一、燃烧合成技术焊接TiB_2陶瓷/金属Fe（论文文献综述）
李强[1]（2021）在《微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制》文中提出通过向铝合金熔体中引入陶瓷颗粒对其凝固组织构型和析出动力学进行调控,可以显着提高铝合金的宏观力学性能。陶瓷颗粒的尺寸、种类以及添加方法是影响铝合金性能的关键因素。近年来,在传统的单一颗粒基础上,研究人员提出了混杂颗粒的概念（双尺度颗粒和双相颗粒）,研究表明混杂颗粒作为铝合金调控剂具有超越传统单一颗粒的晶粒细化效率和强韧化效果。另外,亚共晶铝硅合金是铝合金中最常用的一种铸造铝合金,然而传统的孕育颗粒或者增强颗粒容易引发严重的“毒化”问题,新型颗粒的设计与开发已经成为进一步提高铝硅系合金综合性能空间的关键因素。本文通过燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系以及Al-Ti-B体系中成功制备了双相微纳米TiCN-TiB2颗粒以及双尺度TiB2颗粒。以商业纯铝为模型,采用中间合金重熔稀释+超声辅助搅拌铸造技术对比分析了不同颗粒类型、尺寸等对商业纯铝凝固行为、微观组织和力学性能的影响;对比研究了内生微米、双尺度TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金晶粒细化和强韧化的影响规律;研究了双相TiCN-TiB2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金以及铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织和室温力学行为的影响规律。揭示了双相TiCN-TiB2颗粒、双尺度TiB2颗粒对铝硅系合金凝固行为、微观组织以及力学性能的影响规律及其机制。本文主要创新点如下:1)首次采用燃烧合成法在Al-Ti-B4C-BN体系中成功制备了内生双相微纳米TiCN-TiB2颗粒,并对比分析了不同颗粒类型、尺寸以及凝固条件对商业纯铝模型组织和室温力学性能的影响及其机制。i)揭示出微纳米颗粒可以显着降低α-Al的形核过冷度,再辉平台特征明显减缓,微纳米颗粒在凝固过程中可以作为α-Al的异质形核核心,提高形核率。在较高温度梯度下双相TiCN-TiB2颗粒仍然可以实现柱状晶向等轴晶的转变,形核潜力高于微米TiCN颗粒。ii)揭示出微纳米颗粒可以显着细化α-Al晶粒,并且随着陶瓷含量的增加,晶粒尺寸不断细化。发现微/纳米颗粒细化商业纯铝效率:内生颗粒强于外加颗粒,双相强于单相,纳米强于微米。揭示出微纳米颗粒的细化机制:微米颗粒比纳米颗粒形核潜力大,而纳米颗粒既可以作为α-Al的异质形核核心,又可以阻碍晶粒的生长;对于双相TiCN-TiB2颗粒则兼具微/纳米的优势,表现出了更高的晶粒细化效率。iii)揭示出外加纳米SiC和内生TiCn-Al3Tim颗粒可以显着提高商业纯铝的室温和高温强度,且随着颗粒含量的增加,强度不断提高,但同时塑性也不断降低;而外加微/纳米TiCN颗粒和内生TiCN-TiB2颗粒可以同时显着提高商业纯铝的室温强塑性。发现高含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温和高温拉伸性能,外加纳米SiC颗粒<内生TiCn-Al3Tim颗粒;发现微含量微/纳米颗粒显着强化商业纯铝的室温拉伸性能,外加微米TiCN颗粒<外加纳米TiCN颗粒<内生TiCN-TiB2颗粒。iv)揭示出微纳米颗粒强化商业纯铝的机制:室温强化机制为热错配强化、纳米颗粒的奥罗万强化以及细晶强化;高温强化机制为纳米颗粒对晶界的钉扎以及对位错攀移的阻碍。2)采用燃烧合成中间合金+超声辅助搅拌铸造法技术制备了内生微米TiB2颗粒和微纳米TiB2颗粒强化处理亚共晶Al-7Si-4Cu合金。研究并揭示了不同尺度TiB2颗粒对亚共晶Al-7Si-4Cu晶粒细化和强韧化的影响规律及其机制。i)发现调整Al-Ti-B体系中Al的含量可以成功制备出微米尺度和微纳米双尺度的内生TiB2颗粒。当Al为50 wt.%时,TiB2为微米颗粒（0.73μm）;Al为20wt.%时,TiB2为微纳米双尺度颗粒（20 nm～350 nm）。ii)揭示出内生双尺度TiB2颗粒可以同时显着提高Al-7Si-4Cu合金的强塑性,且比微米尺寸TiB2颗粒强韧化效率高。强化机制贡献强弱为:θ′析出强化、热错配强化、奥罗万强化以及细晶强化。塑性提高机制包括:初生α-Al晶粒和共晶Si颗粒的细化以及较小的TiB2颗粒尺寸。iii)发现与微米尺度颗粒相比,微纳米双尺度TiB2颗粒更显着细化初生α-Al枝晶和共晶Si。初生α-Al细化机制:亚微米TiB2颗粒促进α-Al的异质形核,而纳米TiB2颗粒可以有效抑制α-Al晶粒生长。共晶Si细化机制:α-Al晶粒细化使形成弥散分布枝晶间液相微区,对共晶Si生长的限制作用导致共晶Si细化;θ′析出相细化机制:TiB2颗粒在淬火过程中诱发几何必须位错的产生,促进θ’析出相的形核和弥散分布。3)揭示了纳米TiCN、内生双相TiCN-TiB2颗粒对T6热处理态Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织和力学性能的影响规律及其机制。i)揭示出燃烧合成法制备的纯净双相TiCN-TiB2颗粒在Al-10Si-0.7Mg合金中具有优异的高温稳定性和化学稳定性,而外加纳米TiCN颗粒和Al-Ti-B4C-BN体系熔体内反应法形成了大量针状或块状Al3Ti相。ii)揭示燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着细化Al-10Si-0.7Mg合金的初生α-Al和共晶Si结构。凝固过程中亚微米TiB2颗粒可以作为初生α-Al的异质形核核心,而纳米TiCN颗粒吸附在固/液界面前沿阻碍晶粒的生长,双重作用导致α-Al晶粒显着细化。另外,纳米TiCN颗粒可以作为共晶Si的异质形核核心,另外,初生α-Al的细化改变了空间构型,促进了共晶Si的细化。iii)揭示出燃烧合成法制备的双相TiCN-TiB2颗粒可以显着提高Al-10Si-0.7Mg合金的综合力学性能。晶粒的显着细化和共晶Si的长径比显着降低促进合金的塑性明显提高。在0.5 wt.%添加量下,强塑积从3354.7 MPa%显着提高到5433.4MPa%,增加了62.0%。4)成功设计出高强韧铸态Al-10Si-2.0Mg合金,研究并揭示了双相TiCN-TiB2颗粒以及低温稳定化处理对铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织和室温力学行为的影响规律及其机制。i)揭示出随着Mg含量增加,α-Al二次枝晶臂间距、共晶Si以及Mg2Si化合物显着细化,且强塑性同时提高。强度提高机制:固溶强化、溶质团簇、α-Al的细化。塑性提高机制:α-Al细化、共晶Si和Mg2Si的细化。ii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒显着细化铸态Al-10Si-2.0Mg合金的微观组织。α-Al显着细化77.4%,双相TiCN-TiB2颗粒诱导共晶Si颗粒表面形成高密度孪晶,促进了共晶Si的各向同性生长,导致共晶Si细化。iii)揭示出双相TiCN-TiB2颗粒可以同时提高铸态Al-10Si-2.0Mg合金强塑性,且低温稳定化处理可以进一步提高强度。TiCN-TiB2颗粒不仅提高了溶质原子的固溶度,而且加速了析出动力学。屈服强度和抗拉强度分别为184.3 MPa和296.2 MPa,且断裂应变仍然高达11.8%。强度提高机制:细晶强化、双相TiCN-TiB2颗粒引起的热错配强化和奥罗万强化以及GP区和pre-β’’纳米析出相强化;塑性提高机制:初生α-Al以及共晶Si颗粒的细化。
刘栓[2]（2021）在《微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制》文中研究说明陶瓷颗粒增强的铝合金具有更高的比强度和更广泛应用空间,在铝合金轻量化的研究中占有举足轻重的地位。相比于微米尺度颗粒而言,纳米尺度的陶瓷颗粒则更能发挥出颗粒增强体的优势。但纳米颗粒对高强的Al-Zn-Mg-Cu合金增强效应的研究却并不深入,多相纳米颗粒混杂增强下Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织及力学性能的变化规律和机制需要进一步探讨分析。另外对于Al-Zn-Mg-Cu合金而言,合金往往要经过热变形和搅拌摩擦焊接来满足工业使用性能上的要求,但在纳米颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金热变形和搅拌摩擦焊接上的研究并不成熟,有待深入研究。因此,本文使用熔体内反应法制备了纳米TiB2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金,研究了纳米TiB2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为、热挤压成型及搅拌摩擦焊接过程中组织演变的规律及机制,揭示了纳米TiB2+TiC颗粒在不同热加工条件下提高Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的强化机制。本文的创新点如下:1)揭示出内生双相纳米TiB2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织及T6后合金力学性能的作用规律及影响机制:i)纳米TiB2+TiC颗粒凝固时作为α-Al的异质形核核心,并在固液界面前沿阻碍α-Al枝晶的生长,使得不同Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金铸态晶粒均得到稳定细化。同时还抑制了固液界面前沿溶质原子的传输扩散,从而降低了Al-Zn-Mg-Cu合金铸态组织中的元素偏析,使得元素在铸态晶粒中分布更加均匀,使得合金在常规热处理工艺下能达到更好的热处理效果。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入大幅增加了晶界面积,增加了溶质原子向晶内扩散的通道,使得固溶后元素分布更加均匀;且时效过程中金属基体与纳米颗粒之间的热错配形成大量的晶格缺陷,为析出相的形核提供形核位点和形核能,使得T6后Al-Zn-Mg-Cu合金析出相从97.13 nm减小到69.88 nm。iii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入显着提高了铸造Al-Zn-Mg-Cu合金的力学性能,不同Zn-Mg含量的Al-Zn-Mg-Cu合金的强度和塑性均同时提高。微量双相纳米颗粒增强铸造Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的强化机制为细晶强化、热错配强化和奥罗万强化,其中奥罗万强化起到主要的强化作用。2)揭示出内生双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金的组织演变规律及力学性能提高的强化机制:i)双相纳米TiB2+TiC颗粒通过钉扎效应抑制了热挤压过程中合金晶界和位错的运动,使得Al-Zn-Mg-Cu合金保持均匀化时的细化状态,并积攒了更高的变形能量,使得变形态和T6热处理后的晶粒中均萌发出了更多的结晶晶粒。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒细化合金晶粒组织并抑制元素偏析,使得热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金中T6热处理后弥散析出相和GP区析出相分布更加均匀,并降低了PFZ的宽度,PFZ尺寸从26 nm减小到了16 nm。iii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒加入后Al-Zn-Mg-Cu合金的热挤压板材的屈服强度从653 MPa提高到了681 MPa,抗拉强度从708 MPa提高到了738MPa,断裂应变从12.16%减小到了10.21%,有着更佳的力学性能。微量双相纳米颗粒提高Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材力学性能的主要强化机制为:细晶强化、位错强化、析出强化,并以析出强化为主。3)发现焊接热输入对搅拌摩擦焊接接头宏观形貌有着显着影响,揭示出双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头在热处理前后组织及力学性能的变化规律和作用机制:i)在0.3 mm轴肩压下量、600 rpm/min旋转速度和100 mm/min的行进速度下Al-Zn-Mg-Cu合金的可以实现宏观质量良好且美观的搅拌摩擦焊道。ii)微量双相纳米TiB2+TiC颗粒的加入使得Al-Zn-Mg-Cu热挤压板材的搅拌摩擦焊接接头不同区域的组织均得到了不同程度的晶粒细化,且由于纳米颗粒的钉扎效应,阻碍了热处理过程中焊核区和前进侧TMAZ晶界的扩展,热处理后焊接接头的组织也得到有效的细化。iii)双相纳米TiB2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的搅拌摩擦焊接接头的显微硬度更高,热处理后焊接接头抗拉强度提高了15.6%。微量纳米颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接接头的强化机制为细晶强化、位错强化和析出强化,其中析出强化承担主要的强化效果。
谢剑峰[3]（2020）在《微纳米混杂TiC-TiB2陶瓷颗粒调控6061铝合金垂直控轧成型及连接》文中研究指明微量陶瓷颗粒增强的铝合金具有质轻、比强度高等优点,是重要的轻量化材料。在汽车,飞机,航天等领域具有广泛的应用前景。但是陶瓷颗粒增强铝合金的基础理论依旧不够成熟,尤其是陶瓷颗粒对铝合金凝固行为的调控机制和对再结晶等过程的影响。并且大部分铝合金在实际应用中需要焊接,但是铝合金的焊接存在诸多问题,如焊后熔化区组织粗大,热影响区组织粗化导致焊接接头力学性能下降等。微量陶瓷颗粒增强的铝合金若想得到广泛的应用,其铸造成型、板材成型及连接问题急需解决。本论文以6061铝合金为基体,添加微纳米混杂尺度双相TiC-TiB2陶瓷颗粒,制备了陶瓷颗粒增强的6061铝合金。揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对铸态6061铝合金显微组织和凝固行为的影响规律及作用机制。通过双向垂直控轧制备6061板材,研究了TiC-TiB2陶瓷颗粒对铝合金变形、再结晶的影响规律及作用机制,分析了 TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061板材拉伸性能的影响规律及强化机制。研究了 TiC-TiB2陶瓷颗粒对TIG焊显微组织和拉伸性能的影响规律,并分析了陶瓷颗粒对焊接接头细化和强化机制。研究了 6061铝合金的搅拌摩擦处理工艺以及陶瓷颗粒对搅拌摩擦组织的影响规律及细化机制,对力学性能的影响规律及强化机制。本论文的主要创新点如下:1)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对铸态6061铝合金凝固行为和凝固组织的影响规律及作用机制:随着陶瓷颗粒的增加,铸态6061晶粒尺寸逐渐减小。在添加了 0.5 wt.%的陶瓷颗粒后,6061铝合金铸态晶粒尺寸从187 μm减小到了 90 μm,减小了 51.9%。调控机制:部分陶瓷颗粒作为α-Al形核的核心,提高形核率;吸附在固液界面前沿的陶瓷颗粒可以有效的抑制α-Al晶粒的长大。2)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061铝合金再结晶组织的影响规律及细化机制,对轧制板材力学性能的影响规律及强化机制:a)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的细化6061铝合金的再结晶组织。当添加0.5 wt.%的陶瓷颗粒后,再结晶平均晶粒尺寸从19.6 μm减小到了 16.4 μm,减小了 16.4%。其主要原因为,陶瓷颗粒细化了铸态组织,使得晶界面积大幅度增加,使得位错在晶界处的塞积增强;陶瓷颗粒阻碍位错运动,在其周围形成位错缠结,诱发再结晶形核,提高了再结晶形核率。同时,抑制晶粒成大。b)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的提高6061轧制板材的拉伸性能。当添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,6061铝合金的屈服和抗拉强度分别从230 MPa提高到302 MPa,从295 MPa提高到352 MPa,分别提高31.3%和19.3%,断裂应变出现轻微的减小,从19.2%减小到了 18.9%。强化机制主要为细晶强化,奥罗万强化和热错配强化,其中陶瓷颗粒和析出相的奥罗万强化起主导作用。3)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061铝合金TIG焊接头组织的影响规律及细化机制,对接头拉伸性能的影响规律及强化机制:a)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的细化熔化区的晶粒尺寸,抑制热影响区晶粒粗化。添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,熔化区的晶粒尺寸从132 μm减小到120 μm,减小了 9.1%,主要是因为部分熔化母材中的陶瓷颗粒可以有效的提高α-A1形核效率。在热影响区,添加陶瓷颗粒后,晶粒的粗化程度明显减小。主要是因为陶瓷颗粒钉扎晶界,抑制了焊接热循环过程中晶界的迁移。b)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的提高6061焊接接头的拉伸性能。在添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,焊接接头的屈服和抗拉强度分别从95 MPa提高到125 MPa,从167 MPa提高到182 MPa,分别提高了 31.6%和9.0%,断裂应变减少。强化机制为陶瓷颗粒的奥罗万强化,细晶强化和热错配强化,断裂应变减少的原因主要是焊接热循环导致沉淀相粗化和陶瓷颗粒团聚。4)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对搅拌摩擦组织的细化规律及机制,对搅拌摩擦接头力学性能的影响规律及强化机制:a)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061铝合金的搅拌摩擦组织的影响规律及细化机制。添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,焊核区的平均晶粒尺寸明显细化。在800 rpm下,平均晶粒尺寸从4.12 μm减小到3.37 μm,减小18.2%;在1200 rpm下,平均晶粒尺寸从3.36 μm减小到2.83 μm,减小15.8%。细化机制为大量弥散的陶瓷颗粒,阻碍了搅拌摩擦过程中晶界的迁移,从而抑制了晶粒长大;同时陶瓷颗粒诱发再结晶形核,加速了动态再结晶形核。b)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061搅拌摩擦接头力学性能的影响规律及强化机制。在添加了 0.5 wt.%的TiC-TiB2后,在800 rpm和1200 rpm下,焊核区的硬度分别从从61 HV增加到76 HV,从70 HV增加到80 HV,分别提高24.6%和14.3%。拉伸性能也明显提高,在800 rpm下,屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别从145 MPa提高至150 MPa,从190.9 MPa提高至200.3 MPa,从22.5%提高至26.6%,分别提高3.5%,5.6%和16.4%;在1200 rpm下,屈服和抗拉强度分别从165 MPa提高至170 MPa,从207.9 MPa提高至215.9 MPa,分别提高了 9.1%和5.6%,断裂应变轻微减小。强化机制:（1）细晶强化,陶瓷颗粒的添加,使焊核区组织出现明显细化;（2）热错配强化,陶瓷颗粒周围产生的位错,使得位错密度增加;（3）弥散相强化,搅拌摩擦过程中,粗大的沉淀相被破碎,且随着塑性变形分布更加均匀。其中弥散相强化起主要作用。
段向征[4]（2020）在《内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能》文中指出陶瓷增强铝基复合材料具有高比模量、高比强度、耐磨性好等优异性能,在生产和生活领域得到广泛的应用。研究表明,增强相的尺寸以及在铝基体内的分布情况是影响陶瓷颗粒增强铝基复合材料的主要原因。当增强相的尺寸为微米级,复合材料的强度和弹性模量会提升,但其塑形和韧性会降低。纳米级别的增强相可以显着提高复合材料的强度而不降低其塑韧性,但是纳米级的增强相易在铝基体内发生团簇从而降低复合材料的性能。因此,微纳米混杂的陶瓷颗粒对复合材料的性能提升效果更加显着。与单相增强铝基复合材料相比,双相增强铝基复合材料表现出更优异的力学性能。微纳米混杂双相增强铝基复合材料其优异的室温、高温力学性能和耐磨损性能近年来被广泛关注。在众多的增强相陶瓷颗粒中,TiC与TiB2与铝的热膨胀系数差异较小,晶格匹配度高,是目前使用较多的陶瓷颗粒增强相。因此,通过原位反应制备微纳米混杂双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料,调控陶瓷颗粒含量来控制增强相的尺寸,进而影响增强相在铝基体内的分布,从而使制备的复合材料具备优异的室温、高温力学性能以及优异的耐磨性,这对铝基复合材料在工业以及航空航天等领域的应用具有实际指导意义。本论文对Al-Ti-B4C体系,采用燃烧合成反应致密一体化制备了微纳米混合尺度的双相增强铝基复合材料。研究了Al-Ti-B4C体系的反应机制,分析不同陶瓷含量以及不同TiB2/TiC摩尔比对复合材料的的组织、室温和高温压缩性能以及磨损性能的影响规律,揭示出复合材料的力学性能和耐磨性能的提高机制。本论文有以下三项创新点:1)揭示 Al-Ti-B4C 体系的反应过程为:Al+Ti+B4C→Al3Ti+Ti+B4C→AlnTi+TiCx+TiB2+TiaAlbCc→Al+TiCx+TiB2。2)揭示出不同陶瓷体积分数以及不同 TiB2/TiC摩尔比的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料微观组织、陶瓷颗粒尺寸和室温及高温压缩性能影响规律和作用机制:a)经燃烧合成制备的不同陶瓷含量的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织致密,没有明显的气孔和缺陷。复合材料中随着陶瓷含量的增加,合成的陶瓷颗粒的尺寸增大。当陶瓷的体积分数从10 vol.%增加到60 vol.%时,陶瓷粒径从160nm增加到1.8μm。b)室温下,随着陶瓷TiB2和TiC体积分数的增加,微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的最大压缩强度,屈服强度和断裂应变均呈现先增大后减小的趋势。当微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料陶瓷颗粒体积分数为40 vol.%时,复合材料具备最优异的压缩性能,σUCS、σ0.2和εf分别为1091MPa、776MPa和 13.5%。40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg 复合材料在 473K 和 523K温度下压缩综合性能最好,473K时,σUCs、σ0.2和εf分别为805MPa,547MPa和9.86%,523K时,σUCS、σ0.2和εf分别为471MPa,337MPa和6.26%。c)揭示出室温下随着TiB2/TiC摩尔比从3:1降到1:3时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度和最大压缩强度逐渐降低,断裂应变先增大后减小。当TiB2/TiC摩尔比为3:1时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的屈服强度、最大压缩强度和断裂应变分别为938MPa、1301MPa和3.63%。高温下,TiB2/TiC摩尔比为3:1时复合材料的屈服强度和最大屈服强度最大。473K时,当TiB2/TiC摩尔比为3:1时,40 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料σUCS、σ0.2和εf分别为886MPa,782MPa 和 4.12%,当温度为 523K 时,σUCs、σ0.2 和 εf 分别为 556MPa,450MPa和 2.98%,温度为 573K 时,σUCS、σ0.2和 εf 分别为 436MPa,352MPa 和 2.91%。d)揭示微纳米TiB2与TiC陶瓷颗粒增强铝基复合材料的强化机制:①TiB2与TiC陶瓷颗粒的存在起到钉扎晶界和阻碍位错和晶界移动的作用,使位错发生缠结形成位错网;②陶瓷颗粒和铝基体之间良好的界面结合能有效的传递载荷。③陶瓷颗粒和铝基体之间较大的热膨胀系数差异,在自然时效过程中会发生热错配应变形成高密度位错从而强化复合材料。3)揭示了不同陶瓷含量微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料常温下磨粒磨损行为和不同TiB2/TiC摩尔比对（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料高温下干摩擦磨损行为的影响规律:a)揭示出不同陶瓷含量的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料在外加载荷分别为5N、10N和15N,磨粒粒度分别为13μm、23μm和40μm的磨损工况下,随着复合材料中陶瓷颗粒体积分数的增加,复合材料的耐磨性逐渐提高。其中,在磨粒粒度40μm,外加载荷10N下,60 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的相对耐磨性比 10 vol.%微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料提高了 1.58倍。陶瓷颗粒增强铝基复合材料耐磨性提高的机制是:陶瓷颗粒的存在使复合材料的硬度提高,增强了复合材料的承载能力,此外TiB2与TiC陶瓷颗粒的存在,使A1203磨粒发生钝化从而提高了复合材料的耐磨性。b)揭示出在473K温度下,滑动速度0.32m/s和0.47m/s,外加载荷30N和40N时,不同陶瓷含量和TiB2/TiC摩尔比的微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料滑动磨损的规律:在相同滑动速度和外加载荷作用下,复合材料的摩擦系数随陶瓷颗粒的体积分数的增加呈逐渐递减的趋势。在摩擦速度为0.32m/s,外加载荷为30N时,当微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的陶瓷颗粒体积分数从10 vol.%增加到60 vol.%,复合材料的摩擦系数从0.418减小到0.253,单位体积磨损率从4.52×10-11m3/m减小到3.78×10-11m3/m。当外加载荷和滑动速度一定的情况下,当40 vol.%（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料中的TiB2/TiC摩尔比从1:3增加到3:1时,摩擦系数减小了 0.116,体积磨损率减小了 0.37X 10-11m3/m。c)揭示出微纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料在高温滑动磨损性能提高的机制主要有:①磨损表面发生的氧化反应形成的氧化膜减小了复合材料中“软相”铝基体和对磨副的接触面积,提高了复合材料的耐磨性;②硬度较大的陶瓷颗粒作为承载相,能够承受较大的外加压力,有效的传递了载荷,抵抗了复合材料的塑性变形;③TiB2与TiC陶瓷颗粒与铝基体良好的界面结合使陶瓷颗粒不易从磨损表面脱落,提高了复合材料的强度和硬度,对复合材料的稳定性起到重要支撑作用;④复合材料表面形成的机械混合层减小了复合材料表面硬度和熔点较低的铝基体和对磨副的之间有效接触面积,以及陶瓷颗粒对机械混合层的支撑作用,提高了复合材料在高温下的耐磨性;⑤陶瓷颗粒对位错的阻碍和钉扎晶界,提高了复合材料室温和高温的强度。
高瑜阳[5]（2019）在《微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能》文中研究表明与单相单一微米、单一纳米尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料相比,双相微纳米混杂尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料表现出更优异的室温拉伸性能、耐磨损性能和抗疲劳性能。在众多陶瓷颗粒增强相中,内生TiCp和TiB2p具有与α-Al晶格匹配度好,与Al基体界面结合强度高,不与Al基体反应生成有害界面产物等优点。目前,在熔体内反应法和混合盐反应法等内生法制备的双相TiCp-TiB2p增强铝基复合材料中存在易产生反应物的残留,不能有效地调控TiCp-TiB2p尺寸,TiCp-TiB2p尺寸较大（>0.5μm）,且易团聚等不足,不利于TiCp-TiB2p强化效果的充分发挥。因此,探索和研究通过新的内生方法制备微纳米尺度TiCp-TiB2p增强铝基复合材料的制备技术,研究内生微纳米尺度TiCp-TiB2p对铝基复合材料室温、高温性能的影响规律及作用机制,对进一步提高铝基复合材料的室温、高温性能和拓展其工业应用范围具有重要的学术意义和实际应用价值。本文（1）首次采用Al-Ti-B4C体系燃烧合成+热压+热挤压技术制备了原位内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。研究并揭示了内生高质量分数微纳米尺度TiCp-TiB2p对Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温强度、高温强塑性和耐磨粒磨损性能的影响规律及作用机制;（2）首次采用微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si中间合金+搅拌铸造+热挤压技术制备了微量（0.05 wt.%、0.1 wt.%）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/AlCu-Mg-Si复合材料。研究并揭示了微量微纳米尺度TiCp-TiB2p对Al-Cu-Mg-Si合金室温和高温拉伸性能、室温疲劳性能和高温蠕变行为的影响规律及作用机制。本文主要创新点如下:1)首次采用Al-Ti-B4C体系燃烧合成+热压+热挤压技术,成功制备出原位内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。i)发现采用Al-Ti-B4C体系原位合成TiCp和TiB2p时,随着生成的TiCp-TiB2p质量分数的增加,纳米尺度TiCp-TiB2p的数量百分比下降,亚微米尺度TiCp-TiB2p的数量百分比增加。40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料中的纳米和亚微米尺度TiCp-TiB2p的百分比分别为3.0%和95.6%。ii)揭示出40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温屈服强度和抗拉强度在本研究中最高,分别为569 MPa和704 MPa,分别比基体合金（327 MPa、466 MPa）提高了242 MPa和238 MPa,但断裂应变（2.9%）比基体合金（11.5%）降低了8.6%。复合材料室温强度提高的机制为:热错配强化、载荷传递强化、Orowan强化和更加细小的θ′析出相强化。iii)揭示出内生微纳米尺度TiCp和TiB2p同时显着提高了Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温强度与塑性。在573 K温度下,40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别为141 MPa、164 MPa和31.2%,分别比基体合金（88 MPa、95 MPa和25.5%）提高了60.2%、72.6%和22.4%。复合材料高温强塑性提高的机制主要为:（a）微纳米尺度TiCp和TiB2p对α-Al晶界的钉扎和对位错运动的阻碍作用;（b）更加细小的θ′析出相的强化作用。iv)揭示出在不同Al2O3砂纸粒度（40μm、23μm、13μm）和不同外加载荷（5 N、15 N、25 N）下,内生高质量分数微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的相对耐磨性比基体合金明显提高,其中40 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料在砂纸粒度13?m和外加载荷5 N下的相对耐磨性比基体合金提高了4.17倍。复合材料耐磨粒磨损性能的提高主要归因于:内生微纳米尺度TiCp和TiB2p削弱了磨粒的刺入与犁削。2)首次采用中间合金+搅拌铸造+热挤压技术成功制备出微量（0.05wt.%、0.1wt.%）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料。i)揭示出在凝固过程中,微纳米尺度TiCp和TiB2p可以作为α-Al晶粒的有效异质形核核心,从而细化了α-Al晶粒;在热挤压和T6热处理过程中,微量微纳米TiCp-TiB2p促进了α-Al晶粒的再结晶形核,并通过钉扎晶界作用抑制了再结晶晶粒的长大。Al-Cu-Mg-Si基体合金、0.05 wt.%和0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-CuMg-Si复合材料中细小α-Al再结晶晶粒（2.6-5.0μm）的百分比分别为29.1%、44.9%和46.0%;在T6热处理的固溶处理过程中,α-Al晶粒尺寸的减小缩短了Cu、Mg、Si原子向α-Al晶内的扩散距离,促进了Cu、Mg、Si原子在基体中的均匀分布,从而在时效处理时析出了尺寸更小,数量更多,分布更加均匀的θ′和Q′析出相。ii)揭示出微量微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入同时提高了Al-Cu-Mg-Si合金的室温强度与塑性。0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为310 MPa、471 MPa和22.8%,分别比基体合金（278MPa、435 MPa和19.0%）提高了32 MPa、36 MPa和3.8%。复合材料室温强塑性同时提高的机制主要为:细晶强化、θ′、Q′析出相强化和纳米尺度TiCp-TiB2p的Orowan强化。iii)揭示出微量微纳米TiCp-TiB2p的加入明显提高了Al-Cu-Mg-Si基体合金的抗疲劳性能。0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的疲劳极限强度为125 MPa,比Al-Cu-Mg-Si基体合金的95 MPa提高了31.6%。复合材料室温抗疲劳性能的提高主要归因于:（a）α-Al晶粒细化:一方面使晶粒取向变得更加复杂,抑制了疲劳裂纹源的萌生;另一方面使疲劳裂纹扩展路径更加曲折,从而降低了疲劳裂纹扩展速率。（b）微纳米TiCp-TiB2p和更加细小的θ′和Q′析出相阻碍了裂纹尖端位错的滑移,导致疲劳裂纹扩展速率降低。iv)揭示出微量微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入同时明显提高了Al-Cu-Mg-Si基体合金的高温强度和塑性。在493 K下,0.1 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别为279 MPa、366 MPa和10.6%,分别比基体合金（255 MPa、318 MPa和8.5%）提高了24 MPa、48 MPa和2.1%。v)揭示出微量（0.05wt.%）微纳米尺度TiCp-TiB2p的加入有效地提高了Al-Cu-MgSi基体合金蠕变发生的表观激活能和门槛应力,进而提高了抗高温蠕变性能。在473 K温度和220 MPa外加应力条件下,0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料发生蠕变断裂的时间（21.4h）比Al-Cu-Mg-Si基体合金发生蠕变断裂的时间（2.5h）延长了18.9h。在473 K温度和140 MPa外加应力条件下,AlCu-Mg-Si基体合金的稳态蠕变速率是0.05 wt.%(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的7.9倍。vi)揭示出微量微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温强塑性和抗高温蠕变性能提高的机制主要为:（a）尺寸更加细小的θ′和Q′析出相的析出强化;（b）分布在晶界处的微纳米尺度TiCp-TiB2p对晶界的钉扎作用;（c）晶内分布的微纳米尺度TiCp-TiB2p对位错运动的阻碍作用。本论文所取得的成果为开发和制备具有高的室温和高温力学性能、室温疲劳性能和高温抗蠕变性能的微纳米尺度陶瓷颗粒增强铝基复合材料提供了新的技术思路、实验依据和理论参考。
彭文斌,赵忠民,尹德军[6]（2019）在《TiC-TiB2-Fe陶瓷与42CrMo熔化连接及层间梯度复合材料制备》文中研究表明采用超重力场辅助自蔓延高温合成（SHS）技术,实现了TiC-TiB2-Fe细晶凝固陶瓷与42CrMo合金钢的熔化连接,并制备出具有连续梯度特征的陶瓷/合金钢层间复合材料。陶瓷/合金钢层间接头组织表明:正是超重力场辅助SHS的爆燃特性,使得合金钢表面发生熔化,进而发生熔融态陶瓷、合金钢液相层间的原子互扩散现象;在陶瓷/合金钢连接区形成Ti C和Fe基合金呈相间分布且细小TiB2片晶镶嵌其上的凝固组织,并使陶瓷/合金钢界面呈现连续梯度特征,使陶瓷/合金钢的界面剪切强度达到355±50 MPa;层间连续梯度复合材料硬度从陶瓷至合金钢则呈抛物线下降趋势。
侯星慧[7]（2018）在《金属管道内流体流动带电特性及其原位合成复合陶瓷涂层的研究》文中研究表明金属管道是流体输送的主要工具,它具有运输成本低、投资少、效率高、密闭性好和运输量大等优点,已广泛应用于国民经济的诸多领域。随着我国石化工业的发展,管道运输的优越性越来越被人们所认识,但由于其敷设环境、输送介质、设备老化、运行年限的增长等问题,管道腐蚀成为引起管道破坏和失效的主要因素。这不但给国民经济带来巨大的损失,同时也会给生产生活造成极大的困难,为了防止金属腐蚀带来的危害,有必要大力深入研究腐蚀的原理和应对措施。金属管道腐蚀是一个复杂的过程,受到多种因素的影响,其中电化学腐蚀是影响其使用寿命的最主要的表现形式。因此,研究金属管道的腐蚀与防护技术,减缓金属管道的腐蚀进程和穿孔损坏,成为管道运输工程中亟待解决的问题,这对保证工业生产的顺利进行和降低运输成本具有重要意义。在总结和回顾前人研究的基础上,本研究首先探讨了金属管道中的流动带电现象及其对金属壁面腐蚀进程的影响。从电的角度出发,基于双电层理论在静电领域的应用,流体流动在金属壁面聚集的电荷对电化学腐蚀反应的电极电势产生了极化作用,从而影响了金属管道的腐蚀进程。研究表明:随着流体流速的增加,在金属壁面产生和聚集的电荷量增加,但由于其界面双电层的形成机制不同及流体本身性质的差异,形成电荷的数量和极性及其变化趋势就有所差异。因此,提出了在金属管内安装电荷捕捉器来降低电荷的积聚,进而从根本上抑制了金属腐蚀。为了更有效更全面地解决金属腐蚀问题,本研究提出了一种在金属管内表面通过自蔓延高温合成制备陶瓷涂层的方法,此陶瓷内衬层将金属管壁和输送流体介质完全隔离开来,大幅度降低了腐蚀性流体介质对金属管壁的侵蚀。由于氧化铝具有高熔点、高硬度和质量轻等特点,采用Al-Fe2O3铝热体系燃烧合成Al2O3陶瓷内衬复合钢管成为国内外学者关注的热点。不同铝热体系的放热量不同,其对自蔓延高温合成反应速率有着重要影响。针对单一 Al-Fe2O3铝热体系的高放热和高速率反应会引起严重喷溅的特点,本研究引入了一种新的氧化剂来平稳SHS反应过程,进而利用Al-Fe2O3/Al-Cr2O3复合反应体系制备出质量和性能更加优良的Al2O3-Fe-Cr陶瓷内衬复合钢管。研究表明:随着Cr2O3添加量的增加,反应速率降低,制备的陶瓷涂层厚度和硬度增加,进而提高了复合钢管的耐磨性。复合反应体系生成的Fe-Cr合金相代替单一的金属相Fe弥散分布于Al2O3陶瓷枝晶间隙,降低了凝固过程中形成的缩孔,显着地提高了复合钢管的耐蚀性和致密性。此外,重力分离-SHS过程在金属管基体和陶瓷涂层中间形成了一层较薄的过渡金属层,这对缓冲复合钢管的残余应力和提高其结合强度具有重要的作用。当复合反应体系中w[Cr2O3]为14%时,可以获得具有综合优良性能的Al2O3-Fe-Cr陶瓷内衬复合钢管,即本实验中Al-Fe203/Al-Cr2O3的最佳摩尔比为8:2。孔隙度作为陶瓷内衬复合钢管的一项重要性能指标,它对复合钢管的耐磨耐蚀性、抗高温热震性和结合强度等性能有着至关重要的作用。为了提高重力分离-自蔓延高温合成法制备的陶瓷内衬复合钢管的致密性,本研究在具有最佳配比的复合反应体系中,引入了一种润湿剂-Na2B4O7来改善陶瓷和金属之间的润湿性。润湿剂的加入可以改善自蔓延反应产物相间以及相与管间的润湿性,增加了它们之间的接触面积,促进彼此之间的结合,增强黏结力和提高致密度,从而提高复合钢管的强度。通过在复合反应体系中添加Na2B4O7,改变了陶瓷涂层的相组成,除了生成陶瓷相Al2O3和金属合金相Fe-Cr之外,还有固溶体相（Al0.9Cr0.1）2O3。Na2B4O7对润湿性的改善使Al2O3和Fe/Cr的分离不完全,增加了陶瓷相中金属相Fe和Cr的百分含量,并形成了陶瓷涂层-金属过渡层-钢管基体的过渡结构。随着Na2B4O7的增加,中间过渡层的厚度减小,陶瓷层与过渡层之间的界线越来越模糊,这有助于提高复合钢管的韧性。此外,在复合反应系统Al-Fe203/Al-Cr2O3中,利用重力分离-SHS法制备的陶瓷涂层的均匀致密性先增加后下降,并在Na2B4O7添加的质量分数为14%时获得较致密的陶瓷涂层。在重力分离SHS法制得的陶瓷内衬复合钢管中,陶瓷涂层与金属管之间的结合性决定了复合钢管的结合强度和抗热震性能,从而对复合钢管的质量及使用寿命有着重大影响。在高速率的SHS反应过程中,反应过程难以控制,由此造成的陶瓷内衬的结构缺陷引起了研究学者的高度重视,本研究在具有最佳配比的复合反应体系中,引入了一种稀释剂SiO2来制约SHS反应速率,从而达到优化SHS反应过程的目的。通过在复合反应系统中添加SiO2,可以降低陶瓷相的熔点,生成低熔点相Al2O3·SiO2,提高液相熔体的流动性,延长液相分离时间,进而降低陶瓷涂层的孔隙率。SiO2的增加还降低了 SHS反应速率,使初晶相Al2O3的初始结晶温度和结晶终止温度降低,增加了参与共晶和包晶反应的液相量,从而加快了气体的逸出速率,促进了陶瓷涂层的致密化。此外,随着SiO2的添加,金属相可以以颗粒或长条状的形式均匀分布于Al2O3陶瓷相中,生成更均匀平滑的陶瓷涂层。本研究从不同的角度出发提出了抑制和降低金属钢管腐蚀的方法,为自蔓延合成陶瓷内衬复合钢管的应用提供了重要的理论依据和借鉴,有助于促进原位合成技术在金属腐蚀与防护领域的发展,这对延长管道的使用寿命有很重要的意义。
宋晓杰[8]（2018）在《原位合成MAX相增强TiAl基复合材料及界面的第一性原理计算》文中指出TiAl金属间化合物是一种新型轻质的金属间化合物,是高温结构领域最具应用潜力的金属间化合物,但是TiAl合金的室温塑性较差限制了其广泛应用。MAX相是具有兼具金属和陶瓷的优异性能的高温结构材料,将MAX相与TiAl合金复合是提高TiAl合金室温塑性,充分发挥两种材料优异性能的有效手段。本文通过真空电弧熔炼工艺制备了 TiAl/Ti2AlC,TiAl/Ti2AlN,TiAl/Ti2Al（C,N）及TiAl-Ti5Si3-Ti2AlC（N）复合材料,表征了复合材料的组织结构,测试了其力学性能,表征分析了复合材料中的界面,通过第一性原理计算的方法,采用VASP软件包,计算了 TiB2/TiC,Ti2AlC/TiC及TiAl/Ti2AlC的界面性能。通过真空电弧熔炼工艺制备的复合材料中,MAX相的生成机制是TiC（N）（s）+TiAl（1）→Ti2AlC（N）（s）包晶反应,体系中残留TiC（N）物相的多少,取决于这个反应进行的是否彻底。MAX相、Ti5Si3相可以显着细化TiAl合金基体的晶粒,TiAl基体晶粒由～200μm细化至20-50 μm,MAX相、细小的Ti5Si3相以及合成MAX过程中剩余的少量TiC（N）可以显着提高复合材料的显微硬度、抗压强度以及材料的塑性,复合材料的显微硬度最高（TiAl-20 mol%Ti2AlN,5.92 GPa）可较 TiAl 合金（3.43 GPa）提升 72.6%,抗压强度最高（TiAl-15 mol%Ti2AlC,1878 MPa）可较TiAl合金（1203 MPa）提高56.1%,而工程应变最高（TiAl-15 mol%Ti2AlC,26.7%）可较TiAl合金（17.5%）提高52.7%。部分复合材料因陶瓷相尺寸过大而导致塑性降低。以不同碳源（石墨粉、多壁碳纳米管和TiC）合成的TiAl/Ti2AlC复合材料性能存在差异,其中多壁碳纳米管为复合材料的生成物相提供了大量形核基底,使材料组织均匀细化,而TiC作为碳源时,TiC物相剩余量较多,这部分TiC在Ti2AlC的协同作用下,对材料性能起到显着增益效果;首次以g-C3N4为原料制备TiAl/Ti2Al（C,N）复合材料,经成分分析和第一性原理计算得到了产物中的Ti2Al（C,N）固溶体的固溶度,确定其化学式为Ti2Al（C0.25,N0.75）,Ti2Al（C,N）固溶体较高的硬度和较好的塑性,可以提高复合材料的综合力学性能;Si元素的添加对TiAl/Ti2AlC（N）复合材料的反应过程影响明显,由于Si的引入,体系中增加了一个Ti+Si→Ti5Si3的放热反应,该反应与MAX相合成的包晶反应形成共轭关系。TiAl-xTi5Si3-10 mol%Ti2AlN 中由于 TiN（s）+TiAl（l）→Ti2AlN（s）的吸热反应抑制了 Ti5Si3颗粒的长大,而Ti+Si→Ti5Si3的放热反应促进了 Ti2AlN的合成,产物中Ti5Si3颗粒尺寸小,Ti2AlN含量高,复合材料的综合力学性能得到显着提升。通过 TEM 表征和分析得到了 TiAl/Ti2Al（C,N）,Ti2Al（C,N）/TiC（N）和Ti2AlC/TiC界面的近乎共格的三种取向关系,这些共格界面保证了复合材料物相之间能够形成稳定的界面,稳定界面对复合材料的性能起关键作用。根据实验所得的界面取向关系,通过第一性原理计算的方法,采用VASP软件包,分别计算了 TiC（0 1 0）//TiB2（0 1 1 0）,Ti2AlC（0 0 0 1）//TiC（1 1 1）和 TiAl（111）//Ti2AlC（0001）三种界面构型的块体、表面和界面。通过计算表面能、结合功、界面能、电荷密度分布以及电子态密度等方式,分析三种构型的表面和界面性质,得到界面满足特定取向的理论依据,并分析特定构型的界面原子和电子结构信息。TiC（010）//TiB2（0110）界面模型中 C-BS1-B1、C-TS-B2 和 Ti-BS1-B1 构型的界面能较低,结构较稳定,其中C-TS-B2构型界面能最低,为1.12 J/m2,Ti2AlC（0001）//TiC（111）界面模型中,所有BS堆垛方式的界面都发生了重构,相同表面形成的界面中HS堆垛方式的界面比TS堆垛方式更加稳定,Ti2-HS1-C,Ti2-HS2-C 和 Al-HS1-C 三种构型的界面能最低,Ti2-HS2-C 为-0.06 J/m2。界而处原子的配位数对原子之间的相互作用产生重要影响。TiAl（1 1 1）//Ti2AlC（000 1）界面模型中,TS和BS堆垛方式的界面都发生了重构,只有C-HS-TiAl,A1-HS-TiAl,Til-HS-TiAl 和 Ti2-HS-TiAl 四种构型稳定存在,其中 C-HS-TiAl 构型界面能最低,为-0.93 J/m2。电荷密度、差分电荷密度以及DOS的分析表明,界面处的C原子和B原子,C原子和Ti原子以及C原子和Al原子产生强烈的相互作用成键是形成稳定界面的主要原因,界面能相对较高的界面是由于Ti-Ti原子之间的相互排斥导致。
江涛,陈阳,成铭,万海荣,王园园[9]（2015）在《粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用》文中研究表明金属间化合物/陶瓷复合材料由于具有很多优秀的性能而被广泛应用在工程领域中,本文主要介绍金属间化合物/陶瓷复合材料的制备方法是粉末冶金法和金属熔渗法,主要包括粉末冶金法,自蔓延高温合成法,金属熔体熔融渗透法,原位合成法。其中粉末冶金法又包括热压烧结工艺,常压烧结工艺,放电等离子烧结工艺,热等静压烧结工艺,热压反应烧结工艺等。并对这些制备技术的原理和发展现状进行评述,并对这些制备方法在研究和生产中的应用进行介绍,并对金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势进行评述。并对金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的研究发展方向进行了展望。
张翼飞,赵忠民,尹玉军,张龙[10]（2013）在《1Cr18Ni9Ti与TiC-TiB2熔化连接及其陶瓷涂层制备研究》文中研究说明采用超重力场燃烧合成技术,通过液态陶瓷与1Cr18Ni9Ti之间的熔化连接,在1Cr18Ni9Ti基底上制备出具有成分扩散特征的TiC-TiB2陶瓷涂层。XRD、FESEM及EDS分析表明陶瓷涂层由大量细小的TiB2片晶、TiC不规则晶体及少量的Cr基合金相构成,并且陶瓷涂层相对密度、显微硬度及断裂韧性分别达到98.2%、24.6GPa与（14.5±3.5）MPa·m0.5。在1Cr18Ni9Ti基底与陶瓷涂层之间因出现Ti、Cr与C原子向不锈钢基底的单程扩散,使得陶瓷与不锈钢之间存在着富（Fe,Ti）合金碳化物颗粒呈梯度分布的中间过渡层,同时受超重力所限,中间过渡层存在粗大的氧化物夹杂与氧化物夹杂层,致使陶瓷涂层与不锈钢之间的剪切强度仅达到（125±35）MPa。
二、燃烧合成技术焊接TiB_2陶瓷/金属Fe（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、燃烧合成技术焊接TiB_2陶瓷/金属Fe（论文提纲范文）
（1）微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料制备方法 |
| 1.2.1.1 外加颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1.2 内生颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.1.3 中间合金法制备颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.2.2 双尺度颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.2.3 混杂颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3 晶粒细化方式和机制的研究进展 |
| 1.3.1 化学孕育处理细化的研究进展 |
| 1.3.1.1 合金成分对铝合金晶粒的细化 |
| 1.3.1.2 孕育颗粒对铝合金晶粒的细化 |
| 1.3.2 铝合金晶粒细化理论研究进展 |
| 1.3.3 纳米颗粒细化机制的研究进展 |
| 1.3.4 亚共晶铝硅合金晶粒细化存在的问题 |
| 1.4 颗粒对铝合金中主要析出相的影响研究 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 材料的准备 |
| 2.2.1 基体合金的制备 |
| 2.2.2 中间合金的制备 |
| 2.2.2.1 外加颗粒中间合金预分散坯体的制备 |
| 2.2.2.2 内生颗粒中间合金的制备 |
| 2.2.3 中间合金重熔稀释+搅拌铸造制备复合材料 |
| 2.2.4 热分析 |
| 2.2.4.1 凝固温度采集 |
| 2.2.4.2 差热分析实验(DSC) |
| 2.2.5 萃取实验 |
| 2.2.6 热处理实验 |
| 2.2.7 电导率分析 |
| 2.3 样品微观结构表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 金相组织分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析 |
| 2.4 室温力学性能测试 |
| 2.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 不同微纳米颗粒对商业纯铝的微观组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 外加纳米SiC颗粒在商业纯铝中的分散及其对力学性能的影响 |
| 3.2.1 外加纳米SiC颗粒在商业纯铝组织中的分散 |
| 3.2.2 外加纳米SiC颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.2.3 外加纳米SiC颗粒对商业纯铝力学性能的影响 |
| 3.3 内生双相TiC_n-Al_3Ti_m颗粒在商业纯铝中的分散及其对力学性能的影响 |
| 3.3.1 Al-30 vol.%(TiC_n-Al_3Ti_m)中间合金的制备及组织 |
| 3.3.2 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒在商业纯铝中的分散 |
| 3.3.3 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.3.4 内生TiC_n-Al_3Ti_m颗粒对商业纯铝室温和高温力学性能的影响 |
| 3.4 外加微、纳米TiCN颗粒对商业纯铝微观组织及力学性能的影响对比 |
| 3.4.1 纳米、微米TiCN颗粒预分散中间合金的制备 |
| 3.4.2 外加纳米、微米TiCN颗粒对商业纯铝微观组织的影响 |
| 3.4.3 外加纳米、微米TiCN颗粒对商业纯铝室温力学性能的影响 |
| 3.5 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝微观组织和力学性能的影响 |
| 3.5.1 内生Al-30 wt.%(TiCN-TiB_2)中间合金的制备及组织 |
| 3.5.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝微观组织的影响 |
| 3.5.3 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝凝固行为的影响 |
| 3.5.4 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝力学性能的影响 |
| 3.6 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝细化和强韧化机制 |
| 3.6.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝的细化机制 |
| 3.6.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对商业纯铝的细化机制 |
| 3.6.3 不同冷速对复合材料微观组织的影响 |
| 3.6.3.1 不同冷速对陶瓷颗粒促进商业纯铝CET转变的影响 |
| 3.6.3.2 不同凝固速率对凝固行为的影响机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 双尺度TiB_2颗粒对亚共晶Al-Si-Cu合金的组织和力学性能的影响及其机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al-TiB_2中间合金制备及组织 |
| 4.3 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金组织的影响 |
| 4.3.1 Al-7Si-4Cu合金的组织 |
| 4.3.2 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金α-Al枝晶的影响 |
| 4.3.3 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金共晶Si的影响 |
| 4.3.4 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金析出相的影响 |
| 4.4 内生TiB_2对Al-7Si-4Cu合金力学性能的影响 |
| 4.5 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金凝固行为影响机制 |
| 4.6 内生微纳米TiB_2对Al-7Si-4Cu合金的强韧化机制 |
| 4.7 本章结论 |
| 第5章 双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-Mg合金组织和力学性能的影响及其机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.2.1 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金微观组织的影响 |
| 5.2.2 第三组元Mg对热处理态Al-10Si-xMg合金时效行为和力学性能的影响 |
| 5.3 外加纳米TiCN颗粒中间合金法和熔体内直接反应法制备颗粒孕育处理对Al-10Si-0.7Mg合金的微观组织的影响 |
| 5.3.1 中间合金法引入外加TiCN颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 熔体内直接反应法制备双相(TiCN-TiB_2)/Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.4 燃烧合成法制备内生双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金微观组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金微观组织的影响 |
| 5.4.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对热处理态Al-10Si-0.7Mg合金力学行为的影响 |
| 5.5 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对Al-10Si-0.7Mg合金凝固行为的影响和综合力学性能提高机制 |
| 5.5.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对凝固行为的影响 |
| 5.5.2 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对综合力学性能提高机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-Mg合金组织和力学性能的影响及其机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 添加第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固组织和力学性能的影响 |
| 6.2.1 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固组织的影响 |
| 6.2.1.1 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金中初生α-Al的影响 |
| 6.2.1.2 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金中共晶Si的影响 |
| 6.2.1.3 第三组元Mg对 Al-10Si-xMg合金Mg_2Si相的影响 |
| 6.2.2 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金凝固行为的影响 |
| 6.2.3 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金室温力学性能的影响 |
| 6.2.4 第三组元Mg对铸态Al-10Si-xMg合金强韧化机制 |
| 6.3 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金凝固组织和力学性能的影响 |
| 6.3.1 内生双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金微观组织的影响 |
| 6.3.2 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金凝固行为的影响 |
| 6.3.3 双相TiCN-TiB_2颗粒对铸态Al-10Si-2.0Mg合金室温力学性能的影响 |
| 6.4 低温稳定化处理对孕育处理铸态Al-10Si-2.0Mg合金的组织和力学性能的影响 |
| 6.4.1 低温稳定化处理温度和时间优化 |
| 6.4.2 低温稳定化处理析出相分析 |
| 6.4.3 低温稳定化对力学性能的影响 |
| 6.4.4 微量TiCN-TiB_2颗粒及低温稳定化对力学性能的影响机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（2）微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 纳米颗粒增强铝基金属材料的制备方法 |
| 1.2.1 外加法 |
| 1.2.2 混合盐反应法 |
| 1.2.3 中间合金法 |
| 1.2.4 熔体内反应法 |
| 1.3 纳米颗粒对铝合金凝固过程及凝固微观组织影响的研究 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒与基体合金界面结合问题的研究 |
| 1.3.2 纳米颗粒对铝合金凝固组织影响机制的研究 |
| 1.3.3 纳米颗粒对铝合金析出相析出行为的影响 |
| 1.4 纳米颗粒对铝合金加工变形行为影响的研究 |
| 1.4.1 热变形后纳米颗粒的分布 |
| 1.4.2 纳米颗粒对铝合金热变形组织的影响 |
| 1.4.3 纳米颗粒对热变形铝合金热处理后组织与性能的影响 |
| 1.5 颗粒增强铝合金的搅拌摩擦焊接的研究 |
| 1.5.1 陶瓷颗粒加入对铝合金搅拌摩擦焊接接头组织影响 |
| 1.5.2 陶瓷颗粒加入对铝合金搅拌摩擦焊接接头力学性能的影响 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金材料的制备 |
| 2.2.1 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒的制备及分散 |
| 2.2.2 Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材的制备 |
| 2.2.3 Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接板材的制备 |
| 2.2.4 Al-Zn-Mg-Cu合金的热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 光学显微分析 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜及透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 显微硬度分析 |
| 2.3.5 力学性能测试 |
| 2.4 技术路线 |
| 第3章 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对铸造Al-Zn-Mg-Cu合金凝固组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 熔体内反应颗粒的表征 |
| 3.3 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为的影响 |
| 3.3.1 TiC&TiB_2颗粒与Al相的晶格错配 |
| 3.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固行为的影响 |
| 3.4 熔体内原位内生TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金微观组织的影响 |
| 3.4.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金凝固组织的影响 |
| 3.4.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金偏析行为的影响 |
| 3.4.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金析出行为的影响 |
| 3.5 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金力学性能的影响及强化机制 |
| 3.5.1 熔体内 原位内 生纳米TiB_2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的室温拉伸性能 |
| 3.5.2 纳米TiB_2+TiC颗粒增强的Al-Zn-Mg-Cu合金的拉伸断口形貌分析 |
| 3.5.3 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 熔体内原位内生纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 原位纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材组织的影响 |
| 4.2.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压态微观组织的影响 |
| 4.2.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金热处理后组织的影响 |
| 4.2.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金析出相的影响 |
| 4.3 原位纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金热挤压板材力学性能的影响及机制 |
| 4.3.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金室温拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒增强热挤压Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊接组织及力学性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊接工艺参数对Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊焊道宏观成型的影响 |
| 5.2.1 轴肩压下量对焊道宏观形貌的影响 |
| 5.2.2 搅拌头旋转速度和进给速度对焊道宏观形貌的影响 |
| 5.3 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头组织的影响 |
| 5.3.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对搅拌摩擦焊焊接接头组织的影响 |
| 5.3.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热处理后搅拌摩擦焊焊接接头组织的影响 |
| 5.4 纳米TiB_2+TiC颗粒对Al-Zn-Mg-Cu合金板材搅拌摩擦焊接接头力学性能的影响及机制 |
| 5.4.1 纳米TiB_2+TiC颗粒对搅拌摩擦焊焊接接头显微硬度的影响 |
| 5.4.2 纳米TiB_2+TiC颗粒对热处理后搅拌摩擦焊焊接接头力学性能的影响 |
| 5.4.3 纳米TiB_2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金搅拌摩擦焊焊接接头的强化机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（3）微纳米混杂TiC-TiB2陶瓷颗粒调控6061铝合金垂直控轧成型及连接（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 陶瓷颗粒增强铝合金的发展及应用 |
| 1.3 陶瓷颗粒对铝合金凝固组织的影响及机制 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒对铝合金显微组织的影响规律 |
| 1.3.2 陶瓷颗粒对铝合金显微组织的调控机制 |
| 1.4 陶瓷颗粒对焊缝组织和力学性能的影响规律及作用机制 |
| 1.4.1 陶瓷颗粒对焊接接头组织的影响规律及细化机制 |
| 1.4.2 陶瓷颗粒对焊接性能的影响规律及强化机制 |
| 1.5 陶瓷颗粒增强铝合金的搅拌摩擦组织和力学性能研究 |
| 1.5.1 陶瓷颗粒增强铝合金的搅拌摩擦组织研究 |
| 1.5.2 陶瓷颗粒增强铝合金的搅拌摩擦接头力学性能研究 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2/Al中间合金的制备 |
| 2.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 板材的制备及TIG焊 |
| 2.3.1 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 铝合金的铸造 |
| 2.3.2 双向垂直控轧 |
| 2.3.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 板材的焊接 |
| 2.4 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 板材的搅拌摩擦处理 |
| 2.5 样品表征 |
| 2.5.1 光学显微分析 |
| 2.5.2 扫描电子显微分析 |
| 2.5.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.4 力学性能测试 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒调控6061 凝固组织、垂直控轧变形组织的机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2/Al中间合金表征 |
| 3.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金铸态组织及凝固行为的影响 |
| 3.3.1 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金铸态显微组织的影响 |
| 3.3.2 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2调控6061 铝合金凝固行为的规律及机制 |
| 3.4 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金轧制组织和拉伸性能的影响 |
| 3.4.1 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金轧制组织的影响 |
| 3.4.2 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对再结晶组织的调控机制 |
| 3.4.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金轧制板材拉伸性能的影响 |
| 3.5 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒调控6061 垂直控轧板材的焊接及焊接接头的力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 焊接电流对焊接接头宏观形貌的影响 |
| 4.3 微纳米混杂双尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 铝合金焊接接头显微组织的影响 |
| 4.4 微纳米混杂双尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对焊接组织的调控机制 |
| 4.5 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 铝合金焊接接头拉伸性能的影响规律 |
| 4.5.1 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对焊态室温拉伸性能的影响. |
| 4.5.2 微纳米混杂尺度双相双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对焊后热处理态接头拉伸性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织和力学性能的影响规律及作用机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 轴肩前缘插入深度、搅拌头转速和行进速度对搅拌摩擦宏观成型的影响 |
| 5.2.1 轴肩前缘插入深度对搅拌摩擦宏观的影响 |
| 5.2.2 搅拌头转速对搅拌摩擦宏观成型的影响 |
| 5.2.3 搅拌头行进速度对搅拌摩擦宏观成型的影响 |
| 5.3 搅拌摩擦处理参数对6061 铝合金显微组织的影响 |
| 5.3.1 轧制6061 母材的显微组织分析 |
| 5.3.2 搅拌摩擦处理参数对6061 铝合金显微组织的影响 |
| 5.4 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织的影响 |
| 5.4.2 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对搅拌摩擦组织的细化机制. |
| 5.4.3 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织力学性能的影响规律 |
| 5.5 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对搅拌摩擦接头的强化机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（4）内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 轻量化材料的研究进展 |
| 1.2.1 交通领域轻量化材料的研究进展 |
| 1.2.2 航天航空轻量化材料的研究进展 |
| 1.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的发展现状 |
| 1.3.2 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.3.2.1 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在汽车领域应用 |
| 1.3.2.2 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在航天航空领域应用 |
| 1.3.2.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在航空探测器领域应用 |
| 1.3.2.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料在其他领域应用 |
| 1.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料增强相的种类 |
| 1.3.3.1 单相颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3.2 双相颗粒增强铝基复合材料 |
| 1.3.3.3 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的外加法制备工艺 |
| 1.3.3.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料的原位合成制备工艺 |
| 1.4 陶瓷颗粒增强铝基复合材料磨损性能的研究 |
| 1.5 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备及处理工艺 |
| 2.2.1 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备 |
| 2.2.2 (TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的的热处理工艺 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜及能谱分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温压缩和高温压缩性能 |
| 2.4.3 磨粒磨损性能测试 |
| 2.4.4 高温摩擦磨损性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 内生微纳米(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的制备、组织和性能的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的形成机制和微观组织分析 |
| 3.2.1 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的形成机制 |
| 3.2.2 (TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织分析 |
| 3.3 原位内生(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的压缩性能 |
| 3.3.1 不同陶瓷含量(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的室温压缩性能 |
| 3.3.2 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温压缩性能 |
| 3.3.3 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的强化机制 |
| 3.4 TiB_2/TiC摩尔比对微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织及压缩性能的影响 |
| 3.4.1 不同TiB_2/TiC摩尔比微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的微观组织分析 |
| 3.4.2 不同TiB_2/TiC摩尔比的微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的常温压缩性能分析 |
| 3.4.3 不同TiB_2/TiC摩尔比的微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温压缩性能分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 内生微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的室温磨粒磨损性能的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同陶瓷含量(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的磨粒磨损的研究 |
| 4.3 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的磨粒磨损机理分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 微纳米双相(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温干滑动摩擦磨损性能的研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同陶瓷含量的(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温磨损的研究 |
| 5.3 不同TiB_2/TiC摩尔比(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料的高温干滑动摩擦磨损的研究 |
| 5.4 不同体积分数及不同配比微纳米(TiB_2-TiC)/Al-Cu-Mg复合材料在高温下干滑动摩擦磨损机制分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读硕士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.2.1.1 固态法 |
| 1.2.1.2 液态法 |
| 1.2.2 微米颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.2.1 颗粒表面改性 |
| 1.2.2.2 铝基体合金的合金化 |
| 1.2.2.3 制备工艺的改进与优化 |
| 1.2.3 纳米颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.3.1 原位内生法 |
| 1.2.3.2 外加法 |
| 1.2.3.3 中间合金法 |
| 1.2.4 微纳米尺度颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.5 双相颗粒增强铝基复合材料制备技术的研究进展 |
| 1.2.5.1 双相微米尺度增强相 |
| 1.2.5.2 双相纳米尺度增强相 |
| 1.2.5.3 双相微纳米尺度增强相 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料室温、高温性能的研究 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料室温抗疲劳性能的研究 |
| 1.3.1.1 颗粒增强铝基复合材料的疲劳断裂机理 |
| 1.3.1.2 颗粒增强铝基复合材料的疲劳性能 |
| 1.3.2 颗粒增强铝基复合材料的高温拉伸性能 |
| 1.3.3 颗粒增强铝基复合材料的抗高温蠕变性能 |
| 1.3.3.1 蠕变机制 |
| 1.3.3.2 颗粒增强铝基复合材料的抗蠕变性能 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料所用原材料 |
| 2.1.2 制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料所用原材料 |
| 2.2 实验用复合材料的制备 |
| 2.2.1 燃烧合成+热压+热挤压法制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料 |
| 2.2.1.1 粉末冶金法制备Al-Cu-Mg-Si基体合金 |
| 2.2.1.2 燃烧合成+热压制备内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料坯料 |
| 2.2.1.3 内生高质量分数(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料坯料的热挤压二次加工 |
| 2.2.2 中间合金+搅拌铸造+热挤压法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料 |
| 2.2.2.1 Al-Cu-Mg-Si基体合金的制备 |
| 2.2.2.2 内生微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si中间合金的制备 |
| 2.2.2.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料铸坯的制备 |
| 2.2.2.4 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料铸坯的热挤压二次加工 |
| 2.2.3 基体合金和复合材料的热处理 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 室温和高温拉伸性能测试 |
| 2.4.3 蠕变性能测试 |
| 2.4.4 磨粒磨损性能测试 |
| 2.4.5 疲劳性能测试 |
| 2.5 技术路线 |
| 第3章 燃烧合成+热压+热挤压法制备原位内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备、组织和性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备与组织 |
| 3.2.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的制备 |
| 3.2.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料热压烧结态组织 |
| 3.2.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料挤压态组织 |
| 3.3 燃烧合成+热压+热挤压制备的内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的性能 |
| 3.3.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料室温拉伸性能 |
| 3.3.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温拉伸性能 |
| 3.3.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料磨粒磨损行为 |
| 3.4 内生双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相TiC_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的性能对比 |
| 3.4.1 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的组织 |
| 3.4.2 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温拉伸性能 |
| 3.4.3 双相(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料与单相Ti C_p/Al-Cu-Mg-Si复合材料的磨粒磨损行为 |
| 3.5 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的强化机制和耐磨性改善机制 |
| 3.5.1 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温强化机制 |
| 3.5.2 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温强化机制 |
| 3.5.3 内生高质量分数微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料耐磨性改善的机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 中间合金+搅拌铸造法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的组织和室温性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 中间合金+搅拌铸造+热挤压制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的工艺与组织 |
| 4.2.1 中间合金+搅拌铸造制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的工艺 |
| 4.2.2 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si合金组织的影响规律 |
| 4.2.3 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si合金 θ′和Q′析出相的影响规律 |
| 4.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温性能与强化机制 |
| 4.3.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温拉伸性能 |
| 4.3.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温疲劳性能 |
| 4.3.2.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的S-N曲线 |
| 4.3.2.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料疲劳断口形貌分析 |
| 4.3.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的强化机制 |
| 4.3.3.1 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料室温拉伸性能提高的机制 |
| 4.3.3.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料抗疲劳性能提高的机制探讨 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 中间合金+搅拌铸造法制备微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温拉伸性能 |
| 5.2.1 微量微纳米尺度TiC_p-TiB_(2p)对Al-Cu-Mg-Si复合材料高温拉伸性能的影响规律 |
| 5.2.2 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料析出相的高温稳定性 |
| 5.2.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料高温强塑性提高的机制 |
| 5.3 微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的高温蠕变行为 |
| 5.3.1 Al-Cu-Mg-Si基体合金与微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的抗蠕变性能 |
| 5.3.2 Al-Cu-Mg-Si基体合金与微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料的蠕变机制 |
| 5.3.3 微量微纳米尺度(TiC_p-TiB_(2p))/Al-Cu-Mg-Si复合材料抗蠕变性能提高的机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（6）TiC-TiB2-Fe陶瓷与42CrMo熔化连接及层间梯度复合材料制备（论文提纲范文）
| 1 试验材料与方法 |
| 2 结果与分析 |
| 2.1 TiC-TiB2-Fe/42CrMo宏观界面 |
| 2.2 TiC-TiB2-Fe/42CrMo界面相组成 |
| 2.3 TiC-TiB2-Fe/42CrMo界面显微组织 |
| 2.4 TiC-TiB2-Fe/42CrMo层间连续梯度界面形成机理 |
| 2.5 TiC-TiB2-Fe/42CrMo界面力学性能与断裂模式 |
| 3 结论 |
（7）金属管道内流体流动带电特性及其原位合成复合陶瓷涂层的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 研究目的及意义 |
| 1.3 研究内容 |
| 1.4 课题创新点 |
| 第2章 文献综述 |
| 2.1 自蔓延高温合成技术(SHS) |
| 2.1.1 自蔓延高温合成技术的简介 |
| 2.1.2 自蔓延高温合成技术的发展 |
| 2.1.3 自蔓延高温合成技术的理论基础 |
| 2.1.4 自蔓延高温合成技术的影响因素 |
| 2.2 自蔓延高温合成法制备陶瓷内衬复合钢管 |
| 2.2.1 SHS制备陶瓷内衬复合钢管技术简介 |
| 2.2.2 离心SHS法制备陶瓷内衬复合管技术 |
| 2.2.3 重力分离SHS法制备陶瓷内衬复合管技术 |
| 2.2.4 陶瓷内衬复合钢管的合成机理 |
| 2.3 自蔓延高温合成陶瓷内衬复合钢管技术 |
| 2.3.1 陶瓷内衬复合钢管的性能 |
| 2.3.2 陶瓷内衬复合钢管与其他管道的性能比较(优点) |
| 2.3.3 陶瓷内衬复合钢管的发展方向(存在的问题) |
| 第3章 金属钢管中的流动带电及其腐蚀的研究与防护 |
| 3.1 引言 |
| 3.1.1 金属腐蚀与腐蚀电池 |
| 3.1.2 电极电势与双电层 |
| 3.1.3 电极极化 |
| 3.1.4 摩擦起电 |
| 3.2 实验 |
| 3.2.1 实验设备 |
| 3.2.2 实验装置 |
| 3.2.3 实验过程 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 管壁电压随流体流动状态的变化 |
| 3.3.2 不同流体的电压和电流随流速的变化 |
| 3.3.3 电荷捕捉器对金属管壁电荷积聚的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Al-Fe_2O_3/Al-Cr_2O_3体系制备陶瓷内衬复合钢管 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 实验设备 |
| 4.2.3 实验过程 |
| 4.2.4 实验检测 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 反应过程特点 |
| 4.3.2 陶瓷涂层厚度 |
| 4.3.3 陶瓷涂层致密度 |
| 4.3.4 陶瓷涂层硬度 |
| 4.3.5 陶瓷涂层相结构 |
| 4.3.6 陶瓷涂层组成分布 |
| 4.3.7 复合钢管微观结构 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Na_2B_4O_7致密化陶瓷内衬复合钢管的作用机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 实验设备 |
| 5.2.3 实验过程 |
| 5.2.4 实验检测 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 陶瓷涂层相结构 |
| 5.3.2 陶瓷涂层组成分布 |
| 5.3.3 陶瓷涂层微观形貌 |
| 5.3.4 陶瓷涂层硬度 |
| 5.3.5 复合钢管微观结构 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 SiO_2影响陶瓷内衬复合钢管性能的作用机制 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验 |
| 6.2.1 实验材料 |
| 6.2.2 实验设备 |
| 6.2.3 实验过程 |
| 6.2.4 实验检测 |
| 6.3 实验结果与分析 |
| 6.3.1 制备过程反应速率 |
| 6.3.2 陶瓷涂层相结构 |
| 6.3.3 陶瓷涂层组成分布 |
| 6.3.4 陶瓷涂层微观形貌 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）原位合成MAX相增强TiAl基复合材料及界面的第一性原理计算（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 211系MAX相Ti_2AlC(N)及其固溶体的研究进展 |
| 1.3 TiAl金属间化合物的改性研究 |
| 1.4 第一性原理计算在界面的应用 |
| 1.5 选题意义及研究内容 |
| 2 实验与计算方法 |
| 2.1 样品制备所需原料和实验仪器 |
| 2.2 样品制备 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.5 第一性原理计算方法 |
| 3 原位合成Ti_2AlC增强TiAl基复合材料的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 以石墨为碳源合成TiAl/Ti_2AlC复合材料 |
| 3.3 不同碳源原位合成TiAl/Ti_2AlC复合材料 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 原位合成Ti_2AlC(N)增强TiAl基复合材料的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 以TiN为氮源原位合成TiAl/Ti_2AlN夏合材料 |
| 4.3 以C_3N_4为原料原位合成TiAl/Ti_2Al(C,N)复合材料 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Si元素对原位合成TiAl/Ti_2AlC(N)复合材料的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 添加Si元素对原位合成TiAl/Ti_2AlC复合材料的影响 |
| 5.3 添加Si元素对原位合成TiAl/Ti_2AlN复合材料的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 复合材料界面的第一性原理计算 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 TiB_2/TiC复合材料界面的理论模拟与计算 |
| 6.3 Ti_2AlC/TiC复合材料界面的理论模拟与计算 |
| 6.4 TiAl/Ti_2AlC复合材料界面的理论模拟与计算 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表论文及从事科学研究情况 |
（9）粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用（论文提纲范文）
| 1金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的研究现状与发展趋势以及应用现状 |
| 1.1粉末冶金法的原理和工艺过程 |
| 1.2粉末冶金工艺制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状与发展 |
| 1.3自蔓延高温合成法(SHS)的原理和工艺过程 |
| 1.4自蔓延高温合成工艺制备金属间化合物/ 陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 1.5金属熔体熔融浸渗法的原理和工艺过程 |
| 1.6金属熔体熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 1.7原位反应合成法的原理和工艺过程 |
| 1.7.1原位复合技术 |
| 1.7.2定向氧化复合技术 |
| 1.7.3原位反应热压烧结工艺制备的金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 1.8金属间化合物/陶瓷复合材料的种类和研究现状以及未来发展趋势 |
| 1.9金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的应用现状 |
| 1.10金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的发展趋势 |
| 2结论与展望 |
（10）1Cr18Ni9Ti与TiC-TiB2熔化连接及其陶瓷涂层制备研究（论文提纲范文）
| 1 实验 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 Ti C-Ti B2陶瓷涂层显微组织与力学性能 |
| 2.2 Ti C-Ti B2与1Cr18Ni9Ti不锈钢界面组成与连接机理 |
| 3 结论 |
四、燃烧合成技术焊接TiB_2陶瓷/金属Fe（论文参考文献）
- [1]微纳米陶瓷颗粒对亚共晶铝硅合金凝固组织和力学性能的影响机制[D]. 李强. 吉林大学, 2021(01)
- [2]微量纳米TiB2+TiC颗粒增强Al-Zn-Mg-Cu合金组织构建及强韧化机制[D]. 刘栓. 吉林大学, 2021
- [3]微纳米混杂TiC-TiB2陶瓷颗粒调控6061铝合金垂直控轧成型及连接[D]. 谢剑峰. 吉林大学, 2020(08)
- [4]内生微/纳米双相（TiB2-TiC）/Al-Cu-Mg复合材料的组织和性能[D]. 段向征. 吉林大学, 2020(08)
- [5]微纳米尺度(TiCp-TiB2p)/Al-Cu-Mg-Si复合材料的室温和高温性能[D]. 高瑜阳. 吉林大学, 2019
- [6]TiC-TiB2-Fe陶瓷与42CrMo熔化连接及层间梯度复合材料制备[J]. 彭文斌,赵忠民,尹德军. 热加工工艺, 2019(08)
- [7]金属管道内流体流动带电特性及其原位合成复合陶瓷涂层的研究[D]. 侯星慧. 东北大学, 2018(01)
- [8]原位合成MAX相增强TiAl基复合材料及界面的第一性原理计算[D]. 宋晓杰. 山东科技大学, 2018(03)
- [9]粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用[J]. 江涛,陈阳,成铭,万海荣,王园园. 现代技术陶瓷, 2015(05)
- [10]1Cr18Ni9Ti与TiC-TiB2熔化连接及其陶瓷涂层制备研究[J]. 张翼飞,赵忠民,尹玉军,张龙. 稀有金属材料与工程, 2013(S1)