熱爆合成?自發(fā)熔滲TiC/Fe3Al復(fù)合材料的形成機(jī)理與磨損性能

遲 靜，李 敏，王淑峰，郭延章，吳 杰

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熱爆合成?自發(fā)熔滲TiC/Fe3Al復(fù)合材料的形成機(jī)理與磨損性能

遲 靜，李 敏，王淑峰，郭延章，吳 杰

(山東科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，青島 266590)

采用熱爆合成?自發(fā)熔滲方法快速制備TiC/Fe3Al復(fù)合材料，通過相組成和顯微組織的演變分析復(fù)合材料的形成過程，探討TiC的生成及長(zhǎng)大機(jī)制，并對(duì)復(fù)合材料的滑動(dòng)摩擦磨損性能進(jìn)行研究。結(jié)果表明：Ti、C熱爆合成為TiC多孔壓坯，F(xiàn)e3Al熔體自發(fā)滲入壓坯孔隙；TiC在熔體中進(jìn)行溶解?析出，結(jié)晶為初生TiC和共晶TiC。進(jìn)入TiC晶格的Fe優(yōu)先吸附在{100}晶面上，使其表面能降低，初生TiC形貌由{111}八面體轉(zhuǎn)變?yōu)閧100}立方體。TiC生長(zhǎng)機(jī)制為小平面晶的臺(tái)階側(cè)向生長(zhǎng)，自發(fā)熔滲較快的冷卻速度使生長(zhǎng)臺(tái)階增多，形成疊層生長(zhǎng)。TiC/Fe3Al復(fù)合材料的滑動(dòng)磨損率為2.7×10?7 g/s，比Fe3Al的下降31.7%。磨損機(jī)理研究表明TiC有效抑制了剝層磨損，使復(fù)合材料的耐磨損性能提高。

TiC/Fe3Al；熱爆合成；自發(fā)熔滲；生長(zhǎng)機(jī)制；磨損

Fe-Al系金屬間化合物熔點(diǎn)高，密度低，抗氧化和耐腐蝕性能優(yōu)異，成本低廉，在航空航天、能量轉(zhuǎn)換和高溫過濾等方面具有重要的應(yīng)用價(jià)值，目前，研究最多的是DO3-Fe3Al和B2-FeAl兩種類型[1?4]。然而，高溫強(qiáng)度低和室溫脆性大阻礙了Fe-Al金屬間化合物的實(shí)際應(yīng)用。近年來，通過添加TiC顆粒與之形成復(fù)合材料，有效改善了上述不足[4?8]；同時(shí)，有研究指 出[7?8]，由于TiC的高硬度，TiC增強(qiáng)Fe-Al基復(fù)合材料有望具有優(yōu)良的耐磨損性能，在要求磨損抗力高的工業(yè)領(lǐng)域應(yīng)用前景廣闊。

TiC增強(qiáng)復(fù)合材料的制備方法主要有燃燒合成法[9]、熔體反應(yīng)法[10]、自發(fā)熔滲法[6, 11]和粉末冶金 法[12]等。其中，自發(fā)熔滲法利用某些熔體與TiC顆粒良好的浸潤(rùn)性和熱力學(xué)相容性，可在無外加壓力的條件下，通過熔體自發(fā)滲入TiC壓坯而形成致密復(fù)合材料?GAO等[13?14]、SUBRAMANIAN等[15]采用該方法成功制備出TiC/Fe-Al、TiC/Ni-Al復(fù)合材料，并對(duì)材料性能進(jìn)行了研究。高明霞[11]研究認(rèn)為，高溫Fe3Al熔體對(duì)TiC壓坯具有極強(qiáng)的滲透力，在持續(xù)加熱的條件下，F(xiàn)e3Al熔化瞬間即滲入壓坯，整個(gè)過程在幾十秒內(nèi)完成。目前，自發(fā)熔滲TiC增強(qiáng)復(fù)合材料的研究多集中于制備工藝和材料性能，對(duì)于該過程中TiC的生長(zhǎng)機(jī)制還缺乏深入探討。此外，文獻(xiàn)[6, 11, 13?15]中報(bào)道的自發(fā)熔滲法均是以TiC為原料，而TiC陶瓷顆粒塑性小，不易壓制成型，還另需依靠等靜壓、預(yù)燒結(jié)等方式才能獲得壓坯。

另一方面，Ti粉和C粉塑性強(qiáng)，易于壓制，利用燃燒合成法能夠使兩者快速反應(yīng)生成為TiC。該方法以Ti-C體系反應(yīng)釋放的熱量維持自身進(jìn)程，能耗低、速度快(數(shù)秒內(nèi)完成)，但制備的材料存在較多孔隙，致密性不佳。然而值得注意的是，范群成[16]觀察到燃燒合成的TiC顆粒之間呈輕微燒結(jié)狀態(tài)；宋謀勝[17]對(duì)Ti-C體系燃燒合成的研究表明，TiC顆粒相互擠壓緊密；并指出引燃方式會(huì)影響產(chǎn)物形態(tài)，熱爆合成的TiC晶粒要明顯小于自蔓延合成的TiC晶粒。由此可知，Ti和C熱爆合成的產(chǎn)物是由緊密接觸的TiC顆粒和孔隙構(gòu)成，這與TiC粉經(jīng)壓制后的特點(diǎn)相似，因此可用作自發(fā)熔滲壓坯。此外，熱爆合成法中較高的燃燒溫度會(huì)使雜質(zhì)充分揮發(fā)，能有效避免以TiC粉為原料在壓坯成型過程中受到的污染。

本文作者將自發(fā)熔滲與燃燒合成兩種方法相結(jié)合，以Ti粉和C粉為原料，熱爆合成為TiC多孔壓坯，F(xiàn)e3Al高溫熔體隨即自發(fā)滲入，獲得TiC顆粒增強(qiáng)Fe3Al復(fù)合材料。分析了TiC/Fe3Al復(fù)合材料的物相組成和顯微組織，通過對(duì)制備過程中各階段產(chǎn)物的研究，揭示了復(fù)合材料的形成過程，探討了TiC的生成及長(zhǎng)大機(jī)制，并考察了TiC對(duì)Fe3Al摩擦磨損性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

將Ti粉(粒度為50~75 μm)和C粉(粒度為10~40 μm)按照摩爾比1:1均勻混合，75 MPa壓力下壓制，獲得尺寸為直徑20 mm×10 mm的壓坯，相對(duì)密度為55%。實(shí)驗(yàn)使用自制熱爆合成?自發(fā)熔滲設(shè)備，圖1所示為實(shí)驗(yàn)示意圖。將壓坯放入中頻感應(yīng)線圈芯部的耐火坩堝內(nèi)，F(xiàn)e3Al塊體安裝在坩堝上方的自動(dòng)升降臂上，F(xiàn)e3Al與Ti、C混合粉末的質(zhì)量比為4:1，實(shí)驗(yàn)在氬氣氣氛中進(jìn)行，感應(yīng)功率2.5 kW。實(shí)驗(yàn)開始約10 s (620 ℃)，出現(xiàn)炫目的強(qiáng)烈火焰，持續(xù)燃燒3~4 s后現(xiàn)象消失。隨即下降Fe3Al塊體置于坩堝內(nèi)的壓坯上，F(xiàn)e3Al塊體逐漸變形出現(xiàn)熔化跡象(實(shí)驗(yàn)時(shí)間30 s，溫度1510 ℃)，待Fe3Al塊體全部熔化后(實(shí)驗(yàn)時(shí)間120 s)停止加熱，獲得TiC/Fe3Al復(fù)合材料，標(biāo)記為S120(下標(biāo)120為實(shí)驗(yàn)時(shí)間，本實(shí)驗(yàn)中試樣均按此方式標(biāo)記)。為研究復(fù)合材料的形成過程和TiC的演變規(guī)律，在完全相同的實(shí)驗(yàn)條件下，分別在火焰消失時(shí)(實(shí)驗(yàn)時(shí)間為15 s)、Fe3Al塊體變形開始熔化時(shí)(實(shí)驗(yàn)時(shí)間為30 s)和Fe3Al塊體熔化中期(實(shí)驗(yàn)時(shí)間為75 s)停止加熱，快速水淬后獲得試樣S15、S30和S75。

利用X射線衍射儀(XRD，D/Max 2500PC)對(duì)試樣進(jìn)行物相分析，采用場(chǎng)發(fā)射高分辨掃描電鏡(FESEM, Nova Nano SEM450)觀察顯微組織，用電子探針(EPMA，JXA?8230)配置的X射線能量色散譜儀(EDS)檢測(cè)微區(qū)成分；在多功能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)(UMT?3)上進(jìn)行滑動(dòng)摩擦實(shí)驗(yàn)，對(duì)磨球?yàn)閅G硬質(zhì)合金(90HRA)，法向加載200 N，滑動(dòng)速度10 mm/s，滑動(dòng)時(shí)間3600 s。用精度為0.1 mg的電子天平稱量磨損質(zhì)量損失，以單位時(shí)間的磨損質(zhì)量損失評(píng)價(jià)材料的耐磨損性能。

圖1 熱爆合成?自發(fā)熔滲實(shí)驗(yàn)示意圖

2 結(jié)果與分析

2.1 TiC/Fe3Al復(fù)合材料的物相組成和顯微組織

圖2所示為TiC/Fe3Al復(fù)合材料(S120)的XRD譜。從圖2可知，試樣的物相組成為TiC和Fe3Al，這表明以Ti粉和C粉為原料，利用熱爆合成?自發(fā)熔滲的方法獲得了TiC增強(qiáng)Fe3Al復(fù)合材料。以-Al2O3為內(nèi)標(biāo)物質(zhì)，利用K值法[18]計(jì)算出試樣中Fe3Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為78.5%，與原料配比相近。

圖3(a)所示為TiC/Fe3Al復(fù)合材料(S120)的微觀形貌，放大后可見3種典型組織(見圖3(b))：暗色基體(標(biāo)記為組織)、規(guī)則塊體(標(biāo)記為組織)和密集細(xì)小顆粒(標(biāo)記為組織)。EDS結(jié)果(見圖4(a))表明主要由Fe和Al元素組成，其中Al的摩爾分?jǐn)?shù)為28%。根據(jù)Fe-Al二元合金相圖[19]，Al的摩爾分?jǐn)?shù)在25%~32%范圍內(nèi)的Fe-Al合金為DO3結(jié)構(gòu)的Fe3Al，與XRD分析結(jié)果相符合(見圖2)。從圖4(a)還可以看出，F(xiàn)e3Al中溶入了微量的Ti和C元素。圖4(b)、(c)顯示組織和組織的成分組成相同，主要為Ti和C，結(jié)合XRD譜確定兩者為TiC相(見圖2)。其中，組織為初生TiC，呈規(guī)則四邊形塊狀，彌散分布于Fe3Al基體上；而組織是共晶TiC相，呈細(xì)?；蚨贪魻睿奂植荚贔e3Al晶界，相互連接為網(wǎng)狀。

圖2 TiC/Fe3Al復(fù)合材料(S120)的XRD譜

圖3 TiC/Fe3Al復(fù)合材料(S120)的FESEM照片

圖4 圖3中顯微組織的EDS成分分析

2.2 TiC/Fe3Al復(fù)合材料的形成機(jī)理

圖5所示為不同制備階段所獲得試樣的XRD譜，揭示了熱爆合成?自發(fā)熔滲過程中物相的演變過程。試樣S15的物相為TiC，這表明原料Ti-C體系被激發(fā)，反應(yīng)生成了TiC。由于Ti和C的混合粉末壓坯全部位于中頻感應(yīng)線圈內(nèi)，壓坯整體進(jìn)行反應(yīng)燃燒，屬于典型的熱爆合成。熱力學(xué)反應(yīng)生成焓(Δ)計(jì)算結(jié)果表明[20]，Ti+C→TiC為強(qiáng)放熱反應(yīng)，瞬間釋放大量熱量，因此在實(shí)驗(yàn)中觀察到強(qiáng)烈燃燒火焰。本實(shí)驗(yàn)中熱爆合成的引燃溫度(620 ℃)明顯低于單一熱場(chǎng)條件下的引燃溫度(1100 ℃)[21]，分析認(rèn)為這跟磁場(chǎng)的作用有關(guān)，磁場(chǎng)對(duì)物質(zhì)具有活化效應(yīng)，從而加速了Ti、C原子的擴(kuò)散速度，強(qiáng)化燃燒過程，使反應(yīng)在較低溫度下發(fā) 生[22]。試樣S30由TiC和Fe3Al兩種物相組成，表明Fe3Al塊體熔化，并向下滲入多孔TiC壓坯中。試樣S75的物相組成與S30的一樣，也與最終試樣S120-的相同(見圖2)，這說明在熔滲過程中Fe3Al與TiC沒有發(fā)生反應(yīng)生成其他新相，只是隨著實(shí)驗(yàn)時(shí)間的延長(zhǎng)，F(xiàn)e3Al的熔滲加劇，復(fù)合材料中Fe3Al含量增多。

圖5 試樣S15、S30、S75的XRD譜

圖6所示為不同制備階段所獲得試樣的FESEM像，反映了復(fù)合材料顯微組織的形成過程。由圖6(a)中S15的微觀形貌可以看出，熱爆合成的TiC壓坯結(jié)構(gòu)疏松，存在較多的孔隙，TiC晶粒呈似橢圓形；試樣的斷口形貌(見圖6(b))顯示TiC的晶粒和晶界存在較多微小孔隙，這是由燃燒合成的技術(shù)特性造成 的[16]。對(duì)本實(shí)驗(yàn)而言，孔隙為Fe3Al熔體提供滲入通道，更利于TiC/Fe3Al復(fù)合材料的自發(fā)熔滲制備。在S30中，F(xiàn)e3Al塊體熔化，進(jìn)入壓坯孔隙(見圖6(c))，同時(shí)可發(fā)現(xiàn)孔隙內(nèi)的Fe3Al基體上有細(xì)小粒狀共晶TiC析出，彼此相互連接成網(wǎng)狀。文獻(xiàn)[11, 15]指出，TiC在Fe-Al系高溫熔體中具有一定的溶解度，圖4(a)的EDS結(jié)果顯示Fe3Al中含有Ti、C元素，也證實(shí)了TiC向Fe3Al熔體發(fā)生了溶解。此時(shí)，F(xiàn)e3Al熔體滲入時(shí)間短，TiC溶解少，凝固過程中Ti、C元素以共晶形式析出。在S75中(見圖6(d))，除了共晶TiC，還出現(xiàn)了規(guī)則四邊形的初生TiC(見圖6(d)中箭頭所指)。由此可知，隨實(shí)驗(yàn)時(shí)間延長(zhǎng)，橢圓形TiC溶解充分，熔體中Ti、C元素增多，TiC會(huì)以初晶和共晶兩種形式析出。

圖6 不同試樣的顯微組織

根據(jù)上述分析可以得出，熱爆合成?自發(fā)熔滲TiC/Fe3Al復(fù)合材料(S120)的形成過程：原料Ti、C粉末經(jīng)熱爆合成為由橢圓形TiC晶粒構(gòu)成的多孔壓坯，F(xiàn)e3Al熔體滲入壓坯孔隙，TiC向熔體發(fā)生充分溶解，分解為Ti和C元素。在冷卻凝固過程中，熔體中的Ti和C重新結(jié)晶為TiC析出，首先析出的是初生TiC；初生TiC的不斷形成造成熔體中Ti、C含量降低，在降溫過程中繼而析出共晶TiC。

TiC 的空間群為3，立方面心格子，NaCl型結(jié)構(gòu)。根據(jù)晶體生長(zhǎng)定律，晶面的表面能越高，其法向生長(zhǎng)速率越快，在生長(zhǎng)過程中越容易消失，而低表面能的晶面則得以保留，構(gòu)成晶體的最終形貌。在TiC結(jié)構(gòu)中，晶面{110}、{100}和{111}的表面能依次降 低[23?24]，因此最低表面能的{111}晶面構(gòu)成了TiC的平衡形貌，即八面體。而實(shí)際的晶體形貌是由晶體內(nèi)部結(jié)構(gòu)和外部生長(zhǎng)環(huán)境共同決定的，當(dāng)生長(zhǎng)環(huán)境偏離平衡狀態(tài)后，晶體形貌就可能發(fā)生改變。圖4(b)~(c)中的EDS結(jié)果顯示，TiC中含有微量的Fe元素，這表明Fe3Al熔體中的Fe進(jìn)入了TiC晶格。聶金鳳[25]指出，晶體中的雜質(zhì)原子會(huì)改變晶面表面能，影響晶體形貌。Ⅷ族過渡型元素，如Fe和Ni，主要是依靠與C軌道電子雜化，以形成鍵的方式進(jìn)入TiC晶格。TiC的原子排列方式為立方緊密堆積，密置面{111}是極性面，即一層晶面只由一種原子構(gòu)成，C或Ti依次交替出現(xiàn)在每層{111}晶面上；而{100}晶面則由Ti和C兩種原子組成，因此，F(xiàn)e原子會(huì)優(yōu)先吸附在{100}面上。Fe原子的吸附使{100}表面能降低，生長(zhǎng)速度減慢，{111}面因生長(zhǎng)較快而逐漸縮小，形成由{100}和{111}聚合的缺頂立方體形貌(見圖7(a))；當(dāng){111}面最終消失時(shí)，TiC成為由{100}面構(gòu)成的立方體(見圖7(b))，因此初生TiC的二維形貌為規(guī)則四邊形塊體。

TiC熔化熵很高，Jackson因子為5~7，屬于晶體學(xué)的小平面晶[7, 22, 25]。TiC/Fe3Al復(fù)合材料中初生TiC棱角分明，呈現(xiàn)出典型的小平面特征，這說明自發(fā)熔滲過程中TiC的生長(zhǎng)機(jī)制沒有發(fā)生改變，為小平面晶的臺(tái)階側(cè)向生長(zhǎng)，即固/液界面上的二維晶核或螺旋位錯(cuò)等缺陷提供生長(zhǎng)臺(tái)階，熔體中TiC的生長(zhǎng)基元依靠此臺(tái)階附著于生長(zhǎng)界面而向其側(cè)面擴(kuò)展進(jìn)行生長(zhǎng)。TiC的生長(zhǎng)基元為[TiC6]八面體[17]，即6個(gè)Ti原子位于八面體的角頂，1個(gè)C原子位于八面體中心。當(dāng)生長(zhǎng)基元鋪滿一層晶面后，又會(huì)在其上形成新的生長(zhǎng)臺(tái)階，繼續(xù)側(cè)向生長(zhǎng)。通常，冷卻速度增大時(shí)，生長(zhǎng)界面上的二維晶核和缺陷會(huì)顯著增加[20]，導(dǎo)致生長(zhǎng)臺(tái)階數(shù)目增多。由于自發(fā)熔滲降溫快，所以生長(zhǎng)臺(tái)階密度大，一層晶面未鋪滿時(shí)在其上就已有新的生長(zhǎng)臺(tái)階形成，這就意味著晶面在側(cè)向生長(zhǎng)的同時(shí)又在垂直方向?qū)訉佣询B，因此在TiC形貌上出現(xiàn)了疊層生長(zhǎng)，如圖7(c)所示。

圖7 TiC的生長(zhǎng)形貌

2.3 TiC/Fe3Al復(fù)合材料的摩擦磨損性能

以未添加TiC的Fe3Al作為參比樣，與TiC/Fe3Al復(fù)合材料進(jìn)行滑動(dòng)摩擦磨損對(duì)比實(shí)驗(yàn)。結(jié)果顯示TiC/Fe3Al的摩擦因數(shù)為0.38，明顯低于Fe3Al的(見圖8)；其磨損率為2.7×10?7 g/s，比Fe3Al的下降31.7%，這表明Fe3Al與TiC復(fù)合提高了材料的耐磨損性能。圖9所示為兩種材料的磨損表面形貌和磨屑形貌，F(xiàn)e3Al磨損表面(見圖9(a))存在大量的剝落坑，部分區(qū)域的剝落坑相互連接成為大面積的剝落層；磨屑為片狀(見圖9(c))，尺寸超過了100 μm。相比而言，TiC/Fe3Al的磨損程度明顯減弱(見圖9(b))，剝落坑呈彌散分布，很少彼此連接；片狀磨屑尺寸相對(duì)較小，另外還出現(xiàn)了塊狀磨屑(見圖9(d))。

摩擦過程中在外加載荷作用下，對(duì)磨球與試樣之間相對(duì)滑動(dòng)，造成Fe3Al表面發(fā)生塑性剪切變形。伴隨著變形的逐漸積累，在Fe3Al表層形成裂紋。裂紋一旦形成，就會(huì)在外界載荷的周期性作用下，不斷擴(kuò)展，當(dāng)其最終從某些薄弱位置剪切時(shí)，就以片狀磨屑的形式剝落，摩擦表面形成剝落坑。經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)間的往復(fù)摩擦，剝落坑數(shù)目增多，面積增大，相互連接時(shí)即成為磨損嚴(yán)重的剝落層。當(dāng)添加TiC后，硬度高的TiC成為耐磨骨架，抵抗外加載荷，減弱了Fe3Al的塑性變形。同時(shí)，彌散分布的TiC還對(duì)裂紋擴(kuò)展起到阻礙作用，因此，TiC/Fe3Al復(fù)合材料磨損程度減輕，未形成大面積的剝落，片狀磨屑尺寸較小。此外，在長(zhǎng)時(shí)間的摩擦作用下，TiC會(huì)因疲勞磨損與Fe3Al的結(jié)合力下降，當(dāng)其不能被繼續(xù)固結(jié)時(shí)，便從磨損表面脫離。脫落的TiC顆粒在高載荷的作用下不能及時(shí)排出，會(huì)停留在摩擦界面充當(dāng)磨粒，與摩擦副構(gòu)成三體磨損。TiC磨粒對(duì)復(fù)合材料的顯微切削，產(chǎn)生了塊狀磨屑。由上可知，F(xiàn)e3Al與TiC形成復(fù)合材料，雖增加了顯微切削磨損，但有效抑制了剝層磨損，因此表現(xiàn)出優(yōu)異的耐滑動(dòng)磨損性能。

圖8 FeAl和TiC/Fe3Al摩擦因數(shù)隨時(shí)間的變化曲線

圖9 TiC/Fe3Al和Fe3Al的磨損表面形貌和磨屑形貌

3 結(jié)論

1) 利用Ti-C體系的高放熱反應(yīng)和Fe3Al熔體與TiC良好的浸潤(rùn)性，采用熱爆合成?自發(fā)熔滲方法快速制備了TiC/Fe3Al復(fù)合材料。

2) Ti-C混合粉末熱爆合成為多孔TiC壓坯，TiC向Fe3Al熔體發(fā)生溶解，分解為Ti和C，在冷卻過程中Ti和C重新結(jié)晶為TiC而析出，規(guī)則四邊形的初生TiC彌散分布，細(xì)粒狀的共晶TiC聚集在Fe3Al晶界。

3) 熔體中的Fe進(jìn)入TiC晶格，優(yōu)先吸附在{100}面上，使其表面能降低，生長(zhǎng)速度變緩，因此，初生TiC由八面體的平衡形貌演化為立方體的生長(zhǎng)形貌。TiC依靠臺(tái)階側(cè)向生長(zhǎng)機(jī)制從Fe3Al熔體中結(jié)晶長(zhǎng)大，自發(fā)熔滲的快速冷卻導(dǎo)致TiC在側(cè)向生長(zhǎng)的同時(shí)又在垂直方向?qū)訉佣询B，形成疊層生長(zhǎng)。

4) TiC/Fe3Al復(fù)合材料的摩擦因數(shù)為0.38，磨損率為2.7×10?7g/s，均明顯低于Fe3Al的。TiC增加了顯微切削磨損，但有效抑制了剝層磨損，提高了復(fù)合材料的耐滑動(dòng)磨損性能。

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Formation mechanism and wear properties of TiC/Fe3Al composites by thermal explosion synthesis and spontaneous melt infiltration

CHI Jing, LI Min, WANG Shu-feng, GUO Yan-zhang, WU Jie

(College of Materials Science and Engineering, Shandong University of Science and Technology, Qingdao 266590, China)

TiC/Fe3Al composites were fabricated rapidly by the combination of thermal explosion synthesis and spontaneous melt infiltration. The formation mechanism based on the phase composition and microstructure evolution process, TiC growth mechanism, sliding friction and wear properties of the resultant materials were investigated systematically. The molten Fe3Al spontaneously infiltrates the pores of porous TiC compacts prepared by thermal explosion synthesis using Ti and C powders, resulting in the creation of TiC/Fe3Al composites. The formation of TiC in final products can be attributed to dissolution-precipitation mechanism, i.e., TiC dissolves in Fe3Al melt and decomposes into Ti and C, the latter reacts in the molten pool and precipitates the primary TiC and eutectic TiC during the cooling process. Fe atoms can enter the TiC lattice and be adsorbed preferentially at the {100} crystal plane, giving rise to reduce the surface energy of the {100} plane, so, the morphology of primary TiC changes from {111} octahedron to {100} cube. The TiC growth pattern is lateral growth of facet crystals, tending to grow layer by layer depend on more growth steps provided by the high cooling rate during the fabricate process. The sliding wear rate of TiC/Fe3Al composites is 2.7×10?7g/s, decreased by 31.7% compared with that of Fe3Al. The wear mechanism indicates that the wear resistance of the composites can be improved noticeably because the addition of TiC may effectively inhibit the delamination wear.

TiC/Fe3Al; thermal explosion synthesis; pressureless melt infiltration; growth mechanism; wear

Project(14-7-2-42-gx) supported by the Technological Innovation Construction Program of Qingdao City, China; Project(ZR2014EMM009) supported by the Natural Science Foundation of Shandong Province, China

2017-05-10;

2018-03-18

WU Jie; Tel: +86-532-86057927; E-mail: wujie0537@163.com

青島市技術(shù)創(chuàng)新平臺(tái)建設(shè)計(jì)劃資助項(xiàng)目(14-7-2-42-gx)；山東省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(ZR2014EMM009)

2017-05-10；

2018-03-18

吳 杰，副教授，博士；電話：0532-86057927；E-mail：wujie0537@163.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.07.06

1004-0609(2018)-07-1320-08

TB331

A

(編輯 龍懷中)