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SiC连续纤维增强Ti合金基复合材料（TMCs）具有高的比强度和比模量，被大量应用作航空航天结构材料。但是由于钛的化学活性，在复合材料的复合固结及高温服役条件下，SiC／Ti合金的界面处存在严重的界面反应，形成一些脆性的界面反应化合物，他们分布在界面的几层反应产物中。这些脆性的反应产物可能成为裂纹源，显著降低复合材料的机械性能。SiC／Ti基体的界面反应是一个反应扩散问题，由于涉及界面反应扩散的组元、影响因素很多，形成的反应产物层结构复杂，扩散系数的求法很困难。本论文通过SiC／TA1扩散偶及不同SiC连续纤维增强TA1、Ti6Al4V、Superα2和Ti2AlNb基复合材料的制备及热处理试验，运用SEM、TEM、EDS和XRD技术对界面反应区的形貌、元素分布及成分进行分析，来探讨复合材料界面反应产物的形成序列以及反应元素的扩散路径。运用Fick第二扩散定律和半无限扩散偶在三元多相扩散系中的高斯解法，求解简单界面反应产物层和复杂界面反应层中相关元素的扩散系数，从微观机制方面讨论界面反应产物的生长特点及反应元素的扩散特性。SiC／TA1复合材料界面反应扩散的路径为：SiC|Ti3SiC2|Ti5Si3Cx|TiC+Ti5Si3Cx|TA1；SiC／Ti6Al4V复合材料界面反应扩散的完整路径为：SiC|Ti3SiC2|Ti5Si3Cx|TiC|Ti3Si|Ti6Al4V+TiC；对于含有C涂层的SiC纤维增强Ti6Al4V复合材料，当C被完全消耗完之后，反应扩散的路径为：SiC|Ti3SiC2|Ti5Si3Cx|TiC|Ti6Al4V；SCS-6 SiC纤维增强Ti-Al金属间化合物基复合材料界面反应扩散的路径为：SCS-6 SiC|（Ti，Nb）C|（Ti，Nb）5（Al，Si）3Cx|（Ti，Nb）C|（Ti，Nb）3（Si，Al）|Superα2（Ti2AlNb）+Ti3AlC。在实验条件下，对于含有C涂层的SiC纤维增强Ti基复合材料，当C涂层没有被消耗完之前，界面反应产物层的生长符合抛物线规律，当C涂层被完全消耗完之后，界面反应产物层的生长速率急剧上升，不满足同一的抛物线规律。对于不含C涂层的SiC纤维增强Ti基复合材料，界面反应产物层的生长均遵循抛物线生长规律，其界面反应层的生长激活能顺序为：QTAlk＜QTi6Al4Vk＜QTi600k＜QSuperα2k。因此SCS-6 SiC／Ti-Al金属间化合物复合材料具有良好的界面稳定性和相容性。计算得出的扩散元素浓度分布图与实测值吻合的较好。由扩散控制的界面反应产物的生长特点是Ti3SiC2具有层状结构，TiC具有等轴状结构。C原子主要通过间隙扩散机制进行扩散，而Si原子主要通过空位机制进行，但是在细小晶粒的Ti3SiC2中，晶界扩散占主导作用。C和Si原子在TiC层中具有最小的扩散系数，复合材料界面反应过程中，反应元素扩散通过TiC层的扩散是一个控制步骤。根据柯勒（Kolher）对称热力学模型，同时借助于米德玛（Midema）生成热模型，从热力学上推导出三元体系的计算公式，得出Ti6Al4V、Ti600、Superα2和Ti2AlNb四种基体合金系中各组元的活度系数以及活度相互作用系数，利用扩散系数的热力学因子和组元的示踪扩散系数及自扩散系数，进一步得到基体合金系中相关组元的互扩散系数。Ti元素的活度系数顺序为：γTi in Ti6Al4V＞γTi in Ti600＞γTi in Superα2＞γTi in Ti2AlNb，主要的合金元素Al在四种基体中的互扩散系数的顺序为：（?）(Al in Ti600＞（?）Al in Ti6Al4V＞（?）Al in Superα2＞（?）Al in Ti2AlNb。通过TA1／Ti6Al4V扩散偶的制备及热处理试验，探讨复合材料制备过程中的扩散连接问题。根据求得的溶质元素的互扩散系数，通过唯象公式的Matlab偏微分方程组的数值解法，得出扩散元素在连接界面处的理论浓度分布图。实验值与理论模拟结果吻合得很好，因此能够很好的预测扩散连接界面相关扩散元素的浓度分布。研究了SCS-6 SiC／TiB2／Superα2复合材料的界面反应及产物相的形成，探讨TiB2障碍涂层的作用机理。在TiB2涂层没有被消耗完之前，它阻止了C原子的扩散，但不能阻止Ti及合金元素原子的扩散，当TiB2涂层被消耗完之后，由于生成的TiB对C、Si、Ti及合金元素原子的互扩散没有阻碍作用，界面反应程度显著增强。从SCS-6 SiC纤维到Superα2基体，其界面反应产物分别为SCS-6 SiC|TiC+Ti5Si3|TiC|Ti3Si|TiB|Ti3AlC|Superα2。B原子在TiB2中的扩散垂直于该层的消耗方向，在TiB中的扩散为平行于其生长方向，并且其在TiB中的扩散速率远大于其在TiB2中的扩散速率。