自蔓延高温合成Cf-TiC-TiB2复合材料的力学性能研究.pdf

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1、第3 6 卷增刊2 0 0 7 年8 月稀有金属材料与工程R A R E M F T 札M A T E R 哺L S A N D E N G I N E E R【N G3 6。s u P p l IA u 肼n2 0 0 7自蔓延高温合成C f T i C T i B 2 复合材料的力学性能研究汪建利1，张光胜1，朱云广1，张幸红2(1 安徽工程科技学院机械工程系安徽芜湖2 4 1 0 0 0)(2 哈尔滨工业丈学复合材料与结构研究所，黑龙江蛤尔滨1 5 0 0 8 0)摘要：为提高T i c-T i B 2 复合材料的强度和韧性以拓宽其应用用自蔓延高温合成结合准热等静匿(s H s P 唧)

2、的方法制各了碳纤维质量分数分别为o，1，3，5，7 的c f T i c T i B 2 复合材料。通过实验测定，随碳纤维含量的增加，c T i c T i B 2 复合材料的弯曲强度和断裂韧性都呈现先增加后降低的趋势。当碳纤维含最达到3 时，强度和韧性分别为4 0 6 1 2M P a 和62 6M P a m“2，均高于纯T i c T i B 2 陶瓷。纤维的断裂、桥连和裂纹的偏转是复合材料的主要增韧帆制。关键词：自蔓延高温台成；复合材料：碳纤维；补强增韧中围法分类号：T B 3 3 2文献标识码：A文章编号：1 0 0 2】8 5 x(2 0 0 7)s l-0 7 8 9 0 41引

3、言能进行了研究。T i C T i B 2 复相陶瓷具有高硬度、高熔点、高导电率、耐冲击、高温稳定性好、密度低等一系列优点，与单相陶瓷材料相比，含有T i c 和T j B 2 两相的复合陶瓷材料的总体性能有较大的提高，可以作为耐热元件、刀具材料、硬质合金、耐磨件及H a l l H e r o u l t 电池阴极等。但陶瓷材料的脆性严重限制了其优良性能的发挥，因此如何进一步提高该陶瓷材料的韧性是解决的主要问题之一，也是拓宽其应用的重要内容。陶瓷材料的增韧机理主要有相变增韧、颗粒增韧、晶须和纤维增韧等。由于T i c T i B 2 陶瓷在生成过程中无相变发生；金属密度大、且熔点较低，故金属

4、颗粒增韧陶瓷的应用(特别是在高温环境下)受到了很大限制：陶瓷颗粒存在热震性差、晶须对人体有潜在的危害等缺点1 2】，也使它的应用不能够推广。而碳纤维由于具有强度高、模量高、密度低、耐高温、热膨胀系数小等优点，用它增强的T i c，s i c，s j 0 2 和A 1 0，等陶瓷已显示出良好的强度和韧性，其制各工艺分为泥浆浸渗和混合工艺、化学合成工艺、原位化学反应、热压工艺等【】。致密的T i c-T i B：陶瓷已经用反应热压和过渡塑型相工艺研制成功【4】。本实验尝试利用自蔓延高温台成结台准热等静压(s H s P H I P)技术制备出短碳纤维补强增韧的c T i c T i B 2 陶瓷基

5、复合材料，并对其力学性2 实验2 1实验方法本实验所用碳化硼粉和钛粉分别为牡丹江金刚钻有限公司和北京有色金属研究院生产，粒度分别为6 8p m 和小于4 0 m，纯度分别为9 4 和大于9 9 3；采用日本东丽公司生产的T 7 0 0 型碳纤维，直径为7p m，密度为1 8 0 c m 按照B 4 C+3 T i h c 广+T i c+2 n B 2 乜c f 式，将长的碳纤维剪短(2m m)，按O，1，3，5，7(质量分数，下同)分别确定配方，分别称取总质量为1 6 0g的原始料，之后放入含有适量涌精的球磨罐进行湿混6h。然后将混好的料放入旋转蒸发器里将酒精蒸发掉，取出后再放入烘箱里烘干6

6、 h 即可。各取烘干完毕的混合料1 6 0g 放入口5 5 5m 1 9 5m m 的钢模中，在4 0 M P a 的压力下压制成相对密度约为5 2 的预制坯。将预制坯放入如图l 所示s H s P H I P 实验装置中，通过加热电阻丝引燃点火荆，激发预制块进行自蔓延反应，经过5 8s 的延迟时间(从反应开始到开始加压的时间口】)后，迅速施加3 0 0M P a 的压力，并保压1 5s 后取出放入砂中缓慢冷却2 4h。2 2 性能测试用阿基米德法测试自蔓延高温合成制品的密度。用三点弯曲法测量材料的弯曲强度，试样尺寸为3m m收稿日期：2 0 0 7 0 2 2 8基金项目：教育部新世纪优秀

7、才支持计划及教育部博七点基金瓷助：安徽省教育厅自然科学基金资助作者简介：狂建利男，1 9 5 9 年生，教授。安徽工程科技学院机械=程系，安徽芜湖2 4 l 0 电话：0 5 5 3 2 8 7 1 2 2。万方数据增刊l汪建利等：自蔓延高温合成c 以1 C-T i B 2 复合材料的力学性能研究7 8 9 4m m 3 6m m。跨距为3 0 衄。用单边缺口粱法测量材料的断裂韧性，试样尺寸为2 4m m 2 2m m，跨距为1 6，切口宽度为0 2 m，切口深度为2m m。测试强度和韧性所用设备均为l n s t r o n 一1 8 6 0 型材料万能试验机。用日立公司的s 一4 7 0

8、0 型扫描电子显微镜(s E M)对材料进行组织观察。用日本理学电机刚m“r B 型x 射线仪进行物相分析。圈ls H S 反应装置F i g 1E q u i p 邢锄to f S H Sr c l l c t o r3 结果与讨论3T复合材料中碳纤维的分布状态图2 中显示了未加碳纤维和5 c r 含耋 的复合材料抛光表面的s E M 照片，从图2 b 中可以看出碳纤维分布基本均匀，说明球磨湿混工艺较均匀地将碳纤维分散在陶瓷基体中。然而也发现，碳纤维的长度明显变短，碳纤维露在抛光表面的长度约为4 0 m，长径比也由原来的3 0 0 变为7 左右。分析其原因一方面，是由于在球磨混合过程中磨球对

9、纤维的碰撞使其折断；另一方面，架桥的纤维在外加压力的作用下产生折断。二图2 复合材料抛光表面的s E M 照片F i g 2S E Mi m a g c so f p o l i s h e ds u r f a c eo f C f T i c-T i B 2c o m p o s h s：(时0 c r 曲d(b)5 c 3 2 各产物相对密度的测定图3 给出了各组产品的相对密度随碳纤维含量的变化关系。从图中看出，随着碳纤维含量的增加，复合材料的相对密度先增后减在3 时达到最高，进一步提高碳纤维的含量，致密度开始急剧下降。分析其原因，如图4 所示，图中箭头所指为材料中的碳纤维其台量为3 时

10、。由于燃烧温度相比无碳纤维时下降的不是太大，T i c 和T j B 2 晶粒充分长-人和咬合，碳纤维表面较多的c 与T i 发生了扩散反应，与基体的界面形成类似化学结合，因此较为致密。在碳纤维含量为5 和7 时。由于架桥的纤维和纤维反弹作用的增加使其致密度大大下降，另一方面。由于燃烧温度的降低，生成的T i c 和T i B 2 晶粒均未长大，导致基体颗粒间界面结合不紧密而使材料的致密度下降。图3 相对密度随碳纤维含量的关系F i g 3R c l a t i v ed e n s i t i e sv sc 8 r b O n 衲e rc o n t e n t圈4 不同c 纤维含量复合陶

11、瓷的断口s E M 照片F i g 4s E Mm k r o F 叩h 8o f f h c t I l r es u r 缸eo f c f T i c-T i B 2m p o s i t e sw h hd i 疗b”n tc a r b o nn b c rc o f n e n t：O c b(b)3 c b【c)5 c b 蛐d(d)7 c f 万方数据7 9 0 稀有金属材料与工程第3 6 卷3 3c，T i c T B：复合材料的弯曲强度和断裂韧性图5 和图6 分别示出了c f 厂r i c T i B 2 复合材料的弯曲强度和断裂韧性随碳纤维含量的变化关系。由图可以看出，随

12、着碳纤维含量的增大，复合材料的弯曲强度和断裂韧性都是先增大后降低，都是在含量为3 时达到最大值(分别为4 0 6 1 2 M P a 和6 2 6 M P a m I，2)均高于纯T i c T i B 2 陶瓷(其强度和韧性分别为3 4 6 1 7M P a 和5 5 4M P a m“2)。但当含量达到7 时，由于其致密度的降低(8 0 5)，导致强度和韧性大大降低(强度和韧性分别为2 1 2 1 3M h 和3 3 6M P a m“2)。c 圈5 不同碳纤维古量的弯曲强度F j g 5F l e x m ls t r 朗g t hv sC fc o n t e T 吐o c 肼图6 不

13、同碳纤维含量的断裂韧性F i 9 6F r a c t 哪tt o u g h n e s sv sc fc o k n t34c，盯c T i B 2 复合材料的强韧化机理研究纤维增强陶瓷材料的性能取决于纤维和基体的本性、复合配比、两者的化学相容性和结合程度以及纤维在基体中的分布和排列等等【6】。在碳纤维含量为3 时复合材料的性能最高，与以下几点原因有关：(1)比较图4 各组复合材料的断口形貌，图4 a 与4 b 所示的材料断口比较粗糙，图4 b 中所示除有纤维的断裂外，还有微量拔出，长度约为2 3 m，从纤维和基体的结合情况可以看出纤维与基体结合较为紧密，有利于载荷转移。因而提高了强化效果

14、。碳纤维拔出的长度很短，由图2 b 可知，复合材料中碳纤维的长度约是4 0 岬。可以推断，在材料断裂过程中，可能碳纤维先被拔断或被直接拔出。在材料断裂之前。裂纹扩展必须克服由于纤维的加入而产生的拔出功及纤维断裂功，即断裂韧性应表示为：K】c=K l c，(K i c。+置l c，)=K I c o+(玎0+阡”式中世t c 为复合材料的断裂韧性，置，。为基体的断裂韧性，为纤维拔出功，阡备为纤维断裂功。此外，在复合材料的断裂过程中，还存在纤维桥连和裂纹偏转两种增韧机理，它们都是通过消耗裂纹扩展的能量来起到增韧效果。在碳纤维含鼍为5 和7 时，如图4 c 和图4 d 所示，断口较为平整，纤维与基体

15、结合较差并且存在空隙，在复合体受到外力作用时，应力无从传递到纤维上，纤维不能发挥作用，从而使强度降低。(2)通过对产品进行x R D 衍射分析(如图7 所示)，材料中的相组成是由T i C 和T i B 2 组成，没有T i B圈7 不同产品的x R D 图F i 9 7R Dp a n e m so f d i m 埘1 ts y r l n s i 髓dp r o d u c t s和T i 3 8 4 等中闻相，反应比较彻底，这与文献【7 1 报道的相一致。另外也没有发现c 的衍射峰，说明碳纤维中的C 是以非晶态的形式存在。据资料9 1 介绍，由于T i B，晶体结构中T i 原子密面(

16、A)与按石墨方式排列的B 原子面(H)沿c 轴按A H A H 序列排成的密捧六方结构，由于堆积排列造成的差别导致六方晶体在c 轴方向上比d 轴方向具有更低的界面能，链在六方晶体底面上的原子更容易被激活而形核。使c 轴方向上具有更高的生长速率。在图4 b 中可以发现这种规律，等轴状的为T i c晶粒，尺寸为2 3 岬；条状或长棒状的为T i B 2 晶粒，长度为6 1 5u m，长径比在2 5 范围，它们从晶体中拔出时要吸收能萤并使断裂表面增大。起到补强增韧作用。图4 a 中也能发现这种规律。在图4 c 中，大部分晶q量1暑口占目g一气盂毛F 万方数据增刊l汪建利等；自蔓延高温合成c 棚c T

17、 i 复合材料的力学性能研究7 9 1 粒尺寸为l 3 岫，少嚣的长条状，其长径比为2 左右，对复合材料的韧性提高不大。这是由于碳纤维含量增加导致燃烧温度的降低，影响了T i B 2 晶粒的长大，这与文献【9 1 中撤道的结论是一致的。(3)由3 2 中分析可知，随着碳纤维含量的增加，材料的致密度先增加后降低。如图4 c 和图4 d 中所示，尽管也存在纤维的断裂和拔出，其弯曲强度和断裂韧性还是大大降低。4 结论采用s H s P H I P 技术制备了不同碳纤维含量的c tT i c T i B 2 复台材料。通过实验测得在碳纤维含鼍为3 时复合材料的弯曲强度和断裂韧性达到最大值，均高于纯复合

18、陶瓷，在碳纤维含量为5 和7 时，由于材料致密度的降低，其强度和韧性大大降低。复合材料的增韧机理是纤维的断裂和拔出、纤维的桥连和裂纹的偏转。参考文献R e f e r e n 卯s 1JY uz h o u(周玉)，L c iT i“q q u a n(雷廷全)o r 册I 坩胁蛔j 口括f 删c“陶瓷材料学)【M】H a r b i n：H a r b i nI l l s t i n l t eo fT e c h n o I o g y dS c i e n c cP m g s，1 9 9 5：2 8 3【2】B i r c h a J D，s t 粕d l e y DR，M o c

19、k f o r d MJ“口，J 如f 盯s d厶“【J】，1 9 8 8，7：3 5 0【3】z o us h i q i n(邹世钦)，z h 卸gc h 越g m i(张长瑞)g f 一胁-?b 曲，j k r 删d 印，f 阳砌H(高科技纤维与应用)【J】，2 0 0 3，2 8(2)：1 5【4 lB 盯o u mMw z a v a l i i a n g o sA，K 丑I i d i n d is R 加MJ】1 9 9 5：l l燃x u 心n g 绦强)M|c rP a p 甜H d 而 玎 H$m M 把可7 b 曲H D，p 册d 如H c P(哈尔滨工业大学硕士学位论

20、文)【D】2 0 0 l：5 6【6】M uB o c h u n(穆柏春)跏，t 酣曲m g 埘d7 巩曲e”f 增矿阳聊f c 如，盯l d 如(陶瓷材料的强韧化)【M】B e 巧i n g：M m l l u r g yI n d u s t f yP 晦2 0 0 2：3 7【7 1 动H o ng c h e n gY I b i n g 阳州妇血据肼鲥a n 州J ，1 9 9 9，1 2 5：3 5 3(8 lz h uc h u n c h e n g(朱春城 历c 拼脚盯矿胁而衍向s 疗瞳缸o，殆曲H D，叼7d 树&耙”c e(哈尔滨工业大学T 学博士学位论文)【D 2 0

21、 0 4：7 3【9】协n r 矩AK，P a t h a k bLC，M i s h 哺bSK“口，埘矾e，f d bL“P m【J】，2 0 0 4，5 8：7 3 3S t u d yo nM e c h a n i c a lP r o p e r t i e so fC T i C-T i B 2C o m p o s i t e sC o m b u s t i o n S y n t h e s i z e db yS H Sw a n gJ i a n l i l，z h 8 n gG u 粕g s h e n 9 1，丑uY u n g L I a 9 1，z h a n g

22、x i n g h o n 9 2(1 D e p a n m e t o f M e c h a n i c a l E n g m e e r i I l g A n h u i u n i v e r s n yo f S c i e n c ea n dT e c h n o l o g y w u h u2 4 1 0 0 0，c h i)(2 c e n t e rf o rc o m p o s l t eM a t e r i a I s，H a r b i nI ns l i t u t eo f T e c h n o l o g y。H 8 r b i n1 5 0 0

23、8 0，c h m a)A b s t r 4 c t lT oi m p r 0 V es t r 蚰g t ha n dt o u g h n e s so fT i C T i B 2c o m p o s j t e s 柚dw i d e nt h e i fa p p l i c“o n s，c 盯i C T i B 2c e m m i cc o m p o s h Bc o n t a i l l i n gO w 啪，1 1 t，3 w t，5 w 懒，7 w 啪c a r b o n 曲e rw e r ef 曲r i c a t e dr e 8 p e 嘶v e I y

24、b ys e l f p p a g 砒i n gH i g ht e m p e r 咖r eS”t h e B i sa n d妇u d oH e a tI s o s 诅t i cP 嘲s(s H s，P H I P)T h e 他s u I 估s h o wt h a tt h cb e n ds t 揩n g t h 柚dt o u g l l n e 日8o fc 棚c-T i B 2c c r a m i cc o m p o s i 把sj n c r e a s e d 右墙ta n d 也e nd e c”勰e d1 a t e rw i mi n c m a s i n

25、gO ft h ec 蚰t e mo fc a r b o n 矗b e LW h e nt h ec o 忙n to fc 盯b o nf m e rw a s3 w 惭，t h eb e n d 暑t r e n g 血a n dt o u g h I l e s so fc T i c-T i B 2 m m i cc o m p o s i t e s”h e d4 0 61 2M P a 和6 2 6M P am m，化s p e c t i v e l y w h i c hw e r eh 蟾量l e rt h 蛆t h a to f p u 阳T I C T i B 2c o

26、m p o s i t c s T h e 岫i nt o u g h 佣i“gm e c h a n i s mw a sa n r b u t e dt Of r a c t l l r ea n db r i d g i“go f c a r b o nn b e ra n dc r a c kd e n e x i o n K e y 霄o r d I：s d 印r o p a g a t i 雌h i g ht 锄p e 忍t l l J s y D t h e s j 罩：c 哪p i 她；c a f b o nn 晒；s n n g t h e n i n ga n dt o u

27、 g h 曲i n gB i o g 住p h y：W a n gJ i a n l i，P f c s s o L D 印a n m e n to f M c c h a n i c a l E n g i n e A n h u ju n i v e r s 时o f S c i e n c e 蚰dT e c h n o l o g y，W u h u2 4 1 0 0 0P 1 LC h i n a T c l：0 0 8 6-5 5 3-2 8 7 1 2 2 0，E m i l：w 柚g i i 砒l i 8 h 喇u，g o c n 万方数据自蔓延高温合成Cf/TiC-TiB2复

28、合材料的力学性能研究自蔓延高温合成Cf/TiC-TiB2复合材料的力学性能研究作者：汪建利，张光胜，朱云广，张幸红，Wang Jianli，Zhang Guangsheng，ZhuYunguang，Zhang Xinghong作者单位：汪建利,张光胜,朱云广,Wang Jianli,Zhang Guangsheng,Zhu Yunguang(安徽工程科技学院机械工程系,安徽,芜湖,241000)，张幸红,Zhang Xinghong(哈尔滨工业大学复合材料与结构研究所,黑龙江,哈尔滨,150080)刊名：稀有金属材料与工程英文刊名：RARE METAL MATERIALS AND ENGINE

29、ERING年，卷(期)：2007，36(z1)引用次数：0次 参考文献(9条)参考文献(9条)1.周玉.雷廷全 陶瓷材料学 19952.Birchall J D.Standley D R.Mockford M J 查看详情 19883.邹世钦.张长瑞.周新贵.曹英斌 碳纤维增强SiC陶瓷复合材料的研究进展期刊论文-高科技纤维与应用 2003(2)4.Baroum M W.Zavaliiangos A.Kalidindi SR 查看详情 1995(11)5.徐强 查看详情学位论文 20016.穆柏春 陶瓷材料的强韧化 20027.Zhao Hong.Cheng Yibing 查看详情 19998

30、.朱春城 查看详情学位论文 20049.Khanraa A K.Pathakb L C.Mishrab S K 查看详情 2004 相似文献(10条)相似文献(10条)1.期刊论文 肖国庆.段锋.薛群虎.马妍.范群成.Xiao Guoqing.Duan Feng.Xue Qunhu.Ma Yan.Fan Quncheng TiC-Cu复合材料自蔓延高温合成中的显微结构演变-稀有金属材料与工程2007,36(z3)用燃烧波前沿淬熄法研究了自蔓延高温合成(SHS)TiC-Cu复合材料的显微结构演变,用扫描电子显微镜(SEM)观察了燃烧反应中原始粉、反应区和产物区的显微结构,用能谱仪(EDX)分析了

31、各微区的成分变化,测量了燃烧温度Tc,并用XRD分析了反应产物的相组成.结果表明,自蔓延高温合成(SHS)TiC-Cu复合材料的机理为溶解-析出机制.铜粉与钛粉的固态扩散导致低熔点Ti-Cu熔液形成,Ti、Cu、C粉粒逐渐向Ti-Cu熔液中溶解,当Ti-Cu-C熔液中的Ti和C浓度饱和时,从中析出TiC颗粒,同时形成粘结TiC颗粒的Cu基体.2.学位论文 包益红 自蔓延高温合成+铸造法制备TiC/A1基复合材料研究 2000 该文用自蔓延高温合成(SHS)技术中的热爆合成法,分别选用两个系列成分的Ti-C-Al系(Ti/C=1/1和Ti/C=1/1.2),成功制备了不同铝含量的Al-TiC中间

32、合金.XRD衍射分析表明,在Ti/C=1/1时,生成的Al-TiC合金中除了Al基体和TiC颗粒外,还含有中间产物AlTi相.而在Ti/C=1/1.2时,中间合金中基本上消除AlTi相,并且不存在AlC相等其它中间产物,最终产物由Al和TiC两相组成.其中,TiC颗粒的大小在0.1m-4.0m之间.研究还发现,随着中间合金中Al含量的增加,TiC颗粒平均尺寸逐渐减小、圆整度提高,且自蔓延反应的最高温度逐渐降低.热力学讨论表明,Ti-C-Al系中自蔓延高温合成TiC的合成机理为:Ti与Al反应形成Ti与Al的化合物,所放出的大量热量诱发了Ti与C的放热反应,同时反应块中的C又和Ti与Al的化合物

33、发生置换反应,生成了TiC.以上述Al-TiC合金作为中间合金,该文研制了以LD10(美国牌号:2014)为基体,加入3VolTiC颗粒增强的复合材料.该文系统研究了复合材料的显微组织、力学性能和耐磨损性能.金相分析表明,复合材料中TiC颗粒分布较为均匀,与基体结合良好,从而形成了典型的软基体加硬质点的耐磨组织.部分聚集的TiC颗粒团经过热形变后,颗粒分布趋于均匀.室温和高温力学性能测试表明,TiC颗粒的加入,没有明显提高基体的室温强度,但是降低了复合材料的塑性;TiC颗粒的大小对复合材料的室温力学性能影响不大;TiC颗粒的加入,明显地提高基体的高温强度;TiC颗粒的大小对复合材料的高温力学性

34、能有复杂的影响.SEM分析表明,该文研制的TiC/LD10复合材料的拉伸试样断口均为韧窝型断口;AlMnFeSi相和含氯化合物极大地降低了复合材料的塑性.熔炼工艺的改进提高了复合材料的力学性能.系列的磨损试验表明,该文制备的复合材料具有极其优异的耐磨损性能,其耐磨损性能远优于基体,比高强度耐磨黄铜高一个数量级.有望成为新型耐磨材料.磨损面微观分析表明,复合材料的磨损机制为粘着磨损和磨粒磨损共同作用机制.3.会议论文 张灵振.李静 自蔓延高温合成TiC/Al2O3复合材料的力学性能 本文首先以Ti粉、Al粉和石墨粉为原料,在氩气保护条件下,用自蔓延高温合成(SHS)方法制备了TiC/Al2O3复

35、合材料粉体.在1600,氩气保护条件下热压烧结制成块体复合材料.研究了复合材料的烧结密度、强度、硬度、韧性等力学性能,并讨论了力学性能与微观结构之间的关系.4.期刊论文 肖国庆.范群成.顾美转.金志浩.Xiao Guoqing.Fan Quncheng.Gu Meizhuan.Jin Zhihao TiC-Ti复合材料自蔓延高温合成中的组织转变-稀有金属材料与工程2005,34(10)用燃烧波淬熄法研究了TiC-Ti金属陶瓷自蔓延高温合成(SHS法)中的组织转变和反应机理.淬熄试样中保留了未反应区、反应区及已反应区.用扫描电子显微镜观察了燃烧反应中的显微组织转变过程,用能谱仪分析了各微区的成分

36、变化,测量了燃烧温度Tc,并用XRD分析了反应产物的相组成.实验结果表明:TiC-Ti复合材料的自蔓延高温合成机理可以用溶解-析出机制来描述;Ti首先部分熔化,C溶解在Ti液中,并和Ti发生反应生成TiCx,随着温度的升高,TiCx熔化,形成Ti-C熔体,在降温过程中,细小的TiC大量从Ti-C熔体中析出并聚集,最终形成TiC增强Ti基复合材料.5.期刊论文 周琦.李福祥.南雪丽.高海棠.孟倩.ZHOU Qi.LI Fu-xiang.NAN Xue-li.GAO Hai-tang.MENG Qian 自蔓延高温合成Al/Mg2Si复合材料的淬熄试验-兰州理工大学学报2009,35(3)采用燃烧

37、波前沿淬熄法研究Al/Mg2Si复合材料在自蔓延高温合成(SHS)过程中的显微组织演变规律.用扫描电子显微镜观察和分析淬熄试样中的显微组织,通过XRD分析合成产物的相组成.研究结果表明,反应直接生成了Mg2Si而没有中间产物,Mg-Si可以在较低的温度下发生固-固反应生成Mg2Si;在淬熄合成过程中Al始终没有参与反应.6.学位论文 梅炳初 自蔓延高温合成-熔铸法(SHS-Melting)原位复合制备TiC/NiAl基复合材料的研究 1995 该文以Ti、C、Ni和Al四种粉未为原料,采用自蔓延高温合成与熔铸相结合的方法(简称SM技术)原位合成3NiAl/TiC金属间化合物基复合材料(IMC.

38、围绕这种新的材料制备工艺和NiAl基这种新的材料体系开发进行了系统的有关基础和实验研究.首先,系统地研究了TiC-NiAl系统的润湿性.根据Gibbs界面模型和Miedema热力学模型计算了TiC(s)-NiAl(1)界面能;研究了温度和时间对润湿性的影响.接着,着重研究了TiC-NiAl系统的SHS过程,以Ti、C、Ni和Al四种元素态粉未为原料,采用整体加热点火方式(热爆模式),测定了系统的燃烧开始温度和燃烧最高温度.7.期刊论文 祝凯.金恒阁.宋宾.王长生.刘世坚.ZHU Kai.JIN Heng-Ge.SONG Bin.WANG Chang-sheng.LIU Shi-jian 自蔓延

39、高温合成结合铸造技术制备复合材料的研究-材料保护2007,40(3)将自蔓延高温合成(SHS)、粉末冶金与铸造工艺结合的复合材料制备方法,可以制备出表面层厚320 mm的材料.其过程是将选配好的反应物料压制成块并将其粘在型腔内或直接将混合均匀后反应物料粉体粘接在所需部位,用熔融金属液浇注并引发SHS反应,同时金属液浸透反应后的毛细孔隙,自然凝固并与母材金属结为一体,在所需表面原位合成金属-陶瓷复合层.8.会议论文 徐怡.李日升.张凌望 自蔓延高温合成硼化类新型表面工程陶瓷复合材料 2002 自蔓延高温合成(SHS)是制取高纯超细新型工程陶瓷复合材料的一种新型方法.本文着重介绍了SHS新型硼化类

40、工程陶瓷材料的优良的理化和力学特性,及在高性能表面工程,热噴涂,及功能薄膜方的应用和最新发展动态.9.会议论文 邹正光.柳贵平.付正义.袁润章 金属-陶瓷复合材料自蔓延高温合成的燃烧动力学特征 1998 对三元体系自蔓延高温合成金属陶瓷复合材料的燃烧动力学特征进行了分析。通过计算该类体稳定态燃烧波速度，得出了燃烧波速度的渐近表达式。结果表明，燃烧波速度在金属相的含量一定时出现极大值，与实验结果相吻合。10.学位论文 李志强 AlO/TiAl复合材料自蔓延高温合成研究 2001 该文采用自蔓延高温合成工艺,利用Al-Ti-TiO体系的放热反应,成功制备了AlO/TiAl颗粒增强原位自生复合材料,并且对Al-Ti-TiO体系反应热力学和动力学SHS/PHIP工艺组织与性能等三个方面进行了较为系统的研究.本文链接：http:/