原位合成MoSi2—SiC复合材料的高温强化

采用高温压缩实验研究了不同体积分数SiC含量对原位合成MoSi2-SiC复合材料在1000-1400℃的屈服强度及流变应力的影响,结果表明,与单一MoSi2材料相比,复合材料的高温强度随SiC含量的增加而明显提高,高温屈服强度σy和第二相SiC粒子间距λs服从σy=σ0 kλs^-1/2关系式,结合组织结构的研究结果对其盯间障碍强化的高温强化机制进行了初步探讨。     

原位合成MoSi_2-SiC复合材料的室温增韧

原位合成 ＭＯＳｉ２－ＳｉＣ复合材料的断裂韧性明显高于单一ＭｏＳｉ２的断裂韧性.组织结构的ＴＥＭ与ＨＲＥＭ研究结果表明：原位合成 ＭｏＳｉ２／ＳｉＣ界面为直接的原子结合,无ＳｉＯ２非晶层存在结合对该复合材料的ＫＩｃ断口形貌及压痕裂纹连续扩展路径的观察分析表明,其室温增韧机制为 ＭｏＳｉ２－ＳｉＣ界面间较高的结合力、ＭｏＳｉ２基体晶粒细化及裂纹偏转和桥接．     

原位合成MoSi2-30%SiC复合材料的高温蠕变行为

研究了含30％SiC（体积分数）的热压原位合成MoSi2基复合材料及对比用的商用MoSi2与SiC混粉热压材料在1200－1400℃的压缩蠕变行为。结果表明，在60－120MPa应力条件下，原位合成复合材料的稳态蠕变速率都可维持在10^-7s^-1量级或更低的水平。高于1300℃原位合成材料的稳态蠕变速率明显低于商用混粉材料的主要原因是MoSi2／SiC相界面为纯粹的原子结合，无SiO2非晶相存在，蠕变机制为位错蠕变，MoSi2基体中的位错类型为＜110＞为＜100＞     

原位合成MoSi_2及其复合材料的摩擦磨损行为

以Mo、Si和C粉末为对象,利用SPS技术合成致密的MoSi2和MoSi2-SiC复合材料。着重研究了MoSi2及其复合材料的摩擦磨损行为。结果表明,随着载荷的增加,合成材料的摩擦因数减小,磨损率在150N达到最小值;SiC含量的增加,使得材料磨损率逐渐减小,耐磨性优于单一的MoSi2材料;MoSi2的主要磨损机制为粘着、轻微氧化疲劳磨损,而粘附转移、疲劳磨损和犁削磨损是MoSi2-SiC复合材料磨损的主要机制。     

原位合成SiC/MoSi2复合材料的研究

以Mo、Si、C原始粉末为原料,进行机械球磨混合制备混合粉,然后进行原位反应热压烧结制备SiC/MoSi2复合材料.利用X射线衍射仪、扫描电镜对试样进行物相和显微组织观察,并对原位反应机制进行了探讨.结果表明,在选定的球磨条件下,Mo、Si、C混合粉没有发生机械合金化;Mo-Si-C三元系混合粉在原位反应条件下可消除Mo5Si3C等中间相,得到的颗粒细小、相分布均匀以及相组成为SiC与MoSi2的SiC-40vol％/MoSi2复合材料.     

原位SiC颗粒增强MoSi2基复合材料的显微组织和力学性能

本文研究了原位SiC颗粒增强MoSi2基复合材料的组织结构和力学性能结果表明复合材料的组织为t-MoSi2基体上均匀分布β-SiC等轴颗粒,数量很少的球形小孔隙主要分布在SiC颗粒内,SiC颗粒尺寸为2-5μm.复合材料界面为直接的原子结合,无非晶层存在.复合材料的室温维氏硬度、断裂韧性、抗压强度及高温流变应力明显高于单一MoSi2,随着SiC体积分数的增加,维氏硬度、断裂韧性及高温流变应力提高,而抗压强度先增加后减少SiC体积分数从10%增加到45%,KIC从4.34提高到5.71 MPa     

原位SiC颗粒增强MoSi_2基复合材料的显微组织和力学性能

本文研究了原位 ＳｉＣ颗粒增强 ＭｏＳｉ２基复合材料的组织结构和力学性能。结果表明：复合材料的组织为ｔ－ＭｏＳｉ２基体上均匀分布 β－ＳｉＣ等轴颗粒,数量很少的球形小孔隙主要分布在 ＳｉＣ颗粒内, ＳｉＣ颗粒尺寸为 ２－５ μｍ．复合材料界面为直接的原子结合,无非晶层存在．复合材料的室温维氏硬度、断裂韧性、抗压强度及高温流变应力明显高于单一ＭｏＳｉ２,随着ＳｉＣ体积分数的增加,维氏硬度、断裂韧性及高温流变应力提高,而抗压强度先增加后减少． ＳｉＣ体积分数从 １０％增加到 ４５％,ＫＩＣ从 ４．３４提高到 ５．７１ ＭＰａ·ｍ１／２;与单一 ＭｏＳｉ２相比提高了 ２５％－４６％; １４００℃时,σ０．２从 ２０％ＳｉＣ的 ２３０提高到 ４５％ＳｉＣ的 ２８５ ＭＰａ,比单一 ＭｏＳｉ２提高了 ９８％－１４６％．     

SHS-熔铸工艺制备MoSi2-Fe原位复合材料的研究

以MoO3-Al-Si—Fe为反应体系，提出了制备MoSi2-Fe原位复合材料的SHS-熔铸工艺。分析了体系的SHS反应热力学、SHS过程中Mo-Si—Fe合金熔体的形成及冷却速度对熔体凝固组织的影响。结果表明，利用所提出的SHS-熔铸工艺可实现MoSi2-Fe复合材料的原位合成与液态成形一体化，制备的复合材料由原位合成的MoSi2和Fe组成，Fe以粘结相分布在MoSi2的边界上；提高熔体的冷却速度，可明显降低复合材料组织中MoSi2的晶粒尺寸。     

SiC/MoSi_2复合材料的原位反应热压烧结工艺

从热力学角度研究了Mo-Si-C三元系中所有二元化合物化合反应的吉布斯自由能随温度变化的规律,探索了SiC/MoSi_2复合材料原位反应热压烧结的最佳工艺参数.结果表明,利用Mo、Si、C混合粉末原位反应合成SiC/MoSi_2复合材料在热力学上是完全可行的,反应烧结温度低于1728 K(1455 ℃)是为抑制Mo_2C形成,保证SiC生成的热力学条件.采用原位反应热压烧结工艺能够制备具有优异显微组织的SiC/MoSi_2复合材料.     

激光涂覆制备原位自生MoSi2/SiC陶瓷复合涂层的研究

为了在碳钢表面获得耐磨、耐蚀、抗热疲劳等综合性能优良的陶瓷基复合涂层 ,利用 3kW连续波快速轴流CO2 激光器进行了一系列的激光表面涂覆试验 ,光斑直径3～5mm ,扫描速度 3～ 10mm/s。试验结果表明 ,利用激光表面涂覆技术和粉末预置法 ,可以在碳钢表面直接原位合成SiC颗粒增韧的MoSi2 陶瓷基复合涂层 ,涂层与基体呈良好的冶金结合 ,涂层宏观质量完好 ,无裂纹和气孔等缺陷。球状SiC颗粒尺寸为 1～ 5 μm ,均匀分布于MoSi2 基体内。涂层显微硬度达 10 0 0HV0 2 ,是基材显微硬度的 4 5倍     

TOUGHENING OF IN SITU SYNTHESIZED MoSi_2-SiC COMPOSITE AT ROOM TEMPERATURE

二．InttodttCt1OllMoslZ meets thebaslc requirements for ahlgh temperature structuralmaterlal．凡reXampk,nhas a hi吵一king pdntd2030”C,rd扒IV*y high re幻s枯nCe扣high比m－perature。ldatlon,alow density of6．249/cm’,ahlgh modulus,adequate strength at1200－     

MoSi2—SiC复合材料原位合成热力学和动力学分析

在反应自由能计算,ＤＴＡ和Ｘ射线衍射实验的基础上,从热力学和动力学角度系统分析了原位合成ＭｏＳｉ２－ＳｉＣ复合材料过程中相形成的基本规律,获得对合成工艺的温度,加热速度及时间的指导性结论。     

电场活化烧结MoSi2-SiC复合材料的温度场有限元模拟

在建立电场活化烧结(field activated sintering,FAS)过程模型基础上,对FAS工艺制备MoSi2-SiC复合材料的温度场进行了有限元模拟.结果表明,在FAS过程中,模具-试样系统中的温度场特性是电场Joule热、体系化学反应热与模具传热效应的综合结果.在烧结过程中,由于Joule热与化学热的叠加作用,试样中心温度最高,并沿径向与轴向形成温度梯度,从而在晶粒尺寸与致密化程度方面影响合成材料的组织均匀性.此模拟结果为温度梯度的合理控制提供了理论依据,有助于获得组织均匀、晶粒细小且致密性高的复合材料.     

原位内生多相复合材料（NiAl—28Cr—6Mo）—TiC的高温力学行为

运用燃烧合成了工艺制备了一种多相内生金属间化合物基复合材料（ＮｉＡｌ－２８Ｃｒ－６Ｍｏ）－ＴｉＣ复合材料的高温变形行为显示流变应力随温度升高或初始应变速率减小而降低,服从幂指数规律,求出了不同含量ＴｉＣ时复合材料的应务指数ｎ和激活能Ｑ,与同类ＮｉＡｌ基复合材料进行了比较分析。     

热胀失配对Al_2O_3/TiB_2陶瓷材料高温断裂韧性的影响

研究了由于热胀失配所产生的残余应力对Al2O3／TiB2陶瓷复合材料的高温断裂韧性KIC的影响。结果表明：Al2O3／TiB2陶瓷材料的KIC随温度的升高而略有增加，其主要原因是由于基体材料中的残余拉应力随温度的升高而松驰，经热胀失配分析计算得到材料的高温KIC的增幅与实际测量的结果具有很好的一致性，通过对该材料的热胀失配分析，可以预测其KIC随温度的变化规律。     

激光原位合成TiN/Ti_3Al基复合涂层

利用Ti与AlN之间的高温化学反应,在TC4钛合金表面激光原位合成了TiN/Ti3Al基金属间化合物复合涂层.借助XRD和SEM分析了涂层的物相组成和显微组织.结果表明,涂层主要由TiN和Ti3Al组成.当Ti与AlN摩尔比为4:2时,涂层中TiN含量随激光功率密度的增大而减小;Ti与AIN摩尔比为4:1时,TiN含量随激光功率密度的增大而增大.TiN增强相点阵常数的精确计算显示,涂层中TiN相出现晶格畸变现象,结合EDS分析表明,TiN固溶的Al含量随功率密度的增加而减小.SEM分析表明,TiN增强体的生长形态随着激光功率密度的增大由棒状逐渐向颗粒状转变.当Ti与AlN的摩尔比为4:1,激光功率密度为15.28 kW·s·cm~(-2)时,涂层表面的宏观形貌较好,微观组织无气孔和裂纹,试样截面显微硬度自基体至涂层表面变化平缓,涂层平均显微硬度达到844 HV_(0.2),约为基体合金的3.4倍.     

原位AlN-TiC粒子增强铝基复合材料

在真空感应炉中，900-1200℃，以合适的方位将含N，C原子的气体注入熔融的含Ti等的铝合金中，直接原位反应生成0．2-1．2μm的AlN和2-5μm的TiC粒子，均布于铝合金基体中，制成性能优异的复合材料，本工艺具有增强颗粒生成速度快的特点。     

CuO／Al自生复合材料的反应动力学

本文探讨了一种Ａｌ２Ｏ３粒子增强低温反应合成自生铝基复合材料的制备工艺。用热分析和电镜研究了材料的显微组织．