一、原位合成Cu-TiC复合粉末（论文文献综述）
陆天行[1]（2021）在《钨弥散强化铜合金制备及性能研究》文中进行了进一步梳理随着科技水平的发展,如何开发兼具高强度与高导电性的铜合金成为研究者探索的重点。近数十年,弥散强化（Dispersion Strengthened,DS）铜合金以其兼顾高强高导的特性、良好的高温稳定性引发众多关注。现有弥散强化铜合金中强化相以氧化物为主,但是氧化物较强的电子散射效应、较低的辐照稳定性成为进一步提升其性能的限制因素。钨具备高硬度、高熔点、良好的导电导热性和优良的耐辐照性能,是新一代高强高导弥散强化铜中优秀的强化相选择。现有研究者的工作集中于机械合金化制备合金,而在上述外源法合成技术中,颗粒难以均匀细化的问题限制了钨颗粒的强化效果和合金的导电性能。基于上述背景,本文成功地开发了以原位反应为核心的钨弥散强化铜粉末的合成策略,并制备出颗粒细小、分布均匀、具有优良综合性能的钨弥散强化铜合金。本文围绕钨弥散强化铜的粉末冶金方法制备和力学、导电性能进行研究,进一步探讨其高温稳定性与组织结构演变。本研究将为未来进一步开发高性能弥散强化铜合金提供理论依据。对扩展弥散强化铜合金的应用场景,进一步研发性能更高、高温稳定性更好、可工业化应用的高强高导铜合金具有重要意义。热力学分析表明钨作为弥散相的制备难点在于Cu-W二元体系极高的形成焓（>33 kJ/mol）,导致外部加入的钨在铜基体中分散与细化存在很高的能垒,故需要设计中间过程降低钨颗粒的形成能量。首先以易细化的铜、钨氧化物作为前驱体,采用溶胶凝胶-气相还原法制备合金。制备的块体合金中消除了亚微米级以上的大尺寸颗粒影响,组织均匀性、弥散颗粒细化程度与导电性显着优于一般机械合金化法制备的合金。在气相法的基础上,结合机械合金化法开发气-固原位反应法制备钨弥散铜合金。合成过程中Cu基体的包覆充分抑制中间水合物的生成,因此Cu-W间通过固相传质机制反应。固相传质反应能将钨的形成温度降低至600℃以下,使W颗粒在高温形成过程中免于气相形核与粗化。所制备的合金中钨弥散颗粒平均尺寸小于30 nm,通过大变形量冷轧后抗拉强度达到596 MPa,并保持约85 IACS%的导电性能。冷轧态合金经过800℃高温退火后抗拉强度与屈服强度为402 MPa与289 MPa,退火后合金基体晶粒尺寸为0.97 μm,弥散颗粒未出现明显长大。高温退火后基体织构相较于冷轧态保持稳定,无明显变化。分析表明其力学性能主要源于第二相强化与细晶强化机制,内部高密度钨颗粒带来的晶粒细化效果与位错钉扎效应带来较高的强度与高温稳定性。电阻率的增加主要由颗粒电阻效应、颗粒电子散射与晶界散射导致。通过添加钨弥散相代替氧化物相,能够在不损失强度的前提下提升铜合金导电性,同时抑制高弥散相含量带来的脆化影响。通过原位反应法合成双相弥散强化铜合金,采用纯固相的机械-化学复合法（Mechano-chemical Processing,MCP）制备两种含有TiO2与Al2O3的复合相钨弥散铜。由于MCP反应中元素扩散路径短、颗粒长大不明显,并且在合成过程中固相反应形成的两相颗粒之间存在互抑制效应,进一步限制了氧化物与钨颗粒的长大,带来更优的强化效果。组织中W颗粒和氧化物最小尺寸维持在10nm级别,基体晶粒尺寸均在800 nm以下。其中Cu-W-Al2O3合金的高温稳定性优良,经过800℃退火后抗拉强度与屈服强度为442 MPa和350 MPa,对比热挤压态仅下降6%,导电率维持在80IACS%以上,延伸率维持在15%。互抑制效应提升合金基体中强化相分散效果,避免避免颗粒长大导致的晶界脆化。退火态组织保持纤维织构不变,基本未出现再结晶晶粒,高密度的复合相强化颗粒提供了良好的细晶强化效果和更优的高温稳定性。基于实验结果,对钨弥散铜的高温组织演变与强化相结构进行分析。经过更长时间退火过程,合金的强度与硬度维持稳定不再下降,平均晶粒尺寸保持在约1 μm。钨弥散强化铜的再结晶过程会经过回复-晶粒重组为亚结构-不同亚结构融合形成超大晶粒-超大晶粒内部形核再结晶的过程,最终稳定为包含再结晶晶粒和高密度变形晶粒的双相结构。影响钨颗粒稳定性的核心是其在铜基体内的粗化过程,通过Ostwald熟化机制描述颗粒的长大机制,推导出晶粒内与晶界处的平衡浓度与扩散系数。结构表征结果证明Cu-W界面为稳定的半共格界面结构,对应K-S位向关系,钨颗粒的强化形式为位错绕过机制,原位反应生成的颗粒与基体之间结合紧密。通过分子动力学计算结果验证了上述结构的能量稳定性。结合实验与理论计算阐明钨弥散强化铜的强化与组织演变机理,为开发更高性能难熔金属弥散强化铜提供理论工具。
孙轩[2]（2021）在《Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层组织/性能与形成机理研究》文中提出以钛粉、硅粉和蔗糖（碳的前驱体）为原料,采用喷雾造粒/前驱体热解技术制备了 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合粉末;经大气等离子喷涂成功制备了耐磨和抗氧化性能优异的Ti-Si-C系复合涂层。在此基础上,优化了 Ti-Si-C系复合粉末的喷雾造粒/前驱体热解技术,探讨了 Ti-Si-C系复合涂层的组织/性能及其影响因素,并对复合涂层的形成机理进行了研究。喷雾造粒/前驱体热解技术制备的Ti-Si-C系复合粉末由蔗糖热解形成的碳粘结Ti粉和Si粉团聚而成。喷雾造粒赋予复合粉末高的球形度和流动性;前驱体热解形成的碳继承了蔗糖高的粘性,为复合粉末提供高的结合强度。采用14wt%的蔗糖作为前驱体,Ti粉平均粒径10μm、Si粉平均粒径5μm、球磨时间6h、固含量50%的最佳工艺参数,制备的Ti-Si-C系复合粉末球形度高、流动性好且结合强度高。Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层为典型热喷涂层状组织结构,主要由TiC、Ti5Si3和Ti3O相组成。其中,亚微米球形TiC颗粒聚集形成贫Si片层,而纳米Ti5Si3和Ti3O晶粒共生形成富Si片层。随着体系中Si含量的提升,复合涂层中的Ti5Si3含量逐渐增加,TiC和Ti3O含量逐渐减少。在反应等离子喷涂过程中,每一个Ti-Si-C系复合粉末作为独立单元参与反应;复合粉末进入等离子射流后迅速升温,Ti粉和Si粉熔化并形成包裹C的液相。固态的C与液相中的Ti反应生成TiC并长大为亚微米颗粒,形成包含亚微米球形TiC聚集的液滴。在撞击过程中,亚微米球形TiC聚集区变形成为贫Si片层,而液相快速冷却凝固形成Ti5Si3和Ti3O的纳米共生富Si片层。Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层具有远超TC4钛合金的高硬度、优异的耐磨性能以及良好的抗氧化性能。随着复合涂层中Si含量的增加,涂层的硬度呈先升高后降低的趋势,其表面洛氏、截面显微维氏和纳米压痕硬度最高分别可达 86.86±1.36HR15N、1980.92±310.47HV0 1 和 22.9GPa。随着 Si含量的增加,涂层的抗氧化性能上升,且温度越高,Si含量对抗氧化性能的提升作用越明显。随着Si含量的增加,涂层内脆性Ti5Si3相增多,涂层耐磨性能有所下降。综合耐磨和抗氧化性能,Si含量为6wt%的涂层综合性能最佳,其室温耐磨、高温耐磨（600℃）、和抗氧化（800℃）性能分别为TC4钛合金的169倍、45倍和5倍。以蔗糖为前驱体,SiC为Si和部分C的来源,Ti-Si-C原子比为3:1:2制备了 Ti-SiC-C复合粉末,经反应等离子喷涂成功制备了复合涂层,并与以单质Si和C为原料制备的Ti-Si-C复合涂层进行了对比。两种涂层都形成了亚微米球形TiC聚集的贫Si片层和Ti5Si3-Ti3SiC2共生的富Si片层组织结构。采用SiC为原料的涂层中,SiC未完全反应,并以颗粒形式分散在涂层中,导致Ti3SiC2相含量较少,但涂层硬度反而略高。
胡恺琪[3]（2021）在《纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究》文中提出Al-Si系合金由于密度低、体积稳定性好、耐磨性和铸造性能良好等,被广泛用于活塞、汽缸等发动机零部件的制造。然而,随着节能减排和轻量化指标的提高,汽车发动机不断朝高功率密度方向发展,导致其核心部件的工作温度逐渐升高,传统Al-Si系耐热合金的高温性能已难以满足当前服役条件的要求,而且单纯调整合金成分收效较小。纳米AlN颗粒（以下简称为AlNp）因具有弹性模量高、热稳定性好、强度高且随温度升高变化较小等优点,近年来被广泛用作铝基复合材料的增强相。因此采用AlNp增强Al-Si系合金可为耐热铝合金的制备提供一个新思路。但如何将具有高表面能的纳米AlNp引入合金中,并使其获得稳定的组织构型,仍存在诸多理论和技术难题。本文在课题组前期工作基础上,系统研究了合金元素对AlN/铝熔体润湿行为的影响、AlNp引入方法及其对Al-Si合金中Si相形貌的变质机理、AlNp在Al-Si熔体中的弥散行为及其对多元合金中耐热相构型的调控和室高温强化机制等问题,主要工作如下:（1）AlNp/Al-Si复合材料中AlNp对Si相的形貌调控与变质机理试验表明,Al-12Si合金熔体（900℃）在AlN基底上的润湿角最小,界面结合处洁净,润湿性明显优于纯铝和Al-4.5Cu熔体,分析是由于Si元素降低了铝熔体与AlN的界面能。基于两者之间良好的润湿性,本文首先采用液-固原位反应法制备了 AlNp/Al-xSi（x=0,3,6,12）复合材料。铸态组织中,AlNp尺寸为纳米级,彼此相互连接,呈网状分布,Si相形貌与AlNp具有相关性。随着Si含量逐渐升高,Si相依次由颗粒状演变为短枝状、网状,这是由于制备过程中Si相依附AlNp结构生长变得粗大所致。为了改善Si相形貌,分别对该复合材料进行T4热处理（570℃）和热挤压处理。经T4处理后,Si相轮廓变得圆整;经热挤压后,Si相变为颗粒状,且沿挤压方向呈流线状分布。相应地,复合材料的弹性模量和布氏硬度显着提高。进而采用熔铸法以Al-8AlNp中间合金（AlNp平均尺寸为72 nm）的形式向Al-12Si合金中添加1%AlNp,发现其主要以团状分布于Al/Si共晶区,共晶Si相由板片状变质为颗粒状,合金的室温拉伸强度和硬度明显提升。通过设计扩散试验,发现随着局域Si浓度逐渐升高,AlNp富集区内Si相形貌依次呈颗粒状、枝状。通过EBSD、TEM和深腐蚀形貌等分析可知,AlNp对共晶Si的生长产生阻碍作用,诱导多重孪晶的形成从而导致其形貌发生转变。（2）AlNp/Al-Si系复合材料微观组织的梯度设计及室温强化机制为了系统研究AlNp在Al-Si合金中的弥散及室温强化行为,通过调控Al-12Si熔体与Al-8AlNp中间合金之间的扩散反应,制备了 AlNp/Al-Si梯度复合材料,其中Si含量从边缘到中心呈现由12%至0%的梯度变化,相应地,AlNp含量呈由0%至8%的梯度变化。同时,α-Al晶粒的平均尺寸由34.6 μm梯度变化至14.3μm,择优取向由<100>Al变化至<111>Al。扩散过程中,Si原子由于受到AlNp的阻碍,扩散系数显着降低,AlNp受α-Al枝晶的推挤作用而重新排布。基于此,建立了 Al-Si-AlNp体系的不同凝固模型及梯度组织形成机制。通过分析各区域的成分和力学性能可知,梯度复合材料的硬度和拉伸强度均随AlNp含量的增加显着提升,分别由61.7 HBW和124MPa提高至107.9HBW和196MPa。同理,制备了 AlNp/ZL109梯度复合材料,其成分、物相、微观组织和力学性能均呈梯度变化。组织从边缘到中心依次由Al-Si多元合金典型的半连续网状结构、网状构型间隙分布着AlNp、条带状结构、更细密的条带状结构过渡至Al-AlNp合金的挤压态组织。复合材料的显微硬度和压缩强度从边缘到中心显着提高,分别由120 HV、605 MPa提高至220 HV、815 MPa,这源于AlNp的Orowan强化和变质后颗粒状合金相的协同强化作用。（3）AlNp对Al-Si多元合金耐热相构型的调控及高温强化机制铸态Al-Si多元合金具有半连续网状分布的第二相（Si相和耐热相）构型,而挤压态合金则具有弥散分布的颗粒状第二相构型。力学性能结果表明,两种合金的抗拉强度、屈服强度均随测试温度升高显着下降,350℃热暴露后的残余硬度也随暴露时间的延长不断降低。对比可知,尽管挤压态合金在室温和短时热暴露时力学性能略有优势,但在250～350℃,其拉伸强度和硬度均低于铸态合金。针对高温拉伸强度相对室温强度的下降程度,提出了抗拉强度升温失效率的量化概念,计算结果显示,铸态合金在各温度区间的失效率均低于挤压态合金,350℃时两者的失效率分别为70.3%和77.8%,表明第二相构型对铝合金失效率有重要影响。建立了构型与合金强化机制之间的关系,证明室温下起关键作用的是Orowan和热错配位错强化,而高温下载荷传递和网状强化起主导作用,与位错相关的强化效果显着下降。在此基础上,向Al-12Si-4Cu-2Ni-1Mg合金中引入AlNp,研究其对铝合金室温和高温力学性能、变形行为的影响和调控机制,结果表明:当AlNp的添加量由0.3%增加至2%时,Al-Si多元合金（T1态）350℃抗拉强度先升高后降低,添加1%AlNp时,350℃抗拉强度最高,由85 MPa提高至106 MPa,提升了 24.7%。此外,合金在各温度下的拉伸强度、显微硬度和热膨胀性能均得到显着改善。保持AlNp加入量均为1%,通过调控预处理工艺改变其在Al-Si多元合金中的分布状态。结果表明,当AlNp以微骨架状分布时,共晶Si相被变质为颗粒状,但耐热相仍保持半连续网状,其与AlNp微骨架在三维上相互连接,结构互补;而当AlNp以弥散状分布时,Si相和耐热相均被变质为颗粒状,T6热处理后纳米析出相的密度增加、平均尺寸降低。拉伸性能和断口应变分布等分析表明,纳米粒子的分布状态对Al-Si多元合金室温和高温变形行为的影响不同:AlNp微骨架能够协助耐热相承担载荷,在高温下发挥优异的载荷传递和网状强化效果,故合金（T6态）350℃抗拉强度更高,达111 MPa,显着高于基体合金的88 MPa和AlNp弥散分布时的96 MPa;而弥散状分布的AlNp使合金在室温下具有更好的Orowan强化效果,故室温抗拉强度更高,达405 MPa。
常国[4]（2019）在《基于飞秒激光抽运探测技术研究铜/金刚石界面热导及其结构设计》文中研究说明用于高功率芯片和器件散热的高导热材料是微电子制造业必不可少的基础材料,随着电子器件的高集成化、高性能化、高功率化,散热问题已经成为制约高性能微电子组件发展的瓶颈之一,因而迫切需要具有更高热导率的散热材料。Cu、Ag等金属和金刚石（diamond）都是热传导能力极其优异的导热材料,将两种材料复合有望制备出新一代的高导热复合材料。界面导热能力主要由界面结合强度和热载流子性能决定,它们与材料的化学和物理性能密切相关。但是,无论从化学上还是从物理上讲,Cu、Ag等金属和金刚石都是性质差异极大的两类材料,界面成为复合材料导热性能提升的瓶颈,因此如何调控金属与金刚石的界面导热能力成为本领域的研究热点。本文以Cu和diamond两种性能显着不同的材料形成的界面为研究对象,通过在界面处插入金属或者碳化物中间层调节界面结构,进而调控界面热导。利用聚焦离子束（FIB）、透射电镜（TEM）、俄歇电子能谱（AES）、X射线光电子能谱（XPS）等手段表征界面结构,使用飞秒激光抽运探测技术测量界面热导,从而建立界面热导与界面结构之间的关系。采用磁控溅射在单晶金刚石基片上制备出Cu/X-metal/diamond“三明治”结构,X-metal代表八种具有不同声学性能的金属,研究Cu/interlayer/diamond的结构设计准则。实验结果表明:只有声学性能比Cu更接近于diamond的金属（Cr、Mo）才可以改善Cu与diamond的界面热导,中间层厚度越小越有利于Cu和diamond的界面热导;X-metal/diamond界面热导优于Cu/diamond界面热导是Cu/X-metal/diamond整体结构导热能力提升的根本原因。理论预测表明,金属碳化物在声学性能上比铜更接近于金刚石,可以有效调节铜和金刚石的声学性能失配,从而提高铜和金刚石的界面热导。以Cu/diamond复合材料中常用的界面改性金属Ti为研究对象,利用热处理实现Cu/Ti/diamond结构的Ti中间层的碳化,系统研究Ti中间层的碳化过程对Cu和diamond界面热导的影响规律。研究结果表明:Ti中间层的碳化过程是典型的界面扩散反应,主要由碳元素的扩散控制。随着TiC在diamond表面形成,Cu/Ti/diamond的界面热导逐渐升高,当Ti中间层完全碳化时达到最高值76 MW m-2 K-1。因为原位形成的TiC可同时改善Cu与diamond之间的界面结合和声学性能失配,所以有助于提高界面热导;与此同时,Ti中间层的完全碳化可以避免引入更多的界面。由于Ti中间层完全碳化最有利于Cu/Ti/diamond结构的界面热导,后续研究使用磁控溅射制备TiC并且通过制备工艺控制TiC中间层的结晶度、厚度、晶粒尺寸等微观特征,进一步调控Cu和diamond的界面热导。实验结果表明,在Cu和diamond之间插入10 nm厚的结晶态TiC层可以使界面热导提升48%,Cu/TiC/diamond结构的界面热导与TiC中间层的结晶度和厚度密切相关。当紧靠金刚石表面的TiC是非晶态时,由于非晶态TiC以及非晶TiC/diamond界面的热传输性能很差,Cu/TiC/diamond结构的导热能力极大恶化。然而,当非晶态TiC转化为结晶态并且与diamond之间形成半共格界面时,Cu与diamond的界面热导值大幅提高。在所研究的10～160nm厚度范围内,更薄的TiC中间层更有利于Cu和diamond之间的界面热传输。Cu/diamond复合材料常用的界面改性金属主要包括IVB族（Ti、Zr）和VIB族（Cr、Mo、W）两类,利用热处理实现Cu/Mo/diamond结构的Mo中间层的碳化,对比研究了 Ti和Mo两类界面改性金属的碳化过程对Cu和diamond界面热导的影响规律。与Ti中间层类似,Mo中间层的碳化过程也由金刚石表面碳元素的扩散控制;与Ti中间层不同,当Mo中间层少量转变为Mo2C时最有利于界面热导,当形成小于5 nm厚Mo2C时界面热导达到最大值132 MW m-2 K-1。由于Mo的催化效应,金刚石表面发生石墨化转变并最终生成富勒烯,恶化中间层/金刚石的界面热导,进而恶化铜/中间层/金刚石整体结构的界面热导。原位形成很薄的Mo2C中间层,除了可以调节声学性能失配和提高界面结合强度以外,还可以避免形成富勒烯并减少Mo2C的低热导率引入大量额外的热阻。综上所述,本文阐明了在铜和金刚石之间插入不同中间层对界面热导的影响规律及其作用机制,发现铜/中间层/金刚石“三明治”结构的界面热导与中间层的种类、厚度、结晶度、碳化过程等因素密切有关,增加中间层/金刚石界面热导是提升铜/中间层/金刚石整体结构界面热导的关键。上述研究结果有助于理解由性能显着不同的两种材料形成的界面的导热机制,并为提高铜/金刚石界面及其复合材料的导热能力提供科学依据。
杨化冰[5]（2019）在《铝熔体中TiCx的微结构调控及其对铝合金强韧化机理的研究》文中指出晶粒细化是铝合金材料重要的强化方式,而且能够同时提高合金的塑性和加工成形性能。TiC与α-Al的晶格类型相同、晶格参数接近,可以作为α-Al的形核衬底、细化晶粒。但目前对TiC细化机理的研究还不充分,使得Al-Ti-C中间合金的细化效果不稳定。形核界面调控是提高细化效果的关键,TiC是一种非化学计量比的化合物,其化学式可表示为TiCx（0.48≤x≤0.98）,x值的可变性为界面调控提供了可能。另外,晶粒细化对铝合金力学性能的提升幅度有限,TiCx还可以作为第二相粒子进一步强化铝合金,而第二相粒子的强韧化效果通常受粒子尺度、构型等因素的影响。基于此,本文对TiCx的x值、粒子尺度和构型三方面进行调控,研究其对铝合金的强韧化行为。（1）值与形核能力的相关性（x值调控）试验表明,TiCx的x值是影响Al-Ti-C中间合金细化效果和细化衰退的关键因素,当粒子尺寸及添加量等参数相同时,x值越小,细化效果越好,而且抗衰退能力越强。进一步研究发现,将Al-Ti-C中间合金加入铝熔体中进行晶粒细化时,TiCx粒子周围会形成富Ti区,熔体凝固过程中,在富Ti区的作用下α-Al在TiCx粒子表面形核;而无富Ti区时,α-Al难以形核。热力学研究表明,TiCx在720℃的铝熔体中是不稳定的,会通过向铝熔体中释放Ti原子的方式发生自身的演变:TiCx→TiCy,0.48≤x<y≤0.92;而释放出的Ti原子促进了其表面富Ti区的形成,从而有利于α-Al的形核;而且,x值越小,TiCx释放Ti原子的热力学驱动力越大。因此,x值越小,细化效果越好、抗衰退能力越强。在含Zr铝合金的细化过程中,熔体中的Zr原子向上述富Ti区偏聚,使形核界面的晶格错配度增大,形核率降低,即出现形核“Zr中毒”现象。TiCx与Zr发生化学反应的热力学驱动力（△G<0）是促使Zr向富Ti区偏聚的原因之一。第一性原理模拟研究发现,通过B元素掺杂TiCx,改变了该化学反应的热力学驱动力（△G>0）,从而减轻了 Zr的偏聚,使得B掺杂型TiCx具有良好的抗“Zr中毒”能力。（2）TiC纳米粒子对Al-Cu合金组织和性能的影响（粒子尺度调控）在晶粒细化的基础上,为了进一步提高铝合金的力学性能,对TiC的粒子尺度进行调控,原位合成了纳米级的TiC粒子,并研究了其对Al-Cu合金组织演变和力学性能的影响。（文中涉及TiCx的x值的相关问题时加下标x,否则不加,两种表示方法均代表碳化钛化合物。）采用熔体反应法制备了一种Al-14TiC中间合金,其中TiC粒子的平均尺寸为107 nm;将中间合金加入到Al-Cu二元熔体中,通过熔体铸造法制备了Al-4.5Cu-xTiC,x=0.5、1和1.5三种材料。发现TiC含量为0.5%时,粒子在基体中呈均匀分布;TiC含量增加到1.5%时,粒子呈晶内均匀分布和沿晶界聚集分布。通过拉伸性能测试发现,弥散分布的TiC纳米粒子对室温强度的贡献较大,而沿晶界分布时贡献较小;但两种分布状态对350℃的拉伸强度都有提升。这是因为室温下晶界较强,通过粒子进一步增强晶界,对合金强度的贡献较小;而在高温下,由于原子扩散速率加快,晶界较弱,通过粒子增强晶界有利于合金强度的提高。研究发现,TiC纳米粒子可以促进Al-Cu合金时效相的析出。180℃时效时,与A1-4.5Cu合金相比,Al-4.5Cu-1.5TiC的峰值时效时间由20h减少至12 h;而且,时效后基体中θ’相的尺寸减小、密度提高,从而增加了时效强化效果,Al-4.5Cu合金时效前后屈服强度的增量为84 MPa,Al-4.5Cu-1.5TiC的增量达到113 MPa。这主要是由于TiC与α-Al的热膨胀系数不同,在固溶淬火过程中合金内部存在应力,进而提高了基体中的位错密度,位错可以作为原子扩散的通道和时效相的形核位点;同时TiC/α-Al界面处的晶格畸变也促进了 θ’相的析出。（3）TiC纳米粒子构型设计及对2024铝合金的强韧化（构型调控）TiC纳米粒子对Al-Cu合金具有良好的强化效果,但是当粒子含量增多时,粒子聚集是难以避免的,这极大地弱化了粒子的强化效果,甚至带来负面影响。通过粒子的分布调控,进行微观组织构型设计,可以避免粒子聚集的负面影响,而且能够进一步提高强化效果。通过熔体铸造工艺制备了一种2024-1.5TiC复合材料,其中TiC纳米粒子沿晶界呈网状分布。网状构型可以明显提高材料的力学性能,与2024合金相比,其350℃的极限拉伸强度由105 MPa提高到151 MPa,而TiC纳米粒子在基体中随机分布的2024-1.5TiC复合材料的强度为118 MPa。研究发现,2024合金在拉伸过程中只有部分基体发生了变形,也即局部变形模式;而网状构型的约束作用使基体的变形模式由局部变形转变成整体变形,整体变形模式充分发挥了材料各部分的强化作用、避免了局部承载,从而有效提高了材料的高温强度。通过铸造和挤压工艺制备了一种2024-1.5TiC复合材料,TiC纳米粒子呈线状构型分布于基体中。线状构型能同时提高材料的室温强度和塑性,与2024合金相比,2024-1.5TiC的极限拉伸强度由430 MPa提高到550 MPa,延伸率由9.8%提高到15.5%。研究发现,TiC纳米粒子的引入使基体的平均晶粒尺寸由9.7 μm减小到6.8μm,有利于强度和塑性的提高。此外,变形过程中TiC线状区的变形量很小（宏观变形<1.5%）,而基体产生了明显的变形;因此,整个TiC线可以看做一个类似于短纤维的强化单元,由于TiC线的平均长径比达36.6,从而具有较高的载荷传递强化作用,使材料强度明显提高;而载荷传递强化在提高强度的同时,使基体所承受的应力仍处于较低的水平,“软”的基体能够释放裂纹尖端的应力集中、抑制裂纹扩展,使材料具有较高的塑韧性。
郑光明[6]（2019）在《原位自生TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料的制备及性能研究》文中提出金属基功能梯度复合材料因其能够充分发挥复合材料的高韧性、高强度、高硬度以及很好的缓和热应力等优良特性引起了人们的广泛关注。本论文基于提升航天飞行器关键热端部位的性能与使用寿命的迫切需要,以Ni粉和Ti3AlC2粉为原材料,通过热压烧结技术原位反应制备了 TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料。通过X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、能谱分析（EDS）技术手段对TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料进行表征,分析了其物相组成和微观组织结构随Ti3AlC2体积分数的变化关系。研究了梯度复合材料的力学性能和抗热震性能,并探讨了梯度结构和Ti3AlC2含量对梯度复合材料性能的影响,最后总结了梯度复合材料的反应过程以及微观组织结构与性能的关系。研究结果表明:（1）在以Ti3AlC2粉、Ni粉为原料,1200℃、17MPa保温保压60 min的条件下,采用原位热压烧结工艺能够成功制备出层间过渡均匀、外硬内韧的TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni基功能梯度复合材料。（2）高温下Ti3AlC2分解形成TiCx,Al原子和少部分Ti原子从Ti3AlC2中脱离,并与Ni基体发生反应形成γ’-Ni3（Al,Ti）。部分亚微米级陶瓷颗粒TiCx和Ni3（Al,Ti）颗粒均匀分布在Ni基体中,还有一些TiCx保持原始的Ti3AlC2片层形貌。当Ti3AlC2体积含量逐渐增加,生成的TiCx和Ni3（Al,Ti）越来越多,分布越来越均匀。（3）制备的TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料力学性能优异,弯曲强度和维氏硬度均随Ti3AlC2体积含量的增多而逐渐增大。其整体断裂韧性和抗弯强度分别为 21.09 MPa·m1/2 和 1329±34 MPa。从 10Ti3AlC2/Ni 层到 60Ti3AlC2/Ni层,硬度值逐渐增大,最大可达7.12 GPa,两层界面过渡区硬度呈连续变化状态,无台阶式突变。并且其过渡层具有优异的剪切强度,最大剪切强度值为590.14 MPa。（4）制备的TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料具有优异的抗热震性能。当热震温度低于1000℃C时,热震10次后,弯曲性能未出现明显下降。而热震温度为1200℃时随热震次数的增加其弯曲性能下降明显,由热震前的1329 MPa下降到843 MPa。这主要是由于在热震过程中热震温度的升高使梯度复合材料内部产生了更多的热应力（5）热震后过渡层未出现层间断裂现象,每层复合材料未出大的裂纹。这主要是由于设计的梯度结构,使梯度材料内部成分呈梯度变化缓解了部分热应力。提高热震温度增加热震次数,产生的热应力增多开始出现孔洞和缺陷。
张启[7]（2019）在《CNTs增强复合钎料钎焊TC4及C/C复合材料研究》文中提出C/C复合材料与TC4合金由于其特殊性能,两者的连接广泛应用于航天航空领域。其可以克服C/C复合材料加工性能差等缺点,钎焊做为有效实现两者冶金结合的方法,由于两种材料的热膨胀系数存在差异,导致C/C复合材料与TC4接头中存在较大的残余应力。而碳纳米管（CNTs）作为一种新型碳材料,具有弹性模量高,密度低,热膨胀系数低,韧性良好,耐高温等优点。本课题旨在向活性Ag Cu Ti钎料中加入CNTs增强相,配制成Ag Cu Ti+CNTs复合钎料（为方便描述,全文简称为Ag Cu TiC复合钎料）,降低钎缝中心区域与母材两侧热膨胀系数差异,从而有效缓解钎焊接头中存在的残余应力。DSC结果表明,适量CNTs可以降低复合钎料的熔点。复合钎料中的Ti与CNTs在790o C-840o C温度区间内发生反应,Ti与CNTs比例较高时,原位生成Ti C化合物,且Ti Cu2化合物在Ti C上形核并长大。相反,当两者比例较低时,生成Ti C小颗粒,并弥散分布在Ag（s.s）中。适量增加CNTs,可以细化复合钎料反应后界面中的Ag Cu共晶组织,而Ti含量的增加则会粗化组织,且形成大量的Ti-Cu化合物。过量CNTs的加入会在钎料反应的过程中发生团聚的现象。Ag Cu Ti C复合钎料在C/C复合材料上的润湿过程可以分为4个阶段。第一阶段Ti C反应层的初步形成,润湿角及液滴高度变化速度都很快。第二阶段为Ti C反应层的生长过程,润湿铺展速度均匀,且较第一阶段慢一些。第三阶段是CNTs反应完全,Ti元素的扩散控制铺展过程。最后为润湿铺展完成的过程。复合钎料润湿过程中的动力学模型由两部分组成,润湿前期为反应控制模型,后期为扩散控制模型。随着CNTs含量的增加,复合钎料润湿性先变好,后变差。CNTs含量为0.3wt.%时,最终润湿角与液滴高度较小,铺展面积大,润湿性最好,且优于Ag Cu Ti复合钎料。CNTs的加入可以改善中间区域化合物连续分布的状态,从而有效的提高润湿性。采用Ag Cu-4.5Ti+0.2wt.%CNTs获得的TC4/C/C复合材料接头（T=880oC/t=10min）典型界面组织为:TC4/扩散层/Ti2Cu/Ti Cu/Ti3Cu4/Ti Cu4/Ti C+Ti Cu2+Ag（s.s）+Cu（s.s）+Ti3Cu4+Ti Cu4/Ti C/C/C复合材料。适量的增加CNTs含量会减少钎焊接头中Ti3Cu4与Ti Cu4化合物的产生,从而使钎焊接头的力学性能提高。随着CNTs含量的增加,接头剪切强度先上升后下降,至0.4wt.%时,接头强度最大为44.3MPa。CNTs对于钎焊接头的强化机制主要有位错强化与Orowan强化,还可以细化界面中的组织。CNTs的加入调整了钎缝中心区域与母材两侧的热膨胀系数匹配,对于焊接残余应力有较大帮助,使接头的强度提高。
范磊[8]（2019）在《ZTAp-TiCp增强铁基复合材料的制备及磨损性能研究》文中提出磨损作为主要的失效形式之一导致大量的材料损失和资源浪费。提高材料耐磨性,减少能源浪费,提高机械设备及构件的使用寿命是现代工业发展的必然趋势。设计新型耐磨材料并对其进行研制是满足我国高端机械装备发展的需要,对实现进口设备国产化,推动我国制造业发展具有重要的意义。本文以毫米级氧化锆增韧氧化铝陶瓷颗粒（ZTAp）、钛粉（Ti）、聚乙烯醇（PVA）和铁基自熔合金粉末（Fe45p）为主要原材料,在真空烧结中利用PVA热分解碳化形成的C元素与Ti元素原位合成微米级碳化钛颗粒（TiCp）;研究了原位合成TiCp的合理工艺,揭示了 TiCp的形成机制。采用真空烧结技术制备出ZTAp和TiCp混杂强化的ZTAp-TiCp增强铁基复合材料（ZTAp-TiCp/Fe45）;通过ZTAp表面镀镍和复合材料热处理进一步改善了复合材料的磨损性能。较深入研究了ZTAp-TiCp/Fe45的两体磨料磨损性能和三体磨料磨损性能,提出了复合材料的磨损机理及ZTAp、TiCp增强颗粒的抗磨机制以及二者的混杂增强作用,为复合材料的耐磨性能设计提供了一定的理论基础。得到以下结论:（1）通过粉末冶金真空烧结的方法制备了铁基自熔合金基体（Fe45m）,确定了制备工艺参数;PVA在真空环境下热分解碳化残留于Fe45m中。Fe45m的主要物相组成为α-（Fe-Cr-Ni）、FeCrB、Cr7C3,Fe45m中析出相呈网状,主要沿晶界连续分布,在受到外力作用时,会发生断裂或破碎。Fe45m晶粒尺寸约为100μm。Fe45m的宏观硬度为40.6HRC,基体相的显微硬度为178.9HV,析出相显微硬度为1144.5HV;Fe45m的表观密度为7.53g/cm3。（2）通过热力学计算,Ti与C两种元素可以反应生成TiC。Fe45p-Ti-PVA真空烧结的动力学过程为:首先PVA发生热分解形成碳残留,在609℃开始生成Cr7C3、FeCrB等析出物;在750℃发生Fe的同素异构转变,由α-Fe转变为γ-Fe,结构由体心立方结构转变为面心立方结构;在1085℃时,Ti原子与Fe原子快速扩散形成Fe-Ti体系;Fe-Ti体系的出现,加速了元素的扩散,C原子扩散至Fe-Ti体系后,在1135℃时与Ti原子发生反应形成TiC。设计并制备了原位合成TiCp/Fe45;原位合成的TiCp呈现不规则形状,尺寸为1～3μμm,弥散分布于Fe45m中。原位合成TiCp有效降低Fe45晶粒尺寸,减少FeCrB析出;原位合成TiCp使Fe45m发生细晶强化和Orowan弥散强化。（3）化学镀法成功将镍沉积在ZTAp的表面上,涂层均匀且没有明显的缺陷。在ZTAp表面涂镍的最佳条件为:溶液pH值为4.7～4.8,装载量为15～20g/L,施镀温度为85℃。化学镀镍过程可用原子氢和电化学理论相结合来解释,镍的界面成核比溶液中的自发成核更容易,镍有限沉积在ZTAp表面。ZTAp表面上镍涂层的晶粒尺寸为2～5μm,平均厚度为14μm。（4）以 Fe45m为基体,外加（Ex-situ）ZTAp与原位合成（In-situ）TiCp作为增强相制备了ZTAp-TiCp/F45。当ZTAp形状为不规则、颗粒大小为2mm、体积含量在30vol.%时,ZTAp-TiCp/Fe45基体呈现出现高的硬度,且密度与理论密度相差较小。ZTAp-TiCo/Fe45中,ZTAp受压应力,同时基体受拉应力,形成热膨胀位错强化。镀镍后ZTAp在烧结过程中与基体的表面润湿性提高,界面得到明显改善,ZTAp与Fe45m之间的界面呈非化学键结合;TiCp与Fe45m界面清晰、结合牢固,且无缺陷或杂志。（5）ZTAp-TiCp/Fe45的最优热处理工艺为1075℃开水淬火,淬火保温时间为20min,淬火后在150℃进行回火,回火保温时间为30min。经过热处理ZTAp-TiCp/Fe45基体的硬度大道54.6HRC,与热处理前硬度相比提高了18.2%。热处理后ZTAp-TiCp/Fe45晶界上的析出相明显减少,连续度降低,基本无网状结构。TiCp在热处理过程中发生了部分溶解,晶粒内出现弥散的析出相。ZTAp-TiCp/Fe45热处理强化机理有两种,第一是基体平衡组织变为C、Cr、Ni等原子在Fe晶格中固溶形成非平衡组织,产生固溶强化;第二是晶界析出相以及部分TiCp溶解后,再在晶粒内部析出,形成弥散强化。（6）当ZTAp形状为不规则、颗粒大小为2mm、体积含量在30vol.%时,ZTAp/Fe45表现出最好的抗磨料磨损性能。Fe45m的磨料磨损机制在磨料的作用下形成微切削和微犁沟,在磨损表面发生塑性形变和疲劳剥落。ZTAp抵抗外加载荷和磨料的磨损,降低Fe45m的治理子昂损失，三体磨料磨损试验结果表明,ZTAp和Fe45m中原位合成TiCp可以有效提高材料的耐磨性。热处理后Fe45m、TiCp/Fe45、ZTAp-TiCp/Fe45都比其热处理前表现出更优良的耐磨性能。ZTAp对基体的保护作用和基体对ZTAp的支撑作用相互支持作用提高复合材料的耐磨性。原位合成TiCp降低因塑变导致的材料质量损失。试验载荷越大,ZTAp-TiCp/Fe45基体磨损量也越大;加载速率越低,划伤区域越大,产生塑性变形的距离也就越长,磨损过程中造成材料质量损失也就越大。毫米级ZTAp以其高硬度对外加载荷起到承载作用,并有效抵抗了磨料的划伤作用。经过ZTAp作用的磨料由于发生偏转对基体（TiCp/Fe45）的划伤作用变小,从而难以将TiCp直接从Fe45m中直接退出。微米级TiCp发挥抵抗磨料划伤的作用。上述研究结果对毫米级颗粒与微米级颗粒混杂增强金属基复合材料的研究和应用提供了理论和实验依据。
李红梅[9]（2018）在《熔盐电化学法制备碳化铌和碳化铌基复合材料的研究》文中指出过渡金属碳化物具有熔点高、硬度高、热力学稳定性好、耐酸碱腐蚀等一系列优点,它不仅保留了金属基体的电磁特性,又克服了金属基体熔点、沸点低的缺点,被广泛应用于各种耐高温、耐摩擦、耐化学腐蚀等领域。然而过渡金属碳化物单独使用时通常具有脆性大、易出现裂纹等不足,并且其作为增强相添加到金属材料中时,金属相和碳化物陶瓷相间润湿性较差。为了克服碳化物在使用中遇到的难题,本论文采用NbC作为陶瓷相,以低熔点金属（Sn）、高熔点金属（Fe）、金属间化合物（Nb5Si3）分别作为金属相与NbC组成金属-碳化铌复合材料。本文采用熔盐电化学的方法,以CaCl2-NaCl混合熔盐作为电解液,将金属氧化物和碳粉球磨混合后压片、烧结作为阴极,石墨棒为阳极,在熔盐中直接电解制备了 NbC-Sn、NbC-Fe、NbC-Nb5Si3等多种复合材料,并对其合成机理和反应历程进行了深入研究,考察了不同工艺参数对产物的影响。主要研究结果如下:（1）以Nb2O5和碳粉为原料,在900℃混合熔盐中,控制工作电压为3.0 V,电解11 h制备出粒径约100 nm的NbC颗粒,测得样品的堆积密度为6.07 g/cm3。（2）为了避免在NbC制备过程中颗粒间的团聚,实验中引入一种能和酸反应,并且不与NbC反应的金属Sn,成功制备出颗粒分散、尺寸均一的NbC纳米颗粒。由于Sn的熔点只有232℃,所以在电解过程中Sn处于液态,在Nb2O5粉末和碳粉间具有流动性。控制3.0 V电压,熔盐中电解12 h,可以得到NbC-Sn复合材料,并用质量分数为18%盐酸多次洗涤,脱除掉Sn,可以得到颗粒分散、尺寸均一的NbC纳米颗粒。（3）以Fe2O3、Nb2O5和碳粉为原料,在900℃温度下,电解10 h,可以得到核-壳结构的NbC-Fe复合材料。该复合材料以NbC颗粒作为核芯,Fe作为金属外壳组成,每个复合颗粒直径约100 nm。将该复合材料添加到20号钢中,重新熔炼。对重熔后的钢进行SEM、金相和硬度分析发现,相比于NbC颗粒,核-壳结构的NbC-Fe复合材料在钢中的润湿性和分散性都显着提高。实验结果表明,核-壳结构的NbC-Fe颗粒加入到钢中可以起到细化晶粒的作用,添加NbC-Fe颗粒的钢相比没有添加NbC-Fe颗粒的钢晶粒缩小了一半,而且NbC-Fe颗粒的添加有效提高钢的硬度。（4）利用熔盐电化学的方法制备NbC-Nb5Si3复合材料。实验结果表明,在900℃熔盐温度下,Nb/Si摩尔比大于1.67时,产物中会有α-Nb5Si3和γ-Nb5Si3两种晶体结构的Nb5Si3生成;配料中Nb/Si摩尔比小于1.67时,产物中只有α-Nb5Si3生成。多核-壳结构的NbC-Nb5Si3复合颗粒是由四至五个NbC颗粒作为核芯,Nb5Si3作为金属壳组成。原位生成方式得到的核-壳结构复合材料结构更加稳定,并且避免了金属相和陶瓷相复合过程中界面污染问题。
张鹏[10]（2014）在《Cu-Ti3SiC2复合材料的电弧侵蚀行为研究》文中提出三元化合物Ti3SiC2，是MAX家族中获得最多关注的一种陶瓷材料。由于它具有多种优异性能，近年来吸引着大量的科研人员对其进行研究。Ti3SiC2具有比金属Ti更高的导电率和导热率，具有抗高温氧化性能，此外还具备较高的高温强度、热稳定性、抗热震性能以及较好的可加工性等特性。Ti3SiC2陶瓷具备的这些特点使其满足作为电接触材料的基本要求，目前国外已经有用Ti3SiC2薄膜作为SiC半导体器件间电接触材料的报道。本实验制备了以Ti3SiC2作为增强体的Cu基复合材料，并研究了它的真空电弧侵蚀机理。本研究通过X射线衍射（XRD），扫描电子显微镜（SEM），能谱分析（EDX），和微区拉曼光谱等方法，对高纯Ti3SiC2的真空电弧侵蚀机理进行研究。结果发现，由于真空电弧的高能量和高温度，Ti3SiC2在受到真空电弧影响时并不稳定，阴极表面的Ti3SiC2会发生分解生成TiCx，TiCx喷溅到阳极表面而Si则挥发到真空中。同时，微区拉曼光谱测试到少量的C，因此，可以认为C也应该作为该分解过程的副产物出现，在本研究中没有检测出是因为Si以蒸气的形式挥发到真空中。实验还研究了Ti3SiC2阳极的真空电弧侵蚀，微区拉曼光谱检测到作为阳极的Ti3SiC2分解成TiCx、非晶态C和其它副产品。用SEM和3D超景深数码显微镜观察了阳极表面形貌，发现阳极蚀坑尺寸从几微米到几百微米不等。其中较小的蚀坑呈现花瓣形状，有圆形突起物存在于蚀坑的底部。较大的蚀坑的直径大于100μm，但是蚀坑的底部中央不存在突起物，蚀坑的周围被裂纹和塌陷包围。Cu-Ti3SiC2复合材料阴极被电弧侵蚀后，部分被侵蚀的Ti3SiC2被证实转变为TiCx，微观组织分析发现Ti3SiC2比Cu更容易被电弧侵蚀。由于真空电弧的极端高温，在Cu-Ti3SiC2阴极剖切面将由于Cu和Ti3SiC2相互反应而出现新相。实验还发现，随着燃弧次数增加，Cu-Ti3SiC2复合材料中的Ti元素和Si元素会逐渐消耗。受高温电弧的影响，Cu和Ti3SiC2相互反应不仅出现在阴极，还会出现在低电流情况下相对不活泼的阳极。一次燃弧过后，Ti3SiC2含量越高的Cu-Ti3SiC2阴极样品，其表面越粗糙，同时还发现，Ti3SiC2含量越高的样品质量损失速率也越大，其中Ti3SiC2质量分数为25wt.%的Cu-Ti3SiC2样品的质量损失速率为纯铜的两倍。由于在电弧作用下Ti3SiC2会分解出TiC，而WC陶瓷有应用于电触头材料的实例，为了和Ti3SiC2相比较，本研究也对WC和TiC的真空电弧侵蚀行为进行研究。在一次燃弧的TiC阴极表面发现很多微裂纹，而50次燃弧过后，TiC阴极表面会崩裂成许多小碎片，对其断面进行观察发现脆性穿晶断裂是主要的断裂方式。实验还证明了受电弧侵蚀后阴极的TiC也会发生分解，在TiC对面的阳极上发现沉积着非晶态碳。一次燃弧的WC阴极表面只出现一些微裂纹，经过多次真空电弧侵蚀后（100次），裂纹才变宽。在电弧作用下WC也会分解，生成非晶态碳，但实验证明WC要比TiC稳定得多。在WC和TiC阳极表面分别观察到阳极蚀坑，TiC阳极上的蚀坑被Cu颗粒包围着，在蚀坑的中心检测到单质C的存在，因此可以断定TiC发生了分解。随着燃弧次数的增加，WC阳极上的蚀坑变大变深，经15次燃弧后WC阳极覆盖着一层Cu。WC和TiC阳极表面蚀坑形貌的差异可归因于两种陶瓷材料的不同特性。本文研究了Cu-WC和Cu-TiC复合材料的电弧侵蚀机理。相比于Cu，TiC在真空击穿过程中更容易受电弧侵蚀，一次燃弧后，TiC含量高的Cu-TiC阴极样品表面更粗糙。由于具有较高的熔点，WC的熔融过程将吸收大量的能量，未熔融的WC也可以有效降低阴极表面的喷溅并阻止熔池进一步扩大。相比Ti3SiC2和TiC，WC的耐电弧侵蚀性能更好。
二、原位合成Cu-TiC复合粉末（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、原位合成Cu-TiC复合粉末（论文提纲范文）
（1）钨弥散强化铜合金制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 弥散强化铜合金研究概述 |
| 2.1.1 铜合金的强化方式 |
| 2.1.2 铜合金弥散强化相选择机理 |
| 2.1.3 弥散强化铜的分类 |
| 2.2 弥散强化铜的制备方法 |
| 2.2.1 弥散强化铜粉末制备方法 |
| 2.2.2 弥散强化铜成型与致密化方法 |
| 2.2.3 弥散强化铜冷加工方法 |
| 2.3 钨弥散铜相关基础问题研究与计算模拟 |
| 2.3.1 强化机制与热稳定性相关研究 |
| 2.3.2 Cu-W体系模拟计算相关研究 |
| 3 研究内容与研究方法 |
| 3.1 课题研究内容与目标 |
| 3.1.1 课题研究内容 |
| 3.1.2 课题研究目标 |
| 3.1.3 研究关键问题 |
| 3.2 课题研究方法与技术路线 |
| 3.2.1 课题研究方法 |
| 3.2.2 课题研究路线 |
| 4 溶胶凝胶-气相还原法制备钨弥散强化铜合金研究 |
| 4.1 制备路线与研究方法 |
| 4.2 Cu-W体系热力学计算与工艺选择 |
| 4.2.1 钨-铜两相热力学分析 |
| 4.2.2 反应过程热力学分析与参数选择 |
| 4.3 溶胶凝胶法粉末合成过程研究 |
| 4.3.1 复合粉末煅烧过程研究 |
| 4.3.2 氧化物粉末还原过程研究 |
| 4.4 溶胶凝胶法制备Cu-W合金组织与性能研究 |
| 4.4.1 粉末压制性研究 |
| 4.4.2 块体烧结过程研究 |
| 4.4.3 合金组织形貌表征 |
| 4.4.4 机械性能与导电性能研究 |
| 4.5 小结 |
| 5 气-固原位反应法制备钨弥散强化铜合金研究 |
| 5.1 制备路线与研究方法 |
| 5.2 球磨过程中粉末组织特征演变 |
| 5.2.1 不同球磨参数对合金粉末的影响 |
| 5.2.2 球磨合金粉末的形貌分析 |
| 5.3 还原过程中粉末组织特征演变 |
| 5.3.1 还原后粉末的组织与形貌分析 |
| 5.3.2 还原过程固态扩散反应机理 |
| 5.3.3 还原过程中氢气扩散行为分析 |
| 5.4 Cu-W合金加工过程与性能研究 |
| 5.4.1 热加工组织与力学性能分析 |
| 5.4.2 冷加工组织与力学性能分析 |
| 5.5 Cu-W合金组织稳定性与性能研究 |
| 5.5.1 Cu-W合金组织稳定性研究 |
| 5.5.2 Cu-W合金力学性能稳定性研究 |
| 5.5.3 Cu-W合金导电性能研究 |
| 5.6 小结 |
| 6 MCP法制备复合相钨弥散强化铜合金研究 |
| 6.1 制备路线与研究方法 |
| 6.2 MCP法粉末合成过程研究 |
| 6.2.1 粉末合成过程热力学分析 |
| 6.2.2 粉末合成过程相演变分析 |
| 6.2.3 Cu-W-TiO_2粉末原位合成组织表征 |
| 6.2.4 Cu-W-Al_2O_3粉末原位合成组织表征 |
| 6.3 Cu-W-TiO_2合金研究 |
| 6.3.1 Cu-W-TiO_2合金微观组织研究 |
| 6.3.2 Cu-W-TiO_2合金性能研究 |
| 6.4 Cu-W-Al_2O_3合金研究 |
| 6.4.1 Cu-W-Al_2O_3合金微观组织研究 |
| 6.4.2 Cu-W-Al_2O_3合金性能研究 |
| 6.5 复合相钨弥散强化铜合金高温稳定性分析 |
| 6.5.1 复合相钨弥散强化铜力学性能稳定性研究 |
| 6.5.2 复合相钨弥散强化铜组织结构稳定性研究 |
| 6.6 小结 |
| 7 钨弥散强化铜高温组织演变与强化相结构研究 |
| 7.1 实验过程与研究方法 |
| 7.2 Cu-W合金高温退火性能与组织演变研究 |
| 7.2.1 退火对Cu-W合金强度的影响 |
| 7.2.2 退火对Cu-W合金硬度的影响 |
| 7.2.3 高温退火后合金结构演化分析 |
| 7.3 W弥散强化相结构与界面组织研究 |
| 7.3.1 W颗粒结构表征 |
| 7.3.2 W颗粒高温粗化机理 |
| 7.4 Cu-W界面结构理论计算 |
| 7.4.1 Cu-W体系的分子动力学计算模型与参数选择 |
| 7.4.2 Cu-W稳态界面构建与预测 |
| 7.4.3 Cu-W界面结构计算拟合 |
| 7.5 个结 |
| 8 结论与创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层组织/性能与形成机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 反应热喷涂技术研究现状 |
| 2.1.1 反应热喷涂方法 |
| 2.1.2 反应热喷涂粉末 |
| 2.1.3 反应热喷涂机理研究现状 |
| 2.1.4 反应热喷涂工艺研究现状 |
| 2.2 Ti-Si-C系复合涂层研究现状 |
| 2.2.1 磁控溅射 |
| 2.2.2 电弧熔覆 |
| 2.2.3 激光熔覆 |
| 2.2.4 反应等离子喷涂 |
| 2.3 选题背景及意义 |
| 2.4 主要研究内容 |
| 2.5 主要创新点 |
| 3 试验材料和方法 |
| 3.1 技术路线 |
| 3.2 试验材料 |
| 3.3 试验方法 |
| 3.3.1 喷涂及淬熄试验 |
| 3.3.2 相组成及组织结构分析 |
| 3.3.3 性能测试 |
| 4 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合粉末设计与制备 |
| 4.1 喷雾造粒/前驱体热解技术 |
| 4.2 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合粉末成分设计 |
| 4.2.1 前驱体选择 |
| 4.2.2 蔗糖含量设计 |
| 4.2.3 成分体系设计 |
| 4.3 喷雾造粒/前驱体热解工艺研究 |
| 4.3.1 Ti粉粒径的影响 |
| 4.3.2 球磨时间的影响 |
| 4.3.3 固含量的影响 |
| 4.3.4 前驱体热解的影响 |
| 4.4 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合粉末相组成及显微结构 |
| 4.5 小结 |
| 5 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层组织结构 |
| 5.1 Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层相组成及显微组织结构 |
| 5.2 成分对Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层显微组织结构的影响 |
| 5.3 工艺对Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层显微组织结构的影响 |
| 5.3.1 粉末粒径对涂层显微组织结构的影响 |
| 5.3.2 喷涂功率对涂层显微组织结构的影响 |
| 5.3.3 喷涂距离对涂层显微组织结构的影响 |
| 5.4 小结 |
| 6 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层形成机理 |
| 6.1 Ti-Si-C体系反应热力学分析 |
| 6.2 Ti-Si-C系复合粉末反应物理模拟 |
| 6.3 Ti-Si-C系复合粉末反应等离子喷涂行为 |
| 6.4 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层形成过程与物理模型 |
| 6.5 小结 |
| 7 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层性能研究 |
| 7.1 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层硬度 |
| 7.2 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层耐磨性 |
| 7.2.1 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层室温耐磨性 |
| 7.2.2 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层高温耐磨性 |
| 7.3 Ti-Si-C系反应等离子喷涂复合涂层高温抗氧化性 |
| 7.4 小结 |
| 8 Ti-SiC-C反应等离子喷涂复合涂层组织及性能 |
| 8.1 Ti-SiC-C反应等离子喷涂复合粉末 |
| 8.2 Ti-SiC-C反应等离子喷涂复合涂层相组成及显微组织结构 |
| 8.3 Ti-SiC-C反应等离子喷涂复合涂层性能 |
| 8.4 小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文的创新点及主要贡献 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 Al-Si系合金发展现状及存在问题 |
| 1.2.1 Al-Si系合金分类、组织特征及应用现状 |
| 1.2.2 Al-Si多元活塞合金组织特征及高温强化机制的研究现状 |
| 1.3 AlN颗粒增强Al-Si系复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 AlN增强Al-Si系复合材料的研究进展 |
| 1.4 增强颗粒对基体合金凝固行为及组织、性能的影响 |
| 1.4.1 铝熔体对增强相的润湿行为 |
| 1.4.2 增强颗粒与铝熔体在凝固过程中的相互作用 |
| 1.4.3 增强颗粒分布构型对铝基复合材料力学性能的影响 |
| 1.5 本文的主要研究内容及意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 研究思路和技术路线 |
| 2.2 试验原材料 |
| 2.3 材料制备 |
| 2.3.1 原位法制备AlN_p/Al-xSi复合材料 |
| 2.3.2 扩散法制备AlN_p/Al-Si系梯度复合材料样品 |
| 2.3.3 熔铸法制备AlN_p/Al-Si多元活塞合金样品 |
| 2.4 试验样品的表征与分析 |
| 2.4.1 成分表征 |
| 2.4.2 微观组织观察 |
| 2.4.3 背散射电子衍射分析 |
| 2.4.4 X射线衍射分析 |
| 2.5 性能测试 |
| 2.5.1 显微硬度测试 |
| 2.5.2 宏观硬度测试 |
| 2.5.3 拉伸和压缩性能测试 |
| 2.5.4 热膨胀性能测试 |
| 2.5.5 高温润湿性测试 |
| 参考文献 |
| 第三章 AlN_p/Al-Si复合材料中AlN_p对Si相的形貌调控与变质机理 |
| 3.1 铝熔体对AlN基底的润湿行为 |
| 3.2 原位合成AlN_p/Al-xSi复合材料中Si相形貌的演变与调控 |
| 3.3 熔铸法制备AlN_p/Al-Si复合材料中Si相的形貌演变与变质机理 |
| 3.3.1 杆状Al-8AlN_p中间合金的组织特征 |
| 3.3.2 熔铸法制备AlN_p/Al-Si复合材料的组织和力学性能 |
| 3.3.3 AlN_p对Al-Si合金中共晶Si相形貌的影响 |
| 3.3.4 AlN_p对Al-Si合金中共晶Si相的变质机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 AlN_p/Al-Si复合材料微观组织梯度设计及室温强化机制 |
| 4.1 AlN_p/Al-Si梯度复合材料的微观组织和力学性能 |
| 4.1.1 AlN_p/Al-Si复合材料微观组织的梯度设计 |
| 4.1.2 扩散反应模型及梯度复合材料的形成机制 |
| 4.1.3 AlN_p/Al-Si梯度复合材料的室温强化机制 |
| 4.2 AlN_p/ZL109梯度复合材料的微观组织和力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 AlN_p对Al-Si多元合金耐热相构型的调控及高温强化机制 |
| 5.1 耐热相构型对Al-Si多元合金室温和高温力学性能的影响 |
| 5.1.1 Al-Si多元合金中两种耐热相构型的表征 |
| 5.1.2 两种构型的Al-Si多元合金在不同温度下的力学性能 |
| 5.1.3 两种构型的Al-Si多元合金的室温和高温强化机制 |
| 5.2 AlN_p微骨架对Al-Si多元合金室温和高温力学性能的改善 |
| 5.3 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金组织和力学性能的影响 |
| 5.3.1 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金微观组织的影响 |
| 5.3.2 AlN_p分布构型对Al-Si多元合金力学性能和高温强化机制的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 外文论文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（4）基于飞秒激光抽运探测技术研究铜/金刚石界面热导及其结构设计（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 文献综述 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 高导热散热材料 |
| 1.2.1 高导热散热材料的应用及发展进程 |
| 1.2.2 高导热金刚石颗粒增强铜基复合材料 |
| 1.3 界面热导的研究现状 |
| 1.3.1 界面热导的定义 |
| 1.3.2 界面热导的实验测量 |
| 1.3.3 界面热导的模拟计算 |
| 1.3.4 界面热导的主要影响因素 |
| 1.3.5 界面热传输机制及理论模型 |
| 1.4 激光抽运探测技术测量界面热导 |
| 1.4.1 激光抽运探测技术的测试原理 |
| 1.4.2 不同方法所得界面热导的对比 |
| 1.5 研究意义及内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2 实验方案 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 制备方法 |
| 2.3 组织形貌观察和物相分析 |
| 2.4 飞秒激光抽运探测技术测量界面热导 |
| 2.4.1 实验装置介绍 |
| 2.4.2 界面热导提取方案的确定 |
| 2.4.3 界面热导的误差分析方法 |
| 3 铜/中间层/金刚石的界面结构设计 |
| 3.1 样品制备 |
| 3.2 单晶金刚石基片的结构和性能 |
| 3.3 中间层结构特征对铜/金刚石界面热导的影响 |
| 3.3.1 中间层种类对界面热导的影响 |
| 3.3.2 中间层厚度对界面热导的影响 |
| 3.4 界面热导的误差分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 钛中间层的碳化过程对铜/金刚石界面热导的调控 |
| 4.1 样品制备 |
| 4.2 钛中间层的碳化过程 |
| 4.3 中间层物相结构对铜/金刚石界面热导的影响 |
| 4.4 金刚石取向对铜/金刚石界面热导的影响 |
| 4.5 界面热导与复合材料热导率的关系 |
| 4.6 界面热导的敏感度分析和误差分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 碳化钛中间层的微观特征对铜/金刚石界面热导的调控 |
| 5.1 样品制备 |
| 5.2 碳化钛的结晶度对铜/金刚石界面热导的影响 |
| 5.2.1 碳化钛的结晶度与沉积温度的关系 |
| 5.2.2 碳化钛的结晶度与铜/金刚石界面热导的关系 |
| 5.3 碳化钛的晶粒尺寸对铜/金刚石界面热导的影响 |
| 5.4 碳化钛的厚度对铜/金刚石界面热导的影响 |
| 5.5 界面热导的误差分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 铝中间层的碳化过程对铜/金刚石界面热导的调控 |
| 6.1 样品制备 |
| 6.2 钼中间层的碳化过程 |
| 6.3 中间层物相结构对铜/金刚石界面热导的影响 |
| 6.4 界面热导的误差分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论、创新点及展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）铝熔体中TiCx的微结构调控及其对铝合金强韧化机理的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文创新点和主要贡献 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 TiC作为铝合金晶粒细化剂的应用 |
| 1.2.1 TiC在铝合金晶粒细化中的优势 |
| 1.2.2 Al-Ti-C细化剂制备技术的研究现状 |
| 1.2.3 TiC在铝熔体中的化学反应行为 |
| 1.2.4 α-Al形核机理和“Zr中毒”机理的研究现状 |
| 1.3 TiC作为铝基复合材料强化相的应用 |
| 1.3.1 铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.2 TiC增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3.3 金属基复合材料的构型设计 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 研究思路和技术路线 |
| 2.2 试样制备方法 |
| 2.2.1 试验材料 |
| 2.2.2 试验合金和复合材料的制备 |
| 2.2.3 细化剂细化效果的评定试验 |
| 2.3 试样的分析表征 |
| 参考文献 |
| 第三章 TiC_x的C/Ti化学计量比与形核能力的相关性 |
| 3.1 TiC_x的C/Ti化学计量比与细化效果之间的关系 |
| 3.1.1 TiC_x粒子在Al-Ti-C体系中的合成 |
| 3.1.2 TiC_x粒子对α-Al形核效率的研究 |
| 3.2 TiC_x对α-Al的形核机理及其在铝熔体中的演变规律 |
| 3.2.1 TiC_x对α-Al的形核机理研究 |
| 3.2.2 TiC_x在铝熔体中的演变及其对α-Al形核的影响 |
| 3.3 B掺杂型TiC_x抗“Zr中毒”机理的研究 |
| 3.3.1 B掺杂型TiC_x粒子的合成 |
| 3.3.2 B掺杂型TiC_x对含Zr铝合金的细化效果 |
| 3.3.3 B掺杂型TiC_x抗“Zr中毒”的机理分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 TiC纳米粒子对Al-Cu合金组织和性能的调控行为 |
| 4.1 TiC纳米粒子对Al-Cu合金微观组织和力学性能的影响 |
| 4.1.1 TiC纳米粒子的原位合成 |
| 4.1.2 Al-Cu-TiC复合材料的微观组织 |
| 4.1.3 Al-Cu-TiC复合材料的力学性能 |
| 4.2 TiC纳米粒子对Al-Cu合金时效行为的影响 |
| 4.2.1 TiC纳米粒子对Al-Cu合金峰值时效时间的影响 |
| 4.2.2 TiC纳米粒子促进Al-Cu合金强化相析出的机制 |
| 4.2.3 TiC纳米粒子对Al-Cu合金时效强化效果的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 TiC纳米粒子构型设计及对2024铝合金的强韧化 |
| 5.1 TiC纳米粒子网状构型对2024合金高温力学性能的影响 |
| 5.1.1 2024-1.5TiC复合材料中TiC纳米粒子网的构筑和表征 |
| 5.1.2 TiC纳米粒子网对2024-1.5TiC力学性能和变形行为的影响 |
| 5.1.3 2024-1.5TiC复合材料中TiC纳米粒子网的构筑机理分析 |
| 5.1.4 TiC纳米粒子网对2024-1.5TiC复合材料的强化机理分析 |
| 5.2 TiC纳米粒子线状构型对2024铝合金室温力学性能的影响 |
| 5.2.1 2024-1.5TiC中TiC纳米粒子线状构型的构筑和表征 |
| 5.2.2 TiC纳米粒子线状构型对2024-1.5TiC力学性能和变形行为的影响 |
| 5.2.3 TiC纳米粒子线状构型对2024-1.5TiC的强化机理分析 |
| 5.2.4 TiC纳米粒子线状构型对2024-1.5TiC的韧化机理分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 外文论文 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（6）原位自生TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 镍基复合材料研究现状 |
| 1.2.1 金属基复合材料简介 |
| 1.2.2 镍基复合材料简介 |
| 1.2.3 镍基复合材料的分类 |
| 1.2.4 镍基复合材料的制备方法 |
| 1.3 Ti_3AlC_2材料的研究现状 |
| 1.3.1 Ti_3AlC_2材料的简介 |
| 1.3.2 Ti_3AlC_2材料的制备工艺 |
| 1.3.3 Ti_3AlC_2增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.4 功能梯度复合材料的研究现状 |
| 1.4.1 功能梯度复合材料的设计 |
| 1.4.2 功能梯度复合材料的制备方法 |
| 1.4.3 功能梯度复合材料的评价 |
| 1.4.4 功能梯度复合材料的应用 |
| 1.5 研究目的、内容及路线 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 研究路线 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 制备工艺 |
| 2.2 材料分析与表征 |
| 2.2.1 物相组成分析 |
| 2.2.2 显微结构分析 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 弯曲强度测试 |
| 2.3.3 断裂韧性测试 |
| 2.3.4 剪切强度测试 |
| 2.3.5 抗热震性能 |
| 3 TiC_x-Ni_3(Al,Ti)/Ni功能梯度复合材料的制备与表征 |
| 3.1 制备工艺 |
| 3.2 物相组成分析 |
| 3.3 显微结构分析 |
| 3.3.1 过渡层显微结构分析 |
| 3.3.2 各层复合材料显微结构分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 TiC_x-Ni_3(Al,Ti)/Ni功能梯度复合材料的性能研究 |
| 4.1 硬度 |
| 4.2 断裂韧性 |
| 4.3 弯曲强度 |
| 4.4 剪切强度 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 TiC_x-Ni_3(Al,Ti)/Ni功能梯度复合材料热震行为研究 |
| 5.1 热应力产生原理 |
| 5.2 热震后显微结构分析 |
| 5.2.1 热震后过渡层显微结构分析 |
| 5.2.2 各层复合材料显微结构分析 |
| 5.3 热震后的性能分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读硕士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）CNTs增强复合钎料钎焊TC4及C/C复合材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景与研究意义 |
| 1.2 C/C复合材料连接研究现状 |
| 1.2.1 C/C复合材料润湿研究现状 |
| 1.2.2 C/C复合材料与其他合金钎焊连接现状 |
| 1.3 复合钎料研究现状 |
| 1.3.1 含有增强相的AgCuTi复合钎料研究现状 |
| 1.3.2 增强相为CNTs的复合钎料研究现状 |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备及工艺 |
| 2.2.1 试验设备 |
| 2.2.2 试验过程 |
| 2.3 试验结果分析及性能测试 |
| 2.3.1 微观组织分析 |
| 2.3.2 钎焊接头力学性能测试 |
| 第3章 AgCuTi_C复合钎料制备及表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合钎料的表征 |
| 3.3 复合钎料的反应特性 |
| 3.3.1 复合钎料组织形貌特征 |
| 3.3.2 Ti与CNTs含量对于复合钎料反应后界面组织的影响 |
| 3.3.3 复合钎料中TiC化合物形成机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 AgCuTi_C在C/C表面润湿行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 AgCuTi_C在 C/C复合材料表面的润湿性 |
| 4.2.1 AgCuTi_C在 C/C复合材料表面润湿铺展过程 |
| 4.2.2 CNTs含量对复合钎料润湿性的影响 |
| 4.3 复合钎料在C/C复合材料表面的润湿界面分析 |
| 4.3.1 AgCuTi_C复合钎料润湿界面 |
| 4.3.2 CNTs含量对复合钎料润湿界面的影响 |
| 4.4 复合钎料润湿机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TC4/AgCuTi_C/C/C复合材料钎焊接头研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TC4/AgCuTi_C/C/C复合材料接头典型界面组织 |
| 5.3 CNTs含量对钎焊接头组织及力学性能的影响研究 |
| 5.4 CNTs强化钎焊接头机制 |
| 5.4.1 位错强化 |
| 5.4.2 Orowan强化 |
| 5.4.3 组织细化 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文及其他成果 |
| 致谢 |
（8）ZTAp-TiCp增强铁基复合材料的制备及磨损性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 金属基复合材料概述 |
| 1.2 颗粒增强金属基复合材料 |
| 1.2.1 颗粒增强金属基复合材料的发展 |
| 1.2.2 PRMMCs的基体 |
| 1.2.3 PRMMCs的增强相 |
| 1.3 化学镀 |
| 1.3.1 化学镀概述及特点 |
| 1.3.2 化学镀研究现状 |
| 1.4 PRMMCs的制备工艺 |
| 1.4.1 粉末冶金工艺 |
| 1.4.2 原位合成技术 |
| 1.5 磨料磨损 |
| 1.5.1 磨料磨损概述 |
| 1.5.2 磨料磨损研究现状 |
| 1.6 研究意义及研究内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 技术路线 |
| 1.6.3 主要研究内容 |
| 1.7 本章小结 |
| 2 铁基合金基体制备与性能研究 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.1.1 铁基自熔合金 |
| 2.1.2 聚乙烯醇 |
| 2.2 铁基合金基体制备工艺 |
| 2.2.1 材料设计 |
| 2.2.2 混料 |
| 2.2.3 压制成型 |
| 2.2.4 烧结 |
| 2.3 铁基合金基体组织结构分析 |
| 2.3.1 XRD物相分析 |
| 2.3.2 显微组织分析 |
| 2.4 铁基合金基体物理性能测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 原位合成TiCp颗粒增强铁基复合材料制备及表征 |
| 3.1 热力学及动力学分析 |
| 3.1.1 原位合成TiCp热力学计算 |
| 3.1.2 原位合成TiCp动力学分析 |
| 3.2 材料设计及制备 |
| 3.2.1 材料设计 |
| 3.2.2 原材料选择 |
| 3.2.3 材料制备工艺 |
| 3.3 组织结构及性能研究 |
| 3.3.1 不同碳源引入方式对TiCp增强铁基复合材料的影响 |
| 3.3.2 TiCp增强铁基复合材料物相分析 |
| 3.3.3 TiCp增强铁基复合材料显微组织分析 |
| 3.3.4 TiCp增强铁基复合材料硬度及密度 |
| 3.3.5 TiCp增强机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 ZTAp表面化学镀镍研究 |
| 4.1 ZTAP表面化学镀镍工艺 |
| 4.1.1 ZTAp预处理 |
| 4.1.2 ZTAp化学镀镍 |
| 4.1.3 ZTAp表面镍层检测 |
| 4.2 不同工艺参数对ZTAP化学镀的影响 |
| 4.2.1 pH值对ZTAp化学镀镍的影响 |
| 4.2.2 装载量对ZTAp化学镀镍的影响 |
| 4.2.3 温度对ZTAp化学镀镍的影响 |
| 4.3 ZTAP表面化学镀镍层组织结构 |
| 4.3.1 镀镍ZTAp物相分析 |
| 4.3.2 镀层显微结构及厚度 |
| 4.4 ZTAP表面化学镀镍层形成机理 |
| 4.4.1 化学镀理论 |
| 4.4.2 化学镀镍形核及长大理论 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 ZTAp-TiCp增强铁基复合材料制备及表征 |
| 5.1 ZTAP-TICP增强铁基复合材料设计及原材料 |
| 5.1.1 ZTAp-TiCp增强铁基复合材料设计 |
| 5.1.2 ZTAp-TiCp增强铁基复合材料原材料 |
| 5.2 ZTAP-TICP颗粒增强铁基复合材料制备工艺 |
| 5.2.1 ZTAp-TiCp颗粒增强铁基复合材料制备方法 |
| 5.2.2 ZTAp-TiCp颗粒增强铁基复合材料组织结构及性能 |
| 5.3 ZTAP增强铁基复合材料相结构及性能表征 |
| 5.3.1 ZTAp增强铁基复合材料物相分析 |
| 5.3.2 不同ZTAp颗粒对复合材料密度影响 |
| 5.3.3 不同ZTAp颗粒对复合材料硬度影响 |
| 5.4 ZTAP-TICP增强铁基复合材料显微组织及界面 |
| 5.4.1 ZTAp-TiCp增强铁基复合材料显微组织 |
| 5.4.2 ZTAp-TiCp增强铁基复合材料界面 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 ZTAp-TiCp增强铁基复合材料热处理强化研究 |
| 6.1 热处理强化设计 |
| 6.2 热处理强化工艺 |
| 6.2.1 淬火介质 |
| 6.2.2 淬火温度 |
| 6.2.3 淬火保温时间 |
| 6.2.4 回火温度 |
| 6.3 热处理强化机理 |
| 6.3.1 热处理对Fe45m显微组织影响 |
| 6.3.2 热处理对ZTAp-TiCp增强铁基复合材料显微组织影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 ZTAp-TiCp增强铁基复合材料磨损性能研究 |
| 7.1 实验方法 |
| 7.2 两体磨料磨损性能研究 |
| 7.2.1 两体磨料磨损试验结果 |
| 7.2.2 ZTAp-TiCp/Fe45基体磨料磨损机理 |
| 7.2.3 ZTAp对ZTAp-TiCp/Fe45耐磨性的影响 |
| 7.3 三体磨料磨损性能研究 |
| 7.3.1 三体磨料磨损试验结果 |
| 7.3.2 三体磨料磨损机理研究 |
| 7.4 增强颗粒的抗磨机理研究 |
| 7.4.1 ZTAp的磨料划伤机制 |
| 7.4.2 TiCp的磨料划伤机制 |
| 7.5 ZTAP与TICP混杂增强磨损性能机制 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论与展望 |
| 8.1 结论和创新点 |
| 8.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（9）熔盐电化学法制备碳化铌和碳化铌基复合材料的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 过渡金属碳化物的研究 |
| 1.1.1 过渡金属碳化物的化学键与结构 |
| 1.1.2 过渡金属碳化物的性质 |
| 1.1.3 过渡金属碳化物的用途 |
| 1.1.4 过渡金属碳化物的制备方法 |
| 1.2 碳化物基金属陶瓷的研究 |
| 1.2.1 碳化物基金属陶瓷的性质 |
| 1.2.2 金属相和陶瓷相的选择 |
| 1.2.3 碳化物基金属陶瓷的制备方法 |
| 1.3 本文研究内容及意义 |
| 第2章 熔盐电化学法制备NbC粉体 |
| 2.1 实验部分 |
| 2.1.1 实验原料及设备 |
| 2.1.2 实验装置 |
| 2.1.3 熔盐选择 |
| 2.1.4 实验步骤 |
| 2.1.5 样品的表征与分析 |
| 2.2 结果与讨论 |
| 2.2.1 实验中电压的选择 |
| 2.2.2 NbC粉末的制备和表征 |
| 2.2.3 对于电解多个阴极片的考察 |
| 2.2.4 多电解片电解后的产物分析 |
| 2.3 小结 |
| 第3章 熔盐电化学法制备NbC-Sn粉体 |
| 3.1 实验部分 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 烧结后样品的组成和形貌 |
| 3.2.2 电解时间对产物的影响 |
| 3.2.3 原料配比对产物的影响 |
| 3.3 小结 |
| 第4章 熔盐电化学法制备核-壳结构的NbC-Fe复合材料 |
| 4.1 实验部分 |
| 4.1.1 实验原料及设备 |
| 4.1.2 实验步骤 |
| 4.1.3 样品的表征与分析 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 以Fe_2O_3、Nb_2O_5和碳粉为原料制备NbC-Fe复合材料 |
| 4.2.2 以Fe粉、Nb_2O_5和碳粉为原料制备NbC-Fe |
| 4.2.3 NbC-Fe颗粒对低碳钢组织性能的影响 |
| 4.3 小结 |
| 第5章 熔盐电化学法制备NbC-Nb_5Si_3复合材料 |
| 5.1 实验部分 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 SiC纳米线的制备 |
| 5.2.2 Nb/Si摩尔比对产物组成的影响 |
| 5.2.3 制备NbC-Nb_5Si_3复合材料 |
| 5.3 小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间撰写和发表的论文 |
| 作者简介 |
（10）Cu-Ti3SiC2复合材料的电弧侵蚀行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 电接触与电接触材料 |
| 1.1.1 触头与触头材料 |
| 1.1.2 常用触头材料 |
| 1.2 阴极电弧和阳极电弧 |
| 1.2.1 真空电弧阴极现象 |
| 1.2.2 真空电弧阳极现象 |
| 1.3 Ti_3SiC_2及其特性 |
| 1.3.1 Ti_3SiC_2的晶体结构 |
| 1.3.2 Ti_3SiC_2的力学性能 |
| 1.3.3 化学性能和物理性能 |
| 1.3.4 Ti_3SiC_2基复合材料 |
| 1.4 Cu-Ti_3SiC_2复合材料的研究 |
| 1.4.1 国内外的研究 |
| 1.4.2 近年来本课题组的研究 |
| 1.5 本课题的研究目的、内容及意义 |
| 1.5.1 研究目的及内容 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.6 课题来源 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 高纯、高致密 Ti_3SiC_2块体的制备 |
| 2.3 高纯、高致密 TiC 和 WC 块体的制备方法 |
| 2.4 Cu 基复合材料的制备 |
| 2.5 真空放电设备 |
| 2.6 分析测试方法 |
| 第三章 Ti_3SiC_2的电弧侵蚀 |
| 3.1 实验安排 |
| 3.2 Ti_3SiC_2阴极的电弧烧蚀 |
| 3.2.1 1 次燃弧的 Ti_3SiC_2阴极 |
| 3.2.2 多次燃弧的 Ti_3SiC_2阴极 |
| 3.2.3 Mo 阳极的沉积 |
| 3.3 Ti_3SiC_2阳极的电弧烧蚀 |
| 3.4 Ti_3SiC_2的稳定性讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Cu-Ti_3SiC_2复合材料的电弧侵蚀 |
| 4.1 一次燃弧的 Cu-Ti_3SiC_2阴极 |
| 4.1.1 XRD |
| 4.1.2 Micro-Raman |
| 4.1.3 一次燃弧的 SEM 形貌与成分分析 |
| 4.1.4 一次燃弧后的表面粗糙度 |
| 4.2 多次燃弧的 Cu-Ti_3SiC_2阴极 |
| 4.2.1 XRD |
| 4.2.2 SEM 与 EDS 面扫描 |
| 4.2.3 Fowler-Nordheim 方程 |
| 4.2.4 Cu-Ti_3SiC_2阴极剖切面 |
| 4.3 Cu-Ti_3SiC_2阳极的弱电流侵蚀 |
| 4.3.1 5 次燃弧的 Cu-Ti_3SiC_2阳极 |
| 4.3.2 50 次燃弧的 Cu- Ti_3SiC_2阳极 |
| 4.4 Cu-Ti_3SiC_2阴极的质量损失和成分变化 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 纯 TiC 和 Cu-TiC 复合材料的电弧侵蚀 |
| 5.1 TiC 阴极的电弧侵蚀 |
| 5.1.1 一次燃弧的 TiC 阴极 |
| 5.1.2 多次燃弧的 TiC 阴极 |
| 5.2 TiC 阳极的电弧侵蚀 |
| 5.3 Cu-TiC 阴极的电弧侵蚀 |
| 5.3.1 Cu-TiC 复合材料的部分性质 |
| 5.3.2 1 次燃弧的 Cu-TiC 阴极 |
| 5.3.3 100 次燃弧的 Cu-TiC 阴极 |
| 5.3.4 1000 次燃弧的 Cu-TiC 阴极 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 纯 WC 和 Cu-WC 复合材料的电弧侵蚀 |
| 6.1 纯 WC 的电弧侵蚀 |
| 6.1.1 WC 阴极的电弧侵蚀 |
| 6.1.2 WC 阳极的电弧侵蚀 |
| 6.2 Cu-WC 复合材料的电弧侵蚀 |
| 6.2.1 1 次燃弧的 Cu-WC 阴极 |
| 6.2.2 100 次燃弧的 Cu-WC 阴极 |
| 6.3 本章小结 |
| 结论 |
| 一 主要的研究结论 |
| 二 创新之处 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
四、原位合成Cu-TiC复合粉末（论文参考文献）
- [1]钨弥散强化铜合金制备及性能研究[D]. 陆天行. 北京科技大学, 2021(01)
- [2]Ti-Si-C系反应等离子喷涂涂层组织/性能与形成机理研究[D]. 孙轩. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]纳米AlNp/Al-Si系复合材料增强相构型调控及其强化机制的研究[D]. 胡恺琪. 山东大学, 2021(11)
- [4]基于飞秒激光抽运探测技术研究铜/金刚石界面热导及其结构设计[D]. 常国. 北京科技大学, 2019(06)
- [5]铝熔体中TiCx的微结构调控及其对铝合金强韧化机理的研究[D]. 杨化冰. 山东大学, 2019
- [6]原位自生TiCx-Ni3（Al,Ti）/Ni功能梯度复合材料的制备及性能研究[D]. 郑光明. 北京交通大学, 2019(01)
- [7]CNTs增强复合钎料钎焊TC4及C/C复合材料研究[D]. 张启. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [8]ZTAp-TiCp增强铁基复合材料的制备及磨损性能研究[D]. 范磊. 中国矿业大学(北京), 2019(08)
- [9]熔盐电化学法制备碳化铌和碳化铌基复合材料的研究[D]. 李红梅. 东北大学, 2018(01)
- [10]Cu-Ti3SiC2复合材料的电弧侵蚀行为研究[D]. 张鹏. 华南理工大学, 2014(12)