原位反应制备Al2O3颗粒增强铝基复合材料

利用差分扫描热分析研究了利用Al-Nb2O5系统制备Al2O3颗粒增强金属基复合材料这的原位反应过程:用X-射线衍射分析了反应过程中的相变.实验结果表明,Nb的还原和NbAl3金属间化合物的形成反应发生在Al的熔点以下;在939℃完成.在低温下,试样的局部发生少量的原位反应;整个试样内部同时发生原位反应是在939℃放热峰所覆盖的温度区间.最终显微组织中存在相同形态不同尺寸的NbAl3相.低温形成的NbAl3相由于经历了长大过程而尺寸较大;高温形成的NbAl3相尺寸较小.     

原位反应制备从Al_2O_3颗粒增强铝基复合材料

利用差分扫描热分析研究了利用Ａｌ－Ｎｂ２Ｏ５系统制备Ａｌ２Ｏ３颗粒增强金属基复合材 料这的原位反应过程：用Ｘ－射线衍射分析了反应过程中的相变．实验结果表明，Ｎｂ 的还原和ＮｂＡｌ３金属间化合物的形成反应发生在Ａｌ的熔点以下；在９３９℃完成．在低温 下，试样的局部发生少量的原位反应；整个试样内部同时发生原位反应是在９３９℃放热峰 所覆盖的温度区间．最终显微组织中存在相同形态不同尺寸的ＮｂＡｌ３相．低温形成的 ＮｂＡｌ３相由于经历了长大过程而尺寸较大；高温形成的ＮｂＡｌ３相尺寸较小．     

增强物在Al—TiO2,Al—B2O3和Al—TiO2—B2O3系统的原位反应合成

利用粉末冶金法，使用TiO2和^1B2O3粉末，研究了在Al-TiO2,Al-B2O3和Al-TiO2-B2O3系统中分别形成钛铝金属间化合物，硼铝金属间化合物以及TiB2的原位反应过程，研究结果表明，TiAl3,AlB2和TiB2分别在加热到650℃，750℃和750℃开始形成，X射线衍射分析发现，除了这三个应该出现的平衡相之处，没有探测到其它亚稳相，对不同加热温度下的显微组织观察分析发现，这些增强物在高温反应过程中量的增加都强烈依赖于相的长大，而非相的形核，在Al-TiO2系统中，TiAl3的形成在铝的熔点下开始，显微组织中存在二种形态的TiAl3相，一种是在加热过程中形成的，其边缘在TiO2的进一步还原过程中被中分地消耗，另一种是在冷却过程中由于α－Al析出过量Ti而形成的，在Al-B2O3系统中，AlB2在750℃到850℃之间形成，其形态与AlB2相同，但宽度较小，在Al-TiO2-B2O3系统中，TiB2在750℃开始形成，细小的TiB2颗粒分布在原始铝颗粒的界面处与α－Al2O3混合在一起，而粗大的TiB2颗粒则分布在α－Al的晶界上。     

颗粒增强铝基复合材料的差分扫描热分析

利用差分扫描分析研究了利用Al-TiO2-B2O3系统制备Al2O3和TiB2颗粒增强金属基复合材料的原位反应过程.用X射线衍射分析了反应过程中的相变.实验结果表明,在较低的扫描速率下,当TiO2和B2O3的克分子比为1时,TiB2和α-Al2O3在800℃-900℃之间形成,而在加热和冷却过程中采用低扫描速率有利于揭示原位反应的细节.加入过量TiO2或B2O3导致了钛或硼的铝化物在冷却过程中的析出.     

TiCx／Fe（Al，Ti）复合材料的常压制备及性能

通过原位反应常压烧结法制备了一种新型的TiCx／Fe（Al,Ti）复合材料,并对Ti3AlC2与Fe的原位反应途径及制备工艺和性能进行了研究,结果表明,Ti3AlG从760℃附近就开始与Fe初步发生原位反应,生成TiCY相．随着烧结温度达到1100℃,Ti3A1G相的衍射峰完全消失,随着温度继续升高到1400℃的烧结温度范围内,所生成的复合材料物相均保持为TiG和Fe（A1,Ti）固溶体不变．反应后,原料中微米尺寸的Ti3AlG颗粒分裂成尺寸约500nm左右的片状小颗粒,各小颗粒与Fe基体紧密连接的．而复合材料的力学性能随着Ti,～C2的体积含量发生变化,当Ti3AlG含量达到时20％,复合材料抗弯强度达到最大为266MPa．     

真空无压烧结Al2O3/Ti3SiC2复合陶瓷的原位合成工艺、结构与性能

采用真空无压烧结方法原位合成制备了一种Al2O3/Ti3SiC2复合陶瓷.采用XRD、SEM分析复合陶瓷的物相和结构,测试复合陶瓷的硬度和强度.试验结果表明,1 350℃保温2h,烧结的Al2O3/Ti3SiC2复合陶瓷,相对密度达到90％以上,生成Ti3SiC2物相的比例在80％以上.由于Al2O3均匀弥散分布,增强了Al2O3/Ti3SiC2复合陶瓷的强度,其中Al2O3含量为10wt％时,Al2O3/Ti3SiC2复合陶瓷的显微硬度和抗弯强度分别为5.3 ±0.4 GPa和352±6 MPa.     

Al2O3-SiO2-ZrO2复合膜的热稳定性研究

主要探讨了引入SiO2和ZrO2对Al2O3薄膜热稳定性的影响，并采用DTA、XRD和SEM等分析方法对其进行了研究，结果表明，1000℃煅烧后的复合膜中，主晶相为γ-Al2O3和t—ZrO2，SiO2以无定形态存在，1200℃热处理后的复合膜中仍然没有发生γ-Al2O3，向α—Al2O3的相变。     

SiO_2对自蔓延高温合成Al_2O_3-TiB_2复相陶瓷性能的影响

利用自蔓延高温合成技术,用SiO2作添加剂制备出了Al2O3-TiB2复相陶瓷.研究了SiO2含量对自蔓延反应的绝热温度、燃烧速度、反应产物的体积和致密度的影响,并测定了复相陶瓷的抗弯强度和硬度.研究结果表明,Al-TiO2-H3BO3体系的绝热温度是2 588 K,且随SiO2含量的增加而降低;添加SiO2的合成产物中有SiO2和Al6O13Si2相生成;SiO2的加入还降低了反应体系的燃烧速度;当SiO2的添加量在0~20%变化时,复相陶瓷的密度达到1.603 g/cm3,相应的坯体体积变化率为9.25%~9.82%;复相陶瓷的硬度也随着SiO2添加量的增加而增大;在Al-TiO2-H3BO3体系中添加20%的SiO2,可使Al2O3-TiB2的抗弯强度提高2倍.     

增强物在Al-TiO2,Al-B2O3和Al-TiO2-B2O3系统的原位反应合成

利用粉末冶金法,使用TiO2和1B2O3粉末,研究了在Al-TiO2,Al-B2O3和Al-TiO2-B2O3系统中分别形成钛铝金属间化合物、硼铝金属间化合物以及TiB2的原位反应过程.研究结果表明,TiAl3、AlB2和TiB2分别在加热到650℃,750℃和750℃开始形成.X射线衍射分析发现,除了这三个应该出现的平衡相之外,没有探测到其它亚稳相.对不同加热温度下的显微组织观察分析发现,这些增强物在高温反应过程中量的增加都强烈依赖于相的长大,而非相的形核.在Al-TiO2系统中,TiAl3的形成在铝的熔点下开始,显微组织中存在二种形态的TiAl3相;一种是在加热过程中形成的,其边缘在TiO2的进一步还原过程中被部分地消耗;另一种是在冷却过程中由于α-Al析出过量Ti而形成的.在Al-B2O3系统中,AlB2在750℃到850℃之间形成,其形态与AlB2相同,但宽度较小.在Al-TiO2-B2O3系统中,TiB2在750℃开始形成,细小的TiB2颗粒分布在原始铝颗粒的界面处与α-Al2O3混合在一起,而粗大的TiB2颗粒则分布在α-Al的晶界上.     

Al2O3基陶瓷材料与硬质合金摩擦的应力分析

利用ANSYS有限元分析软件对5种Al2O3基陶瓷材料（纯Al2O3、Al2O3／TiC、Al2O3／（W,Ti）C、Al2O3／Ti（C,N）和Al2O3／SiCw）在MRH-3环块磨损试验机上与硬质合金摩擦进行模拟仿真,得到摩擦磨损过程中的应力及分布,并与室温下的磨损实验结果相比较,同时还探讨了不同添加剂的Al2O3基陶瓷的磨损机理．结果表明：不同成分的Al2O3基陶瓷材料在摩擦磨损过程中最大主应力位于摩擦副接触区中心,最大剪应力位于摩擦副接触区边缘;载荷对主应力和剪应力大小的影响比转速的影响大;在相同的摩擦条件下,受到合应力越大的陶瓷其磨损率越大;合应力越大的陶瓷磨损后陶瓷表面越容易产生微裂纹．5种Al2O3基陶瓷磨损率的大小为：Al2O3〉Al2O3／（W,Ti）C〉Al2O3／Ti（C,N）〉Al2O3／TiC〉Al2O3／SiCw．     

SiO2对自蔓延高温合成A12O3-TiB2复相陶瓷性能的影响

利用自蔓延高温合成技术,用SiO2作添加剂制备出了Al2O3-TiB2复相陶瓷.研究了SiO2含量对自蔓延反应的绝热温度、燃烧速度、反应产物的体积和致密度的影响,并测定了复相陶瓷的抗弯强度和硬度.研究结果表明,Al-TiO2-H3BO3体系的绝热温度是2 588 K,且随SiO2含量的增加而降低;添加SiO2的合成产物...     

固相反应法制备高纯镁铝尖晶石粉体

以高纯MgO(99.995%)和Al(OH)3(99.998%)为原料,按摩尔比n(MgO)∶n(Al2O3)=0.97∶1.03,采用固相反应获得高纯镁铝尖晶石粉体.ICP-MS分析结果显示其纯度为99.995%.重量实验分析结果说明,在280℃持续加热48h,Al(OH)3可完全转变为AlOOH;XRD分析结果表明,焙烧至900℃开始出现尖晶石相,至1400℃完全转变纯相尖晶石;晶粒尺寸范围为37.6nm～53.1nm (d=0.89λ/βcosθ).     

Fe32Mn3Al8Cr反铁磁精密电阻合金Al2O3防护涂层的研究

用溶胶-凝胶法在Fe32Mn3Al8Cr反铁磁精密电阻合金表面提拉制备Al2O3耐腐蚀防护涂层.采用X射线衍射分析涂层相结构,扫描电镜观察涂层表面形貌.在Fe32Mn3Al8Cr合金表面形成连续、光滑的Al2O3涂层,具有(110)择优取向的γ-Al2O3结构.采用动电位阳极极化法测定涂层的电化学腐蚀性能表明,与原始合金相比较,在1mol/L Na2SO4溶液中,Al2O3涂层的自腐蚀电位提高了571mV,自腐蚀电流密度降低了1个数量级以上,维钝电流密度降低了近1个数量级;在1%NaCl溶液中,自腐蚀电位与原始合金相当,自腐蚀电流密度降低了2个数量级,腐蚀电位高达2000mV(SCE)时仍未发生孔蚀击穿.而且,Al2O3防护涂层的耐均匀腐蚀和耐孔蚀性能均优于1Cr18Ni9Ti奥氏体钢.     

溶胶-凝胶法制备软磁纳米材料Fe2O3

首次采用添加分散剂溶胶-凝胶法制备软磁纳米材料Fe2O3,采取添加分散剂和改变焙烧方法保证晶粒尺寸.实验结果表明:软磁纳米晶制备中添加分散剂尿素,然后在高温(600℃)焙烧前增加一个低温(400℃)退火阶段,两项措施能保证Fe2O3原始晶粒尺寸在30～40nm.试验操作简单、过程易于控制、产品质量稳定.     

溶胶-凝胶法制备软磁纳米材料Fe2O3

首次采用添加分散剂溶胶-凝胶法制备软磁纳米材料Fe2O3，采取添加分散剂和改变焙烧方法保证晶粒尺寸．实验结果表明：软磁纳米晶制备中添加分散剂尿素，然后在高温(600℃)焙烧前增加一个低温(400℃)退火阶段，两项措施能保证Fe2O3原始晶粒尺寸在30～40nm．试验操作简单、过程易于控制、产品质量稳定。     

Fe32Mn3A18Cr反铁磁精密电阻合金Al2O3防护涂层的研究

用溶胶-凝胶法在Fe32Mn3A18Cr反铁磁精密电阻合金表面提拉制备Al2O3耐腐蚀防护涂层。采用X射线衍射分析涂层相结构,扫描电镜观察涂层表面形貌。在Fe32Mn3A18Cr合金表面形成连续、光滑的Al2O3涂层,具有（110）择优取向的γ-Al2O3结构。采用动电位阳极极化法测定涂层的电化学腐蚀性能表明,与原始合金相比较,在1mol／LNa2SO4溶液中,Al2O3涂层的自腐蚀电位提高了571 mV,自腐蚀电流密度降低了1个数量级以上,维钝电流密度降低了近1个数量级;在1％NaCl溶液中,自腐蚀电位与原始合金相当,自腐蚀电流密度降低了2个数量级,腐蚀电位高达2000mV（SCE）时仍未发生孔蚀击穿。而且,Al2O3防护涂层的耐均匀腐蚀和耐孔蚀性能均优于1Cr18Ni9Ti奥氏体钢。     

Fe32Mn3Al8Cr反铁磁精密电阻合金Al_2O_3防护涂层的研究

用溶胶-凝胶法在Fe32Mn3A18Cr反铁磁精密电阻合金表面提拉制备Al2O3耐腐蚀防护涂层。采用X射线衍射分析涂层相结构,扫描电镜观察涂层表面形貌。在Fe32Mn3A18Cr合金表面形成连续、光滑的Al2O3涂层,具有（110）择优取向的γ-Al2O3结构。采用动电位阳极极化法测定涂层的电化学腐蚀性能表明,与原始合金相比较,在1mol／LNa2SO4溶液中,Al2O3涂层的自腐蚀电位提高了571 mV,自腐蚀电流密度降低了1个数量级以上,维钝电流密度降低了近1个数量级;在1％NaCl溶液中,自腐蚀电位与原始合金相当,自腐蚀电流密度降低了2个数量级,腐蚀电位高达2000mV（SCE）时仍未发生孔蚀击穿。而且,Al2O3防护涂层的耐均匀腐蚀和耐孔蚀性能均优于1Cr18Ni9Ti奥氏体钢。     

Al_2O_3/TiO_2的制备及光催化降解吡啶

以钛酸四丁酯为原料,Al2O3为载体,用溶胶-凝胶法制备负载型TiO2,在UV-TiO2体系中对吡啶(PD)进行光催化降解,并研究了将TiO2负载在不同铝源所制备的Al2O3后光催化剂的差异,结果表明:负载型TiO2光催化剂加入量为10mg/40mL,吡啶的光催化降解反应符合一级动力学方程;吡啶中氮转化成氨氮.将TiO2负载在Al2O3上后利用率提高了6倍左右.     

Al2O3/TiO2的制备及光催化降解吡啶

以钛酸四丁酯为原料,Al2O3为载体,用溶胶-凝胶法制备负载型TiO2,在UV-TiO2体系中对吡啶(PD)进行光催化降解,并研究了将TiO2负载在不同铝源所制备的Al2O3后光催化剂的差异,结果表明:负载型TiO2光催化剂加入量为10mg/40mL,吡啶的光催化降解反应符合一级动力学方程;吡啶中氮转化成氨氮.将TiO2负载在Al2O3上后利用率提高了6倍左右.     

纳米氧化铁的制备及其形貌

利用乙酰丙酮铁在空气中的低温热分解反应,制备了Fe3O4,γ-Fe2O3纳米微粒.采用X射线衍射(XRD)、透射电子显微镜(TEM)、比表面积法(BET)对制得的产物进行粒径及形貌表征.结果表明:Fe3O4一次颗粒粒径为16 nm左右;γ- Fe2O3一次颗粒粒径约为20 nm,颗粒间排列紧密,二次颗粒呈链状,有形成一个封闭空间的趋势.