张继祥[1]2001年在《混料工艺及原料成分对离心SHS陶瓷内衬复合钢管结构与性能的影响》文中研究说明本文首先研究了双螺旋、球磨两种混料工艺混合不同时间铝热剂反应原料的颗粒度、松装密度合混合均匀度等性能，并SEM观察混合铝热剂反应原料粉末颗粒微观结构。结果表明，混料工艺对铝热剂反应原料及颗粒结构有明显影响。 进一步研究混料工艺对铝热剂反应原料压坯及离心SHS燃烧特性的影响，并研究了不同混料工艺混合铝热剂反应原料制备的离心SHS陶瓷内衬管陶瓷层的相组成、孔隙度变化，并SEM观察陶瓷断面二次电子像。研究发现，影响燃烧特性的因素主要是反应原料的粉末颗粒结构和混合均匀度。压坯点燃时间和混合均匀度有对应关系；双螺旋混料使Fe_2O_3颗粒单独长大，铺展到其上的铝液与之反应的时间增长，Fe_2O_3颗粒比表面积小，铝液相对不足，反应不彻底，易生成FeO·Al_2O_3，放热量减少，燃烧速度降低。球磨混料长大的颗粒是层状结构，颗粒尺寸对燃烧合成的影响不大，对燃烧过程起作用的是细粉末，细粉末阻碍铝液的毛细扩展，使Al与Fe_2O_3不能充分接触，富Fe_2O_3区域生成FeO·Al_2O_3，燃烧放热量减少，速度降低；混料工艺对离心SHS燃烧过程的影响决定了气相传输的热量和Al气化量，气相传输的热量越高，Al气化量越多，离心SHS制备陶瓷内衬复合管时铝热剂越易点燃。离心SHS燃烧过程很快，但由于管子较长，混料时间较长时，常出现二次点火现象。二次点火过程认为和气相传输热量和Al气化量不足有关。 采用工业级Fe_2O_3原料，设计了一组配方制备陶瓷内衬复合管，并研究了复合管的压溃、压剪强度，磨损、腐蚀性能。33#、42#、43#是较为理想配方，42#配方陶瓷层孔隙度也较低，杂相很少，磨损、腐蚀性能优良，压溃强度高，缺点是压剪强度稍低。33#、43#配方陶瓷层致密，但相组成中FeO·Al_2O_3含量较高，不耐腐蚀与磨损。总体来说，42#是最优配方。
钟兵[2]2005年在《SHS-重力分离陶瓷内衬复合管工艺性能研究》文中认为自蔓延高温合成法(SHS),它是利用化学反应的剧烈发热来制取高熔点化合物,尤其是难熔材料、复合材料、功能材料和耐磨材料的新技术。SHS技术具有能耗低、工艺设备简单、产品质量好等优点,是目前一种很有希望的制造材料的技术。 国内外许多专家学者都在这个领域开展了各自的研究,取得了许多成果。SHS的实际应用虽然已经取得了可观的成绩,但是,仍存在一些问题,其中主要是SHS过程的控制困难问题。 本文针对SHS-重力分离陶瓷复合管在SHS过程的控制问题,在铝热反应的基础上,探索了点火方法、添加剂、装料密度、钢管材质和尺寸对陶瓷层的影响。 通过实验,提出氧-乙炔火焰点火比电热丝、电弧点火工艺设备简单,更具有实用性;在确定成分、密度一定的条件时,涂敷的陶瓷层厚度与钢管材质、钢管大小没有联系;而装料密度的变化,直接影响陶瓷涂敷的厚度。 装料密度小时,物料颗粒间疏松,燃烧波传播阻力小,燃烧层下降很快,陶瓷涂敷层薄,但内表面光滑;随着密度增加,物料接触紧密,燃烧波传播阻力增大,燃烧层下降速度变慢,陶瓷涂敷层增厚,陶瓷层内表面由光滑逐渐转变为凹凸不平。随着密度增加,陶瓷层厚度达到约2mm时,厚度增速出现拐点,明显放慢,表现出装料密度与陶瓷涂敷厚度密切相关。 在铝热反应中加入添加剂石英粉、金红石粉和高炉渣粉,虽然使燃烧温度降低、燃烧波传播速度变慢,但能提高陶瓷复合管的致密度、抗热震性能,尤其是高炉渣粉作用效果最好。加入石英粉,使陶瓷层显微硬度有下降的趋势,而加高炉渣粉不影响陶瓷层硬度。 本论文采用攀钢冶金废弃物高炉渣为添加剂,进行SHS-重力分离陶瓷复合管制备,所得复合管硬度高、抗热震性能好,是SHS合成技术在添加剂方面的新尝试,开创了攀钢冶金废弃物高炉渣利用的新途径,对环保工作也是贡献。 实验优选工艺,具有材料来源丰富、生产成本低、产品性能好的优点。
庞加杰[3]2013年在《金属添加剂及热处理对陶瓷内衬管组织和性能的影响》文中进行了进一步梳理离心SHS法制备的陶瓷内衬管因其优良的耐腐蚀、耐磨损及耐高温性能，在很多行业具有广阔的应用前景，但其自身存在的界面结合性差、致密性低等问题严重限制了其应用领域。针对这些问题，本文以(Fe2O3+Al)为主反应体系,添加(TiO2+Al+C)作为副反应体系，并通过调整其与添加剂Ni之间的成分比例,利用SHS离心法合成出具有钢基体、过渡合金层与内衬陶瓷叁层结构的复合管。研究了添加剂Ni对碳化物的合成与分布、复合管陶瓷层陶瓷与金属层界面结合及陶瓷内衬层力学性能的影响。由XRD分析可知，陶瓷内衬层主要由Al2O3相和亚化学计量比的富Ti碳化物组成，Al2O3相以枝晶形式沿垂直管壁方向生长，富Ti碳化物主要分布在Al2O3陶瓷晶界处；根据SEM和EDS分析得出，Ni的添加、熔化促进了反应中亚稳定态的富Ti碳化物的形成，同时也因液相传质促进该碳化物溶解于金属熔体中，并结晶形成均匀分布于过渡合金层和陶瓷层中的富Ti碳化物，减少了陶瓷层与金属过渡层在物理性能上的差异，改善了二者界面结合状况，实现了平稳过渡；通过硬度试验、抗热震试验、弯曲强度试验等方法测试出了陶瓷内衬层有较好的抗热震和抗弯曲性能，分布于过渡合金层中的富Ti碳化物在一定程度上实现了陶瓷层与金属层在硬度上的平缓过渡。热处理对内衬陶瓷层组织、裂纹修复及力学性能影响的结果表明：热处理过程中亚稳定状态的富Ti碳化物被氧化生成TiO2，处理后的陶瓷内衬层组织主要有Al2O3相、TiO2相及少量的CaTiO3相；热处理后，陶瓷内衬层的致密性和抗弯曲性能均得到改善，特别是致密性能的变化较为显着，主要是因为富Ti碳化物的氧化产物TiO2在孔隙、裂纹中发生迁移，填补了这些缺陷，提高了陶瓷内衬层的致密性，也使弯曲强度得到了一定程度的增大。
张海鑫[4]2011年在《重力分离SHS法制备陶瓷内衬复合钢管》文中研究说明随着工业技术的高速发展,冶金、矿山、化工和能源等众多领域都需要大量的耐磨、耐腐蚀和耐热管道材料,传统的管材已不能很好地满足多场合的使用要求。自蔓延高温合成技术制备的陶瓷内衬复合钢管不仅具有良好的耐磨、耐热性能,同时具有优异的耐腐蚀性能,因此具有广阔的应用前景。本文以Fe203和A1粉为主要原料,以SiO2、Na2B4O7、TiO2为添加剂,采用重力分离自蔓延高温合成法制备陶瓷内衬复合钢管。并对试样进行了抗压剪、抗腐蚀和抗热震性检测,同时采用XRD分析陶瓷层的物相组成,利用SEM观察涂层的微观结构,主要得出如下结论。(1)通过热力学计算,发现存在临界料管比,当实际料管比大于临界料管比时,钢管局部容易被烧穿。通过计算推导,可得出料管比、填料密度和钢管的内、外直径之间的关系。在本实验条件下,燃烧体系的临界料管比为0.5627、填料密度临界值为1.68g/cm3。通过实验分析对比得出本实验的最佳填料密度为1.6g/cm3。(2)SiO2添加量为2%时,陶瓷涂层的体积密度最大,为3.43g/cm3。(3)添加Na2B4O7能明显提高复合钢管的抗压剪强度,同时能提高陶瓷内衬涂层的致密度,本实验条件下,Na2B4O7的最佳添加量为4%。(4)Ti02可促进Al203晶体烧结,缩小陶瓷凝固温度区间,因此能提高陶瓷内衬涂层的致密度；Ti元素能促进陶瓷和铁的润湿行为,提高复合钢管的抗压剪强度。(5)适度过量的Al粉可减少涂层中铁铝尖晶石(Al2O3·FeO)相的含量,有助于提高复合钢管的耐腐蚀性能。在本实验条件下,Al粉添加量过量3%时,复合钢管的性能最佳。(6)适量的添加剂能提高复合钢管的抗热震性能,其中添加6%Ti02的复合钢管抗热震性能最优。
严启志[5]2009年在《基于SHS技术制备陶瓷内衬复合钢管的研究》文中研究表明陶瓷内衬复合钢管具有优良的耐磨、耐蚀和耐热等性能,在石油、化工、矿山、冶金等行业具有潜在的应用前景。因此,开展陶瓷内衬复合钢管制备技术的研究,具有一定的现实意义。本文以自蔓延高温合成(SHS)技术为基础,分别开展了SHS-重力法和SHS-离心法制备陶瓷内衬复合钢管的研究。在相对简单的SHS-重力法中,着重研究了铝热反应体系的SHS反应热力学及混合料配比、添加剂等工艺参数对陶瓷层形成及质量的影响。在SHS-离心法中,针对叁一重工混凝土浆料输送管(φ133mm×1500mm×3mm),自行设计并制造了一台SHS-离心机,并进行了复合钢管的试制工作。研究结果表明:Fe2_O_3-Al是较适合复合钢管制备的廉价SHS反应体系,在该体系中添加一种由SiO2、CaF2和CrO3组成的复合添加剂,可以提高陶瓷层的致密性;陶瓷层主要由Al_2O_3、复合化合物和Fe组成,其中,Al_2O_3和复合化合物呈枝晶状,Fe呈弥散分布的团球状;在陶瓷与钢管的部分结合界面处,发现了较理想的界面过渡层,该过渡层是一种由Al、Fe、O、Ca、Si等元素组成的复合化合物;在SHS-离心法制备的复合钢管中,陶瓷层与钢管的结合界面一般均呈简单的机械结合,其结合强度不高;分析认为,钢管壁薄(3mm)、导热快,致使钢管内壁难以熔化等,是造成陶瓷层与钢管界面结合不好的主要原因;在复合钢管中,致力获得较理想的中间过渡层,改善陶瓷层与钢管的界面结合,是利用SHS-离心法制备小口径、薄壁复合钢管下一步研究的重点方向。
田加明[6]2005年在《离心-SHS法制备Al_2O_3复合陶瓷及耐磨性研究》文中研究表明分别采用分析纯Fe_2O_3和王业氧化铁红,添加分析纯SiO_2与工业Al 粉,经离心.SHS 方法制备出钢管内衬Al_2O_3 复合陶瓷。通过XRD、SEM 等分析手段研究了Al_2O_3 陶瓷复合材料的显微组织;利用失重法测试Al_2O_3 陶瓷复合材料的相对耐磨性,并对其磨损机理进行了探索,结果表明:采用铝热.离心法可以制备出钢管内衬Al_2O_3 复合陶瓷材料,反应过程中熔体在离心力作用下发生相分离,密度较小的Al_2O_3 陶瓷在熔体外层形成内衬层;密度较大的FeAl_2O_4 及Fe 在靠近钢管的内层形成中间过渡层;Al_2O_3 熔点高首先凝固,铁层凝固后,因其附着在钢管内壁不能自由收缩,对陶瓷层和过渡层产生轴向拉应力,导致陶瓷层形成轴向裂纹。显微组织结构分析表明,陶瓷层中Al_2O_3分布取决于原料Fe_2O_3纯度,Fe_2O_3纯度高,陶瓷层呈现枝晶结构,Fe_2O_3 纯度低,陶瓷层呈现网状结构;Al_2O_3陶瓷熔点高首先结晶,沿径向呈枝晶状生长形成骨架,FeAl_2O_4 及Fe 熔点相对较低,填充到枝晶状Al_2O_3之间;陶瓷层主要由枝晶状A 和分布于其间的FeAl_2O_4尖晶石组成.,添加剂SiO_2及杂质存在于a 枝晶的晶界处。磨损试验表明,以分析纯Fe_2O_3为原料制备的Al_2O_33 陶瓷内衬层试样相对磨损率为1.2%,以氧化铁红为原料制备的Al_2O_3陶瓷内衬层试样相对磨损率为1.4%:表层Al_2O_3 陶瓷的磨损形式为微断裂和磨粒磨损,陶瓷层存在的缺陷、微裂纹和气孔使其周围材料的强度降低,导致材料耐磨性降低;制备Al_2O_3 复合陶瓷的原料纯度越高,则耐磨性能越好;反之则越差。Al_2O_33 陶瓷层存在的缺陷、微裂纹和气孔使其周围材料的强度降低,导致材料耐磨性降低。磨粒与Al_2O_3 复合陶瓷材料弹性接触、滑动,并在Al_2O_3 复合陶瓷材料的接触点处产生压痕,同时导致材料表面产生微裂纹,这些微裂纹以磨粒的压痕边缘为中心向材料的内部扩展,相互交叉合并导致局部微区Al_2O_33 复合陶瓷材料的脆性断裂,离开整体形成“微崩落”区,导致Al_2O_3 复合陶瓷材料磨损。
张浩[7]2006年在《离心自蔓延复合管金属过渡层微观结构及力学性能研究》文中指出离心自蔓延法是将离心技术与自蔓延高温合成技术相结合，在钢管内壁涂敷陶瓷层制备复合管的一种工艺方法。本文在离心力水平为160～180G时，利用离心自蔓延法制备陶瓷内衬复合管。通过改变燃烧体系的化学组分制备出的复合管含有不同金属间化合物的过渡层组织，并对比分析了Fe、Ti、Ni、CuO、B_4C等添加剂对过渡层组织及复合管界面结构和性能的影响。 本文采用硬度试验、抗压剪强度试验、抗压溃强度试验、抗热震性试验等方法测试了复合管的物理性能和力学性能；用光学显微镜、扫描电子显微镜(SEM)观察金属过渡层组织及其与陶瓷层、钢管基体接合界面的微观形貌；用X射线衍射仪(XRD)分析测定金属过渡层中的物相组成；用能谱仪(EXS)对金属过渡层组织及复合管接合界面元素的种类、分布和含量进行分析；通过对不同体系金属过渡层的微观结构和相分析，研究了添加剂成分对复合管界面结构及力学性能的影响。 研究分析表明，在加入Fe、Ti、Ni、CuO、B_4C等添加剂制取的含有金属间化合物相的过渡层组织显微硬度比无添加剂的纯Fe过渡层明显提高，使得陶瓷内衬复合管在物化性能上的平缓过渡，力学性能显着提高。尤其以加入20％～35％的Ti、Ni、B_4C的反应体系制备出的新型Al_2O_3—TiO_2复相陶瓷内衬复合管性能最好，本文重点对该体系复合管做了详细分析。 试验结果表明，在Al_2O_3—TiO_2复相陶瓷内衬复合管中，金属过渡层与基体熔合在一起，形成冶金结合；在离心力的作用下，密度介于Al_2O_3
陈永君[8]2011年在《激光引燃掺杂钨精矿粉原位合成铁铝基复合材料特性研究》文中研究指明本文利用激光引燃自蔓延高温反应合成法制备了Fe-Al系复合材料。研究激光引燃自蔓延反应合成产物的微观组织形貌、性能随成分的变化规律，并探讨激光引燃功率和时间对产物组织性能的影响特性。研究结果表明：在激光引燃自蔓延高温合成的过程中，由于激光的快速加热和反应瞬时性特点，合成产物由中间相、稳定相和第二相组成；随着Cr含量的减少，第二相AlCrFe_2消失，Cr完全固溶在金属间化合物中，并起细化晶粒的作用。Fe-Al-Cr体系中，随着Al含量的增加，试样表面组织形貌由条纹状向网格状、蜂窝状、胞状晶转变，并且蜂窝状组织有利于提高材料的硬度和耐磨性，平均硬度达683HV，磨损率为1.61mg/mm~(-2)。激光引燃掺杂钨精矿体系合成复合材料的产物由中间相Fe3Al（Cr）、稳定相FeAl（Cr）、第二相AlCrFe_2、单质W和弥散的Al2O3颗粒组成。钨精矿粉的加入改变了原来基体的板条状组织，并随着钨精矿粉含量的增加针状组织越细长。针状组织是Cr和还原W的偏聚区，这种组织的变化扩大了Cr的区域，W单质促进了烧结合金组织的致密度，减少缺陷的形成，有利于提高复合材料的综合性能。钨精矿添加量在1%~3%，试样的综合性能最好。
李俊寿[9]2009年在《氧化锡纳米线自蔓延高温合成及其机理的研究》文中研究表明自蔓延高温合成(Self-propagating High-temperature Synthesis,缩写SHS)也称燃烧合成(Combustion Synthesis,缩写CS),是一种通过点燃固-固反应,靠燃烧波的自行蔓延获得陶瓷材料、金属间化合物以及其它先进材料的重要方法之一。与其它方法相比,具有产品纯度高、设备投资少、生产效率高、工艺简单、可一次合成和烧结等优点。本研究以自蔓延高温合成技术及其基本理论为指导,基于Cu_2O高温分解的特性,发明了一种批量制备氧化锡纳米线的新方法——自蔓延高温合成-喷射法(SHS-J);发明了一种孔径在较大范围内可调的氧化铝基多孔陶瓷制备方法——自蔓延高温合成-发泡法(SHS-F);研究了它们的工艺特性和合成机理。1、采用自蔓延高温合成-喷射法制备了氧化锡纳米线。研究表明,所制备的氧化锡纳米线属于金红石结构,直径为10～150nm,其中多数为40～60nm,长度为宏观量。采用组合化学法进行配方设计,确定了Al+Cu_2O+SnO_2、Al+Cu_2O+SnO两种合成体系可获得氧化锡纳米线的成分范围,实现了氧化锡纳米线的制备。以纳米线(包括少量纳米棒和纳米颗粒)的产量和转化率为标准,筛选了SHS-J法合成氧化锡纳米线的最佳体系和最佳配方,用57.8g SnO可制备16.6g SnO_2纳米线,转化率最高可达25.6%。2、针对Al+Cu_2O+SnO_x反应体系探讨了氧化锡纳米线的自蔓延高温合成机理,具体包括燃烧反应-气化喷射-动态拉伸叁个基本过程。通过Al+Cu_2O+SnO_x的燃烧反应,形成了由α-Al_2O_3、Cu_2O+SnO_2、Cu+Sn按密度分层分布的反应熔池;在高温下Cu_2O分解出氧气,SnO_2发生气化并在自身气体的压力下从α-Al_2O_3陶瓷的微孔中喷出;喷出的SnO_2线由于“线头”的速度远大于“线尾”的速度,使其在空气中发生动态拉伸,最终形成氧化锡纳米线。这种形成机理既不同于常规的V-L-S、V-S机理,也不同于静电纺丝机理。3、研究了用自蔓延高温合成-发泡法制备多孔陶瓷的造孔机理,研究发现,Cu_2O在高温下分解出氧气是影响多孔陶瓷孔径的主要因素,Al_2O_3/TiB_2多孔陶瓷的平均孔径随着Cu_2O添加量的增加而增加,弥补了SHS法制备多孔陶瓷孔径难以控制的不足。研究表明,α-Al_2O_3/TiB_2多孔陶瓷的孔隙率开始随着Cu_2O含量增加而增加,但当Cu_2O含量超过10%后,随着Cu_2O含量增加而下降。α-Al_2O_3/TiB_2多孔陶瓷的抗压强度则随着孔隙率增加而降低。4、研究了氧化锡纳米线生成用基材的改进。(1)采用组合化学法进行配方设计,研究了反应物成分对α-Al_2O_3/TiB_2多孔陶瓷结构性能的影响,确定了Al+B_2O_3+TiO_2体系获得α-Al_2O_3/TiB_2多孔陶瓷的有效成分范围。研究表明,当Al:TiO_2:B_2O_3=6:1:3时,孔隙率最高可达到86%;当Al:TiO_2:B_2O_3=10:3:3时,抗压强度最高可达到14.2MPa。(2)α-Al_2O_3/TiB_2多孔陶瓷具有梯度孔洞结构,其中毫米级孔洞呈不规则形状,平均孔径200～2000μm;直径为1～2μm、长度为5～10μm的TiB_2晶须位于孔洞表层,纵横交错构成微米级孔洞;孔洞表层分布着大量蜂窝状的α-Al2O_3结构,孔形呈多边形状,孔径为200～300 nm,孔壁厚度约50nm。同时还发现了一种叁维蜂窝状Al_2O_3球形结构,直径约500～2000nm。相信上述TiB_2晶须和α-Al_2O_3蜂窝状球形结构应具有特殊的物理化学性能,有待进一步研究。
参考文献：
[1]. 混料工艺及原料成分对离心SHS陶瓷内衬复合钢管结构与性能的影响[D]. 张继祥. 甘肃工业大学. 2001
[2]. SHS-重力分离陶瓷内衬复合管工艺性能研究[D]. 钟兵. 昆明理工大学. 2005
[3]. 金属添加剂及热处理对陶瓷内衬管组织和性能的影响[D]. 庞加杰. 长安大学. 2013
[4]. 重力分离SHS法制备陶瓷内衬复合钢管[D]. 张海鑫. 东北大学. 2011
[5]. 基于SHS技术制备陶瓷内衬复合钢管的研究[D]. 严启志. 华中科技大学. 2009
[6]. 离心-SHS法制备Al_2O_3复合陶瓷及耐磨性研究[D]. 田加明. 哈尔滨理工大学. 2005
[7]. 离心自蔓延复合管金属过渡层微观结构及力学性能研究[D]. 张浩. 太原理工大学. 2006
[8]. 激光引燃掺杂钨精矿粉原位合成铁铝基复合材料特性研究[D]. 陈永君. 辽宁工程技术大学. 2011
[9]. 氧化锡纳米线自蔓延高温合成及其机理的研究[D]. 李俊寿. 太原理工大学. 2009
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