一、原位合成TiB/Ti基复合材料增强体的生长机制（论文文献综述）
易俊超[1]（2021）在《激光增材制造（TiB2+TiC）增强铝基复合材料工艺及微结构研究》文中研究指明金属材料激光增材制造技术是以高能量密度激光束作为热源,通过激光熔化金属粉末（或丝材）后形成微小熔池,在三维空间内无限堆积凝固成复杂结构实体零件的快速制造过程。在这一过程中,激光局部作用下的材料快速熔化与熔池快速凝固阶段反复交替进行,从而使成形构件表现出基本无化学元素偏析、晶粒极其细小的非平衡凝固组织特征。近年来,通过激光增材制造灵活而高效地制备铝基复合材料,已成为提高铝合金综合性能的重要手段。本文借助激光增材制造结合原位合成方法制备铝基复合材料,以期为激光增材制造原位合成复合材料提供理论和实验依据。对于铝基复合材料而言,尽管外加增强相法可以提升异位复合材料的部分性能指标,但增强相与基体之间较差的润湿性以及二者的热膨胀系数等差异,将不可避免地恶化复合材料的其它性能。鉴于此,本文针对激光增材制造原位合成铝基复合材料的微结构特征与制备机理进行了系统研究。以B4C-Ti-Al Si10Mg为原位化学反应体系,通过选区激光熔化工艺制备了原位（Ti B2+Ti C）/Al Si10Mg基复合材料。重点讨论了不同成分配比下的复合粉末特性,以及所制备复合材料的物相含量、晶格常数等微结构演变规律与力学行为变化特征。在此基础上进一步优化了粉末成分配比,并采用粉末包覆工艺制备了反应用复合粉末。对比分析了包覆条件对复合粉末特性与复合材料的成相特点、原位增强相特征等微结构的影响。基于热力学理论,阐述了激光诱导下原位复合材料的合成与制备机理。研究结果表明,通过较低的激光能量输入(119 J·mm-3)和自生的负反应焓变(-760.234 k J·mol-1),能够成功制备原位（Ti B2+Ti C）/Al Si10Mg基复合材料。物相定量结果显示复合材料中存在的过渡化合物Ti3Si C2的含量与成分配比正相关,最高值为18 wt.%。通过图解外推法测得α-Al基体相的晶格常数a从0.40466 nm逐渐增大至0.40528 nm,研究发现铝基体中的晶格畸变程度与溶质Si原子从溶剂Al晶格内以置换形式析出,并进入原位反应体系内形成过渡相的现象有关。在化学反应热效应的促进下,凝固后的熔池形态发生显着变化,复合材料的平均熔宽和熔深较Al Si10Mg合金分别增加了104%和94%。在力学性能方面,随着复合材料中自生陶瓷相含量的增加,显微硬度大幅提高,拉伸断口形貌显示其断裂特征由韧性断裂逐步向脆性断裂转变。说明陶瓷与基体之间的界面易成为应力集中的薄弱区域,使断裂失效在复合材料颈缩之前发生。进一步地,粉末包覆工艺在提升复合粉末的激光吸收能力和原位化学反应效率的同时,可以有效避免过渡化合物的产生,进而优化复合材料的组织结构。TEM表征结果显示原位Ti B2和Ti C相的晶粒尺寸约为150 nm,在其与残留B4C之间形成了B、C元素的过渡区域,造成位于该区域的铝基体内部产生少数集中位错。在热力学方面,铝合金熔体内有限的Ti源仅能够形成Ti B2而非Ti B,此时体系中极低的反应摩尔Gibbs自由能ΔGm表明为最佳反应路径,且有利于纳米级原位增强相的形成。
金剑波[2]（2020）在《激光选区熔化成形颗粒增强钛基复合材料基础研究》文中进行了进一步梳理钛及钛合金因其低密度和良好的耐蚀性,在航空航天、船舶制造等领域具有广阔的前景。然而,由于较差的耐磨性限制了它们在摩擦环境中的应用。近年来,激光选区熔化技术在传统制造方法无法完成复杂异形定制结构件制造方面具有突出优势而受到广泛关注。本文采用激光选区熔化技术并分别结合增强体外加法和原位合成法制备了Ti-TiN和Ti-TiB颗粒增强钛基复合材料,重点研究了增强体含量对复合材料微结构、显微硬度和耐磨性与腐蚀行为的影响,获得了如下研究结果:在激光选区熔化成形TiN增强钛基复合材料内,TiN颗粒沿钛基体晶界均匀分布;随着TiN含量增加（0～7.5 wt.%）,钛晶粒显着细化,显微硬度也明显增加,从（256±11）HV0.2提高到（403±20）HV0.2。此外,由于TiN颗粒的加入,耐磨性也得到极大改善,与CP-Ti材料相比,耐磨性最大提高了约29.2%。对于激光选区熔化成形原位合成Ti-TiB复合材料:随着TiB2含量增加（0～7.5wt.%）,α′-Ti晶粒平均宽度从1.03±0.24μm降低到0.36±0.05μm,这主要归因于TiB2增强相的添加以及激光选区熔化过程中高冷却速率引起的α′马氏体晶粒细化、未溶TiB2颗粒的弥散强化、固溶强化效应等共同作用的结果。此外,Ti-TiB复合材料的耐磨性随着TiB2含量的增加而增强,相比于CP-Ti材料最大提高了约32.6%。激光选区熔化成形CP-Ti、Ti-2.5TiN和Ti-2.5TiB三类材料,在3.5 wt.%Na Cl溶液中浸泡0天、5天和10天后进行电化学测试,比较它们在不同阶段的腐蚀行为。当浸泡0天时,Ti-2.5TiB复合材料具有更多的腐蚀中心和作为微阴极的增强体,可以加速其早期溶解使其更早形成钝化膜,导致比CP-Ti和Ti-2.5TiN具有更优的耐蚀性能。当浸泡5天和10天后,Ti-2.5TiN表现出比Ti-2.5TiB和CP-Ti更优的耐蚀性能,这主要归因于Ti-2.5TiN具有更细小的晶粒和δ-TiN相的存在,这对提高电偶耦合强度,加速钛基体早期溶解,以及形成稳定钝化膜具有积极作用。
张梦清,于鹤龙,王红美,尹艳丽,魏敏,乔玉林,张伟,徐滨士[3]（2020）在《感应熔覆原位合成TiB增强钛基复合涂层的微结构与力学性能》文中研究指明采用高频感应加热熔化（90%钛（原子分数,下同）+10%硼）预置涂层的方法在Ti6Al4V基体表面制备感应熔覆原位TiB增强Ti基复合涂层,利用扫描电镜、能谱仪、X射线衍射仪、显微硬度计和纳米压痕仪等研究复合涂层的显微结构、物相构成及微纳米力学性能。结果表明:感应熔覆钛基复合涂层表面光滑平整,内部无裂纹和孔隙,与基体形成良好的冶金结合;熔覆过程中Ti与B充分反应生成TiB增强相,涂层基质相由α-Ti和少量β-Ti构成。原位TiB增强体在涂层内部分布均匀,体积分数约为9.4%,纳米压痕硬度和弹性模量高达35 GPa和545 GPa。复合涂层的显微硬度达到525HV0.2,较Ti6Al4V基体材料提高了约67%。
张敏[4]（2020）在《原位法Ti-TiBw复合材料组织演变及其性能研究》文中研究说明硼化钛晶须（TiBw）增强钛基复合材料（TMCs）具有比强度高、耐磨性好、可变形加工等优点,是最具发展潜力的高性能非连续增强钛基复合材料（DRTMCs）。但原位自生TiBw增强TMCs的增强相在高温下易发生粗化而失去对基体的钉扎作用,使得复合材料在高温下的强度减少,而现有研究对TiBw发生粗化的机理尚不明确。因此,本研究在制备TiBw增强TMCs的基础上,系统研究了不同热处理条件下TiBw的分解、长大及粗化的过程,并对TiBw粗化机理进行了深入分析。本研究以Ti粉和TiB2粉（2.95 wt.%）为原料,采用放电等离子烧结技术（Spark plasma sintering,SPS）来制备Ti-TiBw复合材料,并对烧结态Ti-TiBw复合材料的物相以及微观组织进行分析。在此基础上,通过对Ti-TiBw复合材料进行快速冷却,系统研究了热处理条件对Ti-TiBw 复合材料中TiBw形貌、尺寸等的影响规律,并分析了高温下TiBw的粗化机制。最后通过对Ti-TiBw复合材料进行退火处理,研究退火工艺对Ti-TiBw复合材料微观组织和力学性能的影响。结果表明,在烧结过程中,原料Ti与TiB2可以发生原位反应生成TiB相,且无TiB2残留。在烧结态Ti-TiBw复合材料中TiB主要以团簇状分布于基体的一次颗粒边界处,少量以针状的形式分布于基体中。TiBw的晶体结构为B27斜方结构。TiBw沿[010]方向具有最快的生长速度,其理想横截面为六边形,是由（100）、（101）和（101）平面所组成。通过热处理发现,温度是TiBw发生粗化的主要因素,且TiBw粗化主要发生在升温阶段。Ti-TiBw复合材料中增强相TiBw径向和轴向的尺寸随急冷处理温度的升高增加,但径向尺寸的增加速率大于轴向尺寸的增加速率,表现为TiBw粗化。在急冷处理过程中,随温度的升高,小尺寸TiBw发生分解,溶质B原子从小尺寸TiBw周围向大尺寸TiBw周围进行扩散,使得TiBw发生粗化、数量减少,TiBw的平均尺寸增加。对退火态Ti-TiBw复合材料中TiBw长径比的统计结果表明:TiBw的长径比远大于临于界长径比。随退火温度的提高,TiBw的长径比呈现先减小后增大的趋势,TiBw的平均长径比约为12。对Ti-TiBw复合材料进行室温拉伸性能测试,研究发现烧结态复合材料的硬度值为349,较纯钛基体硬度值增加了45%。退火态复合材料的硬度值存在小幅度波动,整体较烧结态复合材料的硬度值略有减少。烧结态复合材料的屈服强度和抗拉强度可达到801 MPa和872 MPa,延伸率仅有1.69%。退火态Ti-TiBw复合材料的屈服强度较烧结态略有减少,抗拉强度较烧结态略有增加。随退火温度的提高,退火态Ti-TiBw复合材料的屈服强度和抗拉强度存在小幅度波动,延伸率随温度的升高显着提升。Ti-TiBw复合材料在1400℃进行退火处理后的抗拉强度可达到901 MPa,延伸率达6.7%。
李杰[5]（2020）在《碳及硼质体对TiN在铝熔体中演变行为的研究》文中提出氮化钛（TiN）具有高熔点、高硬度、低热膨胀系数等优点,且与铝基体具有良好的晶格匹配关系,是铝合金中具有潜力的增强粒子。然而,TiN与Al易发生的界面反应是一个长期存在的难题,生成的粗大板条状TiAl3严重影响了复合材料的综合性能,进而限制了 TiN增强铝基复合材料的加工和应用。因此,降低TiN在铝熔体中的转化率,制备出组织性能良好、没有副产物的TiN增强铝基复合材料具有重要意义。本文在课题组前人的研究基础上,通过合理设计反应条件,系统研究了液固反应温度、反应时间、TiN与C之间比例关系对TiN转化率的影响,以获得最优化工艺。利用TiN与铝基体的微界面反应,设计并制备出了纳米铝化物（Al4C3、AlN）和亚微米TiN颗粒增强铝基复合材料。利用XRD、DSC、SEM和TEM等一系列测试技术对复合材料做了系统研究,分析了其室温及高温（350℃）力学性能与材料组织、粒子含量的关系;同时,针对（TiN+C）/Al体系的不足,在TiN/Al体系中引入B元素以使粗大TiAl3转化成热力学上更稳定的TiB2相,并通过检测手段对TiN在铝熔体中的界面反应做了系统的研究。此外,本文研究了（TiN+TiB2）/Al体系力学性能与组织分布之间的响应关系,揭示了反应条件对复合材料性能的影响规律。本文的主要研究工作如下:（1）C对TiN在铝熔体中转化行为的影响首先,论文针对（TiN+C）/Al体系,通过对反应体系进行Gibbs自由能计算、DSC热差分析、XRD衍射分析以及组织观察分析等多种手段研究了体系中TiN的演变行为,发现:熔体中TiA13会随着液固反应温度的升高而不断增多,且反应温度达到800℃后会生成氧化铝颗粒,继续升高温度,氧化铝的粒径和含量均升高。设定液固反应温度为700℃,实验发现:TiN在1.5h内的转化率保持稳定,继续延长反应时间则其转化率升高;确定反应时间和温度,在较短时间（lh）的反应条件下,随着C含量的升高,TiN的转化率呈现一种先降低后升高的趋势,但对于长时间（2h）的反应条件下,C的含量对转化率影响不明显。（2）TiN与原位合成纳米Al4C3（AlN）颗粒增强铝基复合材料的制备基于对TiN转化条件的分析,以670℃下液固反应2h的挤压态Al-5TiN-0.6C复合材料为研究对象,利用TiN在Al熔体中的微界面反应,获得了纳米AlN、Al4C3颗粒以及亚微米TiN颗粒增强铝基复合材料。研究了复合材料中颗粒的含量对其组织演变以及性能的影响规律,结果表明:随着增强粒子含量的增加,材料晶粒度下降,择优取向有所转变,室温及350℃高温强度有较为明显的提升,材料的室温强度和延伸率可达到325 MPa和12%;350℃的高温强度和延伸率则为 151 MPa 和 7%。（3）硼质体对TiN在铝熔体中转化行为的影响为弥补（Al-TiN）/C体系的不足,消除材料中残留的TiAl3相,在课题组相关研究的基础上,通过硼质体向TiN/Al体系中引入B元素,使TiAl3转化成热力学稳定的TiB2颗粒,并系统研究了液固反应时间、反应温度、B/Ti比对TiN转化率的影响。实验结果发现:随着B元素的引入,原本粗大的TiAl3相其粒径逐渐变小,当B/Ti比达到2:1时,TiN的转化完全受到抑制,不再有TiAl3的生成。通过TEM分析发现,复合材料中的TiN粒子周围存在大量壳状AlN,分析认为:致密的AlN壳阻碍了 TiN与铝的接触,从而阻止了 TiN的转化。
冯俊[6]（2020）在《原位生成（TiC、TiB）/Ti基复合材料的组织与性能研究》文中认为钛基复合材料具有优异的力学性能、耐腐蚀性以及生物相容性,因而广泛应用于航天航空、航海及医疗等领域。本文以Mo2C粉末、MoB2粉末和纯钛粉为原料,通过原位反应制备TiC/Ti基复合材料和TiB/Ti基复合材料,其中复合材料中增强体体积分数分别为1.38 vol%、2.8 vol%和4.1 vol%。探究不同烧结温度对复合材料力学性能的影响,确定最佳烧结温度;探究增强体体积含量对复合材料的组织及力学性能的影响,确定最优增强体体积含量;进一步制备不同TiC:TiB比例的（TiC+TiB）/Ti基复合材料,研究复合材料中TiC:TiB比例对复合材料的组织和性能的影响规律,对比研究相同Mo含量以及体积分数下,单一增强相与复合增强相对复合材料组织及力学性能的强化区别。本文首先探究了烧结温度对TiC/Ti基复合材料的影响,实验结果表明,当烧结温度由1200℃升高至1300℃,TiC/Ti基复合材料的致密度明显升高,1300℃时,致密度可达98%以上,并且随着TiC颗粒含量增加而增大。力学性能结果显示,烧结温度对TiC/Ti基复合材料洛氏硬度及压缩性能的影响与Mo2C的含量有关。随着Mo2C含量增高,提高烧结温度复合材料洛氏硬度以及压缩性能明显升高。TiB/Ti基复合材料的致密度、洛氏硬度以及压缩强度随着烧结温度的升高均明显提高。因此本文中烧结温度为1300℃、保温90 min时,所制备的TiC/Ti基复合材料和TiB/Ti基复合材料力学性能最优异。XRD图谱显示,TiC/Ti基复合材料中存在α-Ti、β-Ti以及TiC相,其中β-Ti和TiC相随着Mo2C添加量增加而增大。SEM以及OM对复合材料的显微组织结果显示,TiC颗粒主要分布于晶界处,能有效细化基体晶粒尺寸。力学性能结果显示,加入Mo2C能有效提高复合材料屈服强度及硬度。当增强相含量由1.37vol%增加4.2 vol%,TiC/Ti基复合材料洛氏硬度由26.3 HRC提高至35.2 HRC,与Ti-Mo二元合金相比,分别提高13.3%和18.2%。压缩实验结果显示,随着TiC含量的增加,强化效果逐渐增强,其中复合材料的屈服强度由TMC1的976.1 MPa提高至TMC3的1435.6 MPa,TMC3断裂应变提高。TiC/Ti基复合材料的强化机制主要为固溶强化、TiC相强化以及细晶强化。TiB/Ti基复合材料的XRD图谱显示,复合材料中存在α-Ti、β-Ti以及TiB相。SEM和OM对复合材料的显微组织结果显示,复合材料中TiB主要呈针状和块状,复合材料的洛氏硬度由36.3 HRC增加至39.9 HRC,与相应的Ti-Mo合金相比,硬度值分别提高38.0%和13.4%。TiB/Ti基复合材料的压缩性能与TiB的体积分数和Mo含量相关,屈服强度和极限抗压强度随着TiB含量增加而增加,断裂应变随着TiB含量增加而急剧降低,其中屈服强度由1262.3 MPa提高至1451.3 MPa,与相应的Ti-Mo合金相比,分别提高41%和17%,微量的TiB能够显着提高钛材的屈服强度。复合材料的强化机制主要为固溶强化、TiB相强化以及细晶强化。（TiC+TiB）/Ti基复合材料的XRD图谱显示,复合材料中存在α-Ti、β-Ti、TiC相以及TiB相。压缩性能结果显示（TiC+TiB）/Ti基复合材料的性能介于相应的TiB/Ti基复合材料和TiC/Ti基复合材料之间,其中复合材料TiC比例越高,复合材料具有高强度同时并且有一定的断裂应变,当TiC:TiB=2:1时,（TiC+TiB）/Ti基复合材料的压缩性能最好。
滕继良[7]（2019）在《液态氢化对（TiC+TiB）/Ti-6Al-4V复合材料增强体与基体界面的影响》文中提出颗粒增强钛基复合材料在耐高温、抗氧化能力、减重等方面都表现出优异的性能,有望很好的应用在超高音速飞行器和下一代武器装备等领域。但是现有的钛基复合材料仍然存在后期加工成型困难、增强体与基体结合仍有待改善等问题。近年来,一些学者发现液态氢化可以改善钛合金的加工性能,并且能抑制界面反应,改善界面的结合。所以,本研究尝试将液态氢化应用在改善基体与增强体的界面上,探讨液态氢化对（TiC+TiB）/Ti-6Al-4V复合材料基体与增强体界面的影响,复合材料中增强体总体积分数为5%。在不同氢分压的氢氩混合气氛环境下,通过熔铸法制备（TiC+TiB）/Ti-6Al-4V复合材料,研究液态氢化对复合材料增强体及基体的影响、对复合材料基体与增强相界面的影响、对拉伸变形后的组织及界面结合情况的影响,并分析界面附近裂纹萌生扩展模型。研究发现液态氢化后,复合材料基体的中粗大板条状的组织逐渐被细小的网篮组织所替代,而且α片层的片层间距也明显减小。液态氢化明显细化了复合材料基体的组织并且增加了复合材料基体中的β相含量。TiC增强体形态主要为颗粒状、等轴状或近等轴状,TiB增强体主要呈长条状、针状、管状。液态氢化使TiC增强体的尺寸会稍有变大,使TiB增强体长径比变大。随着氢含量的增加,增强相的分布从弥散趋于网状分布。另外,随着氢含量增加,复合材料中的各个相的纳米硬度大致均呈现出先降低后增加的一个趋势。发现液态氢化减少了变形后界面处出现裂纹的情况,提高了复合材料中增强体与基体界面结合强度,氢化后,复合材料承受的载荷能够更好的传递至增强体上,直至增强体开始破碎或断裂,提高了材料的强度,裂纹更容易萌生于增强体或者界面附近,且裂纹的扩展方向从平行于增强体界面的方向扩展变为倾向于贯穿增强体的方向扩展。随着氢含量的增加,TiC与TiB增强体与基体之间的界面处原子排列变得更清晰有序,氢促进复合材料中增强体与基体界面的原子更加有序的排列,从而使两者间的界面结合更加良好,而且液态氢化也可以减少TiB增强体内部的层错。本文用从基体到增强体线扫描过程中元素变化至相对稳定时所需的距离来表征界面的元素的分布变化情况,并将这个距离称为界面“过渡层”的厚度,结果显示,随着氢含量的增加,增强体与基体界面的“过渡层”厚度减小。
陈霏[8]（2019）在《SPS原位合成TiBW/Ti-6Al-4V复合材料组织与性能研究》文中研究说明钛基复合材料由于其高比强度、高硬度和良好的生物相容性而在航空航天、医疗器械等领域有着广泛的应用。采用原位自生技术制备的颗粒增强钛基复合材料界面状态结合良好,目前常用的制备钛基复合材料的熔铸法易造成组织粗大,高温自蔓延合成法制备的复合材料致密度不高,而放电等离子烧结（Spark plasma sintering,SPS）作为一种新颖的粉末烧结方式,升温速度快,烧结时间短,可以短时间升至原位反应所需温度,且可抑制原位合成的颗粒尺寸及基体合金晶粒尺寸长大,制得的复合材料致密度高,有着好的综合性能,因此采用SPS结合原位自生技术可为高性能颗粒增强钛基复合材料的制备提供一种新的思路,而目前对SPS原位制备TiB/Ti-6Al-4V复合材料组织和性能研究尚不多见。本文将微米级Ti-6Al-4V粉末与纳米级TiB2粉末球磨混合,利用SPS烧结工艺原位制备TiB/Ti-6Al-4V复合材料。研究TiB2添加量对其微观组织及综合力学性能的影响;对TiB/Ti-6Al-4V复合材料进行热处理,观察复合材料在不同淬火温度和时效温度组织和力学性能的变化规律;探讨了TiB/Ti-6Al-4V复合材料摩擦磨损性能和磨损机制。得到了如下的研究结果:研究了TiB2添加量对TiB颗粒增强Ti-6Al-4V复合材料组织和性能的影响。结果表明,未添加TiB2时,Ti-6Al-4V粉末烧结组织为魏氏组织;添加TiB2时,基体组织为近似等轴状组织,TiB2与基体Ti反应形成棒状和晶须状TiB增强相,TiB沿原Ti-6Al-4V颗粒边界呈网状分布。随着TiB2添加量的增加,复合材料强度逐渐升高,工程应变先增加后减少。当TiB2添加量3wt%时,复合材料有着良好的综合性能,屈服强度和抗压强度分别为1259MPa和1785MPa,较基体合金分别提高43.1%和25.9%,同时工程应变为24.5%,相较基体合金的26.5%只有轻微的下降。随着TiB2添加量增加,复合材料磨损失重逐渐减少。研究不同淬火温度和时效温度下TiB/Ti-6Al-4V微观组织和力学性能的变化规律。结果表明,淬火温度从900℃升高到1050℃,复合材料基体组织中马氏体含量增加,复合材料硬度升高;强度先升高后降低;工程应变则一直降低。时效过程中马氏体转变为弥散分布α相与β相,随着时效温度从500℃升高至650℃,复合材料强度一直下降;工程应变先增加后减少。当时效温度为500℃,复合材料屈服强度为1465MPa,较烧结态复合材料提高了16.4%,工程应变为21.8%。对TiB/Ti-6Al-4V复合材料在不同载荷下的摩擦磨损性能进行相关研究。结果表明,复合材料磨损失重随着载荷增加而逐渐减少,当载荷为40N时,热处理态复合材料磨损失重为2.5mg,较烧结态复合材料降低了45.7%。复合材料的磨损机制主要为磨粒磨损和氧化磨损,并伴随有少部分粘着磨损。
项娟[9]（2019）在《等径弯曲通道变形超细晶钛基复合材料的组织演变与性能研究》文中认为钛基复合材料具有比强度高、高温耐久性能好等特点,在航空航天领域等领域具有广阔的应用前景。近年来,钛基复合材料的研究主要集中在组织调控与性能优化方面。细晶强化是改善材料力学性能的有效方法之一。钛基复合材料传统的热加工工艺虽然可以细化基体组织,但会显着改变材料原有的几何尺寸,而等径弯曲通道变形（ECAP）可在保持材料原有几何尺寸的基础上获得超细晶组织。本文采用ECAP剧烈塑性变形工艺成功地制备了基体为超细晶组织的原位自生钛基复合材料,研究了变形温度、挤压道次、增强体含量对复合材料微观组织和力学性能的影响,揭示了增强体促进超细晶形成的机理,并开展了超细晶钛基复合材料热稳定性的研究。研究结果表明:提高变形温度有利于连续动态再结晶,促进超细晶粒形成。增强体含量为1.2%的复合材料一道次ECAP后,变形温度仅600/700?°C时,基体内以位错缠结而成的胞状结构（500 nm）为主。800/900?°C的变形温度下,位错的湮灭和重组诱发大量超细晶粒（100500 nm）的形成,而La2O3颗粒阻碍了高温下超细晶粒的长大。因此高变形温度更有利于细晶强化。另一方面,TiB晶须的平均长径比随变形温度的升高而下降,900?°C变形后仅为2.1,低于TiB室温临界长径比2.7,减弱了TiB的承载强化效果。基体与增强体两方面的因素共同作用,导致了随变形温度升高材料抗拉强度的变化不明显,各变形温度下抗拉强度均在1100 MPa左右。TiB长径比的降低还使其在拉伸过程中更易与基体发生脱粘,形成裂纹源,使得复合材料塑性从锻态时的13.25%最低下降至9.69%。增加挤压道次有助于细化基体组织,但对增强体的影响不显着。增强体含量为1.2%的复合材料在800?°C一道次ECAP变形后,基体中超细晶粒与残余片层并存,平均晶粒尺寸由锻态时的2.11μm下降至0.32μm,显微硬度由锻态的278.49 HV提升至303.41 HV,细晶强化效果最为显着;二道次后基体进一步细化并变得均匀,平均晶粒尺寸下降至0.28μm,大角度晶界所占比例仅16%;三道次后平均晶粒尺寸为0.27μm,大角度晶界所占比例增加至25%。二、三道次后由于基体的平均晶粒尺寸基本不变,因此复合材料的显微硬度均在308 HV左右,相比一道次略有提升。多元多尺度增强体可促进基体细化。TiB晶须在ECAP过程中可与位错相互作用,在端部或断裂处促进超细晶形成。纳米级La2O3颗粒以阻碍位错运动,钉扎晶界的方式细化组织。因此900°C一道次ECAP后,不含增强体的Ti-6Al-4V合金抗拉强度相比锻态时仅提升3.9%,而复合材料的提升幅度显着,增强体含量为1.2%的复合材料抗拉强度的提升幅度可达15.6%。另一方面增强体含量增加至2.4%后,TiB长径比的增加不利于超细晶的生成,并且复合材料在ECAP过程中的变形不均匀性加剧,基体中微裂纹萌生,导致抗拉强度低于增强体含量为1.2%时的材料,延伸率也显着下降至4.59%。ECAP制备超细晶钛基复合材料具有良好的热稳定性。600°C热暴露50 h后各增强体含量材料的平均晶粒尺寸均小于1μm,仍属于超细晶范畴。600°C热暴露12.550 h时,晶粒长大行为对时间敏感,热暴露25 h后才观察到基体发生再结晶和晶粒长大,平均晶粒尺寸增加至0.76μm。400600°C热暴露50 h时,基体的回复和再结晶对热暴露温度敏感,500°C和600°C下大角度晶界才增加至22%以上。材料的高温抗氧化性能优良,600°C热暴露50 h后氧化层总厚度也仅有2.41μm。氧化层可分为氧高梯度扩散区和致密氧化膜区两个部分,氧化膜致密且紧紧附着于基体上,可有效抑制氧向基体深处的扩散。增强体含量对于氧化膜和氧扩散层厚度的影响不明显。ECAP后La2O3和TiB增强体与基体之间结合紧密,增强体周围的基体深处并未出现氧元素的异常富集。
张大山[10]（2019）在《微波加热原位合成TiC（TiB2）增强Al-Cu合金基复合材料研究》文中提出本文分别用Al-Cu-Ti-C和Al-Cu-Ti-B系以微波加热（Microwave Heating,MH）和传统加热（Traditional Heating,TH）的方式制备了TiC和TiB2增强Al-Cu合金基复合材料。通过X射线衍射分析（XRD）、能谱分析（EDS）、扫描电子显微镜分析（SEM）、透射电子显微镜分析（TEM）、差热分析（DSC）等手段分析了反应产物的组成、形貌和分布,研究了增强体体积分数、球磨时间、加热方式对反应产物的影响。讨论了两体系反应的的热力学和动力学,并分别计算了微波加热和传统加热的反应活化能,探究了微波加热对化学反应的影响,揭示了反应的机理。此外还对两体系的复合材料进行了密度、硬度以及拉伸性能进行测试,得到了微波加热制备TiC（TiB2）增强Al-Cu合金基复合材料的最佳工艺。对Al-Cu-Ti-C系和Al-Cu-Ti-B系的反应机理研究,表明在这两种体系中Al先和Ti反应生成中间产物TiAl3,随后C原子和B原子将TiAl3中的Al置换出来形成TiC和TiB2。实验中以微波加热方式生成TiC和TiB2的反应活化能分别为41.4kJ/mol和33.8kJ/mol;以传统加热方式生成TiC和TiB2的反应活化能分别为270.0kJ/mol和113.8kJ/mol。对微观组织研究表明在Al-Cu-Ti-C系中球磨时间过短会导致大尺寸的TiAl3残留,增强体体积分数为5%时TiC在小范围内偏聚;增强体体积分数为15%时,TiC则发生严重的团聚;增强体体积分数为10%时,TiC分布均匀,球磨8小时后,体系反应较充分。微波加热的样品比传统加热的样品具有更小的增强体颗粒尺寸以及相对较均匀的分布。在Al-Cu-Ti-B系中TiB2团聚成环,提高球磨时间可以使体系中TiB2环尺寸降低。微波加热样品较传统加热样品反应得更充分。对样品进行致密性研究表明通过粉末冶金制备的复合材料致密性较差,经热压后可以得到致密性良好的材料。复合材料工艺及性能的研究表明以2kW功率微波加热合成TiC增强Al-Cu合金基复合材料的最佳工艺参数是:增强体体积分数为10%、球磨8h、在1273K保温5min,此时样品的硬度为105.5HV0.5,经热压后复合材料抗拉强度为367.0MPa,延伸率为8.09%,抗拉强度较相同参数下传统加热的复合材料提高14.6%。以2kW微波加热合成TiB2增强Al-Cu合金基复合材料的最佳工艺参数为:增强体体积分数为10%,球磨16h、在1273K保温5min,此时样品的硬度为102.4HV0.5,经热压后复合材料抗拉强度为329.1MPa,延伸率为6.26%,抗拉强度较相同参数下传统加热的复合材料提高30.1%。
二、原位合成TiB/Ti基复合材料增强体的生长机制（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TiB/Ti基复合材料增强体的生长机制（论文提纲范文）
（1）激光增材制造（TiB2+TiC）增强铝基复合材料工艺及微结构研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 铝基复合材料概况 |
| 1.2.1 铝基复合材料分类 |
| 1.2.2 铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3 激光增材制造铝基复合材料研究现状 |
| 1.3.1 选区激光熔化铝基复合材料 |
| 1.3.2 直接能量沉积铝基复合材料 |
| 1.4 激光增材制造原位合成铝基复合材料存在问题 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料与设备 |
| 2.1.1 粉末材料的性质 |
| 2.1.2 复合粉末的制备工艺 |
| 2.1.3 实验设备 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.3 粉末特性表征 |
| 2.4 复合材料的微结构表征 |
| 2.4.1 物相分析 |
| 2.4.2 显微组织形貌 |
| 2.4.3 化学成分分析 |
| 2.4.4 高分辨TEM分析 |
| 2.5 复合材料的力学性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 成分配比对(TiB_2+TiC) /AlSi10Mg基复合材料微结构和力学性能的影响 |
| 3.1 不同成分配比下的复合粉末特性 |
| 3.1.1 不同成分配比下复合粉末的形貌和粒径分布 |
| 3.1.2 不同成分配比下复合粉末的激光吸收性质 |
| 3.2 不同成分配比下复合材料的物相定量分析 |
| 3.3 不同成分配比下复合材料的显微组织形貌 |
| 3.4 不同成分配比下复合材料的力学性能 |
| 3.5 不同成分配比下复合材料的拉伸断口形貌 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 粉末包覆对激光增材制造(TiB_2+TiC) /AlSi10Mg基复合材料微结构的影响 |
| 4.1 包覆工艺对复合粉末特性的影响 |
| 4.1.1 包覆条件下复合粉末的显微形貌和粒径分布 |
| 4.1.2 包覆条件下复合粉末的激光吸收性质 |
| 4.2 包覆工艺对复合材料微结构的影响 |
| 4.2.1 包覆条件下复合材料的物相分析 |
| 4.2.2 包覆条件下复合材料的显微组织形貌 |
| 4.2.3 增材制造原位合成复合材料的元素成分分析 |
| 4.2.4 复合材料增强体的高分辨TEM分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 激光增材制造原位合成铝基复合材料的制备机理 |
| 5.1 激光原位化学反应机理 |
| 5.2 复合材料中增强体的形核与生长 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士学位期间研究成果目录 |
（2）激光选区熔化成形颗粒增强钛基复合材料基础研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 钛基复合材料 |
| 1.2.1 颗粒增强钛基复合材料 |
| 1.2.2 钛基体的选择 |
| 1.2.3 增强体的选择 |
| 1.2.4 增强体的引入方式 |
| 1.3 颗粒增强钛基复合材料制备方法 |
| 1.3.1 机械合金化法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.3.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.4 放电等离子烧结法 |
| 1.3.5 增材制造法 |
| 1.4 激光选区熔化技术 |
| 1.4.1 SLM技术工作原理及加工工艺参数 |
| 1.4.2 SLM技术发展及应用 |
| 1.5 钛基复合材料耐磨抗蚀研究 |
| 1.5.1 钛基复合材料耐磨性 |
| 1.5.2 钛基复合材料耐蚀性 |
| 1.6 本课题研究的目的和内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 主要研究内容 |
| 1.6.3 本课题研究技术路线 |
| 1.7 本章小结 |
| 第二章 TiN含量对激光选区熔化钛基复合材料微结构与耐磨性影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验部分 |
| 2.2.1 实验仪器 |
| 2.2.2 实验材料准备及样品制备 |
| 2.2.3 XRD测试 |
| 2.2.4 扫描电子显微镜观察 |
| 2.2.5 显微硬度测试 |
| 2.2.6 摩擦磨损测试 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 物相分析及微观结构 |
| 2.3.2 显微硬度 |
| 2.3.3 摩擦磨损特性 |
| 2.3.4 磨损机理分析 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 TiB_2含量对激光选区熔化钛基复合材料微结构与耐磨性影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 样品制备 |
| 3.2.2 样品结构表征及力学测试 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 物相分析 |
| 3.3.2 微观结构 |
| 3.3.3 增强体与钛基体间界面 |
| 3.3.4 TiB_2颗粒烧损过程 |
| 3.3.5 显微硬度及其提高机理 |
| 3.3.6 耐磨性能 |
| 3.3.7 磨损机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 激光选区熔化成形Ti-2.5TiN和 Ti-2.5Ti B在 Na Cl溶液中腐蚀行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 材料准备和样品制备 |
| 4.2.2 电化学测试 |
| 4.3 微结构与物相 |
| 4.4 腐蚀行为 |
| 4.4.1 开路电位测试 |
| 4.4.2 极化曲线测试 |
| 4.4.3 二次钝化分析 |
| 4.4.4 电化学阻抗谱 |
| 4.4.5 样品腐蚀形貌 |
| 4.4.6 样品腐蚀机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和申请专利情况 |
| 参加科研项目和获奖情况 |
| 致谢 |
（3）感应熔覆原位合成TiB增强钛基复合涂层的微结构与力学性能（论文提纲范文）
| 1 实验材料与方法 |
| 1.1 涂层材料 |
| 1.2 涂层制备 |
| 1.3 物相与结构分析 |
| 1.4 微纳力学性能测试 |
| 2 结果与讨论 |
| 2.1 涂层物相与微结构 |
| 2.2 涂层纳米力学性能 |
| 2.3 涂层显微硬度 |
| 3 结论 |
（4）原位法Ti-TiBw复合材料组织演变及其性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1.绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 基体和增强体的选择 |
| 1.2.1 基体的选择 |
| 1.2.2 增强体的选择 |
| 1.3 TMCs的制备方法 |
| 1.3.1 熔铸法 |
| 1.3.2 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.3 机械合金化法 |
| 1.3.4 粉末冶金法 |
| 1.3.5 快速凝固法 |
| 1.4 TMCs热处理研究进展 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 2.实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 Ti-TiBw复合材料热力学分析 |
| 2.3 实验方案 |
| 2.4 实验仪器与设备 |
| 2.5 材料成分和物相分析 |
| 2.5.1 X射线衍射(XRD)物相分析 |
| 2.5.2 氧、氮元素含量测试 |
| 2.6 材料显微组织分析 |
| 2.6.1 微观组织与形貌分析 |
| 2.6.2 EBSD分析 |
| 2.6.3 高温原位组织分析 |
| 2.7 材料性能测试 |
| 2.7.1 致密度测试 |
| 2.7.2 硬度测试 |
| 2.7.3 室温拉伸性能测试 |
| 3.Ti-TiBw复合材料的制备与分析 |
| 3.1 原料粉末表征 |
| 3.2 混合粉末与烧结态Ti-TiBw复合材料物相分析 |
| 3.3 烧结态Ti-TiBw复合材料金相组织分析 |
| 3.4 烧结态Ti-TiBw复合材料SEM形貌分析 |
| 3.5 TiB物相及晶体结构分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4.TiBw粗化机理 |
| 4.1 Ti-TiBw复合材料急冷处理后物相分析 |
| 4.2 温度对Ti-TiBw复合材料微观组织的影响 |
| 4.3 保温时间对Ti-TiBw复合材料显微组织的影响 |
| 4.4 TiBw粗化机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5.热处理对Ti-TiBw复合材料组织与性能的影响 |
| 5.1 Ti-TiBw复合材料致密度分析 |
| 5.2 退火态Ti-TiBw复合材料物相分析 |
| 5.3 O、N元素含量分析 |
| 5.4 热处理对Ti-TiBw复合材料显微组织的影响 |
| 5.5 热处理对Ti-TiBw复合材料力学性能的影响 |
| 5.5.1 热处理对Ti-TiBw复合材料硬度的影响 |
| 5.5.2 热处理对Ti-TiBw复合材料强度的影响 |
| 5.5.3 拉伸断口分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6.结论 |
| 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
（5）碳及硼质体对TiN在铝熔体中演变行为的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 本文创新点及主要贡献 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的应用及研究现状 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料的应用 |
| 1.2.2 颗粒增强铝基复合材料的研究现状 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的制备方法 |
| 1.3.1 搅拌铸造 |
| 1.3.2 挤压铸造 |
| 1.3.3 粉末冶金法 |
| 1.3.4 喷射沉积法 |
| 1.3.5 原位合成法 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料的强化机制 |
| 1.4.1 载荷传递强化 |
| 1.4.2 细晶强化 |
| 1.4.3 位错增殖强化 |
| 1.4.4 弥散强化 |
| 1.4.5 加工硬化强化 |
| 1.5 本文的研究内容及意义 |
| 参考文献 |
| 第二章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 研究思路和技术路线 |
| 2.3 试验原材料 |
| 2.4 试验设备和制备过程 |
| 2.4.1 试验设备 |
| 2.4.2 制备过程 |
| 2.5 试样制备和分析表征 |
| 2.5.1 金相组织观察 |
| 2.5.2 场发射扫描电镜观察 |
| 2.5.3 透射电镜观察 |
| 2.5.4 电子背散射(EBSD)分析 |
| 2.5.5 X射线衍射分析 |
| 2.5.6 DSC热分析 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 室温拉伸试验 |
| 2.6.2 高温拉伸试验 |
| 2.6.3 热膨胀性能测试 |
| 2.6.4 宏观硬度测试 |
| 第三章 C对TiN在铝熔体中演变行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 AlN、TiN和Al_4C_3的基本物理性能 |
| 3.3 (C+TiN)在铝熔体中的演变行为 |
| 3.3.1 C对TiN演变行为的影响 |
| 3.3.2 液固反应温度对Al-TiN-C组织的影响 |
| 3.3.3 液固反应时间对Al-TiN-C组织的影响 |
| 3.3.4 Ti/C比例对TiN在铝熔体中短时间反应演变行为的影响 |
| 3.3.5 Ti/C比例对TiN在铝熔体中长时间反应演变行为的影响 |
| 3.4 TiN及纳米Al_4C_3、AlN增强铝基复合材料 |
| 3.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 (TiN+C)/Al复合材料的制备与力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铝化物和TiN颗粒增强铝基复合材料的力学性能 |
| 4.3 (TiN+Al_4C_3)/Al复合材料的微观组织与结构表征 |
| 4.4 (TiN+Al_4C_3)/Al复合材料的EBSD表征 |
| 4.5 (TiN+Al_4C_3)/Al复合材料的断口分析 |
| 4.6 (TiN+Al_4C_3)/Al复合材料的强化机制 |
| 4.6.1 室温强化机制 |
| 4.6.2 高温强化机制 |
| 4.7 结论 |
| 参考文献 |
| 第五章 硼质体对TiN在铝熔体中演变行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 多相铝熔体中TiB_2反应生成的热力学 |
| 5.3 (硼质体+TiN)在铝熔体中的演变 |
| 5.3.1 硼质体对熔体中TiN转变的影响 |
| 5.3.2 液固反应时间对熔体中TiN转变的影响 |
| 5.4 (TiN+TiB_2)增强铝基复合材料的制备 |
| 5.4.1 (TiN+TiB_2)/Al复合材料的力学性能 |
| 5.4.2 (TiN+TiB_2)/Al复合材料的微观组织与结构表征 |
| 5.4.3 (TiN+TiB_2)/Al复合材料的EBSD表征 |
| 5.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 附录 |
| 附录(Ⅰ): 发表论文 |
| 附录(Ⅱ): 参与科研项目 |
| 附录(Ⅲ): 参加学术会议 |
| 附录(Ⅳ): 参加学术会议 |
| 附录(Ⅴ):所获奖励 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（6）原位生成（TiC、TiB）/Ti基复合材料的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1.绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 DRTMCs的制备工艺 |
| 1.3 微观组织特征 |
| 1.4 增强体的选择 |
| 1.5 陶瓷相增强钛基复合材料 |
| 1.5.1 TiC增强钛基复合材料 |
| 1.5.2 TiB增强钛基复合材料 |
| 1.5.3 (TiB+TiC)增强钛基复合材料 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 2 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 实验方案 |
| 2.2.1 试样制备 |
| 2.3 材料测试与表征 |
| 2.3.1 材料的组织分析 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 3 Mo2C对Ti基复合材料的组织及力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 烧结温度对TiC/Ti基复合材料的影响 |
| 3.2.1 烧结温度对TiC/Ti基复合材料致密度的影响 |
| 3.2.3 烧结温度对TiC/Ti基复合材料力学性能的影响 |
| 3.3 Mo_2C添加量对TiC/Ti基复合材料组织和性能的影响 |
| 3.3.1 Mo_2C添加量对TiC/Ti基复合材料的微观组织影响 |
| 3.3.2 Mo_2C添加量对TiC/Ti基复合材料的力学性能影响 |
| 3.4 强化机制 |
| 3.5 小结 |
| 4 MoB_2对Ti基复合材料的组织及力学性能研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 烧结温度对复合材料的影响 |
| 4.2.1 烧结温度对TiB/Ti基复合材料致密度的影响 |
| 4.2.2 烧结温度对TiB/Ti基复合材料力学性能的影响 |
| 4.3 MoB_2添加量对钛基复合材料组织和性能的影响 |
| 4.3.1 MoB_2添加量对钛基复合材料的微观组织影响 |
| 4.3.2 MoB_2添加量对钛基复合材料的力学性能影响 |
| 4.4 小结 |
| 5 (TiC+TiB) /Ti复合材料的组织及力学性能研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 试样制备 |
| 5.3 实验结果与分析 |
| 5.3.1 微观组织及物相分析 |
| 5.3.2 力学性能 |
| 5.4 强化机制 |
| 5.5 小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 读研期间主要研究成果 |
（7）液态氢化对（TiC+TiB）/Ti-6Al-4V复合材料增强体与基体界面的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.1.1 课题研究背景 |
| 1.1.2 本文的研究目的和意义 |
| 1.2 国内外研究现状及分析 |
| 1.2.1 原位自生钛基复合材料制备方法 |
| 1.2.2 钛合金基体的选择 |
| 1.2.3 增强体的选择 |
| 1.2.4 液态氢化技术 |
| 1.2.5 原位反应体系的热力学分析 |
| 1.2.6 增强体的晶体结构及析出过程 |
| 1.2.7 增强体形态 |
| 1.2.8 钛基复合材料的界面问题 |
| 1.3 本文研究的主要内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 原材料及合金制备 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 试样制备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 氢含量分析测试 |
| 2.3.2 X射线衍射分析 |
| 2.3.3 金相显微分析 |
| 2.3.4 扫描电子显微镜 |
| 2.3.5 电子背散射衍射 |
| 2.3.6 透射电子显微镜 |
| 2.3.7 纳米压痕测试 |
| 第3章 液态氢化对复合材料基体及增强体组织形态的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 液态氢化对复合材料基体组织的影响 |
| 3.2.1 液态氢化对复合材料基体凝固路径的影响 |
| 3.2.2 液态氢化对复合材料显微组织的影响 |
| 3.2.3 液态氢化对复合材料基体组织及相含量的影响 |
| 3.3 液态氢化对复合材料增强体形态及分布的影响 |
| 3.3.1 液态氢化对复合材料增强体形态的影响 |
| 3.3.2 液态氢化对复合材料增强体分布的影响 |
| 3.4 液态氢化对复合材料纳米硬度的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 液态氢化对复合材料基体与增强体界面的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 液态氢化对复合材料基体与增强体界面结合强度的影响 |
| 4.3 液态氢化对复合材料界面附近元素分布的影响 |
| 4.3.1 液态氢化对基体与TiC增强体界面附近元素分布的影响 |
| 4.3.2 液态氢化对基体与TiB增强体界面附近元素分布的影响 |
| 4.4 液态氢化对复合材料界面附近原子排列的影响 |
| 4.4.1 液态氢化对基体与TiC增强体界面附近原子排列的影响 |
| 4.4.2 液态氢化对基体与TiB增强体界面附近原子排列的影响 |
| 4.5 液态氢化对复合材料裂纹萌生扩展机制的影响 |
| 4.5.1 液态氢化对复合材料界面附近位错的影响 |
| 4.5.2 液态氢化对界面附近裂纹萌生扩展机制的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（8）SPS原位合成TiBW/Ti-6Al-4V复合材料组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 颗粒增强钛基复合材料制备方法 |
| 1.3 颗粒增强钛基复合材料热处理 |
| 1.4 颗粒增强钛基复合材料摩擦磨损性能 |
| 1.5 研究目的及内容 |
| 2 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.3 材料制备工艺 |
| 2.4 组织表征 |
| 2.5 材料性能测试 |
| 3 TiB_2 添加量对TiB/Ti-6Al-4V复合材料组织与性能影响 |
| 3.1 TiB_2添加量对复合材料组织影响 |
| 3.2 TiB_2添加量对复合材料性能影响 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 热处理对TiB/Ti-6Al-4V复合材料组织和性能的影响 |
| 4.1 淬火温度的影响 |
| 4.2 时效温度的影响 |
| 4.3 Ti B/Ti-6Al-4V复合材料摩擦磨损性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录Ⅰ 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
（9）等径弯曲通道变形超细晶钛基复合材料的组织演变与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 原位自生钛基复合材料的制备 |
| 1.2.1 基体及增强体的选择 |
| 1.2.2 制备方法 |
| 1.3 非连续颗粒增强钛基复合材料的热加工工艺 |
| 1.3.1 传统热加工工艺方法 |
| 1.3.2 钛基复合材料先进热加工工艺 |
| 1.4 金属剧烈塑性变形工艺 |
| 1.4.1 剧烈塑性变形工艺的原理 |
| 1.4.2 剧烈塑性变形对材料力学行为的影响 |
| 1.5 ECAP工艺及其在金属基复合材料上的应用 |
| 1.5.1 ECAP工艺研究现状 |
| 1.5.2 ECAP工艺中超细晶的形成机制 |
| 1.5.3 ECAP工艺在金属基复合材料上的应用 |
| 1.6 超细晶材料热稳定性 |
| 1.6.1 超细晶材料晶粒长大行为 |
| 1.6.2 超细晶材料的高温抗氧化性能 |
| 1.7 本研究的工作内容和意义 |
| 1.7.1 研究难点和意义 |
| 1.7.2 本文主要研究内容 |
| 第二章 实验材料制备和研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 技术路线 |
| 2.3 实验材料成分设计及制备 |
| 2.3.1 钛基复合材料成分设计 |
| 2.3.2 热加工及热处理工艺 |
| 2.4 等径弯曲通道变形(ECAP)工艺 |
| 2.4.1 试样预处理 |
| 2.4.2 ECAP模具 |
| 2.4.3 钛基复合材料ECAP工艺参数 |
| 2.5 超细晶钛基复合材料热稳定性实验 |
| 2.6 相鉴定及微观组织分析 |
| 2.6.1 物相鉴定分析 |
| 2.6.2 微观组织观察分析 |
| 2.6.3 微观组织定量分析 |
| 2.7 力学性能分析 |
| 2.7.1 宏观力学性能测试分析 |
| 2.7.2 增强体/基体界面微区力学性能 |
| 2.8 本章小结 |
| 第三章 ECAP对钛基复合材料组织形貌演化的影响规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 初始组织分析 |
| 3.2.1 物相鉴定 |
| 3.2.2 微观组织形貌与微区成分分析 |
| 3.3 变形温度对钛基复合材料组织形貌的影响规律 |
| 3.3.1 宏观形貌变化规律 |
| 3.3.2 微观组织变化规律 |
| 3.3.3 不同变形温度下超细晶结构形成机制 |
| 3.4 挤压道次对钛基复合材料组织形貌的影响规律 |
| 3.4.1 微观组织形貌表征 |
| 3.4.2 微观组织特征定量分析 |
| 3.4.3 不同累积变形量下超细晶的演化机制 |
| 3.5 增强体含量对钛基复合材料组织形貌的影响规律 |
| 3.5.1 微观组织对比分析 |
| 3.5.2 增强体促进超细晶形成机理 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 ECAP后钛基复合材料微观组织和力学性能的关系 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻态材料室温力学性能 |
| 4.3 工艺参数对力学性能的影响 |
| 4.3.1 变形温度对力学性能的影响 |
| 4.3.2 挤压道次对力学性能的影响 |
| 4.4 增强体含量对力学性能的影响 |
| 4.5 钛基复合材料的ECAP强化机理 |
| 4.5.1 TiB晶须的断裂机制 |
| 4.5.2 增强体与超细晶结构的耦合强化作用 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 超细晶钛基复合材料热稳定性研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 超细晶钛基复合材料的组织热稳定性 |
| 5.2.1 增强体含量对组织热稳定性的影响 |
| 5.2.2 温度对组织热稳定性的影响 |
| 5.2.3 时间对组织热稳定性的影响 |
| 5.3 超细晶钛基复合材料的高温抗氧化性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 主要结论与创新点 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者攻读博士学位期间发表的学术论文及参与的科研项目 |
（10）微波加热原位合成TiC（TiB2）增强Al-Cu合金基复合材料研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 铝基复合材料 |
| 1.2 铝基复合材料的合成方法 |
| 1.2.1 喷射成型法 |
| 1.2.2 搅拌铸造 |
| 1.2.3 粉末冶金 |
| 1.2.4 原位合成 |
| 1.2.5 微波合成法 |
| 1.3 微波合成技术 |
| 1.3.1 微波技术简介 |
| 1.3.2 微波烧结原理 |
| 1.4 微波烧结的特点 |
| 1.5 微波的非热效应与热失控现象 |
| 1.5.1 微波的非热效应 |
| 1.5.2 热失控现象 |
| 1.6 国内外微波合成材料进展 |
| 1.7 选题意义 |
| 2 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料及仪器 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 实验的主要设备 |
| 2.1.3 微波加热设备 |
| 2.1.4 热压装置 |
| 2.2 实验进行方法及研究方法 |
| 2.2.1 实验流程 |
| 2.2.2 TiC增强Al-Cu合金的微波制备 |
| 2.2.3 TiC增强Al-Cu合金的传统制备 |
| 2.2.4 TiB_2 增强Al-Cu合金的微波制备和传统制备 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 x射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.2 扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS) |
| 2.3.3 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.4 差热分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 致密度测试 |
| 2.4.3 拉伸性能测试 |
| 3 热力学与动力学行为分析 |
| 3.1 热力学分析 |
| 3.1.1 Al-Cu-Ti-C系吉布斯自由能计算与分析 |
| 3.1.2 Al-Cu-Ti-B系吉布斯自由能计算与分析 |
| 3.2 动力学分析 |
| 3.2.1 Al-Cu-Ti-C反应机理分析 |
| 3.2.2 Al-Cu-Ti-C系微波加热活化能计算与分析 |
| 3.2.3 Al-Cu-Ti-C系传统加热活化能计算与分析 |
| 3.3 Al-Cu-Ti-B系动力学分析 |
| 3.3.1 Al-Cu-Ti-B系反应机理分析 |
| 3.3.2 Al-Cu-Ti-B系微波加热活化能计算与分析 |
| 3.3.3 Al-Cu-Ti-B系传统加热活化能计算与分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 复合材料物相组织分析 |
| 4.1 Al-Cu-Ti-C体系物相组织分析 |
| 4.1.1 不同增强体体积分数对Al-Cu-Ti-C体系物相组织的影响 |
| 4.1.2 不同球磨时间对Al-Cu-Ti-C体系物相组织的影响 |
| 4.1.3 传统加热对Al-Cu-Ti-C体系物相组织的影响 |
| 4.2 Al-Cu-Ti-B体系物相组织分析 |
| 4.2.1 不同增强体体积分数对Al-Cu-Ti-B体系物相组织的影响 |
| 4.2.2 不同球磨时间对Al-Cu-Ti-B体系物相组织的影响 |
| 4.2.3 传统加热对Al-Cu-Ti-B体系物相组织的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 复合材料性能分析 |
| 5.1 致密性分析 |
| 5.1.1 TiC增强复合材料致密性分析 |
| 5.1.2 TiB_2 增强复合材料致密性分析 |
| 5.2 硬度分析 |
| 5.2.1 TiC增强复合材料硬度分析 |
| 5.2.2 TiB_2 增强复合材料硬度分析 |
| 5.3 拉伸性能 |
| 5.3.1 拉伸式样的制备 |
| 5.3.2 TiC增强复合材料拉伸性能测试与分析 |
| 5.3.3 复合材料增强机理分析 |
| 5.3.4 传统方法合成TiC增强复合材料拉伸性能分析 |
| 5.4 TiB_2 增强复合材料拉伸性能测试与分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
四、原位合成TiB/Ti基复合材料增强体的生长机制（论文参考文献）
- [1]激光增材制造（TiB2+TiC）增强铝基复合材料工艺及微结构研究[D]. 易俊超. 昆明理工大学, 2021(01)
- [2]激光选区熔化成形颗粒增强钛基复合材料基础研究[D]. 金剑波. 天津工业大学, 2020(01)
- [3]感应熔覆原位合成TiB增强钛基复合涂层的微结构与力学性能[J]. 张梦清,于鹤龙,王红美,尹艳丽,魏敏,乔玉林,张伟,徐滨士. 材料工程, 2020(07)
- [4]原位法Ti-TiBw复合材料组织演变及其性能研究[D]. 张敏. 西安理工大学, 2020(01)
- [5]碳及硼质体对TiN在铝熔体中演变行为的研究[D]. 李杰. 山东大学, 2020(11)
- [6]原位生成（TiC、TiB）/Ti基复合材料的组织与性能研究[D]. 冯俊. 西南大学, 2020(01)
- [7]液态氢化对（TiC+TiB）/Ti-6Al-4V复合材料增强体与基体界面的影响[D]. 滕继良. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [8]SPS原位合成TiBW/Ti-6Al-4V复合材料组织与性能研究[D]. 陈霏. 华中科技大学, 2019(03)
- [9]等径弯曲通道变形超细晶钛基复合材料的组织演变与性能研究[D]. 项娟. 上海交通大学, 2019(06)
- [10]微波加热原位合成TiC（TiB2）增强Al-Cu合金基复合材料研究[D]. 张大山. 南京理工大学, 2019(06)