SiC/Ti40复合材料的界面反应层厚度分别为0．8μm和0．6μm，基体与纤维的界面结合良好，在SiC/Ti40复合材料两纤维间区域存在TiC析出物。     

SCS-6 SiC/TiB2/Ti2AlNb复合材料界面反应及机理

利用透射电镜对SCS-6 SiC/TiB2/Ti2AlNb复合材料的界面反应进行了观察,并运用量子化学计算理论及有关热力学模型,计算了SCS-6 SiC/TiB2/Ti2AlNb复合材料界面反应的Gibbs函数变值△rG,据此对实验结果进行了讨论与分析.研究表明,TiB2可有效地阻止元素扩散与反应,但在高温长时间热暴露后,TiB2层消耗殆尽形成TiB.SCS-6 SiC的C涂层与基体Ti2AlNb中元素反应形成不同的碳化物与硅化物.研究结果还表明,化学计量比的TiB2要比富B的TiB2更加稳定,因此作为界面障碍涂层更为有利.     

SiC纤维增强Ti55复合材料的界面研究

利用纤维涂层法(FMC)、结合热压工艺制备了SiC纤维增强Ti55基复合材料(SiCf/Ti55).主要研究复合材料在经不同条件真空热暴露处理后,其反应产物相形成的反应序列以及界面反应动力学.结果表明,仅C、Si和Ti等元素参与了界面反应.在1000 ℃热暴露时,SiCf/Ti55复合材料界面反应产物序列为SiC | Ti3SiC2 | Ti5Si3+TiC | TiC | Ti55.但是,在低温热暴露的复合材料中不存在Ti3SiC2相.SiCf/Ti55复合材料界面反应产物的生长受扩散控制且遵循抛物线生长规律,其生长激活能Qk及指数系数k0分别为198.16 kJ·mol-1,1.79(10-3 m·s-1/2.相比SiCf/Ti复合材料和SiCf/Ti2AlNb复合材料,SiCf/Ti55复合材料拥有一个高稳定性的界面.然而,相比SiCf/Ti600复合材料和SCS-6 SiCf/ super а2复合材料,SiCf/Ti55复合材料中的纤维与基体更容易发生反应,且界面层更容易生长.     

石墨纤维增强Al基复合材料界面反应机制研究

本文利用透射电子显微镜（ＴＥＭ）对不同条件下形成的石墨长纤维增强Ａｌ—Ｔｉ（０．３５ａｔ—％）基复合材料的界面微观结构进行了比较研究，用高分辨透时电子显微术研究了Ａｌ＿４Ｃ＿３的生长规律，结果表明Ａｌ＿４Ｃ＿３顶端与Ａｌ基体间的界面粗糙，其生长机制为连续生长，Ａｌ＿４Ｃ＿３的（０００１）面与Ａｌ基体的界面光滑，其生长机制为沿面生长．两种生长机制在不同的生长驱动力作用下，具有不同的相对生长速率。因此在不同的材料制备工艺条下，Ａｌ＿４Ｃ＿３的形态也表现出不同的特点。讨论了纤维分布情况对界面微观结构的影响，认为适当降低纤维体积含量对进一步改善复合材料性能有利。     

SiC纤维增强钛基复合材料研究进展

概述了作者研究组近年来在SiC纤维增强钛基复合材料研究领域开展的工作及取得的进展.采用具有自主知识产权的SiC纤维,研究了PVD先驱丝制备方法和真空热压/热等静压复合材料成形工艺,获得700℃拉伸强度＞1500MPa的SiCf/Ti-6A1-4V复合材料,分别制备出长度＞400mm和直径＞200mm的钛基复合材料棒材和环形件.此外,分别采用粉末布与粉浆涂挂先驱丝两种低成本方法制备出钛基复合材料,确定了新的胶粘剂并优化了相关工艺参数.     

Al/SiC界面结合机制的研究现状(续)

2 .3　Ａｌ/ＳｉＣ界面反应机理一般认为在ＳｉＣ/Ａｌ系统中 ,Ａｌ4 Ｃ3的形核通过两个步骤进行 :即ＳｉＣ溶解于熔融Ａｌ中 ,然后与Ａｌ发生如式⑴的反应 ,基本上是溶解、扩散和化合的过程 ,Ａｌ/ＳｉＣ界面属于既有溶解又有反应结合的混合型界面。ＳｉＣ的溶解似乎是一个择优过程 ,当ＳｉＣ与Ａｌ液接触时 ,界面能具有各向异性的特点 ,为了减少系统的界面能 ,ＳｉＣ表面高能量位置发生溶解 ,从而产生台阶 ,使与基体结合的ＳｉＣ晶面是低能量、低能数晶面〔2 9〕,实验结果也表明ＳｉＣ的溶解是不均匀的〔2 8〕,但对于Ａｌ/ＳｉＣ界面反应…     

SiC/Ti3Al界面固相反应研究

使用扫描电子显微镜(SEM)、电子能谱仪(EDS)、X射线衍射仪(XRD)对经950～1100℃热处理的SiC/Ti3Al平面界面偶界面固相反应层的成分分布、微结构及相组成等进行了分析研究,讨论了SiC/Ti3Al界面固相反应机制,并对热处理过程中反应层成长的动力学过程进行了探讨,获得相应的动力学方程.结果表明,SiC/Ti3Al界面固相反应层主要由TiC、Ti5Si3Cx及Ti2(Al,Si)构成.SiC/Ti3Al界面固相反应的发生归因于TiC和Ti5Si3Cx数值大的负吉布斯自由能变化.SiC/Ti3Al界面固相反应层遵循抛物线生长规律,为扩散控制的反应过程,反应速率常数为:K=1.81×10-5 exp(-259×103/RT),m2/s.     

SiC纤维增强钛基复合材料界面强度研究进展

综述SiC纤维增强钛基复合材料界面强度的影响因素、微观实验测试技术以及数值模拟技术。在此基础上着重分析了微观实验测试技术与数值模拟技术存在的问题，指出了界面强度定量研究的发展方向。     

SiCf/Ti65复合材料界面反应与基体相变机理

采用磁控溅射先驱丝法并结合热等静压技术制备了SiC_f/Ti65复合材料,对其在650、750、800和900℃进行了长时间热暴露实验。结果表明,热等静压和热暴露过程中,SiC_f/Ti65复合材料内部各元素同时参与界面互扩散和基体相变扩散。热等静压后,SiC_f/Ti65复合材料界面反应层产物主要为TiC,基体中相变产物为等轴的(Zr, Nb)_5Si_4。热暴露过程中,界面反应逐渐生成了Ti_5Si_3和(Zr, Nb)_5Si_4,基体相变则有了Ti_3(Al, Sn)C和TiC生成。SiC_f/Ti65复合材料反应层长大激活能为93 kJ/mol,该材料界面可以在650℃及以下温度长时间保持稳定。     

Nicalon SiC/Al复合材料中的界面反应

从热力学和动力学方面对Nicalon SiC纤维与Al的化学反应进行了研究,探讨了反应机理及合金元素的影响.实验表明,从953K开始就发生SiC纤维和Al之间的反应.其反应符合抛物线规律;在1013K和1033K反应速率常数分别为3.30×10~(-8)m·s~(-1/2)和3.85×10~(-8)m·s~(-1/2).Mg,Cu和Mn等合金元素的共同作用会加剧其反应.     

SiC纤维增强钛基复合材料的界面反应长大动力学分析

对SiC/TA1复合材料进行了800℃不同时间的真空热暴露,测量了SiC纤维与钛基体之间的界面反应区大小,并研究了界面反应区大小和热暴露时间的关系.确定了界面反应区长大遵循抛物线规律x=kt1/2,表明其长大是受扩散控制的.