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本文利用光学显微镜(OM)、电子探针显微分析仪(EPMA)、X射线衍射仪(XRD)及场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)等测试手段研究了铝熔体反应法制备条件下,TiC的微观形貌及生长规律。通过分析不同合成路径下,TiC的微观形貌差异,以及在同种合成路径下,TiC随反应温度变化的形貌演变规律,探讨了铝熔体反应法合成TiC的生长机制。1.合成路径是影响TiC形貌的主要因素。利用不同的反应路径制备的TiC形貌存在明显差异；对于以同种反应路径合成的TiC,其大小与分布则主要受反应温度控制。通过[Ti]与[C]反应制备的TiC,当反应温度较低(1100℃)时,TiC主要以球形或者近球形存在于铝基体中,并且聚集倾向明显；随着反应温度升高,TiC的形貌由球形或近球形转变为多面体形态,并且晶粒尺寸不断增大,在基体中的分布逐渐均匀。通过[Ti]与C(s)反应制备的TiC,其形态主要为八面体,并且颗粒尺寸随温度的升高而增大：反应温度为1300℃时颗粒尺寸为0.3μm左右,反应温度升高至1500℃时,TiC平均晶粒尺寸增大至0.7μm。通过[Ti]与Al4C3反应制备的TiC,其形态主要为板片状,板片的宽度为5-20μm,厚度约为2μm。反应温度的变化对TiC的分布影响显著,当反应温度比较低(900℃)时,TiC聚集倾向明显；但当温度升高到1500℃时,TiC则可以弥散分布在基体中。2.不同反应路径下合成的TiC形貌不同,是由于以下原因：通过[Ti]和[C]反应生成的TiC,由于其反应初期产生大量缺陷,所生成TiC的界面可以看作粗糙界面,从而使其各个晶面匀速生长,因此产生球状TiC。随着反应温度的升高,熔体中的C原子与Ti原子向球状TiC的特定晶面上堆积以降低其表面能。按照晶体生长理论,面心立方结构的TiC在平衡条件下应当长成八面体形态,但是由于该反应路径下TiC是由球形转变而来,因此其各个晶面生长速度趋于一致,最终只能转变成多面体形态。通过[Ti]与C(s)反应制备的TiC,由于该合成过程是熔体中的Ti原子包裹固态石墨进行反应。根据Ti-C二元相图,此条件下产生的TiCx中x趋向于1,即倾向于合成无碳空位结构的TiC。此时,TiC可以按理论生长模式进行生长,即TiC的{100}晶面族与{111}晶面族的相对生长速率趋向于1.73,从而最终产生八面体形态的TiC。通过[Ti]与Al4C3反应制备的TiC,由于反应过程中产生的Al原子掺杂在TiC中,可以使TiC产生大量层错,从而使晶体中Ti原子周围的C原子配位多面体由正八面体转变为三棱柱。因此这种TiC在继续生长的过程中,便会继续以三棱柱形式堆积,从而产生板片状结构。3.提出一种Al-Ti-C+Al-Ti联合细化新工艺,使Al-Ti-C的形核效率显著提高。Al-Ti-C中厚大板片状的TiAl3存在较大不足,这种形态的TiAl3加入到熔体中以后溶解缓慢,且容易发生沉淀,使得Ti难以发挥作用,从而影响了Al-Ti-C的细化能力。新工艺解决了TiAl3形态不好这一问题,可以大幅度提高TiC的形核率。