Ti3AlC2

摘要： 以烧结镁砂、鳞片石墨、Si粉、Ti_(3)AlC_(2)粉为主要原料,以酚醛树脂为结合剂,配制成w(鳞片石墨)=9%的普通MgO-C试样MC和w(鳞片石墨)=4%、w(Ti_(3)AlC_(2))=3%的MgO-Ti_(3)AlC_(2)-C试样MC-3AC,经混练、成型、110°C干燥、220°C固化后,在埋碳条件下分别于1100、1400和1600°C保温3 h热处理。检测试样的显气孔率、常温抗折强度、弹性模量和1100、1300、1500°C空气气氛下的抗氧化性,并进行了XRD分析。结果表明:1)在220°C固化后,试样MC-3AC的显气孔率比试样MC的小,常温抗折强度和弹性模量比试样MC的大得多。2)在1100~1600°C埋碳热处理后,试样MC-3AC的显气孔率比试样MC的小,常温抗折强度和弹性模量均比试样MC的大。3)在1100和1300°C氧化时,试样MC-3AC的抗氧化性比试样MC的差,也比1500°C时试样MC-3AC的差;但在1500°C氧化时,试样MC-3AC的抗氧化性比试样MC的好。

摘要： 陶瓷颗粒增强金属基复合材料能够有效提高各类金属材料的强度,但陶瓷增强颗粒与基体金属的界面强度和结合性是制约其性能的关键。在陶瓷颗粒表面化学镀铜可以改善陶瓷与金属之间的湿润性,从而提高增强颗粒与基体金属的结合性。本论文采用化学镀铜的方法改善陶瓷与金属之间的湿润性,进而提高增强颗粒与基体金属的结合性,获得镀层质量良好的铜包裹钛碳化铝核壳复相颗粒。本文探讨了不同铜离子浓度、络合剂浓度的镀液对镀层效果影响。

摘要： 笔者对三元层状陶瓷材料Ti_(3)SiC_(2)和Ti_(3)AlC_(2)在Cu基粉末冶金摩擦材料中的应用进行了对比研究,并探讨了Ti_(3)SiC_(2)和Ti_(3)AlC_(2)这2种材料的分别加入对Cu基粉末冶金摩擦材料剪切强度和摩擦磨耗性能的影响。其结果表明:烧结过程中Ti_(3)SiC_(2)在Cu基体中产生扩散,增强了界面结合,提高了烧结体的剪切强度;三元层状陶瓷材料的加入有利于摩擦表面生成平滑的摩擦膜,具有显著的减摩效果;Ti_(3)SiC_(2)的加入使试样表面形成了较完整的摩擦润滑膜,降低了摩擦系数,减少了与对偶件的磨耗,与Ti_(3)AlC_(2)相比,Ti_(3)SiC_(2)也体现出了更加优良的自润滑性能。

摘要： 以Ti_(3)AlC_(2)和Ti_(3)SiC_(2)为原料,采用传统的HF刻蚀方法成功制备出多层风琴状MXene材料,利用X射线衍射(XRD)和扫描电子显微镜(SEM)等方法表征MXene的物相和形貌,并采用循环伏安法、恒电流充放电和交流阻抗法等电化学测试手段研究了MXene材料电极的电化学性能.研究了刻蚀剂浓度及不同前驱体对所制MXene材料的形貌、结构及电化学性能的影响.结果表明,刻蚀剂浓度和前驱体对MXene材料的片层结构和电化学性能都有很大影响.刻蚀剂浓度的提高,可显著提升MAX相向MXene材料的转化,相同反应条件下,Ti_(3)AlC_(2)相比Ti_(3)SiC_(2)相更容易被刻蚀转换成MXene材料,且由Ti_(3)AlC_(2)制备的MXene材料的电化学性能优于由Ti_(3)SiC_(2)制备的MXene材料.

摘要： 以TiC、Ti、Al和V为原料,在1350°C下原位热压烧结制备了(Ti0.6 V0.4)3 AlC2固溶体,研究了(Ti0.6 V0.4)3 AlC2固溶体从室温至800°C的摩擦学性能,并用扫描电子显微镜和拉曼光谱仪分析了不同温度下磨损表面的微观形貌及化学组成.结果表明:(Ti0.6 V0.4)3 AlC2固溶体在室温、200°C及800°C下的摩擦系数较T i3 A lC2均有显著降低.在室温和200°C时,(Ti0.6 V0.4)3 AlC2磨损机制以磨粒磨损为主.在400°C和600°C时,磨损机制主要表现为塑性变形.由于800°C下氧化物润滑膜的生成,使得(Ti0.6 V0.4)3 AlC2固溶体具有优异的高温自润滑性能,摩擦系数低至0.35,较T i3 A lC2降低了47.76％.

摘要： 以TiC、Ti、Al和V为原料,在1350°C下原位热压烧结制备了(Ti_(0.6)V_(0.4))_(3)AlC_(2)固溶体,研究了(Ti_(0.6)V_(0.4))_(3)AlC_(2)固溶体从室温至800°C的摩擦学性能,并用扫描电子显微镜和拉曼光谱仪分析了不同温度下磨损表面的微观形貌及化学组成.结果表明:(Ti_(0.6)V_(0.4))_(3)AlC_(2)固溶体在室温、200°C及800°C下的摩擦系数较Ti_(3)AlC_(2)均有显著降低.在室温和200°C时,(Ti_(0.6)V_(0.4))_(3)AlC_(2)磨损机制以磨粒磨损为主.在400°C和600°C时,磨损机制主要表现为塑性变形.由于800°C下氧化物润滑膜的生成,使得(Ti_(0.6)V_(0.4))_(3)AlC_(2)固溶体具有优异的高温自润滑性能,摩擦系数低至0.35,较Ti_(3)AlC_(2)降低了47.76%.

摘要： 采用自蔓延高温合成法制备Ti_(3)AlC_(2)陶瓷粉体,对CNTs粉体、Ti_(3)AlC_(2)粉体进行化学镀铜,表面改性.以镀铜后的CNTs粉体、Ti_(3)AlC_(2)粉体为增强相,AZ91D粉末为基体,采用热压烧结法制备CNTs/Ti_(3)AlC_(2)/AZ91D复合材料.确定复合材料的最佳原料配比为:镀铜后的CNTs∶镀铜后的Ti_(3)AlC_(2)∶AZ91D=1∶25∶74,热压烧结的最佳工艺参数为:压力为35MPa,烧结温度为500°C.测试了复合材料的各项性能,随着CNTs粉体含量的增加,复合材料的密度逐渐减小,硬度先增加后减小.复合材料的力学性能:弯曲强度为342 MPa、压缩强度为427MPa、剪切强度为119MPa,复合材料拉伸强度提高了25.52%,屈服强度提高了122.46%,延伸率提高了33.54%.并分析了影响复合材料性能的U相生成机制、位错强化机制、载荷强化机制等机理.

摘要： 采用自蔓延高温合成法制备Ti3AlC2陶瓷粉体,对CNTs粉体、Ti3AlC2粉体进行化学镀铜,表面改性.以镀铜后的CNTs粉体、Ti3AlC2粉体为增强相,AZ91D粉末为基体,采用热压烧结法制备CNTs/Ti3AlC2/AZ91D复合材料.确定复合材料的最佳原料配比为:镀铜后的CNTs:镀铜后的Ti3AlC2:AZ91D=1:25:74,热压烧结的最佳工艺参数为:压力为35MPa,烧结温度为500°C.测试了复合材料的各项性能,随着CNTs粉体含量的增加,复合材料的密度逐渐减小,硬度先增加后减小.复合材料的力学性能:弯曲强度为342 Mpa、压缩强度为427MPa、剪切强度为119MPa,复合材料拉伸强度提高了25.52％,屈服强度提高了122.46％,延伸率提高了33.54％.并分析了影响复合材料性能的U相生成机制、位错强化机制、载荷强化机制等机理.

摘要： 采用化学镀铜的方法对增强相碳纳米管(CNTs)和Ti3AlC2进行表面改性,热压烧结制备了CNTs-TisAlC2/AZ91D复合材料,研究了其微观组织和力学性能的变化及增强机制.结果 表明:CNTs-Ti3AlC2/AZ91D复合材料内部主要物相为CNTs、Ti3AlC2、Mg和Al12Mg17,增强相均匀分布在基体内,在增强相与基体的界面处存在U相(MgAlCu),使二者界面结合良好.当增强相CNTs和Ti3AlC2含量分别为1wt％和25wt％时,较镁合金AZ91D,CNTs-Ti3AlC2/AZ91D复合材料的弹性模量、拉伸强度、屈服强度和延伸率分别提高了120.30％、25.72％、126.50％和36.84％,弯曲强度和压缩强度分别为337.92 MPa和436.27 MPa.CNTs-Ti3AlC2/AZ91D复合材料的断裂方式表现为脆性断裂,其强化机制主要为热配错强化、Orowan强化和细晶强化机制.

摘要： 以TiH2做Ti源采用热压烧结制备钛铝碳(Ti3 AlC2)并研究高温的电传输性能.以TiH2:1.2Al:2 TiC的摩尔配比在1450°C烧结60 min可以制备高纯的Ti3 AlC2.利用差热分析研究TiH2做Ti源合成钛铝碳的反应机理,在烧结过程中TiH2脱氢反应所吸收的热量与Ti3 AlC2的合成反应所释放的热量相互弥补,在1000°C左右Ti3 AlC2合成反应的放热峰不明显.合成Ti3 AlC2赛贝克系数介于10.8μV/K@323K到15.7μV/K@623K之间且远大于热等静压合成Ti3 AlC2和Ti3 SiC2的值.合成Ti3 AlC2的电阻率因致密性差也偏高.

摘要： 本文根据先前提出的理论模型,对Ti3SiC2和Ti3AlC2材料与低碳钢摩擦行为的载荷依赖稳定性进行观察和分析.试验在盘-块式高速摩擦实验机上进行;滑动速度20m/s,法向压强0.2MPa～0.8MPa.结果表明,不论Ti3SiC2还是Ti3AlC2,在每个摩擦过程中,摩擦系数都经历一个从初始值迅速增大的过渡期,而后进入相对稳定期.整个摩擦系数曲线呈随机波动,其相对稳定期的随机波动行为服从正态分布.2种材料摩擦系数的标准偏差都随着压力的增大而减小.Ti3SiC2相对稳定期的摩擦系数随着法向压强的增大缓慢减小,而Ti3AlC2的摩擦系数基本保持不变.此现象与这2种材料表面形成的摩擦层的润滑作用随压力产生不同变化密切相关.

摘要： 本文根据先前提出的理论模型,对Ti3SiC2和Ti3AlC2材料与低碳钢摩擦行为的载荷依赖稳定性进行观察和分析.试验在盘-块式高速摩擦实验机上进行;滑动速度20m/s,法向压强0.2MPa～0.8MPa.结果表明,不论Ti3SiC2还是Ti3AlC2,在每个摩擦过程中,摩擦系数都经历一个从初始值迅速增大的过渡期,而后进入相对稳定期.整个摩擦系数曲线呈随机波动,其相对稳定期的随机波动行为服从正态分布.2种材料摩擦系数的标准偏差都随着压力的增大而减小.Ti3SiC2相对稳定期的摩擦系数随着法向压强的增大缓慢减小,而Ti3AlC2的摩擦系数基本保持不变.此现象与这2种材料表面形成的摩擦层的润滑作用随压力产生不同变化密切相关.

摘要： 本文根据先前提出的理论模型,对Ti3SiC2和Ti3AlC2材料与低碳钢摩擦行为的载荷依赖稳定性进行观察和分析.试验在盘-块式高速摩擦实验机上进行;滑动速度20m/s,法向压强0.2MPa～0.8MPa.结果表明,不论Ti3SiC2还是Ti3AlC2,在每个摩擦过程中,摩擦系数都经历一个从初始值迅速增大的过渡期,而后进入相对稳定期.整个摩擦系数曲线呈随机波动,其相对稳定期的随机波动行为服从正态分布.2种材料摩擦系数的标准偏差都随着压力的增大而减小.Ti3SiC2相对稳定期的摩擦系数随着法向压强的增大缓慢减小,而Ti3AlC2的摩擦系数基本保持不变.此现象与这2种材料表面形成的摩擦层的润滑作用随压力产生不同变化密切相关.

摘要： 本文根据先前提出的理论模型,对Ti3SiC2和Ti3AlC2材料与低碳钢摩擦行为的载荷依赖稳定性进行观察和分析.试验在盘-块式高速摩擦实验机上进行;滑动速度20m/s,法向压强0.2MPa～0.8MPa.结果表明,不论Ti3SiC2还是Ti3AlC2,在每个摩擦过程中,摩擦系数都经历一个从初始值迅速增大的过渡期,而后进入相对稳定期.整个摩擦系数曲线呈随机波动,其相对稳定期的随机波动行为服从正态分布.2种材料摩擦系数的标准偏差都随着压力的增大而减小.Ti3SiC2相对稳定期的摩擦系数随着法向压强的增大缓慢减小,而Ti3AlC2的摩擦系数基本保持不变.此现象与这2种材料表面形成的摩擦层的润滑作用随压力产生不同变化密切相关.

摘要： 本文根据先前提出的理论模型,对Ti3SiC2和Ti3AlC2材料与低碳钢摩擦行为的载荷依赖稳定性进行观察和分析.试验在盘-块式高速摩擦实验机上进行;滑动速度20m/s,法向压强0.2MPa～0.8MPa.结果表明,不论Ti3SiC2还是Ti3AlC2,在每个摩擦过程中,摩擦系数都经历一个从初始值迅速增大的过渡期,而后进入相对稳定期.整个摩擦系数曲线呈随机波动,其相对稳定期的随机波动行为服从正态分布.2种材料摩擦系数的标准偏差都随着压力的增大而减小.Ti3SiC2相对稳定期的摩擦系数随着法向压强的增大缓慢减小,而Ti3AlC2的摩擦系数基本保持不变.此现象与这2种材料表面形成的摩擦层的润滑作用随压力产生不同变化密切相关.

摘要： 本文根据先前提出的理论模型,对Ti3SiC2和Ti3AlC2材料与低碳钢摩擦行为的载荷依赖稳定性进行观察和分析.试验在盘-块式高速摩擦实验机上进行;滑动速度20m/s,法向压强0.2MPa～0.8MPa.结果表明,不论Ti3SiC2还是Ti3AlC2,在每个摩擦过程中,摩擦系数都经历一个从初始值迅速增大的过渡期,而后进入相对稳定期.整个摩擦系数曲线呈随机波动,其相对稳定期的随机波动行为服从正态分布.2种材料摩擦系数的标准偏差都随着压力的增大而减小.Ti3SiC2相对稳定期的摩擦系数随着法向压强的增大缓慢减小,而Ti3AlC2的摩擦系数基本保持不变.此现象与这2种材料表面形成的摩擦层的润滑作用随压力产生不同变化密切相关.

摘要： 研究了以Ti,Al和碳黑单质粉末为原料,首先以燃烧合成工艺制备TiAlC粉体,然后以燃烧合成TiAlC粉体为原料,在1400°C和5MPa下热压烧结并保温2h,得到了致密的单相型TiAlC陶瓷材料,测得密度为4.2g.cm,是理论密度为98.9%,维氏硬度为3.7GPa,抗弯强度为545±25MPa.

摘要： 研究了以Ti,Al和碳黑单质粉末为原料,首先以燃烧合成工艺制备TiAlC粉体,然后以燃烧合成TiAlC粉体为原料,在1400°C和5MPa下热压烧结并保温2h,得到了致密的单相型TiAlC陶瓷材料,测得密度为4.2g.cm,是理论密度为98.9%,维氏硬度为3.7GPa,抗弯强度为545±25MPa.

摘要： 研究了以Ti,Al和碳黑单质粉末为原料,首先以燃烧合成工艺制备TiAlC粉体,然后以燃烧合成TiAlC粉体为原料,在1400°C和5MPa下热压烧结并保温2h,得到了致密的单相型TiAlC陶瓷材料,测得密度为4.2g.cm,是理论密度为98.9%,维氏硬度为3.7GPa,抗弯强度为545±25MPa.

摘要： 研究了以Ti,Al和碳黑单质粉末为原料,首先以燃烧合成工艺制备TiAlC粉体,然后以燃烧合成TiAlC粉体为原料,在1400°C和5MPa下热压烧结并保温2h,得到了致密的单相型TiAlC陶瓷材料,测得密度为4.2g.cm,是理论密度为98.9%,维氏硬度为3.7GPa,抗弯强度为545±25MPa.

摘要： 本发明涉及一种抗熔融盐腐蚀技术，具体为一种提高Ti3AlC2、Ti2AlC或Ti3AlC2/Ti2AlC复合材料抗熔融盐腐蚀的方法，将所述材料置于氧化性气氛进行表面改性，处理温度为950～1280°C，处理时间为0.5～4小时。本发明在950～1280°C含氧气氛中表面改性处理后的Ti3AlC2、Ti2AlC和Ti3AlC2/Ti2AlC复合材料在表面生成了致密并且与基体结合良好的氧化层，经高温表面改性后抗熔融盐腐蚀性得到大幅度提高。

摘要： 本发明公开了一种抑制Ti3AlC2分解用Ni掺杂Ti3AlC2/Cu复合材料及其制备方法，在Cu基体中掺杂不同含量的Ni元素抑制Ti3AlC2陶瓷在高温下扩散分解，然后通过球磨、冷压、烧结、烧结、复压和复烧后，获得Ti3AlC2未分解的Ni掺杂Ti3AlC2/Cu复合材料。本发明通过加入Ni元素掺杂之后，Ti3AlC2/Cu复合材料组织由Ti3AlC2、TiCx、NixAl、NixTi和α‑铜基体组成，随着Ti3AlC2陶瓷的体积分数的增加，组织形貌由增强相细小弥散分布转变网状连续分布，孔洞数量和体积相比与传统Ti3AlC2/Cu复合材料得到了减少，特别是当Ti3AlC2体积分数大于40％时，孔洞减少显著。通过Ni元素掺杂之后在增强相晶界处生成了NixAl和NixTi化合物，抑制了Al元素的扩散，有效抑制Ti3AlC2陶瓷的高温分解，为Ti3AlC2/Cu复合材料的大规模推广提供了一种可行的制备方法。

摘要： 一种Ti3AlC2-Ti2AlC/TiAl基复合材料及其制备方法，将Ti粉、Al粉和Ti3AlC2粉体球磨均匀后，先冷压成型，再在850～950°C真空热压烧结，即得Ti3AlC2-Ti2AlC/TiAl基复合材料。该材料由基体相TiAl、Ti3Al和增强相Ti3AlC2、Ti2AlC两部分组成，不含杂质相TiC。本发明利用Ti-Al间的原位放热反应形成基体相，并使部分Ti3AlC2发生自分解反应获得增强相Ti2AlC，工艺简单、可控性强、烧结温度低、制备成本低、产物纯度高、杂质含量低、强韧化效果明显，制得的材料最大弯曲强度为316MPa，最大断裂韧性为7.28MPa·m1/2。

摘要： 本发明公开了一种微米级三维层片状Ti2AlC陶瓷粉体及其制备方法，本发明采用两步煅烧法在体系温度到达混合熔盐共熔点以上，设置一个升温停顿，在较低温度下促进熔盐充分熔融制造液相环境，使反应原料间液态混合，实现原子级充分接触，第二阶段继续升温至合成温度，促进反应相生成，使得体系具有高的反应活性和流动性，促进了反应物之间的扩散，有利于固相反应进行，使得材料合成温度大大降低，并且制备的颗粒均匀性好，不易团聚；本发明工艺简单、重复性好、工艺绿色无污染，由于工艺路线更加简化、两步煅烧结合熔盐的加入使得合成温度和时间大大降低，从而降低了能耗与成本，合成产量高。

摘要： 一种三维连续网络结构钛铝碳/铝基复合材料及其无压浸渗制备方法。该材料中Ti

摘要： 三维网状结构Ti2AlC增强的TiAl基复合材料及其制备方法，本发明涉及一种TiAl基复合材料及其制备方法。它为了解决现有TiAl基复合材料室温塑性差及强度低的问题。三维网状结构Ti2AlC增强的TiAl基复合材料按原子比由45～50at.%的Ti粉、40～49at.%的Al粉和1～15at.%的Nb、Cr、Mn、V、Ni、W、Ta、Mo、Zr、Si、B元素粉末中的一种或几种以及为Ti粉、Al粉和元素粉末总重量0.05～20%的碳纳米管制成，其中Nb、Cr、Mn、V、Ni、W、Ta、Mo、Zr、Si、B元素粉末为2种或2种以上时，元素粉末之间为任意原子比。TiAl基复合材料的制备方法通过以下步骤实现：(一)球磨；(二)添加碳纳米管后继续混粉；(三)等离子烧结，得到三维网状结构Ti2AlC增强的TiAl基复合材料。

摘要： 本发明公开了一种抑制Ti3AlC2分解用Ni掺杂Ti3AlC2/Cu复合材料及其制备方法，在Cu基体中掺杂不同含量的Ni元素抑制Ti3AlC2陶瓷在高温下扩散分解，然后通过球磨、冷压、烧结、烧结、复压和复烧后，获得Ti3AlC2未分解的Ni掺杂Ti3AlC2/Cu复合材料。本发明通过加入Ni元素掺杂之后，Ti3AlC2/Cu复合材料组织由Ti3AlC2、TiCx、NixAl、NixTi和α‑铜基体组成，随着Ti3AlC2陶瓷的体积分数的增加，组织形貌由增强相细小弥散分布转变网状连续分布，孔洞数量和体积相比与传统Ti3AlC2/Cu复合材料得到了减少，特别是当Ti3AlC2体积分数大于40％时，孔洞减少显著。通过Ni元素掺杂之后在增强相晶界处生成了NixAl和NixTi化合物，抑制了Al元素的扩散，有效抑制Ti3AlC2陶瓷的高温分解，为Ti3AlC2/Cu复合材料的大规模推广提供了一种可行的制备方法。

摘要： 本发明涉及一种抗熔融盐腐蚀技术，具体为一种提高Ti3AlC2、Ti2AlC及其复合材料抗熔融盐腐蚀方法，将所述材料置于氧化性气氛进行表面改性，处理温度为950～1280°C，处理时间为0.5～4小时。本发明在950～1280°C含氧气氛中表面改性处理后的Ti3AlC2、Ti2AlC和Ti3AlC2/Ti2AlC复合材料在表面生成了致密并且与基体结合良好的氧化层，经高温表面改性后抗熔融盐腐蚀性得到大幅度提高。

摘要： 一种二维Ti2AlC纳米片的制备方法，首先，将Ti2AlC粉体与分散溶剂按照一定质量比配置成混合物，在室温环境和一定的机械转速下进行机械剪切；其次，将剪切后得到的溶液进行低转速离心，取出上清液，抽滤，得到二维Ti2AlC纳米片，能够通过机械剪切辅助液相剥离得到二维Ti2AlC纳米片，具有制备条件温和、操作简单、重复性高的特点。

摘要： 本发明公开了一种微米级三维层片状Ti2AlC陶瓷粉体及其制备方法，本发明采用两步煅烧法在体系温度到达混合熔盐共熔点以上，设置一个升温停顿，在较低温度下促进熔盐充分熔融制造液相环境，使反应原料间液态混合，实现原子级充分接触，第二阶段继续升温至合成温度，促进反应相生成，使得体系具有高的反应活性和流动性，促进了反应物之间的扩散，有利于固相反应进行，使得材料合成温度大大降低，并且制备的颗粒均匀性好，不易团聚；本发明工艺简单、重复性好、工艺绿色无污染，由于工艺路线更加简化、两步煅烧结合熔盐的加入使得合成温度和时间大大降低，从而降低了能耗与成本，合成产量高。