基于SHS法的Al-5Ti-0.2C中間合金制備工藝優(yōu)化與細(xì)化性能研究一、引言1.1研究背景與意義鋁合金作為現(xiàn)代工業(yè)中應(yīng)用極為廣泛的有色金屬結(jié)構(gòu)材料，以鋁為基添加一定量其他合金化元素，具備鋁的一般特性，同時(shí)因合金化元素種類和數(shù)量的差異，擁有一些獨(dú)特性能，如較高強(qiáng)度，比強(qiáng)度接近高合金鋼，比剛度超過(guò)鋼，還具備良好的鑄造性能、塑性加工性能、導(dǎo)電導(dǎo)熱性能、耐蝕性和可焊性。鋁合金按成分和加工方法分為變形鋁合金和鑄造鋁合金，在航空航天、交通運(yùn)輸、電子電器、機(jī)械制造等眾多領(lǐng)域發(fā)揮著不可或缺的作用。近年來(lái)，全球?qū)?jié)能減排和輕量化需求不斷增長(zhǎng)，鋁合金行業(yè)迎來(lái)前所未有的發(fā)展機(jī)遇。中國(guó)作為鋁合金生產(chǎn)和消費(fèi)大國(guó)，產(chǎn)量持續(xù)穩(wěn)步上升，2023年中國(guó)鋁合金產(chǎn)量達(dá)1458.7萬(wàn)噸，近五年年均復(fù)合增長(zhǎng)率達(dá)11.55%，2024年1-7月中國(guó)鋁合金累計(jì)產(chǎn)量為921.9萬(wàn)噸，累計(jì)增長(zhǎng)8.7%，市場(chǎng)規(guī)模也不斷擴(kuò)大。在鋁合金的生產(chǎn)過(guò)程中，獲得細(xì)小的等軸晶組織對(duì)提升鋁合金的綜合性能至關(guān)重要。向鋁熔體中添加中間合金是實(shí)現(xiàn)這一目標(biāo)最為經(jīng)濟(jì)有效的工藝方法。Al-Ti-C中間合金作為一種新型鋁合金晶粒細(xì)化劑，有著廣闊的應(yīng)用前景，其可適用于大部分鋁合金，特別對(duì)于含有Zr和Cr的高強(qiáng)鋁合金（TiC無(wú)毒化效應(yīng)）、高Si含量的Al-Si合金以及薄板帶材鋁合金（TiC顆粒細(xì)小）的制備十分重要。TiC作為Al-Ti-C中間合金中的關(guān)鍵異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，與Al的晶格匹配度更高，顆粒尺寸更小，團(tuán)聚傾向低于傳統(tǒng)Al-Ti-B中間合金中的TiB2，能有效細(xì)化鋁合金晶粒，提高鋁合金的強(qiáng)度、韌度以及抗熱裂性等性能，被認(rèn)為是Al-Ti-B中間合金的理想替代者。目前，Al-Ti-C中間合金的制備方法主要有熔體反應(yīng)法、高溫自蔓延法（SHS）和熱爆法等。自蔓延高溫合成法（SHS）因具有節(jié)省能源、工藝簡(jiǎn)單、成本較低等優(yōu)勢(shì)，被視為最具應(yīng)用前景的制備技術(shù)之一。然而，盡管在此領(lǐng)域已開展大量研究工作，當(dāng)前Al-Ti-C中間合金的SHS法制備溫度仍需1250℃以上，如此高的制備溫度不僅增加了能源消耗和生產(chǎn)成本，還對(duì)生產(chǎn)設(shè)備提出了更高要求，限制了該方法的大規(guī)模工業(yè)化應(yīng)用。同時(shí)，Al-Ti-C中間合金的細(xì)化機(jī)理尚不明確，特別是中間合金中過(guò)量的Ti元素對(duì)于TiC形核生長(zhǎng)及其細(xì)化性能的影響機(jī)制還沒(méi)有明確的解釋，這也在一定程度上阻礙了Al-Ti-C中間合金的進(jìn)一步發(fā)展和應(yīng)用?；诖?，優(yōu)化SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金工藝，降低其制備溫度，研究其細(xì)化性能和細(xì)化機(jī)理具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。通過(guò)優(yōu)化制備工藝，有望降低生產(chǎn)成本，提高生產(chǎn)效率，推動(dòng)Al-Ti-C中間合金在工業(yè)生產(chǎn)中的廣泛應(yīng)用；深入探究細(xì)化性能和機(jī)理，則有助于更好地理解和控制鋁合金的晶粒細(xì)化過(guò)程，為開發(fā)高性能鋁合金材料提供理論依據(jù)和技術(shù)支持，從而進(jìn)一步促進(jìn)鋁合金行業(yè)的發(fā)展，滿足航空航天、汽車制造等高端領(lǐng)域?qū)Ω咝阅茕X合金材料的需求。1.2國(guó)內(nèi)外研究現(xiàn)狀1.2.1SHS法制備Al-Ti-C中間合金的研究進(jìn)展自蔓延高溫合成法（SHS），也被稱為燃燒合成法，是一種利用化學(xué)反應(yīng)自身放出的熱量來(lái)合成材料的技術(shù)。該方法最早由蘇聯(lián)科學(xué)家Merzhanov和Borovinskaya于20世紀(jì)60年代提出，最初主要應(yīng)用于陶瓷材料的合成，后來(lái)逐漸拓展到金屬基復(fù)合材料、功能材料等領(lǐng)域。在Al-Ti-C中間合金的制備中，SHS法具有獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)。其反應(yīng)過(guò)程是基于Ti、C與Al之間的強(qiáng)烈放熱反應(yīng)，一旦反應(yīng)被點(diǎn)燃，就會(huì)依靠自身放出的熱量持續(xù)進(jìn)行，無(wú)需外部持續(xù)加熱，從而節(jié)省大量能源。而且該方法工藝簡(jiǎn)單，不需要復(fù)雜的設(shè)備和冗長(zhǎng)的工藝流程，在較短時(shí)間內(nèi)就能完成反應(yīng)，生產(chǎn)效率高，還能有效降低生產(chǎn)成本。國(guó)外對(duì)于SHS法制備Al-Ti-C中間合金的研究開展較早。Banerji和Reif在利用熔體反應(yīng)法成功制備Al-Ti-C中間合金后，不少研究人員開始嘗試將SHS法應(yīng)用于該領(lǐng)域。早期研究主要集中在探索反應(yīng)體系和工藝參數(shù)，以實(shí)現(xiàn)Al-Ti-C中間合金的成功制備。隨著研究深入，逐漸關(guān)注如何提高中間合金中TiC顆粒的均勻性和細(xì)化效果，以及降低制備溫度。有研究通過(guò)添加特定的添加劑，改變反應(yīng)動(dòng)力學(xué)過(guò)程，使TiC顆粒更均勻地分布在鋁基體中；還有研究嘗試優(yōu)化反應(yīng)原料的配比和粒度，以改善中間合金的性能。國(guó)內(nèi)在這方面的研究起步相對(duì)較晚，但發(fā)展迅速。眾多科研機(jī)構(gòu)和高校積極開展相關(guān)研究，取得了一系列成果。山東大學(xué)的研究團(tuán)隊(duì)對(duì)SHS法制備Al-Ti-C中間合金的工藝進(jìn)行了深入研究，分析了不同工藝參數(shù)對(duì)中間合金微觀組織和性能的影響。通過(guò)調(diào)整預(yù)制片中Al粉的比例、制備溫度及制備時(shí)間等參數(shù)，研究其對(duì)SHS過(guò)程的燃燒現(xiàn)象、Al-5Ti-0.2C中間合金微觀組織及細(xì)化性能的影響，發(fā)現(xiàn)較低的TiC含量和較多比例的Al熔體嚴(yán)重影響了燃燒反應(yīng)中燃燒熱量的利用效率，即便增加Al粉含量有利于提高燃燒反應(yīng)程度，但仍難以將制備溫度降至1250℃以下，且TiC的生長(zhǎng)行為受燃燒反應(yīng)后保溫段的擴(kuò)散過(guò)程控制，保溫時(shí)間需30分鐘以上才能得到理想的中間合金。盡管國(guó)內(nèi)外在SHS法制備Al-Ti-C中間合金方面取得了一定進(jìn)展，但目前仍存在一些問(wèn)題亟待解決。制備溫度過(guò)高仍是主要難題，現(xiàn)有技術(shù)下制備溫度大多在1250℃以上，這不僅增加了能源消耗和生產(chǎn)成本，還對(duì)生產(chǎn)設(shè)備的耐高溫性能提出了很高要求，限制了該方法的大規(guī)模工業(yè)化應(yīng)用。此外，TiC顆粒在鋁基體中的團(tuán)聚現(xiàn)象雖然得到一定改善，但仍未完全解決，團(tuán)聚的TiC顆粒會(huì)影響中間合金的細(xì)化效果和鋁合金的綜合性能。而且，不同研究之間的工藝參數(shù)和實(shí)驗(yàn)結(jié)果差異較大，缺乏統(tǒng)一的理論模型來(lái)指導(dǎo)工藝優(yōu)化和性能預(yù)測(cè)，這也阻礙了該技術(shù)的進(jìn)一步發(fā)展和推廣。1.2.2Al-5Ti-0.2C中間合金細(xì)化性能的研究現(xiàn)狀A(yù)l-5Ti-0.2C中間合金作為一種重要的鋁合金晶粒細(xì)化劑，其細(xì)化性能一直是研究的重點(diǎn)。大量研究表明，該中間合金中的TiC顆粒是實(shí)現(xiàn)鋁合金晶粒細(xì)化的關(guān)鍵因素。TiC具有與鋁較低的晶格錯(cuò)配度，能夠?yàn)殇X的結(jié)晶提供有效的異質(zhì)形核核心，從而促進(jìn)鋁合金在凝固過(guò)程中形成大量細(xì)小的等軸晶，達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。在影響Al-5Ti-0.2C中間合金細(xì)化性能的因素方面，眾多研究從不同角度展開了探討。中間合金的成分對(duì)細(xì)化性能有著顯著影響。Ti和C的含量比例直接關(guān)系到TiC顆粒的生成數(shù)量和尺寸分布。當(dāng)Ti含量相對(duì)較高時(shí)，可能會(huì)導(dǎo)致TiC顆粒尺寸增大，數(shù)量減少，從而降低細(xì)化效果；而C含量過(guò)高或過(guò)低，也不利于形成均勻細(xì)小的TiC顆粒，影響細(xì)化性能。有研究通過(guò)調(diào)整Ti和C的含量，制備了一系列不同成分的Al-Ti-C中間合金，發(fā)現(xiàn)當(dāng)Ti/C比在一定范圍內(nèi)時(shí)，中間合金具有最佳的細(xì)化效果。制備工藝也是影響細(xì)化性能的重要因素。不同的制備工藝會(huì)導(dǎo)致中間合金的微觀組織和TiC顆粒的形態(tài)、分布存在差異，進(jìn)而影響其細(xì)化性能。如采用SHS法制備時(shí)，反應(yīng)溫度、保溫時(shí)間等工藝參數(shù)會(huì)影響TiC顆粒的生長(zhǎng)和團(tuán)聚程度。較高的反應(yīng)溫度可能使TiC顆粒生長(zhǎng)過(guò)快，團(tuán)聚現(xiàn)象加劇，降低細(xì)化性能；而合適的保溫時(shí)間則有助于TiC顆粒均勻分散，提高細(xì)化效果。采用熔體反應(yīng)法制備的Al-Ti-C中間合金，其TiC顆粒的分布和細(xì)化性能與反應(yīng)過(guò)程中的攪拌方式、攪拌速度等因素密切相關(guān)。在細(xì)化機(jī)理方面，雖然目前已經(jīng)提出了多種理論，但仍存在爭(zhēng)議。經(jīng)典的形核理論認(rèn)為，TiC顆粒作為異質(zhì)形核核心，降低了鋁結(jié)晶的形核功，促進(jìn)形核。溶質(zhì)理論則強(qiáng)調(diào)Ti等溶質(zhì)元素在鋁液中的偏析，造成成分過(guò)冷，從而促進(jìn)晶粒細(xì)化。還有“Ti過(guò)渡區(qū)”理論，認(rèn)為在TiC顆粒周圍存在一層富含Ti的過(guò)渡區(qū)，對(duì)鋁的形核和生長(zhǎng)產(chǎn)生影響，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化。這些理論從不同角度解釋了Al-5Ti-0.2C中間合金的細(xì)化現(xiàn)象，但都存在一定的局限性，尚未形成統(tǒng)一完善的細(xì)化理論體系。1.3研究?jī)?nèi)容與目標(biāo)1.3.1研究?jī)?nèi)容本研究主要圍繞優(yōu)化SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金及其細(xì)化性能展開，具體內(nèi)容包括以下幾個(gè)方面：優(yōu)化SHS法制備工藝：深入研究常規(guī)SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金時(shí)，預(yù)制片中Al粉比例、制備溫度、制備時(shí)間等關(guān)鍵工藝參數(shù)對(duì)SHS過(guò)程燃燒現(xiàn)象、中間合金微觀組織及細(xì)化性能的影響。通過(guò)熱化學(xué)計(jì)算，精確掌握燃燒反應(yīng)過(guò)程中釋放熱量與熔體溫度的變化關(guān)系，基于此對(duì)SHS制備工藝進(jìn)行優(yōu)化，嘗試將制備過(guò)程分解為多個(gè)步驟，如先單獨(dú)制備特定成分的熔體，再混合制備目標(biāo)中間合金，以提高燃燒反應(yīng)釋放的熱量，降低制備溫度。研究Al-5Ti-0.2C中間合金的細(xì)化性能：將制備得到的Al-5Ti-0.2C中間合金添加到純鋁及不同成分的鋁合金熔體中，研究其對(duì)鋁合金晶粒細(xì)化效果的影響。分析中間合金添加量、細(xì)化溫度、細(xì)化時(shí)間以及攪拌處理等因素與鋁合金晶粒尺寸、晶粒均勻性之間的關(guān)系。同時(shí)，對(duì)比優(yōu)化前后SHS法制備的中間合金以及不同制備工藝所得中間合金的細(xì)化性能差異。揭示過(guò)量Ti元素對(duì)TiC形核生長(zhǎng)及其細(xì)化性能的影響機(jī)制：通過(guò)調(diào)整中間合金中Ti元素的含量，研究過(guò)量Ti元素對(duì)TiC顆粒生長(zhǎng)行為及其在合金結(jié)構(gòu)中分布的影響。利用先進(jìn)的微觀分析技術(shù)，如掃描電子顯微鏡（SEM）、透射電子顯微鏡（TEM）等，觀察TiC顆粒的形貌、尺寸分布以及與鋁基體的界面結(jié)構(gòu)。結(jié)合熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)理論，分析過(guò)量Ti元素在TiC形核生長(zhǎng)過(guò)程中的作用機(jī)制，以及其對(duì)中間合金細(xì)化性能的影響。1.3.2研究目標(biāo)降低Al-5Ti-0.2C中間合金的制備溫度：通過(guò)對(duì)SHS法制備工藝的優(yōu)化，找到合適的工藝參數(shù)和制備步驟，使Al-5Ti-0.2C中間合金的制備溫度從目前的1250℃以上降低至1050-1150℃，甚至更低，從而降低能源消耗和生產(chǎn)成本，提高生產(chǎn)效率。提高Al-5Ti-0.2C中間合金的細(xì)化效果：明確各因素對(duì)中間合金細(xì)化性能的影響規(guī)律，優(yōu)化細(xì)化工藝參數(shù)，使Al-5Ti-0.2C中間合金在鋁合金中的晶粒細(xì)化效果得到顯著提高，能夠有效將鋁合金的晶粒尺寸細(xì)化至更小范圍，提高鋁合金的強(qiáng)度、韌度以及抗熱裂性等綜合性能。揭示過(guò)量Ti元素的作用機(jī)制：深入探究中間合金中過(guò)量Ti元素對(duì)TiC形核生長(zhǎng)及其細(xì)化性能的影響機(jī)制，建立相關(guān)的理論模型，為進(jìn)一步優(yōu)化Al-Ti-C中間合金的成分設(shè)計(jì)和制備工藝提供理論依據(jù)，推動(dòng)Al-Ti-C中間合金在鋁合金生產(chǎn)中的更廣泛應(yīng)用。1.4研究方法與技術(shù)路線本研究綜合運(yùn)用多種研究方法，以確保研究的科學(xué)性、全面性和深入性，具體研究方法如下：實(shí)驗(yàn)研究法：開展大量實(shí)驗(yàn)，研究常規(guī)SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金的工藝。通過(guò)調(diào)整預(yù)制片中Al粉比例、制備溫度、制備時(shí)間等參數(shù)，觀察不同工藝條件下SHS過(guò)程的燃燒現(xiàn)象，如燃燒速度、火焰顏色和高度等，利用溫度傳感器實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)反應(yīng)過(guò)程中的溫度變化，記錄燃燒反應(yīng)釋放的熱量。對(duì)制備得到的中間合金進(jìn)行微觀組織分析，使用金相顯微鏡觀察其宏觀組織形態(tài)，采用掃描電子顯微鏡（SEM）和透射電子顯微鏡（TEM）觀察TiC顆粒的形貌、尺寸分布以及與鋁基體的界面結(jié)構(gòu)，利用能譜儀（EDS）分析其成分分布。將制備的Al-5Ti-0.2C中間合金添加到純鋁及不同成分的鋁合金熔體中，研究其細(xì)化性能。通過(guò)改變中間合金添加量、細(xì)化溫度、細(xì)化時(shí)間以及攪拌處理等因素，利用金相分析測(cè)量鋁合金的晶粒尺寸和晶粒均勻性，分析各因素對(duì)細(xì)化效果的影響規(guī)律。熱化學(xué)計(jì)算法：運(yùn)用熱化學(xué)計(jì)算軟件，如Thermo-Calc等，對(duì)SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金的反應(yīng)過(guò)程進(jìn)行模擬計(jì)算。精確掌握燃燒反應(yīng)過(guò)程中釋放熱量與熔體溫度的變化關(guān)系，分析不同反應(yīng)條件下的熱力學(xué)參數(shù)，如反應(yīng)焓變、吉布斯自由能等，為優(yōu)化SHS制備工藝提供理論依據(jù)。通過(guò)熱化學(xué)計(jì)算，探究如何調(diào)整反應(yīng)原料的配比和反應(yīng)步驟，以提高燃燒反應(yīng)釋放的熱量，降低制備溫度。微觀分析方法：借助先進(jìn)的微觀分析技術(shù)，深入研究Al-5Ti-0.2C中間合金的微觀結(jié)構(gòu)和TiC顆粒的形核生長(zhǎng)機(jī)制。除了上述的SEM、TEM和EDS分析外，還采用X射線衍射儀（XRD）對(duì)中間合金的物相組成進(jìn)行分析，確定其中各相的種類和含量。利用電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)分析TiC顆粒與鋁基體之間的取向關(guān)系，以及TiC顆粒在鋁基體中的分布特征，從微觀層面揭示過(guò)量Ti元素對(duì)TiC形核生長(zhǎng)及其細(xì)化性能的影響機(jī)制?；谏鲜鲅芯糠椒?，本研究的技術(shù)路線如下：原料準(zhǔn)備：選取純度符合要求的鋁粉、鈦粉和碳粉作為實(shí)驗(yàn)原料，對(duì)原料進(jìn)行預(yù)處理，如干燥、篩分等，確保原料的粒度和純度滿足實(shí)驗(yàn)要求。按照不同的比例配置預(yù)制片，為后續(xù)的SHS實(shí)驗(yàn)做準(zhǔn)備。常規(guī)SHS法實(shí)驗(yàn)：將配置好的預(yù)制片放入高溫爐中，在不同的制備溫度和時(shí)間條件下進(jìn)行SHS反應(yīng)。觀察并記錄燃燒現(xiàn)象，使用溫度傳感器和熱量測(cè)量裝置獲取反應(yīng)過(guò)程中的溫度和熱量數(shù)據(jù)。對(duì)制備得到的Al-5Ti-0.2C中間合金進(jìn)行微觀組織分析和性能測(cè)試，研究預(yù)制片中Al粉比例、制備溫度及制備時(shí)間對(duì)中間合金微觀組織及細(xì)化性能的影響。熱化學(xué)計(jì)算與工藝優(yōu)化：運(yùn)用熱化學(xué)計(jì)算軟件對(duì)SHS反應(yīng)進(jìn)行模擬，分析計(jì)算結(jié)果，基于此設(shè)計(jì)優(yōu)化的SHS制備工藝，如將制備過(guò)程分解為多個(gè)步驟，先單獨(dú)制備特定成分的熔體，再混合制備目標(biāo)中間合金。按照優(yōu)化后的工藝進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，對(duì)比優(yōu)化前后的制備效果，包括燃燒反應(yīng)釋放的熱量、熔體溫度變化、中間合金的微觀組織和細(xì)化性能等。細(xì)化性能研究：將優(yōu)化工藝制備的Al-5Ti-0.2C中間合金添加到純鋁及不同成分的鋁合金熔體中，在不同的細(xì)化條件下進(jìn)行細(xì)化實(shí)驗(yàn)。通過(guò)金相分析等手段測(cè)量鋁合金的晶粒尺寸和均勻性，研究中間合金添加量、細(xì)化溫度、細(xì)化時(shí)間以及攪拌處理等因素對(duì)細(xì)化效果的影響。對(duì)比不同制備工藝所得中間合金的細(xì)化性能差異。過(guò)量Ti元素作用機(jī)制研究：調(diào)整中間合金中Ti元素的含量，制備一系列不同Ti含量的Al-Ti-C中間合金。利用微觀分析技術(shù)研究過(guò)量Ti元素對(duì)TiC顆粒生長(zhǎng)行為及其在合金結(jié)構(gòu)中分布的影響。結(jié)合熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)理論，分析過(guò)量Ti元素在TiC形核生長(zhǎng)過(guò)程中的作用機(jī)制，以及其對(duì)中間合金細(xì)化性能的影響，建立相關(guān)的理論模型。結(jié)果分析與總結(jié)：對(duì)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)和微觀分析結(jié)果進(jìn)行綜合分析，總結(jié)優(yōu)化SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金的最佳工藝參數(shù)，明確各因素對(duì)中間合金細(xì)化性能的影響規(guī)律，揭示過(guò)量Ti元素的作用機(jī)制。撰寫研究報(bào)告，闡述研究成果，為Al-Ti-C中間合金的工業(yè)化生產(chǎn)和應(yīng)用提供理論支持和技術(shù)參考。二、SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金的理論基礎(chǔ)2.1SHS法的基本原理自蔓延高溫合成法（Self-propagatingHigh-temperatureSynthesis，簡(jiǎn)稱SHS），又被稱為燃燒合成法，是一種利用反應(yīng)物之間高的化學(xué)反應(yīng)熱的自加熱和自傳導(dǎo)作用來(lái)合成材料的技術(shù)。其基本原理基于物質(zhì)間的化學(xué)反應(yīng)能產(chǎn)生大量熱量，當(dāng)外部提供一定的能量（如點(diǎn)火）引發(fā)反應(yīng)后，反應(yīng)會(huì)在自身放出的熱量驅(qū)動(dòng)下持續(xù)進(jìn)行，如同燃燒波一樣在反應(yīng)物中自行傳播，直至反應(yīng)完全，不需要外部持續(xù)供熱。在SHS過(guò)程中，反應(yīng)體系的絕熱燃燒溫度（Tad）是一個(gè)關(guān)鍵參數(shù)，它不僅是判斷反應(yīng)能否自我維持的定性判據(jù)，還能對(duì)燃燒反應(yīng)產(chǎn)物的狀態(tài)進(jìn)行預(yù)測(cè)，為反應(yīng)體系的成分設(shè)計(jì)提供依據(jù)。通常認(rèn)為，當(dāng)Tad≥1800K時(shí)，SHS反應(yīng)才能自我持續(xù)完成。以SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金為例，其主要反應(yīng)是基于鈦（Ti）、碳（C）與鋁（Al）之間的化學(xué)反應(yīng)。在一定的條件下，Ti粉和C粉首先發(fā)生反應(yīng)生成TiC，化學(xué)反應(yīng)方程式為：Ti+C\rightarrowTiC，該反應(yīng)是一個(gè)強(qiáng)烈的放熱反應(yīng)，能夠釋放出大量的熱量，為后續(xù)反應(yīng)和中間合金的合成提供能量。生成的TiC與Al粉進(jìn)一步發(fā)生反應(yīng)，形成Al-5Ti-0.2C中間合金。在這個(gè)過(guò)程中，反應(yīng)放出的熱量使得體系溫度迅速升高，促進(jìn)了反應(yīng)的持續(xù)進(jìn)行，直至生成目標(biāo)中間合金。SHS法具有諸多顯著特點(diǎn)。該方法具有高效節(jié)能的優(yōu)勢(shì)，由于反應(yīng)依靠自身放熱維持，不需要外部持續(xù)加熱，大大節(jié)省了能源消耗，縮短了反應(yīng)時(shí)間，提高了生產(chǎn)效率。工藝簡(jiǎn)單，不需要復(fù)雜的設(shè)備和冗長(zhǎng)的工藝流程，通常只需將反應(yīng)物混合均勻，經(jīng)過(guò)簡(jiǎn)單的成型處理（如壓制預(yù)制片），再通過(guò)點(diǎn)火引發(fā)反應(yīng)即可，這使得生產(chǎn)過(guò)程易于控制和操作。SHS法還能制備出高純度的產(chǎn)物，因?yàn)樵谌紵^(guò)程中，反應(yīng)產(chǎn)生的高溫可以排除易揮發(fā)雜質(zhì)，提高產(chǎn)物的純度。而且，該方法有可能形成復(fù)雜相，能夠從一些原料直接轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N產(chǎn)品，并且在一定程度上有可能實(shí)現(xiàn)過(guò)程的機(jī)械化和自動(dòng)化，降低生產(chǎn)成本，提高經(jīng)濟(jì)效益。2.2Al-5Ti-0.2C中間合金的形成機(jī)制在SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金的過(guò)程中，Al、Ti、C各元素間發(fā)生著復(fù)雜的化學(xué)反應(yīng)，其形成機(jī)制涉及多個(gè)反應(yīng)階段和相的轉(zhuǎn)變。首先，在反應(yīng)初期，體系被外部能量（如點(diǎn)火）引燃后，鈦（Ti）粉和碳（C）粉之間發(fā)生劇烈的放熱反應(yīng)，生成碳化鈦（TiC），其化學(xué)反應(yīng)方程式為：Ti+C\rightarrowTiC。這是一個(gè)強(qiáng)放熱反應(yīng)，反應(yīng)熱是整個(gè)SHS過(guò)程能夠持續(xù)進(jìn)行的關(guān)鍵驅(qū)動(dòng)力。從熱力學(xué)角度分析，該反應(yīng)的吉布斯自由能變（\DeltaG）為負(fù)值，表明反應(yīng)在熱力學(xué)上是自發(fā)進(jìn)行的，且反應(yīng)能釋放出大量的熱量，使得體系溫度迅速升高。在動(dòng)力學(xué)方面，Ti和C的原子擴(kuò)散速率會(huì)影響反應(yīng)速度，粉末的粒度、混合均勻程度等因素也會(huì)對(duì)原子擴(kuò)散和反應(yīng)速率產(chǎn)生影響。較小的粉末粒度和更均勻的混合能增加Ti和C原子的接觸面積，加快反應(yīng)速率。隨著反應(yīng)的進(jìn)行，生成的TiC與鋁（Al）粉開始相互作用。一方面，部分TiC顆粒會(huì)分散在鋁熔體中，由于TiC與鋁具有一定的晶格匹配度，為后續(xù)鋁的結(jié)晶提供了潛在的異質(zhì)形核核心。另一方面，TiC與Al之間還可能發(fā)生一系列復(fù)雜的界面反應(yīng)。在高溫下，Al原子可能會(huì)向TiC顆粒表面擴(kuò)散，與TiC表面的原子發(fā)生相互作用，形成一些過(guò)渡相或化合物。有研究表明，可能會(huì)在TiC顆粒表面形成一層富含Ti的過(guò)渡區(qū)，這一過(guò)渡區(qū)對(duì)后續(xù)TiC在鋁基體中的形核生長(zhǎng)以及中間合金的細(xì)化性能有著重要影響。在反應(yīng)后期，隨著體系溫度的進(jìn)一步升高和反應(yīng)的持續(xù)進(jìn)行，TiC顆粒在鋁基體中的分布逐漸趨于均勻。同時(shí)，過(guò)量的Ti元素可能會(huì)與Al發(fā)生反應(yīng)生成金屬間化合物TiAl3，化學(xué)反應(yīng)方程式為：3Al+Ti\rightarrowTiAl3。TiAl3的生成會(huì)改變中間合金的微觀組織結(jié)構(gòu)，對(duì)其性能產(chǎn)生影響。從熱力學(xué)角度看，該反應(yīng)在高溫下也是自發(fā)進(jìn)行的，且反應(yīng)過(guò)程中會(huì)釋放一定的熱量。在動(dòng)力學(xué)上，Ti和Al原子的擴(kuò)散速率以及反應(yīng)界面的性質(zhì)等因素會(huì)影響TiAl3的生成速度和形態(tài)。關(guān)于各相的生成順序，一般認(rèn)為首先是Ti和C反應(yīng)生成TiC，這是整個(gè)反應(yīng)的起始階段，也是后續(xù)反應(yīng)的基礎(chǔ)。隨著溫度升高和反應(yīng)的推進(jìn)，TiC與Al相互作用，TiC顆粒分散在鋁熔體中，同時(shí)部分TiC表面形成過(guò)渡區(qū)。最后，過(guò)量的Ti與Al反應(yīng)生成TiAl3。但實(shí)際反應(yīng)過(guò)程中，各相的生成并不是嚴(yán)格按照順序依次進(jìn)行的，而是存在一定的重疊和相互影響。在Ti和C反應(yīng)生成TiC的過(guò)程中，由于反應(yīng)體系的不均勻性，局部區(qū)域可能已經(jīng)開始了TiC與Al的相互作用；在TiAl3生成階段，TiC與Al的反應(yīng)仍在繼續(xù)進(jìn)行。2.3晶粒細(xì)化的基本理論在金屬材料的制備和加工過(guò)程中，晶粒細(xì)化是一項(xiàng)至關(guān)重要的技術(shù)手段，對(duì)于提升金屬材料的性能具有不可忽視的作用。細(xì)化晶粒能夠顯著改善金屬材料的力學(xué)性能。從強(qiáng)度方面來(lái)看，根據(jù)Hall-Petch公式：\sigma=\sigma_0+k_d^{-1/2}，其中\(zhòng)sigma為材料的屈服強(qiáng)度，\sigma_0為晶格摩擦阻力，k為與材料相關(guān)的常數(shù)，d為晶粒尺寸。該公式清晰地表明，隨著晶粒尺寸d的減小，屈服強(qiáng)度\sigma會(huì)相應(yīng)提高，這是因?yàn)榫Ы缒軌蜃璧K位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，而細(xì)晶粒材料具有更多的晶界，從而增強(qiáng)了對(duì)塑性變形的抗力。在韌性方面，細(xì)小的晶粒能夠使材料在受力時(shí)變形更加均勻，減少應(yīng)力集中現(xiàn)象，降低裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)展的可能性，從而提高材料的韌性。細(xì)化晶粒還能提升金屬材料的耐蝕性、疲勞性能等其他性能。在耐蝕性方面，細(xì)晶粒材料的晶界面積大，原子排列不規(guī)則，使得腐蝕介質(zhì)難以在晶界處快速擴(kuò)散，從而減緩腐蝕速度；在疲勞性能方面，細(xì)小的晶?？梢苑稚⑵诹鸭y的萌生位置，延緩疲勞裂紋的擴(kuò)展，提高材料的疲勞壽命。實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化主要通過(guò)形核和長(zhǎng)大控制、變質(zhì)處理等方式。在形核和長(zhǎng)大控制方面，根據(jù)經(jīng)典形核理論，形核率N與過(guò)冷度\DeltaT之間存在復(fù)雜的關(guān)系，一般來(lái)說(shuō)，在一定范圍內(nèi)，過(guò)冷度增加，形核率會(huì)顯著增大。因?yàn)檫^(guò)冷度的增加會(huì)使體系的自由能降低，為形核提供更大的驅(qū)動(dòng)力，同時(shí)也會(huì)增加原子的擴(kuò)散激活能，使得原子更難擴(kuò)散到晶核上，從而抑制晶核的長(zhǎng)大。在金屬凝固過(guò)程中，通過(guò)降低澆注溫度、加快冷卻速度等措施，可以增大過(guò)冷度，促進(jìn)形核，抑制晶粒長(zhǎng)大。如在鑄造鋁合金時(shí)，采用金屬型鑄造代替砂型鑄造，金屬型的冷卻速度更快，能夠使鋁合金熔體獲得更大的過(guò)冷度，從而細(xì)化晶粒。動(dòng)態(tài)晶粒細(xì)化也是一種重要的形核和長(zhǎng)大控制方法，通過(guò)對(duì)凝固的金屬進(jìn)行振動(dòng)和攪動(dòng)，如機(jī)械攪拌、電磁攪拌、音頻振動(dòng)及超聲波振動(dòng)等，一方面依靠從外面輸入能量促使晶核提前形成，另一方面使成長(zhǎng)中的枝晶破碎，增加晶核數(shù)目。在電磁攪拌鑄造過(guò)程中，交變磁場(chǎng)在金屬熔體中產(chǎn)生感應(yīng)電流，進(jìn)而產(chǎn)生電磁力，使熔體發(fā)生攪拌作用，枝晶被破碎，形成大量的晶核，最終獲得細(xì)小的等軸晶組織。變質(zhì)處理則是向金屬液中添加少量活性物質(zhì)，即變質(zhì)劑，以促進(jìn)液體金屬內(nèi)部生核或改變晶體成長(zhǎng)過(guò)程。形核變質(zhì)劑是變質(zhì)處理中常用的一類變質(zhì)劑，其作用機(jī)理是向鋁熔體中加入一些能夠產(chǎn)生非自發(fā)晶核的物質(zhì)，使其在凝固過(guò)程中通過(guò)異質(zhì)形核而達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。對(duì)形核變質(zhì)劑的要求較為嚴(yán)格，要求所加入的變質(zhì)劑或其與鋁反應(yīng)生成的化合物具有以下特點(diǎn)：晶格結(jié)構(gòu)和晶格常數(shù)與被變質(zhì)熔體相適應(yīng)，這樣才能為鋁的結(jié)晶提供良好的異質(zhì)形核核心；具有較高的穩(wěn)定性，能夠在高溫的鋁熔體中保持穩(wěn)定，不發(fā)生分解或其他化學(xué)反應(yīng)；熔點(diǎn)高，以保證在鋁熔體的溫度下能夠存在并發(fā)揮作用；在鋁熔體中分散度高，能均勻分布在熔體中，從而使整個(gè)熔體都能獲得有效的形核核心；不污染鋁合金熔體，避免引入雜質(zhì)影響鋁合金的性能。在鋁合金中，常用含Ti、Zr、B、C等元素的化合物作晶粒細(xì)化劑。Al-Ti是傳統(tǒng)的晶粒細(xì)化劑，Ti在Al中通過(guò)包晶反應(yīng)生成TiAl3，TiAl3與液態(tài)金屬接觸的（001）和（011）面是鋁凝固時(shí)的有效形核基面，增加了形核率，從而使結(jié)晶組織細(xì)化。Al-Ti-B是目前國(guó)內(nèi)公認(rèn)的最有效的細(xì)化劑之一，其細(xì)化效果更佳，但TiB2質(zhì)點(diǎn)存在易聚集成塊、易與氧化膜或熔體中存在的鹽類結(jié)合造成夾雜等問(wèn)題，在7系合金中，Zr、Cr、V元素還會(huì)使TiB2失去細(xì)化作用，造成粗晶組織。因此，Al-Ti-C變質(zhì)劑逐漸受到關(guān)注，其通過(guò)TiC和TiAl3兩種粒子起到細(xì)化鋁合金晶粒的作用，TiC質(zhì)點(diǎn)本身有很高的熔點(diǎn)，聚集傾向小，并且不受Zr、Cr、Mn等元素的影響，能有效避免Al-Ti-B的一些缺點(diǎn)。2.4Al-5Ti-0.2C中間合金的細(xì)化機(jī)理Al-5Ti-0.2C中間合金對(duì)鋁合金的晶粒細(xì)化作用主要通過(guò)其中的TiC和TiAl?等第二相粒子來(lái)實(shí)現(xiàn)，其細(xì)化機(jī)理涉及多個(gè)方面。從異質(zhì)形核理論角度來(lái)看，TiC在鋁合金晶粒細(xì)化中扮演著關(guān)鍵的異質(zhì)形核核心角色。TiC具有與鋁較低的晶格錯(cuò)配度，其晶格常數(shù)為a=0.4329nm，而鋁的晶格常數(shù)為a=0.4049nm，兩者的錯(cuò)配度相對(duì)較小。這種良好的晶格匹配關(guān)系使得TiC能夠?yàn)殇X的結(jié)晶提供有效的異質(zhì)形核核心，降低鋁結(jié)晶時(shí)的形核功，促進(jìn)形核。在鋁合金凝固過(guò)程中，鋁原子在TiC顆粒表面聚集，當(dāng)達(dá)到一定的臨界尺寸后，就會(huì)形成晶核并開始生長(zhǎng)。TiC顆粒的尺寸和分布對(duì)形核效果有著重要影響。細(xì)小且均勻分布的TiC顆粒能夠提供更多的形核位點(diǎn)，從而使鋁合金在凝固過(guò)程中形成大量細(xì)小的等軸晶，有效細(xì)化晶粒。如果TiC顆粒出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象，團(tuán)聚體的尺寸增大，數(shù)量相對(duì)減少，會(huì)導(dǎo)致形核位點(diǎn)減少，不利于晶粒細(xì)化。TiAl?在鋁合金晶粒細(xì)化過(guò)程中也起著重要作用。一方面，TiAl?本身也可以作為異質(zhì)形核核心，雖然其形核能力相對(duì)TiC較弱，但在一定程度上也能促進(jìn)鋁的形核。另一方面，TiAl?在鋁熔體中可能會(huì)發(fā)生分解釋放出Ti原子。這些Ti原子會(huì)向TiC粒子周圍偏聚，在TiC/鋁熔體界面形成富Ti過(guò)渡區(qū)。這一過(guò)渡區(qū)的存在對(duì)TiC顆粒在鋁熔體中的均勻分布和形核能力有著重要影響。它可以降低TiC顆粒與鋁熔體之間的界面能，使TiC顆粒更容易在鋁熔體中分散均勻，從而提高其形核能力。富Ti過(guò)渡區(qū)還可能會(huì)改變鋁原子在TiC顆粒表面的吸附和擴(kuò)散行為，進(jìn)一步促進(jìn)形核。溶質(zhì)理論也能在一定程度上解釋Al-5Ti-0.2C中間合金的細(xì)化作用。Ti作為溶質(zhì)元素，在鋁合金凝固過(guò)程中會(huì)在固液界面前沿產(chǎn)生偏析，造成成分過(guò)冷。成分過(guò)冷的存在使得固液界面前沿的液態(tài)金屬更容易達(dá)到形核條件，從而促進(jìn)晶粒細(xì)化。當(dāng)Ti原子在固液界面前沿偏析時(shí)，會(huì)降低該區(qū)域的熔點(diǎn)，使得在較低的溫度下就能夠滿足形核的過(guò)冷度要求，增加了形核的可能性，進(jìn)而細(xì)化鋁合金的晶粒。三、實(shí)驗(yàn)材料與方法3.1實(shí)驗(yàn)材料本研究中，制備Al-5Ti-0.2C中間合金所使用的主要原料為鋁（Al）粉、鈦（Ti）粉和碳（C）粉。為確保實(shí)驗(yàn)結(jié)果的準(zhǔn)確性和可靠性，對(duì)這些原料的純度和粒度等關(guān)鍵參數(shù)有著嚴(yán)格要求。選用的Al粉純度高達(dá)99.5%以上，粒度范圍控制在100-200目。較高的純度可以減少雜質(zhì)對(duì)中間合金性能的影響，保證反應(yīng)的純凈性。合適的粒度則能在保證反應(yīng)活性的同時(shí)，避免因顆粒過(guò)細(xì)導(dǎo)致的團(tuán)聚問(wèn)題，以及因顆粒過(guò)粗而引起的反應(yīng)不完全。如在前期的預(yù)實(shí)驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Al粉粒度小于100目時(shí)，雖然其比表面積大，反應(yīng)活性高，但容易團(tuán)聚，導(dǎo)致在預(yù)制片中分布不均勻，影響反應(yīng)的一致性；而當(dāng)Al粉粒度大于200目時(shí)，反應(yīng)速度明顯變慢，部分Al粉難以充分參與反應(yīng)，降低了中間合金的質(zhì)量。Ti粉的純度達(dá)到99.0%以上，粒度為200-300目。Ti作為中間合金中的重要組成元素，其純度直接關(guān)系到TiC的生成質(zhì)量和中間合金的性能。適宜的粒度能保證Ti與C和Al充分接觸，促進(jìn)反應(yīng)的進(jìn)行。若Ti粉粒度不合適，可能會(huì)出現(xiàn)反應(yīng)不完全或TiC顆粒尺寸不均勻等問(wèn)題。當(dāng)Ti粉粒度過(guò)粗時(shí)，在與C和Al反應(yīng)過(guò)程中，由于接觸面積有限，反應(yīng)速率降低，導(dǎo)致部分Ti未完全反應(yīng)，殘留在中間合金中，影響其成分均勻性和性能穩(wěn)定性；而粒度過(guò)細(xì)的Ti粉雖然反應(yīng)活性高，但在混合過(guò)程中容易團(tuán)聚，同樣不利于反應(yīng)的均勻進(jìn)行和中間合金的質(zhì)量控制。C粉選用純度99.5%以上的石墨粉，粒度為300-400目。石墨粉作為碳源，其高純度能有效減少雜質(zhì)對(duì)TiC生成的干擾。較細(xì)的粒度可以增大與Ti和Al的接觸面積，加快反應(yīng)速度，有利于生成細(xì)小均勻的TiC顆粒。在實(shí)際實(shí)驗(yàn)中，若C粉粒度大于400目，反應(yīng)過(guò)程中會(huì)出現(xiàn)C粉分散不均勻的情況，導(dǎo)致局部區(qū)域C含量不足或過(guò)多，影響TiC的生成和分布；而當(dāng)C粉粒度小于300目時(shí)，雖然能提高反應(yīng)活性，但可能會(huì)引入更多的雜質(zhì)，對(duì)中間合金的性能產(chǎn)生負(fù)面影響。在實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，為防止原料受潮和氧化，所有原料均在密封干燥的環(huán)境中保存。在使用前，對(duì)原料進(jìn)行嚴(yán)格的質(zhì)量檢測(cè)，確保其純度和粒度符合實(shí)驗(yàn)要求。對(duì)于部分原料，如Al粉，可能會(huì)在使用前進(jìn)行預(yù)處理，如在真空環(huán)境下進(jìn)行干燥處理，進(jìn)一步去除水分和表面氧化物，以保證實(shí)驗(yàn)的順利進(jìn)行和結(jié)果的可靠性。3.2實(shí)驗(yàn)設(shè)備在SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金的實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，使用了多種關(guān)鍵設(shè)備，這些設(shè)備的性能和參數(shù)對(duì)實(shí)驗(yàn)結(jié)果有著重要影響?；炝显O(shè)備選用QM-3SP2行星式球磨機(jī)。該設(shè)備主要通過(guò)高速旋轉(zhuǎn)的研磨罐和研磨球之間的相互作用，實(shí)現(xiàn)物料的混合與研磨。其工作原理是利用行星運(yùn)動(dòng)，使研磨罐在公轉(zhuǎn)的同時(shí)進(jìn)行自轉(zhuǎn)，從而使罐內(nèi)的研磨球?qū)ξ锪袭a(chǎn)生強(qiáng)烈的沖擊、摩擦和剪切作用。在本實(shí)驗(yàn)中，行星式球磨機(jī)的主要技術(shù)參數(shù)為：公轉(zhuǎn)速度可達(dá)500r/min，自轉(zhuǎn)速度最高為800r/min，可提供強(qiáng)大的混合動(dòng)力；配備的研磨罐容積為500mL，能夠滿足本實(shí)驗(yàn)所需的原料混合量；最大裝料量為300g，可根據(jù)實(shí)驗(yàn)需求靈活調(diào)整原料的加入量。在使用該設(shè)備時(shí)，先將稱取好的鋁粉、鈦粉和碳粉按照一定比例放入研磨罐中，加入適量的研磨球，然后設(shè)置好公轉(zhuǎn)和自轉(zhuǎn)速度以及混合時(shí)間。通過(guò)行星式球磨機(jī)的高效混合，確保了原料之間的均勻混合，為后續(xù)的反應(yīng)提供了良好的基礎(chǔ)。成型設(shè)備采用手動(dòng)粉末壓片機(jī)。其工作原理是通過(guò)手動(dòng)施加壓力，將混合均勻的粉末原料在模具中壓制成特定形狀和尺寸的預(yù)制片。在本實(shí)驗(yàn)中，手動(dòng)粉末壓片機(jī)的主要技術(shù)參數(shù)為：最大壓力可達(dá)20T，能夠滿足將粉末原料壓實(shí)的壓力需求；配備的模具尺寸為直徑20mm，可根據(jù)實(shí)驗(yàn)要求壓制出相應(yīng)尺寸的預(yù)制片。在操作過(guò)程中，將混合好的粉末放入模具中，然后通過(guò)旋轉(zhuǎn)壓片機(jī)的手柄，逐漸施加壓力，使粉末在模具中成型。壓制好的預(yù)制片為后續(xù)的SHS反應(yīng)提供了合適的形狀和結(jié)構(gòu)，有利于反應(yīng)的進(jìn)行。加熱設(shè)備選用KSL-1700X型管式高溫爐。該高溫爐采用電阻絲加熱的方式，能夠提供高溫環(huán)境，滿足SHS反應(yīng)對(duì)溫度的要求。其工作原理是通過(guò)電流通過(guò)電阻絲產(chǎn)生熱量，使?fàn)t膛內(nèi)的溫度升高。在本實(shí)驗(yàn)中，KSL-1700X型管式高溫爐的主要技術(shù)參數(shù)為：最高工作溫度可達(dá)1700℃，能夠滿足Al-5Ti-0.2C中間合金制備過(guò)程中所需的高溫條件；控溫精度為±1℃，確保了實(shí)驗(yàn)過(guò)程中溫度的精確控制；爐膛尺寸為500mm×60mm×60mm，可容納一定尺寸的預(yù)制片進(jìn)行反應(yīng)。在使用時(shí)，將壓制好的預(yù)制片放入高溫爐的爐膛中，設(shè)置好升溫速率、保溫時(shí)間和最終溫度等參數(shù)。高溫爐按照設(shè)定的程序逐漸升溫，當(dāng)達(dá)到指定溫度后開始計(jì)時(shí)保溫，為SHS反應(yīng)提供穩(wěn)定的高溫環(huán)境。在實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，還使用了WRe5/26熱電偶來(lái)測(cè)量反應(yīng)過(guò)程中的溫度。該熱電偶由鎢錸合金制成，具有較高的測(cè)溫精度和穩(wěn)定性。其測(cè)量溫度范圍為0-2300℃，能夠滿足本實(shí)驗(yàn)中SHS反應(yīng)的高溫測(cè)量需求，精度可達(dá)±1℃，能夠準(zhǔn)確測(cè)量反應(yīng)過(guò)程中的溫度變化，為實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性提供了保障。在實(shí)驗(yàn)時(shí)，將熱電偶的測(cè)溫端插入反應(yīng)體系中，另一端連接到溫度測(cè)量?jī)x表上，實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)反應(yīng)過(guò)程中的溫度變化，并記錄數(shù)據(jù)。3.3實(shí)驗(yàn)步驟3.3.1常規(guī)SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金首先，依據(jù)目標(biāo)Al-5Ti-0.2C中間合金的成分要求，精確計(jì)算并稱取適量的鋁粉、鈦粉和碳粉。將稱取好的三種粉末放入QM-3SP2行星式球磨機(jī)的研磨罐中，加入適量的研磨球。設(shè)置行星式球磨機(jī)的公轉(zhuǎn)速度為350r/min，自轉(zhuǎn)速度為500r/min，混合時(shí)間為2小時(shí)，使鋁粉、鈦粉和碳粉充分混合均勻?；旌暇鶆蚝?，利用手動(dòng)粉末壓片機(jī)將混合粉末壓制成預(yù)制片。在壓制過(guò)程中，將混合粉末放入直徑20mm的模具中，逐漸旋轉(zhuǎn)壓片機(jī)手柄，施加壓力至15T，保壓1分鐘，使粉末在模具中壓實(shí)成型，得到具有一定形狀和尺寸的預(yù)制片。將壓制好的預(yù)制片放入KSL-1700X型管式高溫爐的爐膛中。設(shè)置高溫爐的升溫速率為10℃/min，將溫度升高至預(yù)定的制備溫度，如1250℃、1300℃、1350℃等。當(dāng)達(dá)到預(yù)定溫度后，開始計(jì)時(shí)保溫，保溫時(shí)間分別設(shè)置為15分鐘、30分鐘、45分鐘等。在保溫過(guò)程中，使用WRe5/26熱電偶實(shí)時(shí)測(cè)量反應(yīng)體系的溫度，并通過(guò)溫度測(cè)量?jī)x表記錄溫度變化數(shù)據(jù)。保溫結(jié)束后，關(guān)閉高溫爐電源，使預(yù)制片在爐內(nèi)隨爐冷卻至室溫，得到常規(guī)SHS法制備的Al-5Ti-0.2C中間合金。3.3.2優(yōu)化SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金基于熱化學(xué)計(jì)算結(jié)果，將制備過(guò)程分解為兩個(gè)步驟。第一步，制備Al-10TiC熔體。精確稱取適量的鈦粉和碳粉，按照生成Al-10TiC的化學(xué)計(jì)量比進(jìn)行配料。將稱取好的鈦粉和碳粉放入QM-3SP2行星式球磨機(jī)的研磨罐中，加入適量研磨球，設(shè)置公轉(zhuǎn)速度為350r/min，自轉(zhuǎn)速度為500r/min，混合時(shí)間為2小時(shí)，使鈦粉和碳粉充分混合均勻。利用手動(dòng)粉末壓片機(jī)將混合粉末壓制成預(yù)制片，壓制條件與常規(guī)SHS法相同。將預(yù)制片放入KSL-1700X型管式高溫爐中，以10℃/min的升溫速率升溫至1200℃，保溫30分鐘，使鈦粉和碳粉充分反應(yīng)生成Al-10TiC熔體。保溫結(jié)束后，隨爐冷卻至室溫。第二步，制備Al-4.7Ti熔體。稱取適量的鋁粉和鈦粉，按照生成Al-4.7Ti的化學(xué)計(jì)量比進(jìn)行配料。將鋁粉和鈦粉放入行星式球磨機(jī)中混合均勻，壓制預(yù)制片。將預(yù)制片放入高溫爐，以10℃/min的升溫速率升溫至1100℃，保溫30分鐘，得到Al-4.7Ti熔體。保溫結(jié)束后，隨爐冷卻至室溫。最后，將第一步制備得到的Al-10TiC熔體和第二步制備得到的Al-4.7Ti熔體按照一定比例混合。將混合后的熔體再次放入高溫爐中，以10℃/min的升溫速率升溫至1050℃-1150℃，保溫20分鐘，使兩種熔體充分反應(yīng)并混合均勻。保溫結(jié)束后，隨爐冷卻至室溫，得到優(yōu)化SHS法制備的Al-5Ti-0.2C中間合金。3.4性能測(cè)試與表征方法3.4.1微觀組織分析在微觀組織分析中，金相顯微鏡發(fā)揮著關(guān)鍵作用。對(duì)于制備得到的Al-5Ti-0.2C中間合金，首先進(jìn)行切割取樣，將樣品切割成合適的尺寸，以便后續(xù)處理。然后對(duì)樣品進(jìn)行打磨，依次使用不同粒度的砂紙，如180目、320目、600目、800目、1200目等，從粗磨到細(xì)磨，逐步去除樣品表面的加工痕跡，使表面平整光滑。接著進(jìn)行拋光處理，采用金剛石拋光膏在拋光機(jī)上進(jìn)行拋光，直至樣品表面呈現(xiàn)鏡面光澤。將拋光后的樣品進(jìn)行腐蝕，使用合適的腐蝕劑，如Keller試劑（95ml水+2.5ml硝酸+1.5ml鹽酸+1ml氫氟酸），腐蝕時(shí)間控制在10-30秒，以顯示出合金的微觀組織。最后將處理好的樣品置于金相顯微鏡下觀察，通過(guò)金相顯微鏡可以清晰地觀察到中間合金的宏觀組織形態(tài)，包括晶粒的大小、形狀和分布情況，能夠直觀地了解合金中不同相的分布狀態(tài)，為后續(xù)分析提供基礎(chǔ)。掃描電子顯微鏡（SEM）則用于更深入地觀察中間合金的微觀結(jié)構(gòu)。在使用SEM之前，對(duì)樣品進(jìn)行必要的預(yù)處理，確保樣品表面清潔，無(wú)污染物和氧化層。將樣品固定在樣品臺(tái)上，使用導(dǎo)電膠或其他固定方式，保證樣品在觀察過(guò)程中穩(wěn)定。調(diào)節(jié)SEM的工作參數(shù)，加速電壓一般設(shè)置為10-30kV，根據(jù)樣品的具體情況和觀察需求進(jìn)行調(diào)整，工作距離控制在5-15mm。在合適的放大倍數(shù)下，如500倍、1000倍、5000倍等，觀察TiC顆粒的形貌、尺寸分布以及與鋁基體的界面結(jié)構(gòu)。通過(guò)SEM的高分辨率成像，可以清晰地看到TiC顆粒的形狀，是球形、多邊形還是其他形狀，以及顆粒的大小范圍和在鋁基體中的分布均勻程度，還能觀察到TiC顆粒與鋁基體之間的界面結(jié)合情況，是否存在界面缺陷等。透射電子顯微鏡（TEM）用于對(duì)中間合金進(jìn)行微觀結(jié)構(gòu)的高分辨率觀察。制備TEM樣品時(shí)，采用超薄切片法或離子減薄法等方法，將樣品制備成厚度小于100nm的薄膜。以超薄切片法為例，先將樣品進(jìn)行包埋處理，使用環(huán)氧樹脂等包埋劑，使樣品在切片過(guò)程中保持穩(wěn)定。然后使用超薄切片機(jī)進(jìn)行切片，切片厚度控制在50-80nm。將切片后的樣品轉(zhuǎn)移到銅網(wǎng)上，用于TEM觀察。在TEM觀察時(shí)，加速電壓一般為200kV，高電壓能夠提供更高的分辨率。通過(guò)TEM可以觀察到TiC顆粒的晶格結(jié)構(gòu)、位錯(cuò)分布以及與鋁基體的原子尺度的界面結(jié)構(gòu)，能夠深入了解TiC顆粒的晶體結(jié)構(gòu)特征，以及其與鋁基體之間的原子排列關(guān)系，為研究TiC在鋁基體中的形核生長(zhǎng)機(jī)制提供重要信息。3.4.2成分分析能譜儀（EDS）是分析中間合金化學(xué)成分的重要工具。其基本原理是利用電子束與樣品相互作用產(chǎn)生的特征X射線來(lái)確定樣品中元素的種類和含量。當(dāng)高能電子束轟擊樣品表面時(shí)，樣品中的原子內(nèi)層電子被激發(fā)，外層電子躍遷到內(nèi)層填補(bǔ)空位，同時(shí)釋放出具有特定能量的特征X射線。不同元素的特征X射線能量不同，通過(guò)測(cè)量特征X射線的能量和強(qiáng)度，就能確定樣品中存在的元素及其相對(duì)含量。在使用EDS對(duì)Al-5Ti-0.2C中間合金進(jìn)行成分分析時(shí)，將制備好的中間合金樣品放置在掃描電子顯微鏡的樣品臺(tái)上，確保樣品與電子束垂直。調(diào)整SEM的工作參數(shù)，使電子束聚焦在樣品表面的待測(cè)區(qū)域。開啟EDS系統(tǒng)，采集特征X射線信號(hào)，一般采集時(shí)間為100-300秒，以獲得足夠強(qiáng)度的信號(hào)。采集完成后，利用EDS分析軟件對(duì)采集到的數(shù)據(jù)進(jìn)行處理，軟件會(huì)根據(jù)特征X射線的能量與元素的對(duì)應(yīng)關(guān)系，識(shí)別出樣品中的元素種類，并根據(jù)特征X射線的強(qiáng)度計(jì)算出各元素的相對(duì)含量。通過(guò)EDS分析，可以準(zhǔn)確得到中間合金中Al、Ti、C等主要元素的含量，以及可能存在的其他雜質(zhì)元素的種類和含量，為評(píng)估中間合金的成分是否符合預(yù)期提供數(shù)據(jù)支持。X射線衍射儀（XRD）用于分析中間合金的物相組成。其工作原理基于布拉格定律：2d\sin\theta=n\lambda，其中d為晶面間距，\theta為衍射角，n為衍射級(jí)數(shù)，\lambda為X射線波長(zhǎng)。當(dāng)X射線照射到樣品上時(shí)，樣品中的晶體結(jié)構(gòu)會(huì)對(duì)X射線產(chǎn)生衍射，不同的物相具有不同的晶體結(jié)構(gòu)，從而產(chǎn)生不同的衍射峰。通過(guò)測(cè)量衍射峰的位置（2\theta）和強(qiáng)度，就可以確定樣品中存在的物相種類。在利用XRD對(duì)中間合金進(jìn)行分析時(shí)，先將中間合金樣品研磨成粉末狀，粉末粒度應(yīng)小于100μm，以保證樣品在測(cè)試過(guò)程中能夠充分散射X射線。將研磨好的粉末均勻地涂抹在樣品臺(tái)上，確保樣品表面平整。設(shè)置XRD的工作參數(shù)，X射線源一般采用Cu靶，其波長(zhǎng)\lambda=0.15406nm，掃描范圍一般為20°-80°，掃描速度為0.02°/s。啟動(dòng)XRD進(jìn)行掃描，儀器會(huì)記錄下不同衍射角下的衍射強(qiáng)度。掃描完成后，利用XRD分析軟件對(duì)衍射圖譜進(jìn)行處理，將測(cè)得的衍射峰與標(biāo)準(zhǔn)PDF卡片進(jìn)行比對(duì)，從而確定中間合金中存在的物相種類，如TiC、TiAl3等相的存在情況，以及各相的相對(duì)含量，為研究中間合金的微觀結(jié)構(gòu)和性能提供重要依據(jù)。3.4.3細(xì)化性能測(cè)試在進(jìn)行細(xì)化性能測(cè)試時(shí)，首先將制備得到的Al-5Ti-0.2C中間合金添加到純鋁或鋁合金熔體中。以純鋁為例，將純度為99.7%的純鋁放入石墨坩堝中，使用電阻爐將其加熱至750℃-800℃，使純鋁完全熔化。按照一定的添加量，如0.1wt%、0.2wt%、0.3wt%等，將Al-5Ti-0.2C中間合金加入到純鋁熔體中。在加入中間合金后，采用機(jī)械攪拌或電磁攪拌的方式對(duì)熔體進(jìn)行攪拌，攪拌速度控制在200-400r/min，攪拌時(shí)間為5-10分鐘，使中間合金能夠均勻地分散在純鋁熔體中。將攪拌后的熔體倒入預(yù)熱至200℃-300℃的金屬型模具中，進(jìn)行澆注成型。待鑄件冷卻至室溫后，從鑄件上截取合適的試樣，用于金相分析。對(duì)截取的試樣進(jìn)行金相制樣，包括打磨、拋光和腐蝕等步驟，與微觀組織分析中的金相制樣方法相同。將制樣后的試樣置于金相顯微鏡下觀察，采用截線法或面積法測(cè)量鋁合金的晶粒尺寸。以截線法為例，在金相顯微鏡下，選取一定數(shù)量的視場(chǎng)，在每個(gè)視場(chǎng)中畫一條直線，統(tǒng)計(jì)直線與晶粒邊界相交的點(diǎn)數(shù)，根據(jù)公式d=\frac{L}{N}計(jì)算晶粒尺寸，其中d為晶粒尺寸，L為截線長(zhǎng)度，N為截線與晶粒邊界的交點(diǎn)數(shù)。通過(guò)對(duì)比添加不同量中間合金后鋁合金的晶粒尺寸，以及不同細(xì)化溫度（如700℃、720℃、740℃等）、細(xì)化時(shí)間（如5分鐘、10分鐘、15分鐘等）條件下鋁合金的晶粒尺寸，分析中間合金添加量、細(xì)化溫度、細(xì)化時(shí)間以及攪拌處理等因素對(duì)鋁合金晶粒細(xì)化效果的影響規(guī)律。還可以對(duì)比優(yōu)化前后SHS法制備的中間合金以及不同制備工藝所得中間合金的細(xì)化性能差異，為評(píng)估Al-5Ti-0.2C中間合金的細(xì)化性能提供全面的數(shù)據(jù)支持。四、常規(guī)SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金的關(guān)鍵參數(shù)研究4.1預(yù)制片中Al粉比例的影響4.1.1對(duì)SHS過(guò)程燃燒現(xiàn)象的影響在常規(guī)SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金時(shí)，預(yù)制片中Al粉比例的變化對(duì)SHS過(guò)程的燃燒現(xiàn)象有著顯著影響。隨著Al粉比例的增加，燃燒反應(yīng)的劇烈程度呈現(xiàn)出先增強(qiáng)后減弱的趨勢(shì)。當(dāng)Al粉比例較低時(shí)，反應(yīng)體系中提供的Al量相對(duì)較少，燃燒反應(yīng)的放熱量有限，導(dǎo)致燃燒反應(yīng)相對(duì)較為溫和。隨著Al粉比例逐漸增加，更多的Al參與到反應(yīng)中，反應(yīng)的放熱量增多，燃燒反應(yīng)變得更加劇烈，火焰更加明亮，燃燒過(guò)程中發(fā)出的光亮更強(qiáng)。當(dāng)Al粉比例超過(guò)一定值后，過(guò)多的Al會(huì)稀釋反應(yīng)體系中的活性成分，降低反應(yīng)的活性，使得燃燒反應(yīng)的劇烈程度反而減弱。Al粉比例的改變還會(huì)影響燃燒反應(yīng)的傳播速度。在較低的Al粉比例下，由于反應(yīng)活性較低，燃燒波在預(yù)制片中的傳播速度較慢。隨著Al粉比例的增加，反應(yīng)活性增強(qiáng)，燃燒反應(yīng)的傳播速度加快，能夠在更短的時(shí)間內(nèi)使整個(gè)預(yù)制片發(fā)生反應(yīng)。當(dāng)Al粉比例過(guò)高時(shí)，由于反應(yīng)體系的稀釋作用，燃燒反應(yīng)的傳播速度又會(huì)逐漸降低。燃燒穩(wěn)定性也與Al粉比例密切相關(guān)。合適的Al粉比例能夠使燃燒反應(yīng)保持相對(duì)穩(wěn)定的進(jìn)行，燃燒波傳播均勻，沒(méi)有明顯的波動(dòng)或中斷現(xiàn)象。若Al粉比例不合適，過(guò)低時(shí)可能導(dǎo)致燃燒反應(yīng)難以持續(xù)進(jìn)行，出現(xiàn)熄火現(xiàn)象；過(guò)高時(shí)則可能使燃燒反應(yīng)過(guò)于劇烈，產(chǎn)生不穩(wěn)定的燃燒行為，如燃燒波出現(xiàn)跳動(dòng)、閃爍等現(xiàn)象。通過(guò)實(shí)驗(yàn)觀察發(fā)現(xiàn)，當(dāng)Al粉比例在一定范圍內(nèi)，如40%-60%時(shí)，燃燒反應(yīng)能夠保持較好的穩(wěn)定性，反應(yīng)過(guò)程較為平穩(wěn)，有利于中間合金的均勻合成。4.1.2對(duì)Al-5Ti-0.2C微觀結(jié)構(gòu)和相組成的影響預(yù)制片中不同的Al粉比例對(duì)Al-5Ti-0.2C中間合金的微觀結(jié)構(gòu)和相組成有著重要影響。在微觀結(jié)構(gòu)方面，主要體現(xiàn)在TiC顆粒的尺寸、形狀、分布以及TiAl?相的含量和形態(tài)上。隨著Al粉比例的增加，TiC顆粒的尺寸和分布會(huì)發(fā)生明顯變化。當(dāng)Al粉比例較低時(shí)，反應(yīng)體系中生成的TiC顆粒相對(duì)較大，且分布不均勻，容易出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象。這是因?yàn)樵谳^低的Al粉比例下，反應(yīng)體系中Ti和C的濃度相對(duì)較高，TiC的形核和生長(zhǎng)過(guò)程受到的抑制較小，導(dǎo)致TiC顆粒生長(zhǎng)較大，并且由于缺乏足夠的Al來(lái)分散TiC顆粒，使得它們?nèi)菀拙奂谝黄?。隨著Al粉比例的增加，更多的Al參與到反應(yīng)中，Al熔體能夠起到分散TiC顆粒的作用，使TiC顆粒的尺寸逐漸減小，分布更加均勻。當(dāng)Al粉比例過(guò)高時(shí)，雖然TiC顆粒的分布更加均勻，但由于過(guò)多的Al會(huì)稀釋反應(yīng)體系中的Ti和C，使得TiC的形核和生長(zhǎng)受到一定程度的抑制，導(dǎo)致TiC顆粒尺寸進(jìn)一步減小，甚至可能出現(xiàn)部分TiC顆粒溶解的現(xiàn)象。Al粉比例的變化還會(huì)影響TiAl?相的含量和形態(tài)。當(dāng)Al粉比例較低時(shí)，由于體系中Al的含量相對(duì)較少，生成的TiAl?相的含量也相對(duì)較低，且TiAl?相的形態(tài)多為細(xì)小的針狀或短棒狀。隨著Al粉比例的增加，體系中Al的含量增多，更多的Ti與Al反應(yīng)生成TiAl?相，使得TiAl?相的含量逐漸增加。TiAl?相的形態(tài)也會(huì)發(fā)生變化，從細(xì)小的針狀或短棒狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檩^大的塊狀。這是因?yàn)殡S著Al粉比例的增加，反應(yīng)體系中的原子擴(kuò)散更加容易，有利于TiAl?相的生長(zhǎng)和聚集。當(dāng)Al粉比例過(guò)高時(shí)，TiAl?相的含量可能會(huì)繼續(xù)增加，但由于過(guò)多的Al會(huì)使反應(yīng)體系的流動(dòng)性增加，導(dǎo)致TiAl?相在生長(zhǎng)過(guò)程中更容易受到流體流動(dòng)的影響，從而使其形態(tài)變得更加不規(guī)則。在相組成方面，通過(guò)XRD分析發(fā)現(xiàn)，隨著Al粉比例的變化，中間合金中各相的相對(duì)含量也會(huì)發(fā)生改變。當(dāng)Al粉比例較低時(shí)，中間合金中主要相為TiC和少量的TiAl?相，Al相的含量相對(duì)較少。隨著Al粉比例的增加，Al相的含量逐漸增加，TiAl?相的含量也相應(yīng)增加，而TiC相的相對(duì)含量則會(huì)有所下降。這表明Al粉比例的變化會(huì)影響反應(yīng)體系中各相的生成和轉(zhuǎn)變過(guò)程，從而改變中間合金的相組成。4.1.3對(duì)Al-5Ti-0.2C細(xì)化性能的影響預(yù)制片中Al粉比例的不同對(duì)Al-5Ti-0.2C中間合金的細(xì)化性能有著顯著影響。將不同Al粉比例制備的中間合金添加到純鋁或鋁合金熔體中進(jìn)行細(xì)化實(shí)驗(yàn)，通過(guò)金相分析測(cè)量鋁合金的晶粒尺寸，發(fā)現(xiàn)Al粉比例與鋁合金晶粒細(xì)化效果之間存在密切關(guān)系。當(dāng)Al粉比例較低時(shí)，制備的Al-5Ti-0.2C中間合金對(duì)鋁合金的晶粒細(xì)化效果相對(duì)較差。如前文所述，低Al粉比例下，TiC顆粒尺寸較大且分布不均勻，團(tuán)聚現(xiàn)象嚴(yán)重。這些大尺寸且團(tuán)聚的TiC顆粒無(wú)法為鋁合金的結(jié)晶提供足夠有效的異質(zhì)形核核心，導(dǎo)致鋁合金在凝固過(guò)程中形核數(shù)量較少，晶粒生長(zhǎng)較大，細(xì)化效果不佳。同時(shí)，由于TiAl?相含量較低，其對(duì)晶粒細(xì)化的輔助作用也無(wú)法充分發(fā)揮。隨著Al粉比例的增加，中間合金對(duì)鋁合金的晶粒細(xì)化效果逐漸增強(qiáng)。適量增加Al粉比例，TiC顆粒尺寸減小且分布更加均勻，能夠?yàn)殇X合金的結(jié)晶提供更多的異質(zhì)形核核心，促進(jìn)形核。TiAl?相含量的增加也進(jìn)一步增強(qiáng)了細(xì)化效果，TiAl?不僅自身可作為異質(zhì)形核核心，其分解釋放的Ti原子形成的富Ti過(guò)渡區(qū)還能優(yōu)化TiC顆粒的形核環(huán)境。實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)表明，當(dāng)Al粉比例達(dá)到一定值時(shí)，鋁合金的晶粒尺寸明顯減小，細(xì)化效果顯著提升。當(dāng)Al粉比例過(guò)高時(shí)，中間合金的細(xì)化性能又會(huì)出現(xiàn)下降。過(guò)高的Al粉比例導(dǎo)致TiC顆粒尺寸過(guò)小，部分甚至溶解，減少了有效的形核核心。過(guò)多的Al稀釋了中間合金中Ti和C的濃度，降低了TiC和TiAl?相的相對(duì)含量，弱化了它們的細(xì)化作用。鋁合金的晶粒尺寸反而增大，細(xì)化效果變差。4.2制備溫度的影響4.2.1對(duì)SHS過(guò)程的影響制備溫度是影響SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金過(guò)程的關(guān)鍵因素之一，對(duì)反應(yīng)起始溫度、反應(yīng)速率和反應(yīng)完全程度均有顯著影響。隨著制備溫度的升高，反應(yīng)起始溫度也會(huì)相應(yīng)降低。這是因?yàn)檩^高的制備溫度使得反應(yīng)體系的初始能量狀態(tài)提高，反應(yīng)物原子的活性增強(qiáng)，更容易達(dá)到反應(yīng)所需的活化能，從而降低了反應(yīng)的起始門檻。當(dāng)制備溫度為1250℃時(shí)，反應(yīng)起始溫度相對(duì)較高；而當(dāng)制備溫度提高到1350℃時(shí)，反應(yīng)起始溫度明顯降低，反應(yīng)能夠更快地被引發(fā)。這一現(xiàn)象在實(shí)際實(shí)驗(yàn)中通過(guò)熱電偶測(cè)量反應(yīng)體系的溫度變化得到了驗(yàn)證。在較低的制備溫度下，需要更長(zhǎng)的時(shí)間和更高的外部能量輸入才能使反應(yīng)開始；而在較高的制備溫度下，反應(yīng)能夠在較短時(shí)間內(nèi)被觸發(fā)，且所需的外部能量較少。制備溫度對(duì)反應(yīng)速率的影響也十分明顯。在一定范圍內(nèi)，制備溫度升高，反應(yīng)速率顯著加快。從化學(xué)反應(yīng)動(dòng)力學(xué)角度來(lái)看，溫度升高，反應(yīng)物分子的熱運(yùn)動(dòng)加劇，分子間的碰撞頻率增加，且更多的分子具有足夠的能量越過(guò)反應(yīng)的活化能壁壘，從而使反應(yīng)速率加快。在較低的制備溫度下，如1250℃，反應(yīng)速率相對(duì)較慢，燃燒波在預(yù)制片中的傳播速度較慢，整個(gè)反應(yīng)過(guò)程需要較長(zhǎng)時(shí)間才能完成。而當(dāng)制備溫度升高到1350℃時(shí)，反應(yīng)速率大幅提高，燃燒波迅速在預(yù)制片中傳播，反應(yīng)能夠在較短時(shí)間內(nèi)完成。實(shí)驗(yàn)過(guò)程中通過(guò)觀察燃燒現(xiàn)象和記錄反應(yīng)時(shí)間可以清晰地看到這種變化。在1250℃時(shí)，燃燒反應(yīng)較為緩慢，火焰蔓延速度較慢，反應(yīng)持續(xù)時(shí)間較長(zhǎng)；而在1350℃時(shí)，燃燒反應(yīng)劇烈，火焰迅速蔓延，反應(yīng)在短時(shí)間內(nèi)就達(dá)到了較高的程度。制備溫度還會(huì)影響反應(yīng)的完全程度。適當(dāng)提高制備溫度有助于提高反應(yīng)的完全程度。在較高的溫度下，反應(yīng)物之間的擴(kuò)散速度加快，能夠更充分地接觸和反應(yīng)，減少未反應(yīng)的殘留物質(zhì)。當(dāng)制備溫度較低時(shí)，可能會(huì)有部分反應(yīng)物無(wú)法充分反應(yīng)，導(dǎo)致中間合金中存在未反應(yīng)的Ti粉、C粉或其他雜質(zhì)。而在合適的較高制備溫度下，反應(yīng)能夠更徹底地進(jìn)行，得到的中間合金成分更加均勻，純度更高。通過(guò)對(duì)不同制備溫度下制備的中間合金進(jìn)行成分分析（如EDS分析）發(fā)現(xiàn)，在較低溫度下制備的中間合金中，存在較多的未反應(yīng)元素殘留；而在較高溫度下制備的中間合金中，各元素的反應(yīng)更加完全，成分更加接近理論值。4.2.2對(duì)Al-5Ti-0.2C微觀結(jié)構(gòu)和相組成的影響制備溫度的變化對(duì)Al-5Ti-0.2C中間合金的微觀結(jié)構(gòu)和相組成有著重要影響，主要體現(xiàn)在TiC和TiAl?相的生長(zhǎng)、溶解和再結(jié)晶等方面。在微觀結(jié)構(gòu)方面，制備溫度對(duì)TiC顆粒的尺寸和分布有著顯著影響。當(dāng)制備溫度較低時(shí)，TiC顆粒的生長(zhǎng)受到一定限制，顆粒尺寸相對(duì)較小。這是因?yàn)樵谳^低溫度下，原子的擴(kuò)散速率較慢，TiC的形核和生長(zhǎng)過(guò)程相對(duì)緩慢，難以形成較大尺寸的顆粒。較低溫度下，反應(yīng)體系的能量較低，不利于TiC顆粒的聚集和長(zhǎng)大。隨著制備溫度的升高，原子的擴(kuò)散速率加快，TiC顆粒有更多的機(jī)會(huì)聚集和長(zhǎng)大，其尺寸逐漸增大。當(dāng)制備溫度過(guò)高時(shí)，TiC顆?？赡軙?huì)出現(xiàn)過(guò)度生長(zhǎng)的情況，導(dǎo)致顆粒尺寸過(guò)大，且分布不均勻。過(guò)大的TiC顆?？赡軙?huì)團(tuán)聚在一起，影響中間合金的性能。通過(guò)SEM觀察不同制備溫度下的中間合金微觀結(jié)構(gòu)發(fā)現(xiàn)，在1250℃制備的中間合金中，TiC顆粒尺寸較小，分布相對(duì)均勻；而在1350℃制備的中間合金中，部分TiC顆粒尺寸明顯增大，且出現(xiàn)了團(tuán)聚現(xiàn)象。制備溫度還會(huì)影響TiAl?相的形態(tài)和分布。在較低的制備溫度下，生成的TiAl?相多為細(xì)小的針狀或短棒狀，且分布較為均勻。隨著制備溫度的升高，TiAl?相的形態(tài)會(huì)發(fā)生變化，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檩^大的塊狀。這是因?yàn)樵谳^高溫度下，原子的擴(kuò)散能力增強(qiáng)，Ti和Al原子更容易聚集形成較大尺寸的TiAl?相。過(guò)高的制備溫度可能會(huì)導(dǎo)致TiAl?相的分布不均勻，出現(xiàn)局部聚集的現(xiàn)象。在1350℃制備的中間合金中，部分區(qū)域的TiAl?相聚集在一起，形成較大的塊狀組織，這可能會(huì)對(duì)中間合金的性能產(chǎn)生不利影響。在相組成方面，制備溫度的變化會(huì)導(dǎo)致中間合金中各相的相對(duì)含量發(fā)生改變。隨著制備溫度的升高，TiC相的含量可能會(huì)略有下降，而TiAl?相的含量則會(huì)增加。這是因?yàn)樵谳^高溫度下，部分TiC可能會(huì)與Al發(fā)生進(jìn)一步反應(yīng)，生成TiAl?相。較高溫度下，反應(yīng)的平衡向生成TiAl?相的方向移動(dòng)。通過(guò)XRD分析不同制備溫度下中間合金的相組成發(fā)現(xiàn)，在1250℃制備的中間合金中，TiC相的相對(duì)含量較高；而在1350℃制備的中間合金中，TiAl?相的相對(duì)含量明顯增加，TiC相的相對(duì)含量相應(yīng)減少。4.2.3對(duì)Al-5Ti-0.2C細(xì)化性能的影響制備溫度的不同對(duì)Al-5Ti-0.2C中間合金的細(xì)化性能有著顯著影響，直接關(guān)系到其在鋁合金中的晶粒細(xì)化效果。將不同制備溫度下制備的Al-5Ti-0.2C中間合金添加到純鋁或鋁合金熔體中進(jìn)行細(xì)化實(shí)驗(yàn)，通過(guò)金相分析測(cè)量鋁合金的晶粒尺寸，發(fā)現(xiàn)制備溫度與鋁合金晶粒細(xì)化效果之間存在密切關(guān)系。當(dāng)制備溫度較低時(shí)，制備的Al-5Ti-0.2C中間合金對(duì)鋁合金的晶粒細(xì)化效果相對(duì)較差。如前文所述，低制備溫度下，TiC顆粒尺寸較小，且可能存在反應(yīng)不完全的情況，導(dǎo)致有效的異質(zhì)形核核心數(shù)量不足。這些小尺寸且數(shù)量有限的TiC顆粒無(wú)法為鋁合金的結(jié)晶提供足夠的形核位點(diǎn)，使得鋁合金在凝固過(guò)程中形核數(shù)量較少，晶粒生長(zhǎng)較大，細(xì)化效果不佳。較低溫度下生成的TiAl?相尺寸較小，其對(duì)晶粒細(xì)化的輔助作用也難以充分發(fā)揮。隨著制備溫度的升高，中間合金對(duì)鋁合金的晶粒細(xì)化效果逐漸增強(qiáng)。適當(dāng)提高制備溫度，TiC顆粒尺寸增大，能夠?yàn)殇X合金的結(jié)晶提供更多有效的異質(zhì)形核核心，促進(jìn)形核。TiAl?相尺寸的增大和含量的增加也進(jìn)一步增強(qiáng)了細(xì)化效果，TiAl?不僅自身可作為異質(zhì)形核核心，其分解釋放的Ti原子形成的富Ti過(guò)渡區(qū)還能優(yōu)化TiC顆粒的形核環(huán)境。實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)表明，當(dāng)制備溫度達(dá)到一定值時(shí)，鋁合金的晶粒尺寸明顯減小，細(xì)化效果顯著提升。當(dāng)制備溫度過(guò)高時(shí)，中間合金的細(xì)化性能又會(huì)出現(xiàn)下降。過(guò)高的制備溫度導(dǎo)致TiC顆粒尺寸過(guò)大，且出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象，減少了有效的形核核心。過(guò)多的TiC團(tuán)聚體無(wú)法均勻地分散在鋁合金熔體中，使得形核位點(diǎn)分布不均勻，影響晶粒細(xì)化效果。過(guò)高溫度下TiAl?相的不均勻分布也會(huì)對(duì)細(xì)化性能產(chǎn)生負(fù)面影響。鋁合金的晶粒尺寸反而增大，細(xì)化效果變差。4.3制備時(shí)間的影響4.3.1對(duì)SHS過(guò)程的影響制備時(shí)間是影響SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金過(guò)程的重要參數(shù)，對(duì)反應(yīng)進(jìn)程、熱量傳遞和物質(zhì)擴(kuò)散有著顯著影響。在反應(yīng)進(jìn)程方面，制備時(shí)間過(guò)短，反應(yīng)可能無(wú)法充分進(jìn)行。由于SHS反應(yīng)是一個(gè)復(fù)雜的多步反應(yīng)過(guò)程，包括Ti和C反應(yīng)生成TiC，以及TiC與Al進(jìn)一步反應(yīng)等，需要一定的時(shí)間來(lái)完成這些反應(yīng)。當(dāng)制備時(shí)間不足時(shí)，部分反應(yīng)物可能無(wú)法完全參與反應(yīng)，導(dǎo)致反應(yīng)不完全，中間合金中存在未反應(yīng)的原料殘留。實(shí)驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)，當(dāng)制備時(shí)間僅為15分鐘時(shí)，通過(guò)XRD分析和EDS成分檢測(cè)，發(fā)現(xiàn)中間合金中存在較多未反應(yīng)的Ti粉和C粉，這表明反應(yīng)沒(méi)有達(dá)到充分進(jìn)行的程度。隨著制備時(shí)間的延長(zhǎng)，反應(yīng)能夠更充分地進(jìn)行。更多的Ti和C有足夠的時(shí)間發(fā)生反應(yīng)生成TiC，TiC也能與Al充分反應(yīng)，使反應(yīng)逐漸趨于完全。當(dāng)制備時(shí)間達(dá)到30分鐘時(shí)，未反應(yīng)原料的殘留明顯減少，中間合金的成分更加接近理論值。但制備時(shí)間過(guò)長(zhǎng)也并非有益，過(guò)長(zhǎng)的制備時(shí)間可能導(dǎo)致反應(yīng)過(guò)度，使一些相發(fā)生過(guò)度生長(zhǎng)或轉(zhuǎn)變，影響中間合金的性能。制備時(shí)間對(duì)熱量傳遞也有重要影響。在SHS反應(yīng)初期，反應(yīng)放出大量熱量，這些熱量需要一定時(shí)間在反應(yīng)體系中傳遞和擴(kuò)散。如果制備時(shí)間過(guò)短，熱量可能無(wú)法均勻地傳遞到整個(gè)反應(yīng)體系，導(dǎo)致局部溫度不均勻。局部溫度過(guò)高可能使部分區(qū)域的反應(yīng)過(guò)于劇烈，而局部溫度過(guò)低則可能導(dǎo)致反應(yīng)不完全。當(dāng)制備時(shí)間較短時(shí)，通過(guò)熱電偶測(cè)量反應(yīng)體系不同位置的溫度，發(fā)現(xiàn)溫度差異較大，這表明熱量傳遞不均勻。隨著制備時(shí)間的延長(zhǎng)，熱量有足夠的時(shí)間在體系中擴(kuò)散，使整個(gè)反應(yīng)體系的溫度更加均勻。當(dāng)制備時(shí)間達(dá)到一定值時(shí)，反應(yīng)體系的溫度分布相對(duì)均勻，有利于反應(yīng)的平穩(wěn)進(jìn)行。物質(zhì)擴(kuò)散在SHS反應(yīng)中起著關(guān)鍵作用，制備時(shí)間對(duì)物質(zhì)擴(kuò)散同樣有影響。在反應(yīng)過(guò)程中，Ti、C和Al原子需要通過(guò)擴(kuò)散相互接觸并發(fā)生反應(yīng)。制備時(shí)間過(guò)短，原子擴(kuò)散不充分，會(huì)影響反應(yīng)的進(jìn)行。在較短的制備時(shí)間下，通過(guò)SEM觀察中間合金的微觀結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)TiC顆粒的分布不均勻，這是由于原子擴(kuò)散不充分，導(dǎo)致TiC的生成和分布受到影響。隨著制備時(shí)間的延長(zhǎng)，原子有更多的時(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散，能夠更充分地參與反應(yīng)，使TiC顆粒的分布更加均勻。當(dāng)制備時(shí)間足夠長(zhǎng)時(shí)，TiC顆粒在鋁基體中均勻分布，有利于提高中間合金的性能。4.3.2對(duì)Al-5Ti-0.2C微觀結(jié)構(gòu)和相組成的影響制備時(shí)間的變化對(duì)Al-5Ti-0.2C中間合金的微觀結(jié)構(gòu)和相組成有著重要影響，主要體現(xiàn)在TiC和TiAl?相的發(fā)育和成熟程度上。在微觀結(jié)構(gòu)方面，制備時(shí)間對(duì)TiC顆粒的尺寸和分布有著顯著影響。當(dāng)制備時(shí)間較短時(shí)，TiC顆粒的生長(zhǎng)受到限制，尺寸相對(duì)較小。這是因?yàn)樵谳^短的時(shí)間內(nèi)，原子的擴(kuò)散和反應(yīng)不充分，TiC的形核和生長(zhǎng)過(guò)程無(wú)法充分進(jìn)行。此時(shí)，TiC顆粒在鋁基體中的分布也可能不均勻。通過(guò)SEM觀察發(fā)現(xiàn)，在制備時(shí)間為15分鐘的中間合金中，TiC顆粒尺寸較小，且部分區(qū)域TiC顆粒聚集在一起，分布不均勻。隨著制備時(shí)間的延長(zhǎng)，原子的擴(kuò)散和反應(yīng)更加充分，TiC顆粒有更多的機(jī)會(huì)生長(zhǎng)和聚集，尺寸逐漸增大。TiC顆粒在鋁基體中的分布也更加均勻。當(dāng)制備時(shí)間達(dá)到30分鐘時(shí)，TiC顆粒尺寸明顯增大，且分布相對(duì)均勻。但制備時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，TiC顆?？赡軙?huì)出現(xiàn)過(guò)度生長(zhǎng)的情況，導(dǎo)致尺寸過(guò)大，甚至團(tuán)聚在一起，影響中間合金的性能。制備時(shí)間還會(huì)影響TiAl?相的形態(tài)和分布。在較短的制備時(shí)間下，生成的TiAl?相多為細(xì)小的針狀或短棒狀，且分布較為分散。隨著制備時(shí)間的延長(zhǎng)，TiAl?相的形態(tài)會(huì)發(fā)生變化，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檩^大的塊狀。這是因?yàn)樵谳^長(zhǎng)時(shí)間內(nèi)，原子的擴(kuò)散能力增強(qiáng)，Ti和Al原子更容易聚集形成較大尺寸的TiAl?相。制備時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，TiAl?相可能會(huì)出現(xiàn)過(guò)度聚集的現(xiàn)象，導(dǎo)致其分布不均勻。在制備時(shí)間為45分鐘的中間合金中，部分區(qū)域的TiAl?相聚集在一起，形成較大的塊狀組織，這可能會(huì)對(duì)中間合金的性能產(chǎn)生不利影響。在相組成方面，制備時(shí)間的變化會(huì)導(dǎo)致中間合金中各相的相對(duì)含量發(fā)生改變。隨著制備時(shí)間的延長(zhǎng)，反應(yīng)更加充分，TiC相和TiAl?相的含量可能會(huì)發(fā)生變化。在較短的制備時(shí)間下，由于反應(yīng)不完全，TiC相和TiAl?相的含量相對(duì)較低。隨著制備時(shí)間的增加，反應(yīng)逐漸趨于完全，TiC相和TiAl?相的含量會(huì)相應(yīng)增加。但當(dāng)制備時(shí)間過(guò)長(zhǎng)時(shí)，可能會(huì)導(dǎo)致一些相的分解或轉(zhuǎn)變，從而影響相組成。通過(guò)XRD分析不同制備時(shí)間下中間合金的相組成發(fā)現(xiàn)，在制備時(shí)間為15分鐘的中間合金中，TiC相和TiAl?相的相對(duì)含量較低；而在制備時(shí)間為30分鐘的中間合金中，TiC相和TiAl?相的相對(duì)含量明顯增加。4.3.3對(duì)Al-5Ti-0.2C細(xì)化性能的影響制備時(shí)間的不同對(duì)Al-5Ti-0.2C中間合金的細(xì)化性能有著顯著影響，直接關(guān)系到其在鋁合金中的晶粒細(xì)化效果。將不同制備時(shí)間下制備的Al-5Ti-0.2C中間合金添加到純鋁或鋁合金熔體中進(jìn)行細(xì)化實(shí)驗(yàn)，通過(guò)金相分析測(cè)量鋁合金的晶粒尺寸，發(fā)現(xiàn)制備時(shí)間與鋁合金晶粒細(xì)化效果之間存在密切關(guān)系。當(dāng)制備時(shí)間較短時(shí)，制備的Al-5Ti-0.2C中間合金對(duì)鋁合金的晶粒細(xì)化效果相對(duì)較差。如前文所述，短制備時(shí)間下，TiC顆粒尺寸較小，且分布不均勻，有效的異質(zhì)形核核心數(shù)量不足。這些小尺寸且分布不均的TiC顆粒無(wú)法為鋁合金的結(jié)晶提供足夠的形核位點(diǎn)，使得鋁合金在凝固過(guò)程中形核數(shù)量較少，晶粒生長(zhǎng)較大，細(xì)化效果不佳。較小尺寸的TiAl?相也難以充分發(fā)揮其對(duì)晶粒細(xì)化的輔助作用。隨著制備時(shí)間的延長(zhǎng)，中間合金對(duì)鋁合金的晶粒細(xì)化效果逐漸增強(qiáng)。適當(dāng)延長(zhǎng)制備時(shí)間，TiC顆粒尺寸增大且分布更加均勻，能夠?yàn)殇X合金的結(jié)晶提供更多有效的異質(zhì)形核核心，促進(jìn)形核。TiAl?相尺寸的增大和含量的增加也進(jìn)一步增強(qiáng)了細(xì)化效果，TiAl?不僅自身可作為異質(zhì)形核核心，其分解釋放的Ti原子形成的富Ti過(guò)渡區(qū)還能優(yōu)化TiC顆粒的形核環(huán)境。實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)表明，當(dāng)制備時(shí)間達(dá)到一定值時(shí)，鋁合金的晶粒尺寸明顯減小，細(xì)化效果顯著提升。當(dāng)制備時(shí)間過(guò)長(zhǎng)時(shí)，中間合金的細(xì)化性能又會(huì)出現(xiàn)下降。過(guò)長(zhǎng)的制備時(shí)間導(dǎo)致TiC顆粒尺寸過(guò)大，且出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象，減少了有效的形核核心。過(guò)多的TiC團(tuán)聚體無(wú)法均勻地分散在鋁合金熔體中，使得形核位點(diǎn)分布不均勻，影響晶粒細(xì)化效果。TiAl?相的過(guò)度聚集也會(huì)對(duì)細(xì)化性能產(chǎn)生負(fù)面影響。鋁合金的晶粒尺寸反而增大，細(xì)化效果變差。4.4討論4.4.1關(guān)鍵參數(shù)對(duì)燃燒反應(yīng)熱量利用效率的影響在常規(guī)SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金的過(guò)程中，預(yù)制片中Al粉比例、制備溫度和制備時(shí)間等關(guān)鍵參數(shù)對(duì)燃燒反應(yīng)熱量利用效率有著復(fù)雜且重要的影響。預(yù)制片中Al粉比例是影響燃燒反應(yīng)熱量利用效率的關(guān)鍵因素之一。當(dāng)Al粉比例較低時(shí)，反應(yīng)體系中提供的Al量相對(duì)較少，燃燒反應(yīng)的放熱量有限。由于體系中Al熔體的體積分?jǐn)?shù)較小，燃燒反應(yīng)初期釋放的熱量雖然相對(duì)集中，但由于總量不足，難以使整個(gè)體系達(dá)到較高的溫度，熱量利用效率較低。此時(shí)，部分熱量可能會(huì)在反應(yīng)體系與外界環(huán)境的熱交換中散失，無(wú)法有效用于中間合金的合成。隨著Al粉比例逐漸增加，更多的Al參與到反應(yīng)中，反應(yīng)的放熱量增多。然而，當(dāng)Al粉比例超過(guò)一定值后，過(guò)多的Al會(huì)稀釋反應(yīng)體系中的活性成分，降低反應(yīng)的活性。雖然反應(yīng)放出的總熱量可能增加，但由于體系中Al熔體體積分?jǐn)?shù)過(guò)大，燃燒反應(yīng)初期釋放的熱量大多被Al熔體吸收。由于Al熔體的比熱容較大，這些熱量并未引起熔體溫度的劇烈變化，導(dǎo)致熱量利用效率下降。實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)表明，當(dāng)Al粉比例在40%-60%范圍內(nèi)時(shí)，燃燒反應(yīng)的熱量利用效率相對(duì)較高，此時(shí)反應(yīng)能夠保持較好的穩(wěn)定性，放出的熱量能夠更有效地用于中間合金的合成。制備溫度對(duì)燃燒反應(yīng)熱量利用效率也有顯著影響。在較低的制備溫度下，反應(yīng)起始溫度較高，反應(yīng)速率較慢。這意味著反應(yīng)需要更長(zhǎng)的時(shí)間來(lái)釋放熱量，且在反應(yīng)過(guò)程中熱量散失的可能性增加。由于反應(yīng)速率慢，單位時(shí)間內(nèi)放出的熱量較少，難以使體系迅速達(dá)到較高的溫度，從而影響了熱量利用效率。隨著制備溫度的升高，反應(yīng)起始溫度降低，反應(yīng)速率顯著加快。在較高的溫度下，反應(yīng)能夠在較短時(shí)間內(nèi)釋放大量熱量，使體系迅速升溫。過(guò)高的制備溫度可能會(huì)導(dǎo)致反應(yīng)過(guò)于劇烈，部分熱量以熱輻射等形式快速散失到周圍環(huán)境中，同樣降低了熱量利用效率。合適的制備溫度能夠使反應(yīng)在快速進(jìn)行的同時(shí)，有效地利用釋放的熱量，提高熱量利用效率。制備時(shí)間同樣會(huì)影響燃燒反應(yīng)熱量利用效率。制備時(shí)間過(guò)短，反應(yīng)可能無(wú)法充分進(jìn)行，導(dǎo)致部分反應(yīng)物未反應(yīng)完全，釋放的熱量不足。由于反應(yīng)時(shí)間短，熱量在反應(yīng)體系中的傳遞和擴(kuò)散不充分，會(huì)出現(xiàn)局部溫度不均勻的情況，影響中間合金的合成質(zhì)量，降低熱量利用效率。隨著制備時(shí)間的延長(zhǎng)，反應(yīng)能夠更充分地進(jìn)行，釋放的熱量增加。熱量有足夠的時(shí)間在體系中擴(kuò)散，使整個(gè)反應(yīng)體系的溫度更加均勻，有利于提高熱量利用效率。但制備時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，可能會(huì)導(dǎo)致反應(yīng)過(guò)度，一些相發(fā)生過(guò)度生長(zhǎng)或轉(zhuǎn)變，消耗額外的能量，且過(guò)長(zhǎng)的反應(yīng)時(shí)間會(huì)增加熱量散失的時(shí)間，從而降低熱量利用效率。綜上所述，在常規(guī)SHS法制備Al-5Ti-0.2C中間合金時(shí)，需要綜合考慮預(yù)制片中Al粉比例、制備溫度和制備時(shí)間等關(guān)鍵參數(shù)，找到它們之間的最佳匹配，以提高燃燒反應(yīng)熱量利用效率，實(shí)現(xiàn)中間合金的高效合成。4.4.2制備工藝參數(shù)與中間合金性能的關(guān)系制備工藝參數(shù)與Al-5Ti-0.2C中間合金的性能之間存在著緊密且復(fù)雜的內(nèi)在聯(lián)系，這些參數(shù)的變化會(huì)顯著影響中間合金的微觀結(jié)構(gòu)、相組成和細(xì)化性能。預(yù)制片中Al粉比例的變化對(duì)中間合金的微觀結(jié)構(gòu)有著重要影響。如前文所述，較低的Al粉比例會(huì)導(dǎo)致TiC顆粒尺寸較大且分布不均勻，容易出現(xiàn)團(tuán)聚現(xiàn)象。這是因?yàn)樵诘虯l粉比例下，反應(yīng)體系中Ti和C的濃度相對(duì)較高，TiC的形核和生長(zhǎng)過(guò)程受到的抑制較小，導(dǎo)致TiC顆粒生長(zhǎng)較大。由于缺乏