一、Formation and growth mechanism of TiC crystal in TiC_p/Ti composites（论文文献综述）
宋淼[1]（2021）在《化学气相沉积碳化钛粉体制备与调控及其电催化析氢性能研究》文中提出碳化钛（TiC）不仅熔点高、硬度大、耐腐蚀,而且其能带结构与贵金属Pt相类似,具有优异的催化性能,因此常被用作极端工况下的功能陶瓷和结构陶瓷。TiC粉体的质量直接影响陶瓷器件的性能,通常需要满足超细、高纯、特定形貌、特定化学计量比等要求。然而,现有固相碳化法制备TiC粉体过程中的动力学传质屏障导致难以合成形貌、化学计量比可控的超细、高纯粉体。尽管化学气相沉积（CVD）能够避免该传质屏障,但是合成TiC的传统CVD反应体系（TiCl4-CH4-H2）平衡常数小,导致过饱和度小,难以均相形核获得粉体。只有通过等离子体或高活性金属（Na,Mg）蒸汽辅助沉积才能获得粉体,但是粉体纯度较低且形貌难控制。因此,目前合成形貌、化学计量比可控的超细、高纯TiC粉体还面临较大困难。针对以上问题,本文提出了 CH4碳化TiClx（x=4,3,2）的流态化化学气相沉积（FBCVD）制备TiC粉体的新思路。首先,在流化床中系统研究了 TiC种子粉体粒径以及合成温度、原料组成等对TiCl4-CH4-H2体系产物形貌、纯度、化学计量比等指标的影响行为。其次,系统研究了 H2、Ti等还原剂将TiCl4还原为TiCl3和TiCl2的热力学、动力学行为,并深入研究了碳化反应过程中反应温度、TiClx（x=2,3）与CH4的比例等对形核、生长的影响规律。首次通过CVD均相成核制备出了立方体、球形等高纯、超细TiC粉体,并发现暴露{100}晶面的TiC粉体具有优异的电催化析氢反应（HER）性能,具体创新性成果如下:（1）分别在柱形和锥形流化床中添加了 37.6 μm和3.8μm的TiC种子粉体,以TiO4-CH4-H2体系,在种子粉体表面沉积了异相成核的TiC。发现37.6μm的粗种子粉体以鼓泡床形式在柱形床内稳定流化,3.8 μm的超细种子粉体以34.8μm的聚团形式在锥形床内实现稳定流化,且沉积过程没有引发失流。超细种子粉体由于具有比粗种子粉体更大的比表面积（14.5倍）,提供了更多成核位点,沉积速率是粗粉作为种子粉体时的5.4倍。研究发现1000℃下的沉积速率是900℃下的3.5倍,且Cl杂质含量随温度升高而降低。在1000℃、CH4/TiCl4为0.6、超细粉为种子粉体时,合成了氧含量（0.39wt.%）比种子粉体低50%且没有游离碳的TiC0.87粉体。（2）热力学计算发现TiCl3-CH4-H2体系平衡常数是TiCl4-CH4-H2体系平衡常数的1000倍（1000 ℃）,具有更大的均相成核驱动力,设计了 TiCl3-CH4-H2自形核合成TiC粉体的FBCVD新方法。系统研究了 H2,Ti,TiH2还原剂对还原TiCl4制备TiCl3的收率的影响,确定出Ti是将TiCl4还原为TiCl3的高效还原剂,并探明了 Ti-TiCl4体系中温度和TiCl4分压对TiCl3产率的影响,确定了 TiCl3的合成条件为 1000℃,TiCl4 分压 9.8 kPa。发现与 TiCl4-CH4-H2 体系不同,TiCl3-CH4-H2体系可以通过均相成核过程合成超细TiC粉体,首次实现了在不使用等离子体或不引入活性金属的情况下以热CVD合成自形核TiC粉体。进一步研究了反应温度、反应物浓度对产物计量比、纯度、粒径的影响,在最佳条件（CH4/TiCl3=0.8、H2/TiCl3=5、1000℃）下合成了纳米（77.1 nm）、高纯（99.57wt.%）TiC0.95粉体。开发出H2预还原TiCl4沉积TiC的新方法,实现了 TiCl3的“即时产生,即时消耗”,从而简化了工艺,并且通过优化反应条件合成了超细（103nm）、高纯（99.65 wt.%）TiC0.87 粉体。（3）设计了平衡常数更大的反应体系（TiCl2-CH4-H2）以合成TiC粉体。研究了Ti粉粒径对Ti-TiCl4体系流化床合成TiCl2的流化性能和动力学扩散的影响,优化了钛粉原料粒径（24.5 μm）,将产物中TiCl2物相含量由57 wt.%提高到了 95.36 wt.%。研究了反应温度对TiCl2-CH4-H2体系中产物形貌、化学计量比等的影响,发现随着温度升高（850℃～1000℃）粉体形貌由表面为金字塔形结构的近球形转变为立方体形貌,化学计量比由TiC0.60提高到TiC0.95。研究了 CH4浓度对产品粒径的影响,通过调节CH4浓度（20vol.%～50vol.%）调节了成核和生长速率,合成了平均粒径在0.38 μm～2.45 μm之间的TiC粉体,同时发现1000℃下CH4浓度由50 vol.%降低到20 vol.%可以消除立方体TiC中的碳膜,实现立方体TiC由多晶态到单晶态的转变,合成暴露{100}晶面的单晶立方体TiC。（4）研究了暴露{100}晶面和{111}晶面的TiC粉体的HER性能,发现暴露{100}晶面的TiC粉体产生10mA/cm2电流密度所需的过电位仅为392 mV,比暴露{111}晶面的TiC粉体低44%,比商业不规则形貌TiC粉体低52%,同时优于具有TiC、C协同作用的碳膜包覆多晶TiC。以第一性原理计算了{100}和{111}晶面上Ti原子、C原子、原子间空位等不同吸附位点上的H原子吸附吉布斯自由能（ΔGH*）和H2分子的吸附能（Eads）,发现TiC{100}晶面具有较为理想（接近于0）的ΔGH*（-0.17 eV）,且对 H2 的吸附强度弱（Eads=0.018 eV）,而 TiC {111}晶面ΔGH*为-1.02 eV,且对H2有较强吸附能力（Eads=-1.057 eV）。
嵇祥[2]（2021）在《5vol.%TiCp/近α钛基复合材料构件热成形及组织性能研究》文中研究表明颗粒增强钛基复合材料具有比合金更好的高强高温性能,在航空航天领域的具有广泛的应用前景。但传统熔铸法制备的钛基复合材料具有强度高但室温塑性差的劣势,限制了其应用范围。通过热加工工艺可以调控组织形貌,进而改善复合材料的力学性能。硅元素被广泛用以改善钛合金及钛基复合材料的高温性能,但硅化物的热变形析出机制和对基体的力学性能的作用至今没有系统的研究。本论文通过对5vol.%TiCp/Ti复合材料进行降温锻造技术优化组织,通过热变形工艺研究不同变形温度区间硅化物的析出行为和组织演变,确立了钛基复合材料构件成形前锻坯制备的变形工艺参数,通过有限元数值模拟确定构件最终冲孔成形工艺参数,成功制备了5vol.%TiCp/Ti复合材料构件,分析了其组织和力学性能。对5vol.%TiCp/Ti复合材料进行降温多向锻造,降温多向锻造能够显着改变基体组织形貌和增强相尺寸及分布。锻造后组织由拉长的条状α相和等轴α相组成,晶粒直径约为20μm,TiCp晶粒直径约为23μm。经过β相区（1080-1120℃）进行热压缩变形后,等轴组织转变为细长的片层α相,TiCp无明显变化。此外,变形组织中发现（Ti,Zr）6Si3类型的硅化物,且随着变形温度增加和应变速率的降低而减少。热压缩变形过程中,主要发生β相的动态回复及和部分动态再结晶过程,应变速率的提高能够促进动态再结晶的发生。硅化物和片层组织在随后的快速冷却过程中形成。5vol.%TiCp/Ti的锻造复合材料经（α+β）相区（845-965℃）热压缩变形后,基体由等轴组织、片层组织、残余β相组成,TiCp无明显变化。此外,两相区热变形后组织中存在（Ti,Zr）6Si3类型的硅化物。随着温度降低、应变速率或应变量的增加,硅化物的析出量增加。通过TEM观察发现,热压缩变形后TiCp及α/β界面上存在大量硅化物,起到阻碍位错运动及再结晶晶界迁移的作用。两相区变形组织主要发生α相的动态回复和部分动态再结晶的程度。随变形温度升高和应变速率的降低,动态再结晶的趋势增加。采用Deform-3D软件对TiCp/Ti复合材料构件的冲孔过程进行模拟,通过改变变形工艺参数对冲孔过程中复合材料的损伤值、最大主应力、等效应变、等效应力和变形载荷进行分析,变形速率的增加和变形温度的降低会导致TiCp/Ti复合材料冲孔过程中的损伤值、最大主应力增加及变形载荷逐渐降低。TiCp/Ti复合材料构件组织为条状α相、等轴α相,少量残余β转变组织、硅化物及片状TiCp构成。硅化物和TiCp均匀弥散的分布晶界处,促进了基体的细化和变形过程中的再结晶过程,构件冲孔成形过程中再结晶过程遵循连续再结晶机制。TiCp/Ti复合材料构件的室温抗拉强度明显提高,主要原因是细晶强化和位错强化。TiCp/Ti复合材料构件的高温拉伸强度和塑性随着温度升高,分别降低和升高,主要原因是温度的升高加速了原子的扩散能力,TiCp和硅化物对基体和位错的阻碍作用大大减弱,位错和晶界运动活跃。
张雪萍[3]（2021）在《TiC纳米线/Mo-Al2O3金属陶瓷的制备与电学性能研究》文中进行了进一步梳理我国电力资源分布不均,大容量、远距离输电已成为我国能源输送和电力发展的必然需求,而特高压直流技术在输电方面具有明显优势。特高压直流运输过程中的核心部件是大功率电阻器,其工作环境苛刻,对电阻材料要求严格,包括热震稳定性好、耐高温、阻值可控、表面易于金属化、机械强度高等条件,为满足这一系列要求,陶瓷材料成为主要研究方向。金属陶瓷是一种良好的电阻材料,但电阻值不可控且机械强度较低。本文通过碳热还原方法制备了TiC晶须,通过静电纺丝法制备了TiC纳米线(TiCNW)以及固相烧结法制备了TiCNW/Mo-Al2O3陶瓷,借助TiCNW、Mo颗粒与Al2O3颗粒之间建立的桥连结构降低陶瓷渗流阈值且控制电阻率的下降,与此同时提高了陶瓷弯曲强度与硬度,制备了一种电阻率可控的大功率电阻材料。主要研究内容及结果如下:（1）以Ti O2-C-Na Cl-Ar为反应体系,Ni为催化剂,采用碳热还原法制备了TiC晶须。系统的研究了钛碳比例、催化剂比例、碳化温度、保温时间和Ar气流量对将TiC晶须物相组成和微观形貌的影响,并分析了TiC晶须的生长机理。结果表明:Ni/C的最优比为0.05:3,过多的C导致不能生成更多Ni（C）相,不会促进TiC晶须含量的增多,过多的Ni导致不能生成更多Ni（C）相与Ni（Ti）相,同样不会促进TiC晶须含量的增多;在1350-1450℃之间,随着碳化温度的升高,TiC晶须的长径比与含量先增大后减小;在1-3 h之间,随着保温时间的延长,TiC晶须的长径比与含量逐渐增大后保持不变;随着Ar气流量的增大,TiClx气体的滞留时间太短,未能参与反应而被排出体系外,使得TiC晶须的含量降低;通过扫描电镜观察并结合文献参考,得出碳热还原方法制备TiC晶须的生长过程受气-液-固（VLS）机制控制。（2）采用静电纺丝法制备了TiC纳米线(TiCNW)。分别将聚丙烯腈（PAN）与聚乙烯吡咯烷酮（PVP）溶于N-N二甲基甲酰胺（DMF）中,调节p H后加入钛酸四丁酯（TBT）,将均匀混合后的前驱体溶液进行静电纺丝以及高温热处理。系统的研究了前驱体溶液、静电纺丝条件以及热处理工艺对产物TiCNW微观形貌及物相组成的影响,并分析了热处理过程中TiCNW的生长反应机理。结果表明:将10 wt%的PAN,10 wt%的TBT溶于p H=4的DMF中所配制的前驱体溶液经过纺丝电压20 k V、接收距离15 cm以及滚筒转速1600 r/min的静电纺丝过程后,得到不粘连,直径均匀的TiCNW前驱体膜;在温度1400℃保温1 h能够得到结晶度高,形貌良好的TiCNW;热处理过程中,随着温度的升高,发生TBT热解、PAN端基的脱氢、脱氮以及裂解一系列反应,最后实现Ti O2由无定形向锐钛矿相,锐钛矿相向金红石相转变,形成TiCNW。（3）采用固相烧结法制备了TiCNW/Mo-Al2O3陶瓷。对TiCNW/Mo-Al2O3陶瓷进行了微观形貌以及相组成分析,系统的研究了TiC含量与Mo含量对TiCNW/Mo-Al2O3陶瓷电学性能和力学性能的影响。结果表明:TiCNW/Mo-Al2O3陶瓷内部形成的三相桥连结构,使得渗流阈值由35 wt%降至10 wt%;随TiCNW含量增多,TiCNW/Mo-Al2O3陶瓷的电阻降低;当Mo含量为30 wt%和TiCNW含量为8 wt%时,陶瓷弯曲强度与硬度达到最大值,分别为95 MPa和1283 MPa。
姜吉鹏[4]（2021）在《TiCx/高铬铸铁复合材料的制备及性能研究》文中研究表明高铬铸铁（High Cr white iron,HCWI）耐磨材料已被广泛应用于机械、矿业、冶金等领域。HCWI良好的耐磨性来自于硬质相M7C3（M=Fe,Cr）,但粗大的M7C3相会导致HCWI耐磨件性能降低。为细化M7C3的显微结构,通常在HCWI中采用添加合金元素、陶瓷相或快速冷却等措施,但细化效果不太理想。针对上述问题,本论文采用Ti3Al C2作为前驱体在HCWI基体中分解形成缺碳型Ti Cx和Al。原位形成的Ti Cx抑制了M7C3的生长,达到细化微观结构的目的;而部分Al原子固溶于基体中,有利于力学性能的提高。本论文采用无压烧结、热压烧结和放电等离子烧结技术,制备了Ti Cx增强HCWI（Ti Cx/HCWI）复合材料,系统研究了前驱体Ti3Al C2颗粒尺寸、升温速率、烧结温度和保温时间等因素对原位形成的Ti Cx颗粒尺寸和分布以及对M7C3细化效果的影响,揭示了原位形成Ti Cx的形成机制;测试了Ti Cx/HCWI复合材料的洛氏硬度（HRC）、弯曲强度、断裂韧性和耐磨性能,分析了复合材料的微观结构和界面结合状态对性能的影响。另外,还对比研究了直接添加Ti C形成的Ti C/HCWI复合材料和原位形成Ti Cx/HCWI复合材料的微观结构、力学性能、耐磨性能和抗氧化性能。论文取得了如下创新成果:（1）在1350-1500℃温度范围,原位形成1～2mm细小Ti Cx球形晶粒,Ti Cx晶粒分布于M7C3周围抑制了其生长,有效细化了M7C3微观结构。Ti Cx的形核和初始长大阶段符合经典晶体生长机制,而Ti Cx后期长大受非经典晶体生长机制控制。（2）研究发现,原位形成Ti Cx晶粒尺寸受前驱体Ti3Al C2颗粒尺寸、烧结温度、升温速率和保温时间的影响不是太大。但升高温度和增加保温时间能促进Ti Cx在基体中分布均匀。由于上述关键影响因素的可控性,为规模化制备微观组织细化的Ti Cx/HCWI复合材料奠定了基础。（3）优化制备工艺,采用两步法,即先在1500°C无压烧结5 min保证Ti Cx在基体中分布均匀;然后在1200°C-20 MPa-1 h热压烧结,制备了致密的4.3～21.5wt.%Ti Cx/HCWI复合材料。Ti Cx/HCWI复合材料比纯HCWI材料的力学性能和耐磨性提高明显。其中17.2 wt.%Ti Cx/HCWI复合材料的洛氏硬度达到HRC71.6,弯曲强度达到310 MPa,断裂韧性达到10.19 MPa·m1/2,它的弯曲强度和断裂韧性分别是HCWI的7倍多。在123 N高载荷下,17.2 wt.%Ti Cx/HCWI复合材料耐磨性达到315 cm-3,是HCWI耐磨性的6倍多。细化的微观结构和增强相与基体的强结合界面是复合材料性能提升的主要机制。（4）对比研究了在相同工艺下制备的17.2 wt.%Ti Cx/HCWI和17.2 wt.%Ti C/HCWI复合材料的相关性能。结果表明,两种复合材料的性能均高于纯HCWI材料。但原位Ti Cx/HCWI复合材料具有显着的细化组织结构,表现出更优异的力学和耐磨性能。在600°C空气中氧化96 h结果亦表明,Ti Cx/HCWI抗氧化性最好,氧化增重仅为0.23 mg/cm2,氧化行为遵循抛物线规律。
雷聪[5]（2021）在《双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究》文中研究表明金属陶瓷大多具有优异的力学性能、物理性能和化学性能,如高硬度、高强度、高弹性模量、耐腐蚀、耐磨损、良好的导电导热性,在诸如切削刀具、高速轴承、耐热涂层、耐磨部件、抗烧蚀材料等领域有着广泛的应用需求。然而,由于陶瓷相与金属相之间的润湿性通常较差,界面结合强度低,急冷急热环境下两相热失配以及受制于陶瓷相的较低韧性,使得金属陶瓷的应用受到很大限制。本研究的目的是探索制备一种新型的金属陶瓷,通过研究金属相与陶瓷相之间的界面润湿性与界面结合、设计材料的组织结构并探究合适的热处理工艺,提高金属陶瓷的综合性能,使其具有更高的应用价值。本论文首次探索以Ti粉和纳米乙炔炭黑为初始原料,通过原位无压烧结法制备非化学计量比的TiCx（x=0.5～0.7）多孔预制体,然后将金属Cu在无压条件下浸入多孔预制体的新技术路线,成功获得了具有双连续相结构的TiCx-Cu金属陶瓷;系统研究了TiCx的气孔率、晶粒尺寸与形貌、C与Ti的摩尔比等因素对TiCx-Cu金属陶瓷的微观结构和物相形态的影响;测试了所制备样品的强度、韧性、硬度和抗热震性能,分析了材料性能与其微观结构和物相组成之间的相关性;在此基础上,通过固溶处理使制备的TiCx-Cu金属陶瓷的断裂韧性和弯曲强度得到较大幅度的提高。论文取得的主要研究成果如下:（1）TiCx预制体的结构主要受造孔剂含量、烧结温度、保温时间和初始C与Ti的摩尔比等因素的影响。以造孔剂含量为唯一变量时,预制体TiC0.5的气孔率与造孔剂的添加量呈线性正比关系;造孔剂含量为定值时,随着烧结温度的升高及保温时间的延长,TiC0.5预制体的晶粒通过互相吞并而逐渐长大,预制体收缩,气孔率降低;随着C与Ti的初始摩尔比从0.5升高至0.7,预制体TiCx的x值从0.57升高至0.69,增加C含量会阻碍了TiCx晶粒的长大以及预制体的收缩,导致预制体晶粒尺寸减小,气孔率增大。（2）采用无压浸渗工艺制备了系列不同金属含量、不同化学计量比的双连续相TiCx-Cu金属陶瓷。结果表明,Cu与TiCx之间为反应型润湿,两相的界面结合牢固;在浸渗过程中,TiCx与Cu发生化学反应生成Cu4Ti新相,诱导Cu进入到TiCx晶粒内形成一种独特的根须状结构,同时,不同x值的TiCx（x=0.5,0.6,0.7）预制体浸渗Cu后,由于TiCx中的Ti原子逸出并与Cu发生反应,使得TiCx-Cu金属陶瓷中存留的TiCx的x值均趋于0.76。（3）由于特殊的双连续相结构和良好的两相界面结合,所制备的TiCx-Cu金属陶瓷表现出较高的强韧性。其中,TiC0.5-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为801±42MPa,断裂韧性为10.9±1.1 MPa·m1/2,而TiC0.7-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为1091±59 MPa,断裂韧性为14.8±0.6 MPa·m1/2。材料断口形貌表现为金属相的延性断裂、陶瓷晶粒的穿晶断裂、晶粒内部的金属根须拔出三种混合模式。裂纹扩展过程中发生的偏转、桥接、分叉和金属相拔出等机制显着增大了材料的断裂能,因而提高了材料的弯曲强度和断裂韧性。（4）对TiC0.5-Cu金属陶瓷在不同温度下进行了抗热震性能测试。结果表明,热震后材料的残余强度随热震温度的升高呈非单调改变。在热震温度低于800°C时,材料的残余强度随热震温度的升高而降低,经800°C热震后,其残余强度为535 MPa,比热震前降低了33.2%,但当热震温度升高到1000°C时,其残余强度反而比热震前升高了6.4%,达到852 MPa,而且经1000°C多次热震后其强仅略有降低。这种不同于一般材料的抗热震特性,可以归因于从1000°C高温急剧冷却所引起的金属相的晶粒细化,以及界面相的进一步适配性优化。（5）对制备的TiC0.5-Cu、TiC0.6-Cu和TiC0.7-Cu金属陶瓷进行固溶处理,探讨了固溶温度和时间对材料强度和韧性的影响。结果表明,固溶处理可显着提高材料的断裂韧性,同时对弯曲强度也有不同程度的改善,但是,对不同x值的金属陶瓷来说,其最佳的固溶温度和时间有所不同,对性能的改善程度也不一样。TiC0.5-Cu在925°C保温60 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了32.1%和16.7%,达到14.4±0.5 MPa·m1/2和935±35 MPa;TiC0.6-Cu在925°C保温30 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了15.6%和6.2%,达到16.3±0.6MPa·m1/2和963±23 MPa;TiC0.7-Cu在925°C保温10 min固溶处理后,断裂韧性和弯曲强度分别提高了11.5%和4.9%,达到16.6±0.8MPa·m1/2和1145±84 MPa。TiCx-Cu金属陶瓷强韧化提高主要归因于固溶处理使金属相晶粒显着细化以及金属相的固溶强化。
迟一鸣[6]（2021）在《铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能》文中研究指明铝合金比强度高、导电导热性好、易于加工、并且具有一定的耐蚀性,因此在汽车制造、航空航天等领域有着广泛的应用。然而,铝合金表面硬度低、耐磨性差,这些不足极大地限制了其在摩擦磨损环境中的使用。表面改性技术可以在保持铝合金本身优异性能的基础上提高其表面性能,为制造业的“高效、节能”发展提供有效手段。除了热喷涂、电镀、阳极氧化、微弧氧化等表面技术,激光表面改性拥有快速凝固、热影响小、冶金结合好等特点,随着激光器的发展,铝合金表面激光改性技术受到了越来越多的关注。本文设计了“Fe+Al”、“Fe基合金”、“Fe基合金+B4C”、“Fe基合金+B4C+Ti”、“Fe基合金+h-BN”、“Fe基合金+h-BN+Ti”六种合金化材料体系,通过预置涂层法在6061铝合金表面制备出金属间化合物涂层,或以金属间化合物为基、多元陶瓷为增强相的复合涂层,综合讨论了合金化材料成分配比、激光工艺参数等对合金化层组织及性能的影响,并分析了原位生成陶瓷相的界面结构、形核机制及生长机理。使用不同配比的Fe粉和Al粉作为合金化材料,制备得到的合金化层主要由Fe4Al13,FeAl,Fe3Al和α-Al构成组成。富Fe熔体由于比重较大下沉至熔池底部,形成以“白亮带”为特征的过渡区,组织具有分层现象。此外,Fe和Al之间的放热反应促使界面处的基体进一步熔化,最终形成“锯齿状”界面。70Fe-30Al涂层耐磨性最好,磨损体积为基体的9.2%。使用Fe基合金作为预置涂层材料制备的合金化层由先析出的Fe-Al化合物及网状共晶组织构成,合金化层组织均匀致密,硬度约为459 HV0.2,是基体的6.8倍,磨损体积减小至基体的11.33%。选用“Fe基合金+B4C”体系制备的合金化层主要由Fe4Al33,FeAl,Fe3Al,Cr2B,CrB,Cr2B3,AlB2,Cr23C6,Cr7C3,Al4C3,α-Al组成。涂层硬度随预置粉末中B4C添加量的增多逐渐升高,添加20 wt.%B4C时,合金化层硬度高达531 HV0.2,但此时涂层脆性增加,缺陷增多,耐磨性变差。B4C添加量为10 wt.%的合金化层磨损失重最小,仅为基体的18.2%。向“Fe基合金+B4C”材料体系中添加Ti粉能够改善熔池的润湿性,并可通过Ti与B4C的反应原位生成TiC、TiB2等细小的强化相。合金化层主要由Fe4Al13,Cr2B,Cr7C3,TiB2,TiC和α-Al组成,当Ti的添加量提高到45 wt.%时,合金化层中还生成了 Al3Ti。添加30 wt.%Ti的涂层性能最好,硬度高达520 HV0.2,磨损体积仅为基体的7.2%。当Ti的添加量提高到45 wt.%后,合金化层组织的粗化及脆性相Al3Ti的形成导致硬度和耐磨性有所下降。在“Fe基合金+10 wt.%B4C+30 wt.%Ti”合金化层中,TiC小颗粒在先析出的短棒状TiB2表面异质形核,形成了 TiB2/TiC复合组织。两相界面存在[1210]TiB2//[011]TiC和（0001）TiB2//（111）TiC的晶体学位向关系,错配度仅为1.049%,表明TiB2可为TiC异质形核的最有效核心。“Fe基合金+h-BN”材料体系制备的合金化层主要由Fe4Al13,（Fe,Cr）,AlN,Cr2B,FeNx,α-Al等物相组成。激光合金化过程中密度较小的h-BN上浮到熔池表面造成严重烧损,且其含量增加到10 wt.%时熔池燃烧剧烈、合金化层稀释率过高,硬度和耐磨性急剧下降。向“Fe基合金+h-BN”材料体系中添加Ti粉能够减少预置涂层材料的烧损、改善熔池的润湿性,并通过Ti与h-BN的反应原位生成TiN,TiB2和TiB等强化相进一步提高表面性能。在熔池凝固过程中,AlN以亚稳态面心立方结构在先析出的颗粒状TiN表面异质形核并包围其生长,形成TiN/AlN复合组织。两相的晶面错配度约为9%,为中等有效形核。在室温、200℃和400℃下,添加15 wt.%Ti的合金化层磨损体积分别为相同条件下基体的8.2%、7.4%和10.1%,耐磨性显着提高。
李庚林[7]（2021）在《增强相TiC在Al-Si熔体中的稳定性研究》文中指出活塞是发动机的重要零部件,长期在高温高载荷下工作,主要采用Al-Si系活塞合金制造,随着高功率密度柴油发动机的发展,现有常规Al-Si系活塞合金难以满足其苛刻工况条件的使用要求。陶瓷颗粒增强铝基复合材料是最具前景的下一代活塞候选材料之一,TiC颗粒作为颗粒增强体具有诸多优异性能,但是TiC在Al-Si合金中的稳定性一直制约其发展。因此探明TiC在Al-Si熔体中的分解过程和机理成为解决其稳定性的首要问题。本文从实验和第一性原理计算两方面对TiC的分解过程和机理进行研究,为了更容易观察整个分解过程,采用外加方法制备了高TiC含量的颗粒增强铝基复合材料,使用扫描电镜、能谱仪和X射线衍射仪对材料进行组织和晶体结构分析。然后基于密度泛函理论,通过实验和理论计算综合确定了 TiCx的晶格常数,计算了 TiCx中C位置点缺陷的形成能,并分析了 TiCx中Ti原子扩散的能垒及Si原子对Ti原子扩散能垒的影响,将分解产物之一的TiAlSi相同Al3Ti对比,分析了 TiAlSi相的形成原因和Si元素对其生长形态的影响。获得了 TiCx在Al-Si熔体中分解的模型,并找到了一种在Al-Si熔体中稳定TiCx的方法,本文的主要结论如下:TiCx在纯Al熔体中稳定存在,然而Si元素急剧降低其稳定性并最终分解为TiAlSi相和Al4C3。TiCx颗粒先是被TiAlSi相包裹形成层壳结构,随着液态保温时间延长,TiAlSi相最终长大为长条状。TiC的晶格常数的实验测量值和B-M方程拟合值基本一致,确定为4.33A,TiC中C空位型点缺陷形成能低,容易形成。Si原子进入点缺陷的形成能小于Al原子,说明Si原子比Al原子更容易进入到TiCx的晶格中,对TiCx的性质产生影响。探明了TiC在Al-Si熔体中的分解机理:基于电荷密度差和Bader电荷分析,得出Si原子与Ti原子的成键能力弱于C原子,降低TiCx的稳定性,会使得TiCx中Ti原子扩散能垒降低,加快Ti原子沿空位组成的通道的扩散迁移,导致了 TiCx的分解。TiAlSi相是由Al3Ti中Al原子位置被Si原子占据形成,XRD衍射结果和理论模拟均得到:相比Al3Ti,Ti（Al1-xSix）3相衍射峰向高角度偏移。Si元素会降低Al3Ti（110）晶面能量,Ti（Al1-xSix）3相有利于长成长条状。根据形成能计算得出,B、N和O均能够大量进入TiCx晶格占据C位置,堵塞Ti原子扩散通道,起到保护TiCx的作用。成功制备出Al-12Si-3TiC-0.9B复合材料,验证了 B对TiCx颗粒的保护作用。
张泽荣[8]（2021）在《MAX相Cr2AlC陶瓷及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.% NaCl溶液中的电化学腐蚀行为》文中认为MAX相（即Mn+1AXn,其中“M”是指早期过渡族金属元素,“A”主要包含ⅢA和ⅣA族元素;而“X”是指C或者N元素,并且n=1,2,3…）是一类三元层状化合物。因其独特的键合特征以及层状结构使得MAX相兼具金属和陶瓷的性能,包括良好的导电和导热性、可加工性、较高的强度和弹性模量以及良好的化学稳定性等,作为结构/功能一体化材料具有广阔的应用前景。其中,譬如Ti2AlC、Ti3AlC2和Cr2AlC等MAX相具有优异的抗高温氧化和热腐蚀性能,作为高温防护涂层已经受到广泛关注。同时,已有的研究工作表明,MAX相还具有优异的耐水溶液腐蚀性能。但是截至目前,这部分工作仍不够系统深入,大多数研究停留在耐蚀性能的测试上,而涉及钝化膜的种类与形成机制等微观耐蚀机理的研究却比较少,特别是关于MAX相涂层耐水溶液腐蚀性能的研究就相对更少了。MAX相中同时包含有离子键、共价键以及金属键,甚至同一元素因占据的晶格位置不同而呈现不同的键合状态。此外,MAX相还具有纳米层状结构,这些都是其有别于常规陶瓷或者金属的特征。另一方面,在制备MAX相涂层的过程中,常常可以获得同成分的非晶态M-A-X涂层。基于此,本论文重点以一种典型的MAX相Cr2AlC为研究对象,探究了 Cr2AlC块体材料及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中的耐蚀性能。研究对于深入了解材料结构（纳米层状和非晶态等）和成分与其耐蚀性能之间的内在关系具有理论意义,同时对促进MAX相作为耐蚀防护涂层的应用奠定基础。论文获得的主要结论如下:Cr2AlC块体材料在3.5 wt.%NaCl溶液中开路电位下浸泡时,Cr2AlC中Al容易受到侵蚀而从层间迁出直接进入溶液中。而在电化学极化条件,基体中迁出的Al和电解液之间形成的富含Al和O的反应产物更多地沉淀在了在材料表面。原因是,一方面Cr2AlC中的Al处于层间弱结合而容易被侵蚀;另一方面,基体中Al化学活性高而且亲氧能力强容易与电解液反应生成腐蚀产物。对比研究了Cr2AlC-xAl2O3（x=6.1 wt.%和 15.2wt.%）复合材料在 3.5 wt.%NaCl 溶液中的腐蚀行为。结果表明,引入的第二相Al2O3颗粒倾向于分布在Cr2AlC基体的晶界位置,在一定程度上能够阻挡电解液的渗入,降低阳极溶解速率,使得Cr2AlC-Al2O3复合材料的耐蚀性较Cr2AlC有所提高。利用磁控溅射技术并采用Cr-Al-C复合物单靶在多晶YSZ（氧化钇稳定的氧化锆）基体上室温沉积了非晶态Cr-Al-C涂层,其成分近似符合原子比Cr:Al:(C=2:1:1。通过后续在Ar气氛中500℃～700℃下退火,沉积态非晶涂层经历了从完全的非晶态到部分晶化的（Cr,Al）2Cx固溶体,再到晶态Cr2AlC的相转变过程。对比非晶涂层、部分晶化涂层以及晶态Cr2AlC涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中的腐蚀行为可知,各涂层均表现出钝化行为,且钝化膜均呈现为p型半导体特性。其中非晶涂层具有最低的腐蚀电流密度和钝化电流密度,表现出最好的耐蚀性,这是因为其钝化膜中含有最高含量的Cr2O3;完全晶化的Cr2AlC涂层的耐蚀性能与非晶态涂层较为接近,但是要略差一些;而部分晶化涂层因其内部结构不均匀以及钝化膜中Cr2O3含量最低而表现出了最差的耐蚀性能。通过将Ti元素引入非晶态Cr-Al-C涂层中,制备出不同成分的（Cr,Ti）-Al-C涂层,且各涂层成分符合原子比（Cr1-x+Tix）:Al:C=2:1:1,其中x=0.10-1.0。发现当x≤0.35时,沉积态涂层仍保持为完全的非晶态;但随着Ti含量继续增加,x≥0.50后,涂层内部开始出现纳米晶,形成以Cr和Al固溶在TiC中Ti金属格点的（Ti,Cr,Al）C固溶体。因此,Ti元素起到了促进Cr-Al-C涂层晶化的作用。各涂层在3.5 wt.%NaCl溶液中的电化学测试结果表明,随着涂层中Ti含量提高,涂层的钝化电流密度有所上升。这主要是因为Ti元素会诱导涂层晶化,从而降低涂层内部结构的均匀性;同时,Ti含量增加也会使得钝化膜中Cr含量降低,导致涂层钝化能力下降。另一方面,Ti含量的提高可以显着降低涂层在过钝化电位区间的电流密度,这是因为在过钝化电位下稳定的Cr（Ⅲ）氧化物会转化为可溶性的Cr（Ⅴ）氧化物,而TiO2钝化膜依然可以稳定存在从而保护基体。利用EPMA测量了 Ti3SiC2-Ti3AlC2扩散偶在1100℃～1400℃下热处理后互扩散区内元素的深度分布。结果表明仅Si和Al在Ti3SiC2/Ti3AlC2界面处发生了互扩散。采用Boltzmann-Matano方法和Sauer-Freise方法计算了 Si和Al的互扩散系数。计算结果表明:在整个实验温度范围内,互扩散系数处于10-13～10-11 m2/s量级,Matano面处（≈Ti3Si0.5Al0.5C2）对应的互扩散激活能为246kJ/mol。此外,两种计算方法均表明:在1100℃～1300℃温度下,互扩散系数随着Si含量的增加而单调降低;而在1400℃下,互扩散系数不再随着Si含量单调变化,这可能与Ti3AlC2一侧形成了杂质相Ti5Si3和大量孔洞有关。
李学林[9]（2021）在《二维Ti3C2Tx基复合材料的改性及其超级电容器性能研究》文中认为化石燃料日益消耗及其引起的环境问题,推进了太阳能、风能等可再生能源的发展,但可再生能源具有波动性和间歇性,需要高效的能源转换/储存装置确保其在电网中并网工作的稳定性。超级电容器作为先进的储能技术在各种储能设备领域受到越来越广泛的关注,但其有限的能量密度仍然是制约其广泛应用的主要原因。因此,探索具有高能量和功率密度的新型电极材料,已成为该领域科学研究的目标。MXene材料由于能够提供高能量和功率密度,已经成为极具竞争力的电极材料。层间离子的插入和脱出提供了充足的空间,使它们具有良好的电化学性能,特别是具有较高的氧化还原活性和碱金属离子快速存储能力。Ti3C2Tx是MXene材料中具有高的化学或电化学稳定性的典型代表,然而低容量伴随着缓慢的电化学动力学,以及层间自堆叠、塌陷和氧化,严重阻碍了它们在超级电容器领域的实际应用。针对上述Ti3C2Tx在作为超级电容器电极材料时存在的问题,本研究在多层Ti3C2Tx片层表面均匀包覆聚多巴胺（PDA）层以阻止Ti3C2Tx在水溶液中进行简单液相复合反应时发生氧化;在此基础上,为进一步改善Ti3C2Tx的自堆叠问题,利用PDA层的优异二级反应平台在Ti3C2Tx片层表面原位生长碳纳米管（CNTs）和负载二氧化锰（MnO2）;并设计出基于聚甲基丙烯酸甲酯（PMMA）粘结剂的Ti3C2Tx-CNTs浆料,通过浸涂法实现了 40 mg cm-2的高活性质量负载电极,为Ti3C2Tx基超级电容器的进一步实际应用研究提供指导。具体研究内容如下:（1）采用原位聚合的PDA作为包覆层,实现了对HF刻蚀的多层Ti3C2Tx的包覆保护,对比分析不同盐酸多巴胺添加比例对Ti3C2Tx表面PDA包覆层的微观形貌、组分和电化学性能的影响,成功控制并优化了 PDA层对Ti3C2Tx的保护效果。结果表明,当盐酸多巴胺与Ti3C2Tx的质量浓度比为1:2时,有效避免了 Ti3C2Tx在水环境容易氧化的问题,并且PDA结构中的邻苯二酚与Ti3C2Tx表面Ti原子间强的配位键结合,增强了基体的结构稳定性。该复合材料可以继续作为基体材料,利用其表面的PDA层二级反应平台进行进一步的结构优化设计,从而构筑电化学性能更加优异的超级电容器电极材料。（2）采用简单热解法,以优化后的Ti3C2Tx@PDA为基体材料,PDA层还原的Co纳米粒子作为催化剂,尿素作为碳源,在Ti3C2Tx片层表面原位生长了 CNTs。对比分析前驱体中不同尿素添加比例对Ti3C2Tx@CNTs复合材料的组成、形貌、结构以及超级电容器性能的影响,实现了 TiC2Tx片层表面CNTs的可控生长。结果表明,垂直生长的CNTs在克服Ti3C2Tx片层的自堆叠问题的同时有效扩张其层间空间,使更多氧化还原反应活性位点暴露出来,同时为电解质离子的传输提供快速通道。以优化后的Ti3C2Tx@CNTs-6.0电极组装的对称器件,表现出的最高面积能量密度为9.4μWh cm-2,最高面积功率密度为5444.0 μW cm-2。这种在Ti3C2Tx上原位生长CNTs构筑三维网络结构的策略,对其他MXene材料改善自堆叠问题具有借鉴意义。（3）分别采用水热法和液相共沉淀法,以Ti3C2Tx@PDA为基体材料,高锰酸钾作为锰源,制备得到不同形貌MnO2修饰改性的Ti3C2Tx@MnO2复合材料,对其进行元素组成、微观形貌、物相结构等分析,探讨了 MnO2在Ti3C2Tx@PDA表面的可能生长及形貌转变机理,并对复合材料的电化学性能进行研究。结果表明,PDA可将[MnO4]-直接还原为MnO2并均匀固定在基体表面,在温和的环境中自然生长成为纳米碎片状δ-MnO2,在表面活性剂聚乙二醇（PEG）导向作用下生长成为纳米线状α-MnO2,在十六烷基三甲基溴化铵（CTAB）作用下沿着CTAB胶束团周围生长成为纳米花球状α-MnO2,以及水热反应较高温度压力下生长成为米粒状α-MnO2;不同形貌MnO2的负载在引入赝电容的同时,对Ti3C2Tx片层的自堆叠起到抑制作用。对Ti3C2Tx@MnO2复合材料电化学性能综合比较后可知,Ti3C2Tx@δ-MnO2 NSs和Ti3C2Tx@α-MnO2 NWs电荷转移阻抗更小,循环稳定性更高,表现出更佳的电化学性能,有效提升Ti3C2Tx在正电位窗口下的比电容,从而拓宽了其作为正极材料的应用。（4）基于纳米片状MnO2负载的Ti3C2Tx@δ-MnO2复合材料优异的电化学性能,通过优化Ti3C2Tx片层表面MnO2的生长情况以及MnO2的实际负载量,实现了复合材料结构的合理设计和配置,深入探讨了MnO2纳米片的引入对Ti3C2Tx物相结构、电化学活性和电荷存储机理的影响,并通过动力学过程分析深入探究了该复合电极的储能机制。结果表明,优化后的Ti3C2Tx@δ-MnO2-0.06电极具有良好的循环稳定性以及优异的面积比电容,其电容是由扩散控制贡献和非扩散控制贡献组合而成的,以该电极组装的Ti3C2Tx@δ-MnO2-0.06//AC非对称超级电容器器件,在0～1.8 V工作电压范围内的最高面积能量密度为110.4 μWh cm-2,最高面积功率密度为9493μW cm-2,并且可以为商业LED等提供能量,表明Ti3C2Tx@δ-MnO2-0.06复合材料作为储能应用的巨大可能性,这种用简单方法实现MnO2纳米片修饰Ti3C2Tx片层的策略可以推广至其他MXene成员进行储能研究,并为其他MXene材料的有效结构设计提供了思路。（5）采用简单浸涂法,以PMMA作为粘结剂,异丙醇-超纯水（4:1）作为溶剂,CNTs作为导电添加剂,设计制备了高活性质量负载的Ti3C2Tx-CNTs复合电极（40 mg cm-2）。研究了 CNTs的添加比例对Ti3C2Tx-CNTs复合电极的电化学性能的影响,并探究了不同集流体对活性材料质量负载及电化学性能的影响。结果表明:以泡沫镍为集流体的Ti3C2Tx-CNTs-20电极可以实现更高的活性质量负载以及更佳的电化学性能,基于该电极组装的Ti3C2Tx-CNTs-20//MnO2-CNTs-20非对称器件,最大面积能量密度达440.3μWh cm-2,最大面积功率密度为55652 μW cm-2,可以为LED灯组持续供电,这种简单的浸涂法对其他MXene基电极实现高活性质量负载具有普适性。
熊涛[10]（2021）在《纳米Ti3C2Tn与掺杂SnSe复合材料的制备及其热电性能研究》文中进行了进一步梳理热电转换技术是通过材料两端的温差使固体内部载流子发生定向迁移,从而实现热能和电能的直接相互转换,但是受限于热电转换效率过低而一直无法得到广泛的实际应用。近些年来,SnSe热电材料因其具有环境友好、资源丰富、易于制备、结构简单、超低本征热导率成为了研究的热点。其中,单晶SnSe的ZT值在923 K时可以达到了 2.62,使得其成为了制备高性能热电器件新的候选材料。然而,单晶SnSe因制备工艺条件要求严苛、成本高、机械性能低而难以达到工程应用条件,限制了其广泛的应用。相比于单晶SnSe,多晶SnSe制备方法简单,成本低廉,但多晶SnSe的电输运性能差导致其ZT值只有0.3左右,严重制约了 SnSe基热电材料的实际应用。因此,解决多晶SnSe热电性能低的问题成为了广大研究者们的首要难题。由热电材料理论研究基础可以得出优化材料热电性能的策略有两种:一是通过能带结构工程和掺杂及纹理化来增强功率因子（PF）,二是通过纳米复合和原位生长纳米第二相设计分层结构降低热导率κ。本论文以多晶SnSe基热电材料为研究对象,针对以上问题,通过双掺杂诱导纳米沉淀及复合纳米相调控手段对其晶体结构、微观形貌、能带结构、声子散射机制及电热输运机制进行详细研究,优化材料的热电性能,提高材料的热电优值,推动了SnSe基热电材料的工程实际应用。主要结论如下:（1）SnSe热电材料的溶剂热法制备研究溶剂热因其制备工艺简单、制备粉体的形貌可控、反应条件简单而得到广泛应用。本论文第一部分将探索不同反应条件对SnSe粉体物相及形貌的影响。通过系统研究不同反应条件对于SnSe粉体形核、析晶和生长的机理研究,建立碱的含量、反应物浓度、反应时长、保温温度和SnSe晶体形貌之间的关系,揭示不同反应条件对SnSe粉体的影响的机理,实现对SnSe粉末的形貌尺寸和产量的精确控制。当温度在200℃-230℃,碱的含量为2.24 mol·L-1,反应时长在24 h及反应物浓度摩尔比为3:6时（一定溶剂条件下）为SnSe粉体生长的最佳范围,可以得到形貌均匀,有利于烧结的粉体。（2）纳米二维层状Ti3C2Tn材料的制备研究二维纳米Ti3C2Tn材料拥有着较大的比表面积和电导率,因此可作为SnSe基热电材料的复合相使用,从而提升材料的热电性能。通过传统热压烧结的方式成功制备出A位多元素固溶Tin+1ACn块体材料。研究了其机械性能,发现随着A含量的增加,材料的硬度、强度得到了提高,但是韧性下降,证明了 A位多元素固溶可产生晶格畸变,使得MAX相材料的A层与M-X间的结合力下降,这将有利于剥离的进行。因此可以在低浓度盐酸（6 mol-L-1）和18 h下刻蚀将其剥离为单层状Ti3C2Tn材料,降低了酸的使用浓度和反应时间,且剥离出来的二维层状材料与高浓度酸的形貌一致。（3）掺杂p-型多晶SnSe的制备及其热电性能研究对于电热输运参数的解耦一直是热电研究人员研究的热点。利用溶剂热制备Cu&Ce双掺杂SnSe热电材料,其中Cu元素起到主要的掺杂作用,将直接导致材料电导率的提升。Ce作为次掺杂及催化作用诱导纳米沉淀的产生,从而设计了多级多尺度声子散射机制。在保证载流子浓度提高的同时,可显着的降低材料晶格热导率。材料的ZT值在773 K可以达到1.16。Cu&Ce的双掺杂引入了质量场的涨落,晶格发生畸变,同样可以使得晶格热导率下降,并且材料中本征的空穴、气孔、晶界等不同尺度的声子散射中心对晶格热导率的降低有着极大的帮助。Ce诱导的纳米沉淀增加了纳米晶界,加强了中长波声子散射,降低了低温区域的晶格热导率,并使得材料的总热导率降低至0.275 W·m-1·K-1。双掺杂诱导的纳米沉淀实现了对热电输运的解耦,使得热电性能得到大幅度提高。在300-800 K温度范围内的平均ZT值达到0.668,相较于纯SnSe材料提高了 122%。（4）纳米SnSe/xTi3C2Tn基复合热电材料的制备研究纳米相对于载流子和声子的传输的调控是显而易见的,除了原位生长纳米沉淀,还可以通过复合形貌相似,性能互补的纳米第二相。以SnSe为基体相,Ti3C2Tn为复合相,通过机械复合,放电等离子烧结制备出不同Ti3C2Tn复合量的SnSe/xTi3C2Tn热电材料。引入高导电性的Ti3C2Tn为复合相,在SnSe与Ti3C2Tn之间形成纳米界面。零禁带的Ti3C2Tn为载流子的迁移创造了通道,由于界面两端材料的界面能带差距太大,导致载流子的散射几率增大,同时造成声子的散射增强,可以显着地降低材料的热导率。使得材料的ZT值可在773 K提升至0.9左右,极大地提高了 SnSe基复合材料的热电性能。
二、Formation and growth mechanism of TiC crystal in TiC_p/Ti composites（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、Formation and growth mechanism of TiC crystal in TiC_p/Ti composites（论文提纲范文）
（1）化学气相沉积碳化钛粉体制备与调控及其电催化析氢性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 TiC粉体的应用 |
| 1.2 固相法制备TiC粉体的研究现状 |
| 1.2.1 固相TiO_2的碳热还原法 |
| 1.2.2 固相金属Ti粉的直接碳化法 |
| 1.3 化学气相沉积制备TiC粉体的研究进展 |
| 1.3.1 化学气相沉积过程简介 |
| 1.3.2 化学气相沉积制备TiC粉体的难点 |
| 1.3.3 均相成核制备TiC粉体的研究现状 |
| 1.4 本论文研究目的,思路与内容 |
| 第2章 TiCl_4-CH_4-H_2体系异相形核制备TiC粉体 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验研究与热力学分析 |
| 2.2.1 柱形床FBCVD沉积TiC实验 |
| 2.2.2 锥形床FBCVD沉积TiC实验 |
| 2.2.3 热力学分析及条件优化 |
| 2.2.4 产物检测与分析 |
| 2.3 柱形床中FBCVD沉积TiC的结果与讨论 |
| 2.3.1 实验结果 |
| 2.3.2 分析与讨论 |
| 2.4 锥形床中FBCVD沉积TiC的结果与讨论 |
| 2.4.1 超细粉体的流化 |
| 2.4.2 超细粉种子粉体FBCVD制备碳化钛粉体 |
| 2.4.3 反应物浓度的影响 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 TiCl_3-CH_4-H_2反应体系合成TiC粉体 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiCl_3作为前驱体的可行性分析 |
| 3.3 实验研究与热力学分析 |
| 3.3.1 实验材料与表征 |
| 3.3.2 TiCl_3的合成 |
| 3.3.3 TiCl_3的碳化 |
| 3.3.4 H_2活化TiCl_4制备TiC粉体实验 |
| 3.4 结果与讨论 |
| 3.4.1 TiCl_3合成条件优化 |
| 3.4.2 TiCl_3前驱体FBCVD制备TiC粉体 |
| 3.4.3 H_2预还原TiCl_4合成TiC |
| 3.5 小结 |
| 第4章 TiCl_2-CH_4-H_2反应体系合成TiC粉体 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiCl_2作为CVD前驱体合成TiC的热力学分析 |
| 4.3 实验研究与热力学分析 |
| 4.3.1 实验材料与表征 |
| 4.3.2 流态化合成TiCl_2粉体实验 |
| 4.3.3 TiCl_2前驱体合成TiC热力学分析与实验 |
| 4.4 结果与讨论 |
| 4.4.1 流态化合成TiCl_2的条件优化 |
| 4.4.2 TiCl_2前驱体CVD合成TiC粉体 |
| 4.4.3 不同形貌粉体的晶体结构 |
| 4.4.4 前景与意义 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 TiC在电催化析氢反应中的应用 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 HER实验与第一性原理计算 |
| 5.2.1 HER实验步骤 |
| 5.2.2 第一性原理计算模型与计算方法 |
| 5.3 HER结果与讨论 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（2）5vol.%TiCp/近α钛基复合材料构件热成形及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 PTMCs的原位自生制备方法 |
| 1.2.1 熔铸法 |
| 1.2.2 机械合金化法 |
| 1.2.3 粉末冶金法 |
| 1.2.4 自蔓延高温合成技术 |
| 1.3 PTMCs的热加工工艺 |
| 1.3.1 挤压变形工艺 |
| 1.3.2 轧制变形工艺 |
| 1.3.3 锻造变形工艺 |
| 1.4 PTMCs的高温变形行为 |
| 1.4.1 β相区热压缩变形 |
| 1.4.2 (α+β)相区热压缩变形 |
| 1.5 PTMCs的硅化物研究现状 |
| 1.5.1 硅化物的析出行为 |
| 1.5.2 Zr元素对PTMCs中硅化物的析出影响 |
| 1.6 有限元数值模拟在热加工成形中的应用 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 材料制备及实验方案 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 实验原材料及成分设计与制备 |
| 2.2.1 实验原材料及成分设计 |
| 2.2.2 TiC_p/Ti复合材料的降温多向锻造 |
| 2.2.3 TiC_p/Ti复合材料的热物理模拟实验 |
| 2.3 TiC_p/Ti复合材料的微组织分析 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 金相显微分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.4 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.5 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.6 拉伸性能测试 |
| 2.4 Deform-3D有限元数值模拟软件简介 |
| 第3章 TiC_p/Ti复合材料β相区热压缩变形行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiC_p/Ti复合材料相组成和微观组织分析 |
| 3.2.1 TiC_p/Ti复合材料的凝固路径及相组成 |
| 3.2.2 TiC_p/Ti复合材料组织细化分析 |
| 3.3 TiC_p/Ti复合材料β相区真应力-应变曲线 |
| 3.3.1 变形温度对复合材料流变行为的影响 |
| 3.3.2 应变速率对复合材料流变行为的影响 |
| 3.3.3 应变量对复合材料流变行为的影响 |
| 3.4 TiC_p/Ti复合材料β相区热压缩变形后组织分析 |
| 3.4.1 变形温度对复合材料组织的影响 |
| 3.4.2 变形量对复合材料组织的影响 |
| 3.4.3 应变速率对复合材料组织的影响 |
| 3.5 TiC_p/Ti复合材料β相区热变形EBSD组织分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 TiC_p/Ti复合材料(α+β)相区热压缩变形行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiC_p/Ti复合材料(α+β)相区真应力-应变曲线 |
| 4.2.1 变形参数对流变行为的影响 |
| 4.3 TiC_p/Ti复合材料两相区热变形组织分析 |
| 4.3.1 变形温度对热变形组织的影响 |
| 4.3.2 应变速率对热变形组织的影响 |
| 4.3.3 变形量对热变形组织的影响 |
| 4.4 TiC_p/Ti复合材料(α+β)相区热变形动态再结晶规律 |
| 4.4.1 铸态TiC_p/Ti复合材料动态再结晶行为 |
| 4.4.2 锻态TiC_p/Ti复合材料动态再结晶行为 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TiC_p/Ti复合材料构件成形设计 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模具及冲孔工艺参数的设定 |
| 5.3 工艺参数的影响 |
| 5.3.1 变形参数对损伤值的影响 |
| 5.3.2 变形参数对最大主应力的影响 |
| 5.3.3 变形参数对金属流动速率的影响 |
| 5.3.4 变形参数对载荷最大值的影响 |
| 5.4 构件形貌及微观组织 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）TiC纳米线/Mo-Al2O3金属陶瓷的制备与电学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 低渗流阈值研究进展 |
| 1.2.1 渗流阈值 |
| 1.2.2 低渗流阈值实现途径 |
| 1.3 导电聚合物材料研究进展 |
| 1.3.1 低渗流阈值聚合物 |
| 1.3.2 导电材料导电机理 |
| 1.4 导电金属陶瓷材料研究进展 |
| 1.5 导电填料研究进展 |
| 1.5.1 颗粒 |
| 1.5.2 纤维 |
| 1.5.3 晶须 |
| 1.6 碳化钛晶须和纳米线 |
| 1.7 本课题研究的意义、主要内容 |
| 1.7.1 研究意义 |
| 1.7.2 主要内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验设备与原材料 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 碳热还原法制备TiC晶须 |
| 2.3.2 静电纺丝法制备TiCNW |
| 2.3.3 TiC_(NW)/Mo-Al_2O_3金属陶瓷制备 |
| 2.4 性能测试及表征 |
| 2.4.1 SEM测试 |
| 2.4.2 XRD分析 |
| 2.4.3 EDS能谱分析 |
| 2.4.4 TG-DSC分析 |
| 2.4.5 X射线光电子能谱分析 |
| 2.4.6 孔隙率及体积密度测试 |
| 2.4.7 电学性能测试 |
| 2.4.8 力学性能测试 |
| 第3章 碳热还原方法制备TiC晶须 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TiC晶须形貌与相组成分析 |
| 3.3 TiO_2/C对 TiC晶须形貌的影响 |
| 3.4 NaCl/Ni对 TiC晶须形貌的影响 |
| 3.5 卤化剂与催化剂的含量对 TiC 晶须形貌的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 静电纺丝法制备TiC纳米线 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 静电纺丝法制备TiC_(NW)形貌与组成分析 |
| 4.3 聚合物类型对静电纺丝制备TiC_(NW)前驱体形貌的影响 |
| 4.4 纺丝工艺对静电纺丝制备TiC_(NW)前驱体形貌的影响 |
| 4.5 热处理工艺对静电纺丝制备TiC_(NW)形貌与成分的影响 |
| 4.6 静电纺丝法制备TiC_(NW)的反应机理 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 固相烧结制备TiC_(NW)/Mo-Al_2O_3复合陶瓷 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TiC_(NW)含量对金属陶瓷电学性能的影响 |
| 5.2.1 TiC_(NW)含量对金属陶瓷渗流阈值的影响 |
| 5.2.2 测试压强对金属陶瓷原料粉末电阻性能的影响 |
| 5.2.3 TiC_(NW)含量对金属陶瓷阻抗性能的影响 |
| 5.3 TiC_(NW)含量对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 5.3.1 TiC_(NW)含量对金属陶瓷孔隙率和体积密度的影响 |
| 5.3.2 TiC_(NW)含量对金属陶瓷弯曲强度的影响 |
| 5.3.3 TiC_(NW)含量对金属陶瓷硬度的影响 |
| 5.4 TiC_(NW)/Mo-Al_2O_3复合陶瓷渗流机理 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间的学术成果 |
| 致谢 |
（4）TiCx/高铬铸铁复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高铬铸铁的研究现状 |
| 1.2.1 铸造 |
| 1.2.2 快速冷却 |
| 1.2.3 热处理 |
| 1.2.4 烧结 |
| 1.2.5 添加元素 |
| 1.2.6 外加陶瓷增强相 |
| 1.3 添加Ti_3AlC_2可能存在的优势 |
| 1.4 研究目标和内容 |
| 1.5 技术路线 |
| 第二章 材料制备及试验方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 原料粉体的制备 |
| 2.1.2 无压烧结制备TiC_x/HCWI复合材料 |
| 2.1.3 热压烧结制备TiC_x/HCWI复合材料 |
| 2.1.4 热压烧结制备TiC/HCWI复合材料 |
| 2.1.5 腐蚀样品的制备 |
| 2.1.6 氧化样品的制备 |
| 2.2 材料的物相组成和微观结构分析 |
| 2.2.1 物相组成分析 |
| 2.2.2 微观结构分析 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 密度测试 |
| 2.3.2 洛氏硬度测试 |
| 2.3.3 弯曲强度测试 |
| 2.3.4 断裂韧性测试 |
| 2.3.5 差热和热重测试 |
| 2.3.6 耐磨性能测试 |
| 2.3.7 抗氧化性能测试 |
| 第三章 原位形成TiC_x对高铬铸铁微观结构的影响 |
| 3.1 前驱体粉末的表征 |
| 3.2 高铬铸铁相关样品的物相组成 |
| 3.3 Ti_3AlC_2与高铬铸铁混合粉末的差热分析 |
| 3.4 关键因素对微观结构的影响 |
| 3.4.1 Ti_3AlC_2含量的影响 |
| 3.4.2 Ti_3AlC_2前驱体粉末颗粒尺寸的影响 |
| 3.4.3 烧结温度的影响 |
| 3.4.4 升温速率的影响 |
| 3.4.5 烧结温度和保温时间的影响 |
| 3.5 TiC_x在复合材料里分散机制分析 |
| 3.6 TiC_x/高铬铸铁原位自生TiC_x的形成机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 热压烧结制备TiC_x/HCWI复合材料及性能 |
| 4.1 TiC_x/HCWI复合材料的合成工艺 |
| 4.2 合成工艺对复合材料微观结构的影响 |
| 4.3 TiC_x含量对复合材料微观结构的影响 |
| 4.4 TiC_x/HCWI复合材料的性能 |
| 4.4.1 TiC_x含量对复合材料密度的影响 |
| 4.4.2 TiC_x含量对复合材料洛氏硬度的影响 |
| 4.4.3 TiC_x含量对复合材料弯曲强度的影响 |
| 4.4.4 Ti C_x含量对复合材料断裂韧性的影响 |
| 4.5 TiC_x/HCWI复合材料的耐磨性能 |
| 4.5.1 TiC_x含量对复合材料耐磨性能的影响 |
| 4.5.2 不同载荷对复合材料耐磨性能的影响 |
| 4.6 TiC_x/HCWI复合材料的强化机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 TiC/HCWI和TiC_x/HCWI复合材料的性能对比 |
| 5.1 TiC/HCWI复合材料的微观结构和物相组成 |
| 5.2 TiC含量对复合材料力学性能的影响 |
| 5.3 TiC含量对复合材料耐磨性能的影响 |
| 5.4 TiC/HCWI和TiC_x/HCWI复合材料的力学性能对比 |
| 5.5 TiC/HCWI和TiCx/HCWI复合材料的耐磨性能对比 |
| 5.6 TiC/HCWI和TiC_x/HCWI复合材料的抗氧化性对比 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属陶瓷的研究现状 |
| 1.2.1 金属陶瓷的研究进展 |
| 1.2.2 金属陶瓷的制备方法 |
| 1.2.3 金属陶瓷研究中面临的问题 |
| 1.3 TiC及其复合材料 |
| 1.3.1 TiC陶瓷 |
| 1.3.2 TiC与金属的润湿性研究 |
| 1.3.3 TiC-金属复合材料 |
| 1.4 双连续相金属-陶瓷复合材料 |
| 1.4.1 双连续相金属-陶瓷复合材料特点 |
| 1.4.2 双连续相复合材料制备方法 |
| 1.5 预制体的制备 |
| 1.6 本文的关键问题及研究思路 |
| 1.6.1 关键问题 |
| 1.6.2 研究思路 |
| 1.7 本文的研究目标及内容 |
| 1.7.1 研究目标 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 原材料 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.3 TiC_x多孔预制体的制备与分析 |
| 2.3.1 TiCx反应机理 |
| 2.3.2 TiC_(0.5)预制体气孔率的控制 |
| 2.3.3 TiC_(0.5)预制体结构的控制 |
| 2.3.4 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备 |
| 2.4 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备 |
| 2.5 物相和显微结构分析 |
| 2.6 材料性能 |
| 2.6.1 气孔率 |
| 2.6.2 硬度 |
| 2.6.3 弯曲强度 |
| 2.6.4 断裂韧性 |
| 2.6.5 抗热震性能 |
| 2.7 固溶处理工艺对材料性能的影响 |
| 第三章 多孔TiC_x预制体的制备及其微观结构分析 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 碳源的影响 |
| 3.3 造孔剂PVB添加量对预制体的影响 |
| 3.3.1 物相组成 |
| 3.3.2 微观结构 |
| 3.4 烧结温度与保温时间对预制体的影响 |
| 3.5 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备及分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备与性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的组织结构及界面 |
| 4.2.1 组织结构 |
| 4.2.2 反应机理 |
| 4.2.3 界面分析 |
| 4.3 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的结构设计及调控 |
| 4.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的力学性能 |
| 4.4.1 力学性能 |
| 4.4.2 强韧化机理 |
| 4.5 预制体化学计量比对金属陶瓷微观结构及力学性能的影响 |
| 4.5.1 物相组成与微观结构 |
| 4.5.2 力学性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗热震性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 热震温度对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.2.1 微观结构 |
| 5.2.2 热震性能 |
| 5.3 热震环境对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗循环热震性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 固溶处理工艺对双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷结构与性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 固溶温度对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.3 固溶温度对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.4 固溶时间对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.5 固溶时间对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.6 固溶处理对材料强韧化机理分析 |
| 6.6.1 细晶强化效应 |
| 6.6.2 固溶强化效应 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 铝及铝合金表面改性技术 |
| 1.2.1 阳极氧化 |
| 1.2.2 电镀、化学镀 |
| 1.2.3 热喷涂 |
| 1.2.4 微弧氧化 |
| 1.2.5 激光表面改性 |
| 1.3 铝合金表面激光合金化技术的研究进展 |
| 1.3.1 激光合金化工艺 |
| 1.3.2 涂层材料设计原则 |
| 1.3.3 合金化层材料体系 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 涂层材料 |
| 2.2 激光合金化试验 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 预置涂层制备 |
| 2.2.3 激光合金化 |
| 2.3 材料表征与性能测试 |
| 2.3.1 金相试样制备 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 电子探针分析 |
| 2.3.4 X射线衍射分析 |
| 2.3.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.6 显微硬度测试 |
| 2.3.7 磨损试验 |
| 2.3.8 三维磨损形貌分析 |
| 第3章 Fe-Al合金化层的微观组织和耐磨性能 |
| 3.1 涂层材料设计 |
| 3.2 激光合金化Fe-Al涂层的组织与性能 |
| 3.2.1 合金化层的物相组成 |
| 3.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 3.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.3 激光合金化JG-3 Fe基合金涂层的组织与性能 |
| 3.3.1 试验设计及初步分析 |
| 3.3.2 合金化层的物相分析 |
| 3.3.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.3.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 激光合金化Fe基合金-B_4C-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 4.1 B_4C添加量对合金化层的影响 |
| 4.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 4.1.2 合金化层的物相组成 |
| 4.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 4.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 4.2.1 正交试验设计 |
| 4.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 4.2.3 合金化层的物相组成 |
| 4.2.4 合金化层的微观组织结构 |
| 4.2.5 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.3 合金化层中TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.3.1 TiB_2/TiC复合组织的TEM分析 |
| 4.3.2 TiB_2/TiC界面错配度计算 |
| 4.3.3 TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 激光合金化Fe基合金-BN-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 5.1 BN添加量对合金化层的影响 |
| 5.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 5.1.2 合金化层的物相组成 |
| 5.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 5.2.1 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 5.2.2 合金化层的物相组成 |
| 5.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.3 合金化层中TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.3.1 TiN/AlN复合组织的TEM分析 |
| 5.3.2 TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 本文的主要创新点 |
| 攻读博士学位期间的学术成果和获奖情况 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（7）增强相TiC在Al-Si熔体中的稳定性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 铝基复合材料 |
| 1.1.1 活塞合金 |
| 1.1.2 铝基复合材料的分类 |
| 1.1.3 TiC颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2 材料中的第一性原理计算 |
| 1.2.1 第一性原理的简介 |
| 1.2.2 常用第一性原理计算软件包 |
| 1.3 增强相TiC性质的计算和研究 |
| 1.3.1 TiC中点缺陷的计算和研究 |
| 1.3.2 TiC中原子扩散的计算和研究 |
| 1.4 课题研究意义与研究内容 |
| 2 实验分析与理论计算方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 熔炼工艺 |
| 2.3 分析与表征方法 |
| 2.3.1 显微组织分析 |
| 2.3.2 X射线衍射分析 |
| 2.4 第一性原理计算方法 |
| 2.4.1 VASP的基本使用方法 |
| 2.4.2 晶格常数计算 |
| 2.4.3 点缺陷形成能计算 |
| 2.4.4 过渡态能垒计算 |
| 3 TiC_x在Al-Si熔体中的分解过程 |
| 3.1 Si含量对TiC_x在Al-Si熔体中稳定性影响 |
| 3.2 保温时间对TiC_x在Al-Si熔体分解过程的影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 TiC_x在Al-Si熔体中分解的第一性原理计算 |
| 4.1 TiC_x晶格常数实验和理论值对比 |
| 4.2 TiC_x中C位置点缺陷计算 |
| 4.3 Si元素对TiC_x中Ti原子扩散的影响 |
| 4.4 TiC_x在Al-7Si熔体中的分解模型 |
| 4.5 Al-Si熔体中稳定TiC_x的方法 |
| 4.6 本章小节 |
| 5 分解产物TiAlSi相的理论计算与分析研究 |
| 5.1 Ti_2(Al_(6-x)Si_x)结构与衍射模拟结果分析 |
| 5.2 TiAlSi相生长形态分析 |
| 5.3 本章小节 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
（8）MAX相Cr2AlC陶瓷及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.% NaCl溶液中的电化学腐蚀行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 MAX相简介 |
| 1.1.1 MAX相组成与晶体结构 |
| 1.1.2 MAX相的制备 |
| 1.1.3 MAX相的基本性能 |
| 1.1.4 MAX相的改性 |
| 1.2 MAX相耐电化学腐蚀性能 |
| 1.2.1 电化学腐蚀测试方法 |
| 1.2.2 电化学腐蚀行为 |
| 1.2.3 钝化膜生长与氯离子作用机制 |
| 1.3 MAX相涂层的耐蚀性能 |
| 1.3.1 MAX相涂层的制备 |
| 1.3.2 涂层的成分与晶体结构 |
| 1.3.3 涂层的耐蚀性能 |
| 1.4 非晶态与纳米晶MAX相涂层 |
| 1.4.1 非晶和纳米晶碳化物涂层 |
| 1.4.2 非晶态M-A-X涂层 |
| 1.4.3 非晶态M-A-X涂层耐蚀性及其影响因素 |
| 1.5 本文研究目的、意义及内容 |
| 第2章 Cr_2AlC及Cr_2AlC-Al_2O3复合材料在3.5 wt.%NaCl水溶液中的腐蚀行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 材料制备 |
| 2.2.2 成分和微观结构的表征 |
| 2.2.3 电化学性能测试 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 材料的相组成和微观结构 |
| 2.3.2 动电位极化测试 |
| 2.3.3 电化学阻抗谱分析 |
| 2.3.4 恒电位极化后样品表面形貌 |
| 2.3.5 腐蚀机制 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 非晶态Cr-Al-C涂层的腐蚀行为及后续退火处理的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 Cr-Al-C涂层的制备 |
| 3.2.2 Cr-Al-C涂层的表征方法 |
| 3.2.3 电化学性能测试 |
| 3.2.4 XPS表面分析 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 沉积态Cr-Al-C涂层的表征 |
| 3.3.2 退火后涂层的相组成 |
| 3.3.3 退火后涂层的微观结构 |
| 3.3.4 动电位极化测试 |
| 3.3.5 恒电位极化测试 |
| 3.3.6 钝化膜成分及半导体特性 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 Cr-Al-C涂层晶化机制 |
| 3.4.2 涂层表面钝化膜形成机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 (Cr,Ti)-Al-C涂层中Ti含量对其晶化和耐蚀性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.2.1 (Cr,Ti)-Al-C涂层的制备 |
| 4.2.2 (Cr,Ti)-Al-C涂层的表征方法 |
| 4.2.3 电化学测试 |
| 4.2.4 XPS表面分析 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 沉积态(Cr,Ti)-Al-C涂层的表征 |
| 4.3.2 动电位极化测试 |
| 4.3.3 恒电位极化测试 |
| 4.3.4 钝化膜成分 |
| 4.3.5 钝化膜半导体特性 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 (Cr,Ti)-Al-C非晶与纳米晶涂层的形成 |
| 4.4.2 钝化膜性能与Ti元素作用机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Si和Al在Ti_3SiC_2-Ti_3AlC_2体系中1100℃～1400℃下的互扩散系数 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.2.1 扩散偶的制备 |
| 5.2.2 互扩散界面的表征方法 |
| 5.2.3 互扩散系数计算方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 互扩散区浓度分布 |
| 5.3.2 互扩散区相组成与微观形貌 |
| 5.3.3 互扩散系数计算 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 总结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其它研究成果 |
（9）二维Ti3C2Tx基复合材料的改性及其超级电容器性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 概述 |
| 1.2 二维MXene材料 |
| 1.2.1 Ti_3C_2T_x的合成方法 |
| 1.2.2 Ti_3C_2T_x的结构与性质 |
| 1.3 Ti_3C_2T_x在超级电容器中的应用 |
| 1.3.1 Ti_3C_2T_x的储能机理 |
| 1.3.2 Ti_3C_2T_x电极材料研究进展 |
| 1.3.3 Ti_3C_2T_x基超级电容器器件研究现状 |
| 1.4 Ti_3C_2T_x基超级电容器存在的问题 |
| 1.5 本研究的目的及意义 |
| 1.6 本研究的研究内容及创新点 |
| 2 实验部分 |
| 2.1 研究方案 |
| 2.2 实验试剂与仪器 |
| 2.2.1 实验试剂 |
| 2.2.2 实验仪器 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 Ti_3C_2T_x@PDA的制备 |
| 2.3.2 Ti_3C_2T_x@CNTs的制备 |
| 2.3.3 Ti_3C_2T_x@MnO_2的制备 |
| 2.3.4 Ti_3C_2T_x@δ-MnO_2的制备 |
| 2.3.5 Ti_3C_2T_x-CNTs浆料的制备 |
| 2.4 材料表征方法 |
| 2.5 电极制备及电化学性能测试 |
| 2.5.1 工作电极制备 |
| 2.5.2 电化学性能测试 |
| 3 原位聚合PDA改性Ti_3C_2T_x及其超级电容器性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti_3C_2T_x@PDA的结构与形貌分析 |
| 3.3 PDA对Ti_3C_2T_x的表面修饰作用 |
| 3.4 Ti_3C_2T_x@PDA电极的超级电容器性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 原位生长CNTs改性Ti_3C_2T_x及其超级电容器性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti_3C_2T_x@CNTs的结构与形貌分析 |
| 4.3 Ti_3C_2T_x@CNTs电极的超级电容器性能 |
| 4.4 Ti_3C_2T_x@CNTs//Ti_3C_2T_x@CNTs对称超级电容器器件的性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 不同形貌MnO_2改性Ti_3C_2T_x及其超级电容器性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti_3C_2T_x@MnO_2的结构与形貌分析 |
| 5.3 不同形貌MnO_2的生长机理 |
| 5.4 Ti_3C_2T_x@MnO_2电极的超级电容器性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 纳米片状MnO_2改性Ti_3C_2T_x及其超级电容器储能机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ti_3C_2T_x@δ-MnO_2的结构与形貌分析 |
| 6.3 Ti_3C_2T_x@δ-MnO_2电极的超级电容器性能 |
| 6.4 Ti_3C_2T_x@δ-MnO_2/AC非对称超级电容器器件的性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 高活性质量负载Ti_3C_2T_x-CNTs电极及其超级电容器性能研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 Ti_3C_2Tx-CNTs电极的表征及超级电容器性能 |
| 7.3 MnO_2-CNTs电极的超级电容器性能 |
| 7.4 Ti_3C_2T_x-CNTs//MnO_2-CNTs非对称超级电容器器件的性能 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论与展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及专利 |
（10）纳米Ti3C2Tn与掺杂SnSe复合材料的制备及其热电性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 热电效应基本原理 |
| 1.2.1 Seebeck效应 |
| 1.2.2 Peltier效应 |
| 1.2.3 Thomson效应 |
| 1.3 热电材料热电优值(ZT)和热电转换效率 |
| 1.4 优化材料热电性能的策略 |
| 1.4.1 能带工程优化电输运性能 |
| 1.4.2 声子工程优化热输运性能 |
| 1.5 本论文工作的理论基础及研究内容 |
| 1.5.1 SnSe基化合物及Ti_3C_2T_n的晶体结构和基本特性 |
| 1.5.2 国内外研究现状 |
| 1.5.3 本论文的创新性 |
| 1.5.4 本论文的研究内容 |
| 2 实验部分 |
| 2.1 化学试剂 |
| 2.2 实验仪器及设备 |
| 2.3 物相、形貌及性能测试及分析 |
| 2.3.1 物相分析 |
| 2.3.2 形貌分析 |
| 2.3.3 性能测试 |
| 2.3.4 热电性能分析 |
| 3 SnSe热电材料的溶剂热法制备研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验方案 |
| 3.2.2 实验流程 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 预实验分析 |
| 3.3.2 不同碱的浓度下(NaOH添加量)SnSe晶体的生长研究 |
| 3.3.3 不同反应温度下SnSe晶体的生长研究 |
| 3.3.4 不同反应时长下SnSe晶体的生长研究 |
| 3.3.5 不同反应物浓度下SnSe晶体的生长研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 纳米二维层状Ti_3C_2T_n材料的制备研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 XRD结果 |
| 4.3.2 XPS结果 |
| 4.3.3 微观形貌 |
| 4.3.4 力学性能 |
| 4.3.5 多元素固溶对MAX相晶体结构的影响 |
| 4.3.6 多元素固溶MAX陶瓷的强化机理 |
| 4.4 纳米层状Ti_3C_2T_n材料的制备 |
| 4.4.1 物相表征 |
| 4.4.2 微观形貌表征 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 掺杂p型多晶SnSe的制备及其热电性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验部分 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 (Cu_xCe_ySn_(1-x-y))Se粉体的物相分析 |
| 5.3.2 (Cu_xCe_ySn_(1-x-y))Se粉体形貌分析 |
| 5.3.3 (Cu_xCe_ySn_(1-x-y))Se块体的物相和形貌表征 |
| 5.3.4 (Cu_xCe_ySn_(1-x-y))Se块体的电输运性能 |
| 5.3.5 (Cu_xCe_ySn_(1-x-y))Se块体的热传输性能 |
| 5.3.6 (Cu_xCe_ySn_(1-x-y))Se块体的热电优值 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 纳米SnSe/xTi_3C_2T_n基复合热电材料的研究制备 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验部分 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 SnSe基体相的XRD分析及形貌分析 |
| 6.3.2 SnSe/xTi_3C_2T_n复合粉体的XRD分析及形貌分析 |
| 6.3.3 SnSe/xTi_3C_2T_n块体材料形貌分析 |
| 6.3.4 SnSe/xTi_3C_2T_n热电材料的电学性能分析 |
| 6.3.5 SnSe/xTi_3C_2T_n热电材料的热传输性能分析 |
| 6.3.6 SnSe/xTi_3C_2T_n热电材料的热电性能分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的学术成果 |
四、Formation and growth mechanism of TiC crystal in TiC_p/Ti composites（论文参考文献）
- [1]化学气相沉积碳化钛粉体制备与调控及其电催化析氢性能研究[D]. 宋淼. 中国科学院大学(中国科学院过程工程研究所), 2021(01)
- [2]5vol.%TiCp/近α钛基复合材料构件热成形及组织性能研究[D]. 嵇祥. 太原理工大学, 2021
- [3]TiC纳米线/Mo-Al2O3金属陶瓷的制备与电学性能研究[D]. 张雪萍. 西安建筑科技大学, 2021(01)
- [4]TiCx/高铬铸铁复合材料的制备及性能研究[D]. 姜吉鹏. 北京交通大学, 2021(02)
- [5]双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究[D]. 雷聪. 北京交通大学, 2021(02)
- [6]铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能[D]. 迟一鸣. 山东大学, 2021(10)
- [7]增强相TiC在Al-Si熔体中的稳定性研究[D]. 李庚林. 西安工业大学, 2021(02)
- [8]MAX相Cr2AlC陶瓷及其非晶/纳米晶涂层在3.5 wt.% NaCl溶液中的电化学腐蚀行为[D]. 张泽荣. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [9]二维Ti3C2Tx基复合材料的改性及其超级电容器性能研究[D]. 李学林. 陕西科技大学, 2021(01)
- [10]纳米Ti3C2Tn与掺杂SnSe复合材料的制备及其热电性能研究[D]. 熊涛. 陕西科技大学, 2021(09)