Numerical simulation of multi-field collaborative processing technology for sintering ultrafine dust
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摘要:
针对烧结烟气微细粉尘处理效率低等问题，提出了一种新型的相变团聚与湍流团聚耦合的多场协同处理技术。采用数值模拟方法，深入研究了在多场效应下烧结微细粉尘的团聚行为及其演化参数对团聚效率的影响。结果表明：较低的入口速度能显著提高团聚效率，表现为烧结微细粉尘平均粒径的减小和出口处大粒径粉尘数密度的增加。入口速度为2 m·s−1时平均粒径为16.1 μm，大粒径粉尘数密度为单位体积（cm−3）5.08×104 个。初始体积分数的提高虽然不利于粉尘长大，但与出口处大粒径粉尘数密度成正比。体积分数为0.23%时平均粒径最大，为19.8 μm；体积分数为0.62%时大粒径粉尘数密度最大，可达单位体积（cm−3）7.40×104 个。这表明较高的体积分数有利于粉尘处理效果。粉尘初始粒径的增加会导致其最终粒径数密度的减小，并与出口处大粒径粉尘的数密度呈反比关系，当初始粒径为0.78 μm时，最终粒径最小，为38.9 μm，出口处数密度却最高，为单位体积（cm−3）8.17×104 个。这表明较小的初始粒径更有利于协同处理工艺的效果。
Abstract:A new type of multi-field collaborative processing technology that couples phase change aggregation and turbulent aggregation has been proposed to address the problem of low efficiency in the treatment of sintering flue gas ultrafine dust. By using numerical simulation methods, the aggregation behavior of sintering ultrafine dust under multi-field effects and the influence of its evolution parameters on aggregation efficiency were thoroughly investigated. The research results show that a lower inlet velocity can significantly improve the aggregation efficiency, as evidenced by a decrease in the average particle size of sintering ultrafine dust and an increase in the number density of large particle dust at the outlet. When the inlet velocity is 2 m·s-1, the average particle size is 16.1 μm, and the number density of large particle dust at the outlet is 5.08 × 104 particles·cm-3. Although an increase in initial volume fraction is not conducive to dust growth, it is directly proportional to the number density of large particle dust at the outlet. When the volume fraction is
0.0023 , the average particle size is the largest, at 19.8 μm, and when the volume fraction is0.0062 , the number density of large particle dust is the highest, reaching 7.4×104 particles·cm-3. This indicates that a higher volume fraction is beneficial for dust treatment. An increase in the initial particle size of the dust will lead to a decrease in its final particle size density, which is inversely proportional to the number density of large particle dust at the outlet. When the initial particle size is 0.78, the final particle size is the smallest, at 38.9 μm, but the outlet density is the highest, at 8.17×104 particles·cm-3. This indicates that a smaller initial particle size is more conducive to the effectiveness of the collaborative processing technology.-
Keywords:
- collaborative processing /
- sintering flue gas /
- aggregation /
- ultrafine dust /
- multi-field coupling
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钼合金作为高温耐热材料被广泛应用于火箭喷嘴、高温模具、防热套等领域。钼合金主要可分为钛锆钼和稀土型两类，前者以钛、锆、碳元素为主，后者则添加各种稀土氧化物[1]。王承阳等[2]发现减小孔隙率、提高相对密度能够有效提升钛锆钼合金的硬度和室温抗拉强度。烧结后的钼合金需要经过高温热轧（高温锻造）、高温退火、中温热轧（中温锻造）、中温退火消除应力，然后经温轧（温锻）才能得到成品钼合金[3]。与TZM钼合金相比，TZC钼合金中Ti、Zr、C等元素质量分数较高（1.2%Ti，0.3%Zr，0.1%C），易于形成分散的TiC、ZrC等碳化物相，增强了合金强度[4]，合金的高温强度和再结晶温度高于其他品种的钼合金，但塑性较差。
传统TZC钼合金的制备方法是中频烧结，在氢气气氛下完成合金化过程。合金成分可采用TiH2/ZrH2+碳源、TiC或ZrC。朱向祎等[5]发现添加TiH2-Zr的钼合金在烧结后内部气孔较少，第二相分布均匀，且高温变形抗力较大。但该添加方式需要进行脱氢、排气处理，且脱氢后活性较高，倾向于生成氧化物颗粒，而非固溶体[6]。HfC、TiC、ZrC等具有高熔点、高硬度和热稳定性的碳化物已被用作钼合金的强化相[7−8]，这些碳化物与钼之间较小的晶格失配更容易与钼基体形成共格或半共格界面，从而改善了界面结合[9−10]。有研究人员发现，通过添加TiC、ZrC可以细化钼合金晶粒，提高位错密度和合金强度，还能降低合金内氧含量和孔隙。同时，通过添加碳和稳定的碳化物（TiC、ZrC）可以限制合金再结晶以及晶粒长大，降低有害夹杂物，并提高合金性能[11−14]。曾建辉[15]发现在TZC钼合金中添加稀土元素Ce、Y可以大幅度提高合金的高温强度和硬度，其中添加的稀土氧化物质量分数不大于1.5%时效果最佳。
本文通过掺杂TiH2/ZrH2和ZrC/TiC烧结制备了TZC钼合金，再经真空热压，对比研究配料及制备工艺对TZC钼合金微观组织的影响，为优化钼合金设计和制备工艺路径提供参考。
1. 实验材料及方法
采用固−固混料的方式，按照表1所示比例配置原料，1#～5#添加TiH2/ZrH2，6#～7#添加ZrC/TiC，并配以HfC进行合金化，其中Ti以TiH2和TiC的形式加入，Zr以ZrH2和ZrC的形式加入。所用钼粉平均粒度为1.5 μm；TiH2、ZrH2、ZrC、TiC粒度均为1 μm；C以碳粉的形式加入，平均粒度为50 μm；两合金中均添加微量CeO2、Y2O3混合稀土，平均粒度为15 μm。将混合好的原料置于三维混料机中混料12 h，使粉体均匀混合。将混合粉末放模套，并用等静压机在室温200 MPa下压制成毛坯，最后利用中频烧结炉制备钼合金，为利于烧结过程气体释放，烧结工艺如图1所示。1#、6#为对比烧结态试样，将2#～5#在真空热压烧结炉（VHPgr-16/16-
2100 ）中进行真空热压处理，热压温度分别为1800 ℃（2#）、1900 ℃（3#）、2000 ℃（4#）、1860 ℃（5#），压力为40 MPa，热压流程见图2，热压全程保持真空度为0.055～0.088 Pa。7#不经过烧结直接在真空炉1860 ℃、40 MPa环境下热压，真空度为0.055～0.088 Pa。表 1 钼合金元素化学成分（质量分数）Table 1. Chemical composition of the molybdenum alloys% 编号 掺杂 Ti Zr C Ce Y Hf Mo 1#～5# TiH2/ZrH2 1.20 0.40 0.10 0.05 0.05 ― 余量 6#～7# TiC/ZrC 1.20 0.40 0.10 0.05 0.05 0.15 余量 TZC ― 1.00～1.40 0.20～0.50 0.08～0.14 ― ― ― 余量 ![]()
图 2 TZC钼合金试样热压工艺：（a）2#、3#、4#；（b）5#；（c）7#Figure 2. Hot pressing process of the TZC alloy samples: (a) 2#, 3#, 4#; (b) 5#; (c) 7#利用阿基米德排水法测定各试样的原始密度和经烧结及热压后的密度。使用线切割切取试样并制成金相试样，腐蚀液为体积分数10%铁氰化钾和10%氢氧化钠的混合溶液，采用OLYMPUS GX51型金相显微镜以及HITACHIS-
3400 型扫描电镜（scanning electron microscope，SEM）观察合金组织。使用EDAX型能谱仪（energy disperse spectroscopy，EDS）分析抛光态试样的化学成分。通过HVS-50型维氏硬度试验机对抛光态试样进行10个点的硬度测试，取平均值。采用SmartlabX型射线衍射仪（X-ray diffraction，XRD）对材料物相进行检测，所用靶材为Cu Κα靶，扫描速度设置为2°·min−1。2. 结果与分析
2.1 烧结及热压后密度及硬度
表2为各试样的原始密度和经烧结及热压后的密度，其中添加TiH2/ZrH2和ZrC/TiC的TZC钼合金毛坯密度分别为8.11 g·cm−3和8.37 g·cm−3，仅在冷等静压机的作用下，其相对密度分别为81.5%和83.3%。烧结后合金密度从1#合金的9.21 g·cm−3到6#合金的9.68 g·cm−3，密度提升5%。从2#～5#可以看出，在烧结后对合金进行热压可以进一步提高合金的相对密度。经过烧结和热压后，相对密度达到98.01%，随着热压温度的升高，热压前后的合金相对密度变化从
1800 ℃的1.84%提升到2000 ℃的6.16%。不进行烧结直接热压的7#钼合金，其热压后的密度都高于烧结及烧结后热压的钼合金。由表可知，添加TiH2/ZrH2烧结钼合金的显微硬度约为HV 210，热压后硬度明显提升；添加TiC/ZrC烧结钼合金的显微硬度为HV 245，达前者热压后的硬度水平，而直接热压的7#合金硬度高达HV 290。表 2 试样在烧结和热压前后的密度及硬度变化Table 2. Density and hardness of the TZC alloy samples before and after sintering and hot pressing试样编号 烧结后密度 / (g·cm−3) 热压后密度 / (g·cm−3) 理论密度 / (g·cm−3) 热压前后相对密度变化 / % 显微硬度，HV 1# 9.21 ― 9.95 ― 210 2# 9.23 9.40 9.95 2.0 227 3# 9.15 9.43 9.95 3.2 220 4# 9.19 9.75 9.95 6.7 224 5# 9.28 9.49 9.95 2.5 252 6# 9.68 ― 10.14 ― 245 7# ― 9.91 10.13 ― 290 2.2 微观结构表征
添加TiH2/ZrH2必须经烧结分解过程才能达到合金化的效果。图3为添加TiH2、ZrH2的钼合金经烧结（1#）和烧结热压（2#）的金相组织和对应晶粒尺寸分布。由图可知，烧结后TZC钼合金晶粒呈混晶状，而热压后晶粒大小基本均匀，晶界清晰，呈等轴状。对晶粒尺寸分布统计发现，只经过烧结的合金（1#）晶粒呈双峰型分布，平均直径为23.2 μm，而经过烧结+热压的合金晶粒呈单峰分布，平均晶粒尺寸为25.4 μm。
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图 3 添加TiH2/ZrH2的TZC钼合金试样金相组织及粒度分布：（a）1#；（b）2#Figure 3. Metallurgical microstructures and grain size distribution of the TZC alloy samples doped by TiH2/ZrH2: (a) 1#; (b) 2#添加TiC/ZrC可以免除烧结过程直接进行热压。图4为添加TiC、ZrC的TZC钼合金金相组织和粒度分布，其中6#合金只经过烧结处理，7#合金只经过热压处理。由图可知，烧结钼合金平均晶粒尺寸约为18.2 μm，而热压钼合金平均晶粒尺寸约为7.7 μm。
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图 4 添加TiC/ZrC的TZC钼合金试样金相组织及粒度分布：（a）6#；（b）7#Figure 4. Metallurgical microstructure and grain size distribution of the TZC alloy samples doped by TiC/ZrC: (a) 6#; (b) 7#表3给出所有热压试样的晶粒尺寸，添加TiH2/ZrH2的晶粒经烧结后在热压过程中都发生了明显的长大。另外，所有试样都存在一定比例的夹杂物或孔洞等缺陷。添加TiH2/ZrH2试样经烧结后缺陷占比约为10.1%，经过进一步热压后合金中夹杂物和孔洞的占比明显降低至2.5%，降低的规律与表2中合金相对密度提高的规律相符合。孔洞或夹杂物的尺寸均值也随热压而发生改变，1#合金的缺陷尺寸均值最大，约为42.8 μm，经过热压后的合金缺陷均值逐渐降低，且随着热压温度的提高，尺寸均值逐渐降低至30.7 μm。添加TiC/ZrC的钼合金经烧结后缺陷的平均尺寸约为25.6 μm。烧结及热压两种试样缺陷占比分别为2.5%和0.1%，通过改变Ti、Zr的添加方式，样品缺陷明显改善。
表 3 钼合金晶粒尺寸及缺陷尺寸Table 3. Average grain size and defect size of the molybdenum alloys编号 晶粒粒径 / μm 缺陷尺寸 / μm 缺陷占比 / % 1# 23.2 42.8 10.1 2# 25.4 38.8 3.6 3# 31.2 37.5 2.8 4# 32.7 30.7 2.5 5# 24.2 40.3 6.4 6# 21.4 25.6 2.5 7# 7.7 6.3 0.1 注：缺陷占比指的是在相同尺寸截面中孔洞面积与该截面面积的比值。 图5是1#、6#、7#试样的X射线衍射谱。由图可知，几类试样的物相基本相同，Mo是主要物相，都含有Mo2C、TiC、ZrC、CeO2，其中，1#试样中并没有检测到添加的TiH2以及ZrH2，说明其已充分分解；6#、7#试样中检测出添加的HfC，说明其未发生高温反应。由于添加的稀土氧化物较少，在X射线衍射结果中仅检测出CeO2，并未检测到Y2O3。
2.3 成分分布特点
图6为添加TiH2/ZrH2钼合金的成分分布特征。图6（a）为烧结态1#试样的显微形貌和成分分析，可以看出基体上均匀分布着大量大小不一、形状不规则的缺陷，尺寸最大到47.3 μm。对其内物质进行成分分析发现主要分两类，一类为以C元素为主，包含少量O、Ti、Zr、Mo；另一类是以稀土氧化物为主，包含少量C、Ti、Zr，根据原子比计算存在CeO2、ZrO2等物相。图6（b）为1#合金中析出相的形貌，晶内弥散分布大量纳米级的析出相，而晶界处析出相颗粒较大，对其进行成分线扫描分析，结果见图6（c），主要为直径约1 μm的TiC。图6（d）为烧结后热压的4#合金组织形貌。由图可知，合金基体主要由四个区域构成，分别为面积占比最大的I区，致密而光洁的II区，存在较多细小孔洞的III区以及颜色较深且最为疏松的IV区。
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图 6 钼合金组织形貌和成分分析：（a）1#组织形貌和成分分析；（b）1#合金析出相；（c）1#合金析出相能谱分析；（d）4#形貌组织形貌Figure 6. SEM images and EDS of the molybdenum alloys: (a) microstructure and composition of sample 1#; (b) precipitated phase of sample 1#; (c) precipitated phase EDS of sample 1#; (d) SEM images of sample 4#图7给出图6（d）成分面扫结果，发现I区为烧结后的Mo基体；II区主要成分和I区相似，但氧含量明显降低，为Mo在热压过程形成的再结晶区；III区中主要元素为O、Zr、Ce，还存在少量的Ti元素，为烧结及热压过程中形成的CeO2−ZrO2复合氧化物；IV区中C、Ti的分布较集中。另外，在IV区附近还发现稀土Y的富集，如图8所示。对IV区进行能谱分析，结果如表4所示。由表可知，疏松处主要为C、O、Mo等元素，还有可形成低熔点硅酸盐的杂质元素Si，其中位置②存在较多的Y元素，根据原子质量比计算，可能存在的物相为YC2、CeO2、MoO2、SiO2、TiC等。
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图 8 图6（d）中4#合金试样IV区成分能谱分析Figure 8. EDS analysis of the sample 4# at region IV in Fig.7(d)表 4 图8各位置处EDS分析（原子数分数）Table 4. EDS analysis of each point in Fig.8% 位置 C O Ti Y Zr Mo Ce Si ① 29.84 38.93 1.85 1.10 2.78 18.44 7.06 ― ② 68.37 ― 4.61 27.02 ― ― ― ― ③ 61.17 8.87 0.59 29.19 ― ― ― 0.18 ④ 54.20 10.86 1.25 ― ― 30.77 ― 2.38 图9为添加TiC/ZrC试样的显微组织和成分分析。由图9（c）可知，经过烧结的6#合金基体上也存在少量孔洞和夹杂物，其主要成分为C和O。经能谱分析可知，A处主要为碳的富集，B、C两处只存在Ti、Mo两种元素，为Mo（Ti）固溶体。F位置为缺陷的中心疏松区，除了C外，可能存在SiO2、MoO2、TiC、Mo2C等物质。图9（d）为7#钼合金的组织形貌及能谱分析，在晶粒内靠近晶界的区域有大量的第二相颗粒，这些第二相颗粒的尺寸约为150 nm，形状不规则，分布较均匀。成分分析表明这些第二相的主要元素为C、O、Mo，主要物相有Mo2C、MoO2，可能还存在TiC、ZrC、HfC、TiO2等。
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图 9 添加TiC/ZrC钼合金试样显微组织和能谱分析：（a）6#试样；（b）6#试样，黑色框；（c）6#试样，红色框；（d）7#试样Figure 9. SEM images and EDS of the TZC alloy samples doped by TiC/ZrC: (a) sample 6#; (b) sample 6# in black frame; (c) sample 6# in red frame; (d) sample 7#3. 讨论
常见的TZC钼合金烧结方法是添加TiH2、ZrH2并利用中频感应炉在氢气氛围中烧结，在烧结过程中添加的TiH2、ZrH2会在400 ℃左右缓慢分解，在600～800 ℃完全脱氢，得到钛和锆[16]，如式（1）～式（2）所示。
$$ \mathrm{TiH}_{\mathrm{2}}\mathrm{(s)=Ti(s)+H}_{\mathrm{2}}\mathrm{(g)} $$ (1) $$ \mathrm{ZrH}_{\mathrm{2}}\mathrm{(s)=Zr(s)+H}_{\mathrm{2}}\mathrm{(g)} $$ (2) TiH2、ZrH2分解得到的Ti、Zr会沿着晶界向晶内扩散，在靠近晶界的区域形成Mo(Ti,Zr)固溶体，起到固溶强化作用[17]。另外，碳原子在高温高压下扩散速度快，Ti、Zr及Mo基体可和碳反应形成第二相（式（3）～式（5）），起到第二相强化效果。这两种强化机理都是通过制备过程中添加Ti、Zr、C等元素实现的。这些第二相粒子弥散分布在晶界附近，形成较低能量的半共格晶界，改善晶界的结合力[18]。产生的TiC粒子还可有效阻止钼晶界的迁移，并限制TiC和基体之间的界面滑移，阻碍晶粒生长。
$$ \mathrm{Ti(s) + C(s) = TiC(s)\text{，}\Delta}\mathit{G}^{\ominus}\mathrm{ = -196.65+0.0092}\mathit{T}\mathrm{(kJ\cdot mol}^{\mathrm{-1}}\mathrm{)} $$ (3) $$ \mathrm{Zr(s)+C(s)=ZrC(s)\text{，}\Delta}\mathit{G}^{\ominus}\mathrm{=-184.8+0.013}\mathit{T}\mathrm{(kJ\cdot mol}^{\mathrm{-1}}\mathrm{)} $$ (4) $$ \mathrm{2Mo(s)+C(s)=Mo}_{\mathrm{2}}\mathrm{C(s)} $$ (5) 由于制备合金的粉末颗粒小，表面积较大，在混粉和压制过程中容易吸附氧气，从而在烧结过程产生水蒸气。添加的TiH2、ZrH2内部都存在大量的缺陷，这些缺陷主要分两种，一种是高温烧结过程中水蒸气或在烧结过程中生成其他气体残留所致；另一种是第二相氧化物粒子(Ti,Zr)xOy与Mo晶粒界面的结合力较弱，再加上Mo晶粒界面易于偏聚C、O等元素，导致Mo晶粒的变形协调能力弱，脱离界面而产生[19]。由于稀土氧化物添加的量较少，所以在1#合金的X射线衍射中仅检测出CeO2，但根据图8中位置②和位置③处能谱分析，该组织主要为C、Y以及少量的Ti，通过原子比计算，该物相为YC2和TiC，当温度达到
1800 ～2000 ℃时，氧化钇在压力的作用下被还原成钇金属，可发生如式（6）～式（8）所示反应。$$ \mathrm{Y}_{\mathrm{2}}\mathrm{O}_{\mathrm{3}}\mathrm{+3H}_{\mathrm{2}}\mathrm{\to Y+3H}_{\mathrm{2}}\mathrm{O\uparrow} $$ (6) $$ \mathrm{Y+2C\to YC}_{\mathrm{2}} $$ (7) $$ \mathrm{2Y}_{\mathrm{2}}\mathrm{O}_{\mathrm{3}}\mathrm{+11C\to 4YC}_{\mathrm{2}}\mathrm{+3CO}_{\mathrm{2}}\mathrm{\uparrow} $$ (8) 图10为添加TiH2/ZrH2钼合金烧结示意图，图中四个区域分别对应图6（d）中的四个区域，分别是烧结后的Mo基体、Mo固溶体的再结晶晶粒、含有稀土氧化物及杂质的缺陷区、C和Ti含量较高的区域（碳源缺陷区）。由于添加的碳源为粒径50 μm的碳粉，在冷等静压过程中（图10（b）），钼粉及其他添加物在外力作用下被挤入粒径较大的碳粉中，因此出现了部分夹杂物的成分主要为碳的现象（图6（a）、图8），形成碳源缺陷区。碳的集中分布会减少第二相的形成，同时也无法起到除氧作用。均匀分布的稀土氧化物（CeO2/Y2O3）可细化晶粒，提高合金的抗拉强度。在烧结过程，缺陷内部含有低熔点的氧化硅（
1710 ℃，图8），在1980 ℃烧结时会熔化成液态，并在富含稀土元素的高熔点物质处聚集，少量的稀土富集现象可能是混料时掺杂不均导致。当温度下降时，SiO2等低熔点杂质凝固、收缩，从而形成内部为孔洞疏松状物质，外部为富含稀土元素的高熔点组织，最终产生杂质缺陷区，如图10（d）中区域Ⅲ。Ti和Mo固溶形成Mo（Ti）固溶体，使得其再结晶温度下降，因此在对烧结后的合金进行热压处理时，钼晶粒容易发生再结晶及晶粒长大，同时析出物在晶粒长大的过程中发生聚集，如图10（d）所示。![]()
图 10 添加TiH2/ZrH2的钼合金制备流程：（a）配料；（b）冷压；（c）烧结；（d）热压Figure 10. Preparation process of the TZC alloy samples doped by TiH2/ZrH2: (a) proportioning; (b) cold pressing; (c) sintering; (d) hot pressing添加TiC、ZrC并通过高温反应制备TZC钼合金过程更为简单。从图9能谱分析结果可知，烧结后基体中形成了Mo(Ti)固溶体，添加的TiC粒子可在烧结过程中与Mo发生c反应（式（9））[20]。形成的Mo（Ti）固溶体能一定程度弥补TiC溶解引起的强度损失，而Mo2C的生成也可以起到第二相的强化效果。另一方面，添加的大颗粒TiC的溶解缩小了尺寸，起到细化作用，可消除大颗粒TiC对强度的不利影响，同时在试样冷却过程可析出TiC，改善了TiC第二相强化效果。
$$ \mathrm{3Mo+TiC\to Mo(Ti)+Mo}_{\mathrm{2}}\mathrm{C} $$ (9) 由于热压在真空环境中进行，氧元素只能通过真空脱气方式降低，且无法完全清除。合金内部的氧元素在烧结温度达到
1800 ℃时，与TiC较与Mo更易发生式（10）反应[21]。生成的气体会在合金烧结形成封闭的空隙前，通过颗粒与颗粒间的空隙排出合金，因此经热压的7#合金相对密度高达97.83%，这将大大提高合金的可靠性和力学性能。$$ \mathrm{TiC+O}_{\mathrm{2}}\mathrm{\to TiO}_{\mathrm{2}}\mathrm{+CO/CO}_{\mathrm{2}} $$ (10) 在热压过程中可能发生式（11）和式（12）反应。在Mo晶界处的TiC与基体Mo发生反应，生成的[Ti]扩散进Mo基体中，与Mo形成Mo（Ti）固溶体。晶界中的氧元素在热压前期（500 ℃）会和Mo反应生成MoO2。生成的Mo2C、TiC、MoO2等复合化合物，这些分布在晶界处的细小弥散颗粒，可加强对晶界的钉扎效果。
$$ \mathrm{Mo+TiC\to Mo}_{\mathrm{2}}\mathrm{C+[Ti]} $$ (11) $$ \mathrm{Mo+O}_{\mathrm{2}}\mathrm{\to MoO}_{\mathrm{2}} $$ (12) HfC因具有较高的熔点，生成自由能较低，热力学稳定性更强，因此未发生高温反应，其抑制晶粒长大的效果增强，作为弥散强化相比TiC、ZrC细晶强化的效果更好[22−23]。上述反应决定了表2中的合金密度及显微硬度的变化，添加TiH2/ZrH2的合金因添加大颗粒的碳粉，在高温下物理化学反应过程复杂，产生大量的微观缺陷，合金硬度较低；热压过程有效去除部分缺陷，提高了合金硬度。添加TiC/ZrC的TZC钼合金因不用添加碳源，化学反应过程简单，产生的微观缺陷明显降低，故而合金硬度提高；直接热压7#合金晶粒细小，相对密度高达97.83%，显微硬度得到了明显的改善。
4. 结论
（1）与添加TiH2/ZrH2的TZC钼合金相比，添加TiC/ZrC的TZC钼合金在烧结后密度由9.21 g·cm−3提高到9.68 g·cm−3，合金硬度由HV 210提高到HV 245。烧结后热压使合金密度提高。添加TiC/ZrC合金仅经过热压的密度高达9.91 g·cm−3，晶粒尺寸仅为7.7 μm，硬度提高到HV 290。
（2）添加两种原料的TZC钼合金物相基本相同，Mo相是主要物相，都含有Mo2C、TiC、ZrC、CeO2。添加的HfC未发生高温反应，而添加的Y2O3在高温高压下发生了还原以及析出反应，生成YC2。
（3）添加TiH2/ZrH2的TZC合金在烧结过程通过分解产生Ti、Zr，进而形成Mo（Ti）固溶体和TiC、ZrC等第二相粒子。由于添加的碳粉颗粒较大，烧结后热压试样形成了Mo基体、Mo再结晶区、杂质缺陷区以及碳源缺陷区。
（4）添加TiC/ZrC的合金在烧结过程发生Mo+TiC→Mo2C+[Ti]，达到细化添加的大颗粒TiC的效果。直接热压的合金无法完全清除氧，在热压过程和Mo及TiC反应生成的氧化物，和Mo2C、TiC等形成了在晶界弥散分布的复合化合物。
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图 5 微细粉尘团聚后的粒度分布
Figure 5. Particle size distribution of fine dust after agglomeration
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图 6 不同烟气流速下的粉尘平均粒径
Figure 6. Average particle size of dust under different flue gas flow rates
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图 7 实验结果与模拟结果对比
Figure 7. Comparison between experimental results and simulation results
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图 8 出口处各粒度区间数密度
Figure 8. The number density of each particle size interval at the exit
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图 10 不同体积分数工况下的粉尘粒径
Figure 10. Particle size of dust under different volume fraction conditions
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图 11 体积分数为
0.0062 时的X方向速度分布Figure 11. Velocity distribution in the X direction when the volume fraction is
0.0062 ![]()
图 12 体积分数为
0.0023 时的X方向速度分布Figure 12. Velocity distribution in the X direction when the volume fraction is
0.0023 ![]()
图 13 前两排湍流柱的关于X方向的速度分布
Figure 13. The velocity distribution in the X-direction of the first two rows of turbulent columns
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图 14 不同体积分数出口处数密度分布
Figure 14. Number density distribution at outlets with different volume fractions
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图 15 体积分数为
0.0062 时的湍动能耗散率分布Figure 15. Turbulent energy dissipation rate distribution at a volume fraction of
0.0062 ![]()
图 16 体积分数为
0.0023 时的湍动能耗散率分布Figure 16. Turbulent energy dissipation rate distribution at a volume fraction of
0.0023 ![]()
图 17 不同初始粒径Bin-5沿X轴的体积分数变化
Figure 17. Volume fraction variation of Bin-5 with different initial particle sizes along the X-axis
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图 18 不同初始粒径沿X轴的湍动能耗散率分布
Figure 18. Distribution of turbulent energy dissipation rate along the x-axis with different initial particle sizes
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