一、材料成分对燃烧合成TiC-Al_2O_3-Fe复合材料致密度的影响（论文文献综述）
赵光进[1]（2020）在《白云鄂博铁精矿原位铝热碳热还原制备铁基金属陶瓷》文中提出Al2O3-Fe基金属陶瓷复合材料可以很好地应用于工具材料和耐磨材料,并且表现出了良好的性能。然而,传统的粉末冶金方法造成材料的制备成本较高,同时对陶瓷颗粒界面造成污染,这严重影响了材料的各方面性能,极大地限制Al2O3-Fe金属复合陶瓷的推广使用。因而,寻求一个低成本制备高性能复合材料的新方法,探索一个新的制备技术,对实际应用具有重要意义。原位还原法,增强体是在金属基体内形核、自发长大,因此,增强体表面无污染,基体和增强体的相溶性良好,界面结合强度较高;同时,相比较其他制备方法,工艺简单。本研究结合我国丰富的铁矿资源,以铝热、碳热原位合成法,采用热压烧结工艺成功制备了Al2O3增强铁基金属陶瓷。通过XRD、SEM和抗弯、硬度等力学性能检测方法,分析总结了球磨时间对原料粒度和出粉率的影响以及铝碳配料比和烧结压力对原位还原制备增强铁基金属陶瓷的组织和力学性能的影响。结果表明:利用白云鄂博铁精矿原位合成的Al2O3铁基金属陶瓷的增强相为Al2O3和Fe相,铁精矿原位合成Al2O3增强铁基复合材料的基体组织呈粗大的块状颗粒分布;所获得的Al2O3增强铁基金属陶瓷性能优良。当铝碳配料比为1.5/1,热压压力为25MPa时,材料的最佳综合力学性能为抗弯强度736MPa,维氏硬度552。本课题的开展对利用矿物为主要原料,原位合成金属陶瓷的研究和产业化应用具有重要现实意义。
段向征[2]（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。
姬佩洁[3]（2020）在《内生nano-TiC/Al金属陶瓷制备及其组织与性能研究》文中研究指明本文以Al-Ti-MWCNTs为基础反应体,利用反应热压法制备nano-Ti C/Al金属陶瓷,研究nano-Ti C/Al金属陶瓷合成的热、动力学机制,分析MWCNTs/Ti摩尔比及合金元素（Mo/Ta/Cr/Nb/Zr）掺杂对金属陶瓷微观组织、力学性能和热物理性能的影响规律,揭示nano-Ti C/Al金属陶瓷性能强化机制。对Al-Ti-MWCNTs体系中潜在反应的热力学计算及热分析结果表明,其反应过程为:Al和MWCNTs最先反应生成Al4C3;然后Ti和MWCNTs反应生成Ti C,Al和Ti发生反应生成Al3Ti,同时Al4C3和Ti发生反应生成Ti C;最后Al3Ti会和MWCNTs反应生成Ti C。随着MWCNTs/Ti比减小,对反应Ti+MWCNTs→Ti C和反应3Al+Ti→Al3Ti有促进作用;对反应4Al+3MWCNTs→Al4C3和反应Al4C3+3Ti→4Al+3Ti C有抑制作用。当MWCNTs/Ti比等于1时,最终产物中只有Ti C和Al。当MWCNTs或Ti多余,会有Al4C3或Al3Ti存在。微观组织分析表明,随着MWCNTs/Ti比的减小,Ti C颗粒尺寸从0.49μm增加到1.39μm,形貌从片状六棱体转变为近球形再转变为切角八面体。添加Mo/Ta/Cr/Zr可细化Ti C颗粒,然而,Nb的加入使Ti C颗粒尺寸变大,同时,合金元素的加入使Ti C的形貌从近球形向切角八面体转变。常高温条件下,MWCNTs/Ti为1:1.1的nano-Ti C/Al金属陶瓷均具有最好的压缩综合性能。常温时,其屈服强度（σ0.2）、最大压缩强度（σUCS）和断裂应变（εf）分别为658.50MPa、977.21MPa和7.65%。300℃时,其σ0.2、σUCS和εf分别为344.70MPa、593.47MPa和8.95%。揭示出MWCNTs/Ti摩尔比对nano-Ti C/Al金属陶瓷的强化机制:（1）少量小尺寸Al3Ti的存在,提高金属与陶瓷间的界面结合;（2）Ti C陶瓷颗粒形貌越接近球形可降低应力集中,减少裂纹源。常高温条件下,添加Mo强化nano-Ti C/Al金属陶瓷压缩性能的效果最显着。常温下,其σ0.2,σUCS和εf分别为757.43MPa、1101.47MPa和7.96%,与未添加Mo的nano-Ti C/Al金属陶瓷相比,分别提高13.06%,11.28%,3.89%。300℃时,其σ0.2,σUCS和εf分别为448.76MPa、781.15MPa和15.1%,与未添加Mo的nano-Ti C/Al金属陶瓷相比,分别提高23.19%,24.03%和40.73%。揭示出合金元素Mo掺杂对nano-Ti C/Al金属陶瓷的强化机制:（1）合金元素固溶于Al中使得晶格发生畸变,固溶强化Al粘结相;（2）改善Ti C颗粒与Al之间的润湿性,提高Ti C/Al界面结合强度;（3）Ti C颗粒尺寸减小,单位面积内Ti C/Al界面数量增多,阻碍裂纹扩展。MWCNTs/Ti为1:1.3的金属陶瓷热膨胀系数最小为9.48×10-6/℃,MWCNTs/Ti为1:1.2的金属陶瓷的导热性能最佳,导热系数为95.89W·m-1·K-1。合金元素的加入,均降低nano-Ti C/Al的导热性能,增大nano-Ti C/Al的热膨胀系数（除Cr外）。
郑富凯[4]（2020）在《超重力燃烧合成CoCrFeNi基高强韧高熵合金》文中认为超重力燃烧合成是将超重力场结合燃烧合成技术制备材料的新方法,本文旨在拓展超重力燃烧合成技术在高熵合金制备领域的新应用。针对超重力燃烧合成制备的高熵合金,我们对其物相组成、微观结构、力学和热力学性能进行了系统表征,并且研究了Ni3Al的含量及Ti、Ta元素对高熵合金微观组织及其力学性能的影响。具体工作内容包括:以廉价的铝热剂粉为原料,采用超重燃烧合成技术和后处理工艺相结合成功制备了 Cr0.9FeNi2.5V0.2Al0.5、CoCrFeNi（Ni3Al）x和 CoCrFeNi3Al（Ti/Ta）高熵合金。在此过程中,高熵合金熔体和陶瓷熔体通过高放热燃烧合成反应迅速形成,在超重力场下完全分离,冷却后得到母合金。随后,依次进行常规真空电弧重熔、均匀化处理、冷轧、退火处理使合成的力学性能得到显着改善。以Cr0.9FeNi2.5V0.2Al0.75为合金体系,通过超重力燃烧合成结合真空电弧重熔成功制备出具有优异拉伸性能的高熵合金,抗拉强度达到1100 MPa,塑性变形超过3%;通过对高温熔体相分离动力学的计算发现,选用更高的超重力系数,有望跨越中间合金而直接制备出高性能的最终合金。在CoCrFeNi（Ni3Al）x体系中提出并实现了一种通过析出强化机制来设计和制备高强韧高熵合金的新策略,即通过向CoCrFeNi基中添加Ni3Al,形成一种FCC高熵合金基体上弥散分布纳米Ll2析出相的结构。通过优化Ni3Al的加入量,可有效调控合金的力学性能,其中CoCrFeNi（Ni3Al）0.75合金具有最优的综合强韧性,拉伸断裂强度达到1200 MPa,屈服强度达到910 MPa,延伸率达到14%。这较之没有析出相的CoCrFeNi四元高熵合金基体,屈服强度提高了 3倍。TEM分析及理论计算表明,析出机制是导致合金性能提升的主导因素。在CoCrFeNi（Ni3Al）0.75的基础上通过添加Ti和Ta微量元素可使合金性能得到显着提升,添加Ti元素后,合金的拉伸断裂强度、屈服强度和延伸率分别是1450 MPa、1150 MPa和15%。当Ti和Ta同时添加时,合金拉伸性能达到了当初既定目标,拉伸断裂强度1550 MPa,屈服强度达到1220 MPa,延伸率达到6%。这两种合金主要的强化机制是析出强化。
郁万军[5]（2020）在《雾化急冷Al2O3/ZrO2亚稳态粉末及烧结产物的性能表征》文中研究表明Al2O3陶瓷具有高硬度、耐高温、耐腐蚀、优异的绝缘性能、良好的化学稳定性和生物相容性,是目前应用最为广泛的陶瓷材料之一。然而其较低的韧性又极大阻碍在高新技术领域的进一步应用。利用纳米技术将ZrO2添加到Al2O3基体中,可实现相变增韧和纳米颗粒增韧两种增韧方式的叠加,极大提高Al2O3陶瓷材料的力学性能。其中,ZrO2增韧Al2O3（ZTA）纳米复合陶瓷和Al2O3/ZrO2共晶陶瓷两类材料已取得了显着效果,成为增韧Al2O3陶瓷领域的热门材料。然而由于纳米粉末的团聚和烧结过程中晶粒的异常长大,传统方法很难获得细密均匀的ZTA纳米复合陶瓷,削弱了纳米结构的强韧化作用。针对此问题,本文探索燃烧合成水雾化合成Al2O3/ZrO2固溶体粉末的方法,并对Al2O3/ZrO2固溶体粉末烧结产物的性能开展了系统研究,为固溶析出相变制备ZTA纳米复合陶瓷奠定实验和理论基础。通过对燃烧合成水雾化技术路线优化,以获得极高的冷却速度和足够的保温时间,进而合成高质量的过饱和Al2O3/ZrO2固溶体粉末。该粉末具有规则球形和均匀粒度,其平均颗粒尺寸为～5μm。当ZrO2为30 mol%时,Al2O3已基本固溶到ZrO2相中形成固溶体相,实现了Al2O3在ZrO2中的极大固溶。基于液态金属快速凝固理论,利用ANSYS模拟阐述了固溶体形成机理为熔体在极端非平衡凝固过程中发生溶质截留。此外,Al2O3/ZrO2固溶体粉末在烧结过程中原位析出ZrO2和Al2O3,有效避免了晶粒异常长大,形成细密均匀的ZTA纳米复合陶瓷。TEM结果表明该陶瓷呈现晶内/晶间型结构:部分纳米ZrO2颗粒分布在Al2O3晶内;剩余亚微米ZrO2颗粒聚集在晶界处。因此,固溶析出相变实现了在Al2O3基体中弥散析出高密度、细密均匀的ZrO2相。当ZrO2含量为25-37 mol%,该陶瓷展现出较高的力学性能,其维氏硬度、弯曲强度、断裂韧性在17.21±0.25-19.14±0.20GPa、648±21-728±15 MPa、6.59±0.35-6.75±0.19 MPa·m1/2之间。为进一步提高力学性能,选用CeO2为相变稳定剂制备了Al2O3/ZrO2（CeO2）固溶体粉末及CeO2/ZTA纳米复合陶瓷。全面研究了三元固溶体粉末的析出行为,三元纳米复合陶瓷的组织结构、力学性能、强韧化机制、以及烧结方式的影响。研究结果表明通过改变CeO2含量可实现复合陶瓷相结构及微观结构的调控:即t-ZrO2含量随CeO2增加而增加,且有少量CeO2与Al2O3结合形成Ce Al11O18。由于相结构和微观结构的变化,复合陶瓷强韧性随CeO2含量增加均呈现先增加后减小的趋势。当ZrO2含量为25 mol%时,CeO2/ZTA纳米复合陶瓷中CeO2的最佳含量为4mol%,其强度和韧性为832±14 MPa、8.12±0.25 MPa·m1/2;随着ZrO2含量增加至37 mol%,CeO2/ZTA纳米复合陶瓷中CeO2的最佳含量提高到6 mol%,其强度和韧性可达到865±24 MPa、8.40±0.16 MPa·m1/2。相比于热压烧结制备的复合陶瓷,放电等离子烧结制备的复合陶瓷具有较为细密的纳米复合结构,其强度和韧性上升至898±18 MPa和8.75±0.28 MPa·m1/2。本文对该纳米复合陶瓷强韧化机制的系统研究,揭示了其以ZrO2颗粒强韧化、t-m相变强韧化、残余应力强韧化为主的强韧化机制。针对共晶陶瓷大尺寸与细密结构之间的矛盾,开展了燃烧合成气雾化合成Al2O3/ZrO2纳米共晶粉末及其烧结产物性能研究,为制备大尺寸高性能Al2O3/ZrO2共晶陶瓷提供了新思路。基于燃烧合成水雾化快冷路线,将冷却介质变成空气以获得相对较低的冷却速度,进而合成Al2O3/ZrO2、Al2O3/ZrO2（Y2O3）纳米共晶粉末。该粉末具有规则球形和均匀粒度,且内部呈典型棒状共晶结构:超细的棒状ZrO2成无序网络状嵌入Al2O3基体中。ANSYS模拟和BSE结果表明,该共晶结构随颗粒尺寸增加而粗化。但由于较高的冷却速度,所有样品的共晶尺寸均保持在纳米尺度。此外,添加的Y2O3能够有效抑制ZrO2相的c-t相变和t-m相变,可通过改变Y2O3含量构建不同ZrO2相结构的Al2O3/ZrO2（Y2O3）纳米共晶粉末。共晶粉末经烧结致密后形成细密均匀的Al2O3/ZrO2（Y2O3）复合陶瓷,实现了宏观尺寸的可控性。该陶瓷的弯曲强度、断裂韧性、维氏硬度分别可达648±27 MPa、7.39±0.36 MPa·m1/2、19.27±0.55 GPa。
张德印[6]（2020）在《氧化物弥散强化铁基材料的制备及性能研究》文中研究说明氧化物弥散强化铁基材料由于优异的力学性能、抗蠕变性能被广泛应用于航空航天、汽车工业和核工业等领域。氧化物粒子均匀细小地分散于金属基体中能够有效的钉扎位错、晶界,阻碍位错的移动并储存位错,限制晶粒的长大,从而强化材料提高材料的力学性能。本论文开发了一种新颖的基于液液混合的溶液燃烧合成路线制备出了不同Y2O3含量的Fe-Y2O3纳米复合粉末,并采用常压烧结和放电等离子体烧结（SPS）进行致密化,成功制备了高性能且氧化物粒子细小均匀分散的氧化物弥散强化铁合金,研究内容主要包括以下几个方面:（1）以硝酸铁、硝酸钇为金属源和氧化剂,甘氨酸为燃料,采用溶液燃烧合成和后续的氢还原成功制备了Y2O3粒子均匀分散的Fe-Y2O3纳米复合粉末。研究了还原温度对合成粉末的物相组成,晶粒尺寸和磁性能的影响。确定了最佳还原工艺,Fe-Y2O3纳米复合粉末在还原温度为400℃还原时间为2h下被获得。当Y2O3含量为lwt%时,随着还原温度的提升,还原产物的晶粒尺寸增大,比表面积降低,饱和磁化强度增加,矫顽力下降。在600℃下还原获得的Fe-lwt%Y2O3纳米复合粉末,平均晶粒尺寸约为64nm,比表面积为lOm2/g,饱和磁化强度达到190.3emu/g,矫顽力为233.60e。研究了不同Y2O3含量对制备纳米复合粉末的影响,随着Y2O3含量的增加,同一还原温度下所得产物的颗粒形貌基本不变,产物晶粒尺寸降低,比表面积增加。在400℃还原得到的不同Y2O3含量的Fe-Y2O3纳米复合粉末的晶粒尺寸均小于50nm,且Y2O3粒子均匀分散。（2）通过将制备的不同Y2O3含量的Fe-Y2O3纳米复合粉末常压烧结致密化,研究了其致密化行为,不同Y2O3含量和烧结温度对烧结合金相对密度、微观结构、力学性能和磁性能的影响。随着Y2O3含量的增加,纳米粉末的烧结活化能增加,烧结致密化过程减慢。Y2O3含量为0wt%、0.2wt%和0.5wt%的纳米复合粉末分别在700℃、700℃和900℃烧结后其烧结合金的相对密度超过95%,分别达到97.3%、95.6%和95.3%,此时合金的平均晶粒尺寸分别为0.45μm、0.43μm和0.96μm。而Y2O3含量为1wt%和2wt%的复合粉末即使在1300℃烧结后其相对密度仍未达到95%。在900℃烧结获得Fe-0.5wt%Y2O3合金中Y203均匀分散且颗粒尺寸小于100nm。Fe和Fe-0.2wt%Y2O3在700℃烧结后,其显微硬度和抗拉强度值最大分别为211.9HV0.2、170.9HV0.2 和 510.05MPa、496.91MPa;而 Fe-0.5wt%Y2O3 在 900℃烧结后显微硬度和抗拉强度值最大分别为206.2HV0.2和520.60MPa。Fe、Fe-0.2wt%Y2O3和Fe-0.5wt%Y2O3在1300℃烧结后的饱和磁感应强度（B6000）分别达到1.78T、1.76T和1.74T,最大磁导率分别达到2.92mH/m、2.38mH/m和1.79mH/m,此时矫顽力值分别为186.7A/m、203.9A/m和225.7A/m。（3）研究了不同Y203含量的Fe-Y2O3纳米复合粉末的SPS致密化,成功制备了具有高的强度和韧性的ODS铁合金,探讨了烧结温度对烧结合金的相对密度、微观结构和力学性能的影响,揭示其强化机理。Fe、Fe-0.2wt%Y2O3、Fe-0.5wt%Y2O3、Fe-1wt%Y2O3 和 Fe-2wt%Y2O3 在 600℃ 烧结后的相对密度分别为96.8%、96.5%、96.3%、95.8%和95.0%均达到或超过95%,并且此温度下,五种烧结样品的显微硬度达到最大分别为298.0HV0.2、373.5HV0.2、391.9HV0.2、529.4HV0.2 和 570.2HV0.2。在 600℃、650℃ 和 700℃ 烧结后得到的Fe-2wt%Y2O3合金的最大压缩强度分别为2.12GPa、1.86GPa和1.52GPa,总的真应变分别为8%、29%和54%,此时基体晶粒尺寸分别为119.6nm、147.5nm 和 178.5nm,Y2O3 颗粒的尺寸分别为 11.6nm、15.5nm 和19.3nm 且Y203颗粒均匀的分散于晶粒内部。通过实验和计算分析,晶界强化和晶内第二相颗粒弥散强化是烧结合金的主要强化机制。
黄栋[7]（2019）在《超重力条件下钛渣铝热还原制备钛铝基多元合金工艺研究》文中认为钛铝基合金密度低、比强度高,在高温下具有良好的抗氧化和抗蠕变性能,可代替传统的镍基高温合金,在航空、航天及汽车发动机领域受到青睐。传统钛铝合金制备工艺流程长、成本高、设备复杂,而铝热还原工艺流程短、设备简单、原料廉价易得、成本低,但铝热还原渣-金分离效果差,为提高渣-金分离程度,本文在超重力条件下采用铝热还原法制备钛铝基合金。在超重力条件下,超重力系数增加,流体之间相对运动速度增加,强化传质过程,促进渣-金分离,提高合金收率。为实现在超重力条件下铝热还原,首先自行改造超重力试验装置,实现了在线点火、在线加热及在线测温。本文在理论上分析研究了超重力条件下铝热还原钛渣制备钛铝基多元合金和强化渣-金分离基本原理,以及钛铝基合金中Fe、Si、Mn元素对合金脆性的影响机理。通过实验探索超重力系数、旋转时间及点火方式等因素对渣-金分离程度、合金收率、合金密度、硬度及微观组织的影响规律,最后通过正交实验得出相对较好的超重力工艺参数。实验结果表明:常规重力条件下渣-金分离程度为60.7%,合金收率为59.1%,超重力条件下,渣-金分离程度为81.1%,提高了20.4%,合金收率84.2%,提高了25.1%;超重力条件下合金组织得到细化,合金密度及硬度提高,但超重力前后合金化学成分基本不变。超重力铝热还原明显提高了渣-金分离效果,同时为钛铝基合金的制备提供了一个新思路,具有一定的学术和实用价值。
侯星慧[8]（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》文中进行了进一步梳理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。
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》文中提出金属间化合物/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。
赵子鹏,汤爱涛,刘胜明,陈敏[10]（2013）在《Al2O3-TiC-Me系金属陶瓷的设计原则与研究进展》文中认为从相的润湿性、物理化学相容性以及制备工艺等方面分析了Al2O3-TiC-Me系金属陶瓷的设计原则,概述和总结了国内外研究的主要系列的Al2O3-TiC-Me系金属陶瓷的研究现状,并展望了Al2O3-TiC-Me系金属陶瓷的应用和发展趋势。
二、材料成分对燃烧合成TiC-Al_2O_3-Fe复合材料致密度的影响（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、材料成分对燃烧合成TiC-Al_2O_3-Fe复合材料致密度的影响（论文提纲范文）
（1）白云鄂博铁精矿原位铝热碳热还原制备铁基金属陶瓷（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1.文献综述 |
| 1.1 金属基陶瓷复合材料(MMCCS)的简介 |
| 1.2 金属基陶瓷复合材料的分类 |
| 1.3 金属基陶瓷复合材料的发展 |
| 1.4 铁基陶瓷复合材料的制备技术及研究现状 |
| 2.实验内容 |
| 2.1 主要原料及设备仪器 |
| 2.1.1 实验原料 |
| 2.1.2 实验仪器与设备 |
| 2.2 实验内容及方法 |
| 2.3 样品的测试与表征 |
| 2.3.1 试样的组织分析检测 |
| 2.3.2 试样的相组成及相结构分析 |
| 2.3.3 试样的相对密度 |
| 2.3.4 材料抗弯强度测试 |
| 3.球磨工艺参数对铁精矿粉的影响 |
| 3.1 实验设备与球磨工艺参数 |
| 3.1.1 实验设备 |
| 3.1.2 球磨工艺参数的设定 |
| 3.2 实验流程 |
| 3.3 实验球磨机理 |
| 3.4 实验结果与分析 |
| 3.4.1 球磨后粉末粒度分析 |
| 3.4.2 出粉率的比较 |
| 3.5 本章小结 |
| 4.铝碳配料比对材料性能的影响 |
| 4.1 试样的制备与流程 |
| 4.2 铝碳配料比对烧结材料致密度的影响 |
| 4.2.1 铝碳配料比对烧结力学性能的影响 |
| 4.3 最佳试样的XRD和 SEM分析 |
| 4.3.1 试样XRD检测分析 |
| 4.3.2 试样SEM检测分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5.热压压力对材料力学性能及致密度的影响 |
| 5.1 实验设备及流程方法 |
| 5.1.1 实验设备 |
| 5.1.2 实验流程与方法 |
| 5.2 实验结果与分析 |
| 5.2.1 热压压力对材料力学性能的影响 |
| 5.2.2 不同压力下试样的SEM分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（2）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 |
（3）内生nano-TiC/Al金属陶瓷制备及其组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 陶铝复合材料的研究与应用现状 |
| 1.2.1 增强体分类 |
| 1.2.2 陶铝复合材料的制备方法 |
| 1.2.3 陶铝复合材料的组织与性能研究 |
| 1.2.4 陶铝复合材料的应用现状 |
| 1.3 内生纳米TiC的合成机制及形貌演变 |
| 1.3.1 TiC的结构 |
| 1.3.2 纳米TiC的合成机制与形貌演变 |
| 1.4 研究内容 |
| 第2章 试验方法 |
| 2.1 试验原材料 |
| 2.2 研究方法及技术路线 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 陶瓷颗萃取试验 |
| 2.2.3 差热分析实验 |
| 2.2.4 技术路线图 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.3.1 X射线衍射分析 |
| 2.3.2 扫描电镜和场发射电镜分析 |
| 2.3.3 密度测试 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 硬度测试 |
| 2.4.2 压缩性能测试 |
| 2.4.3 热物理性能测试 |
| 第3章 MWCNTs/Ti对 nano-TiC/Al金属陶瓷的热动力学机制的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-Ti-MWCNTs体系热力学分析 |
| 3.2.1 Al-Ti-MWCNTs体系潜在反应的标准生成焓 |
| 3.2.2 Al-Ti-MWCNTs体系潜在反应的吉布斯自由能 |
| 3.3 MWCNTs/Ti对金属陶瓷的热力学机制影响 |
| 3.4 nano-TiC/Al金属陶瓷合成的动力学机制及MWCNTs/Ti的影响 |
| 3.4.1 nano-TiC/Al金属陶瓷合成的动力学机制 |
| 3.4.2 MWCNTs/Ti对金属陶瓷合成动力学机制的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 MWCNTs/Ti比对nano-TiC/Al金属陶瓷组织性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同MWCNTs/Ti的 nano-TiC/Al金属陶瓷的物相组成 |
| 4.3 不同MWCNTs/Ti的 nano-TiC/Al金属陶瓷的微观组织 |
| 4.4 不同MWCNTs/Ti比 nano-TiC/Al金属陶瓷的硬度和弹性模量 |
| 4.4.1 不同MWCNTs/Ti比 nano-TiC/Al金属陶瓷的硬度 |
| 4.4.2 不同MWCNTs/Ti比 nano-TiC/Al金属陶瓷的弹性模量 |
| 4.5 不同MWCNTs/Ti比 nano-TiC/Al金属陶瓷的压缩性能 |
| 4.5.1 不同MWCNTs/Ti比 nano-TiC/Al金属陶瓷的常温压缩 |
| 4.5.2 不同MWCNTs/Ti比 nano-TiC/Al金属陶瓷的高温压缩 |
| 4.6 不同MWCNTs/Ti比 nano-TiC/Al金属陶瓷的热物理性能 |
| 4.6.1 热膨胀性能 |
| 4.6.2 导热性能 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 合金元素对nano-TiC/Al金属陶瓷组织性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金元素对nano-TiC/Al金属陶瓷物相组成的影响 |
| 5.3 合金元素对nano-TiC/Al金属陶瓷微观组织的影响 |
| 5.4 合金元素对nano-TiC/Al金属陶瓷的硬度和弹性模量的影响 |
| 5.4.1 合金元素对nano-TiC/Al金属陶瓷硬度的影响 |
| 5.4.2 合金元素对nano-TiC/Al金属陶瓷弹性模量的影响 |
| 5.5 合金元素对nano-TiC/Al金属陶瓷压缩性能的影响 |
| 5.5.1 合金元素对nano-TiC/Al金属陶瓷常温压缩的影响 |
| 5.5.2 合金元素对nano-TiC/Al金属陶瓷高温压缩的影响 |
| 5.6 合金元素对nano-TiC/Al金属陶瓷热物理性能的影响 |
| 5.6.1 热膨胀性能 |
| 5.6.2 导热性能 |
| 5.7 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 |
| 致谢 |
（4）超重力燃烧合成CoCrFeNi基高强韧高熵合金（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超重力燃烧合成技术 |
| 1.2.1 燃烧合成工艺 |
| 1.2.2 超重力燃烧合成工艺 |
| 1.2.3 超重力燃烧合成制备高性能材料 |
| 1.3 高熵合金概念及发展现状 |
| 1.3.1 高熵合金的概念 |
| 1.3.2 高熵合金的发展现状 |
| 1.3.3 高熵合金的性能特点 |
| 1.3.4 高熵合金的制备方法 |
| 1.3.5 高熵合金的发展前景 |
| 1.4 燃烧合成高熵合金 |
| 1.4.1 燃烧合成高熵合金原理 |
| 1.4.2 超重力燃烧合成高熵合金 |
| 1.5 本文研究意义与内容 |
| 第2章 材料的制备及实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 样品制备流程 |
| 2.2.1 成分设计 |
| 2.2.2 试样的制备 |
| 2.2.3 后处理工艺 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 密度测试 |
| 2.3.2 室温拉伸性能测试 |
| 2.4 合金的表征 |
| 第3章 超重力燃烧合成Cr_(0.9)FeNi_(2.5)V_(0.2)Al_(0.5)高熵合金 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.3 结果与讨论 |
| 3.3.1 超重力系数对相结构和成分的影响 |
| 3.3.2 Cr_(0.9)FeNi_(2.5)V_(0.2)Al_(0.5)高熵合金的相结构 |
| 3.3.3 Cr_(0.9)FeNi_(2.5)V_(0.2)Al_(0.5)高熵合金的致密度 |
| 3.3.4 Cr_(0.9)FeNi_(2.5)V_(0.2)Al_(0.5)高熵合金的拉伸性能 |
| 3.4 超重力燃烧合成机理分析 |
| 3.4.1 超重力燃烧合成的致密化过程 |
| 3.4.2 相分离速率与超重力系数的关系 |
| 3.4.3 相分离速率与金属熔体深度的关系 |
| 3.4.4 相分离距离与熔体保持时间的关系 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 CoCrFeNi(Ni_3Al)_x高熵合金的研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验部分 |
| 4.2.1 真空电弧熔炼样品的制备 |
| 4.2.2 超重力燃烧合成样品的制备 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 电弧熔炼制备CoCrFeNi(Ni_3Al)_x的研究 |
| 4.3.2 超重力燃烧制备CoCrFeNi(Ni_3Al)_x的研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 微合金化对CoCrFeNiAl合金组织和性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 Ti、Ta对CoCrFeNiAl合金相结构的影响 |
| 5.3.2 Ti、Ta对CoCrFeNiAl合金微观组织的影响 |
| 5.3.3 Ti、Ta对CoCrFeNiAl合金拉伸性能的影响 |
| 5.3.4 Ti、Ta对CoCrFeNiAl合金硬度的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（5）雾化急冷Al2O3/ZrO2亚稳态粉末及烧结产物的性能表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 ZTA纳米复合陶瓷的研究现状 |
| 1.2.1 ZTA纳米复合陶瓷的技术路径 |
| 1.2.2 烧结工艺的研究现状 |
| 1.3 Al_2O_3/ZrO_2共晶陶瓷的研究现状 |
| 1.3.1 定向凝固法 |
| 1.3.2 非定向凝固法 |
| 1.3.3 共晶粉末致密法 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验原料及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验仪器设备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 燃烧合成雾化急冷法的原理与装置 |
| 2.3.2 ZTA纳米复合陶瓷的制备 |
| 2.3.3 Al_2O_3/ZrO_2(Y_2O_3)复合陶瓷的制备 |
| 2.4 材料微观结构分析 |
| 2.4.1 X射线衍射分析 |
| 2.4.2 激光粒度分析 |
| 2.4.3 X射线光电子能谱分析 |
| 2.4.4 扫面电子显微镜分析 |
| 2.4.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.4.6 热重-差示扫描量热分析法 |
| 2.5 材料性能测试 |
| 2.5.1 维氏硬度测试 |
| 2.5.2 弯曲强度测试 |
| 2.5.3 断裂韧性测试 |
| 2.5.4 残余应力测试 |
| 2.6 有限元模拟软件 |
| 第3章 水雾化Al_2O_3/ZrO_2固溶体粉末特性及烧结产物性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al-Zr(NO_3)_4燃烧合成的热力学计算 |
| 3.2.1 热力学计算方法 |
| 3.2.2 热力学计算分析 |
| 3.3 Al_2O_3/ZrO_2固溶体粉末的表征 |
| 3.3.1 Al_2O_3/ZrO_2固溶体粉末的物相组成 |
| 3.3.2 Al_2O_3/ZrO_2固溶体粉末的形貌与结构 |
| 3.4 燃烧合成水雾化合成Al_2O_3/ZrO_2固溶体的机理 |
| 3.5 ZTA纳米复合陶瓷的表征与性能研究 |
| 3.5.1 ZTA纳米复合陶瓷的物相表征 |
| 3.5.2 ZTA纳米复合陶瓷的微观结构表征 |
| 3.5.3 ZTA纳米复合陶瓷的力学性能研究 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷的制备及力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Al_2O_3/ZrO_2(CeO2)固溶体粉末的表征 |
| 4.2.1 Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的制备 |
| 4.2.2 CeO_2对Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的影响 |
| 4.3 Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的析出行为 |
| 4.3.1 Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的相结构演变 |
| 4.3.2 Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的组织结构演变 |
| 4.3.3 Al_2O_3/ZrO_2(CeO_2)固溶体粉末的热重分析 |
| 4.4 CeO_2掺杂对CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷的影响 |
| 4.4.1 CeO_2对CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷物相及结构的影响 |
| 4.4.2 CeO_2对CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷力学性能的影响 |
| 4.5 SPS对 CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷的影响 |
| 4.5.1 粉末SPS烧结行为 |
| 4.5.2 SPS对微观结构与力学性能的影响 |
| 4.6 CeO_2/ZTA纳米复合陶瓷的强韧化机理 |
| 4.6.1 ZrO_2颗粒强韧化机制 |
| 4.6.2 t-m相变强韧化机制 |
| 4.6.3 残余应力强韧化机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 气雾化Al_2O_3/ZrO_2纳米共晶粉末特性及烧结产物性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Al_2O_3/ZrO_2纳米共晶粉末的表征 |
| 5.2.1 Al_2O_3/ZrO_2纳米共晶粉末的物相组成与形貌 |
| 5.2.2 Al_2O_3/ZrO_2纳米共晶粉末的组织结构 |
| 5.3 Y_2O_3 掺杂对Al_2O_3/ZrO_2(Y_2O_3)纳米共晶粉末的影响 |
| 5.3.1 Y_2O_3对粉末形貌及相组成的影响 |
| 5.3.2 Y_2O_3对粉末组织结构的影响 |
| 5.4 共晶粉末的烧结致密 |
| 5.4.1 Al_2O_3/ZrO_2(Y_2O_3)复合陶瓷的表征 |
| 5.4.2 Al_2O_3/ZrO_2(Y_2O_3)复合陶瓷的力学性能研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（6）氧化物弥散强化铁基材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 氧化物弥散强化 |
| 2.1.1 氧化物弥散强化研究概述 |
| 2.1.2 氧化物弥散材料的制备方法 |
| 2.1.3 氧化物弥散材料的烧结 |
| 2.1.4 弥散强化机理 |
| 2.1.5 影响弥散强化的因素 |
| 2.1.6 氧化物弥散强化铁基材料研究现状 |
| 2.2 溶液燃烧合成 |
| 2.2.1 溶液燃烧合成的基本原理 |
| 2.2.2 溶液燃烧合成的分类和优点 |
| 2.2.3 溶液燃烧合成的影响因素 |
| 2.2.4. 溶液燃烧合成的研究进展 |
| 2.2.5 溶液燃烧合成面临的主要挑战 |
| 3 研究内容及技术路线 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 4 Fe-Y_2O_3纳米复合粉末的制备 |
| 4.1 溶液燃烧合成Fe-Y_2O_3纳米复合粉末 |
| 4.1.1 实验方法 |
| 4.1.2 溶液燃烧合成前驱体 |
| 4.1.3 氢还原 |
| 4.1.4 磁性能研究 |
| 4.2 不同Y_2O_3添加量对制备纳米复合粉末研究 |
| 4.2.1 实验方法 |
| 4.2.2 溶液燃烧合成不同Y_2O_3含量的前驱体 |
| 4.2.3 氢还原制备不同Y_2O_3含量的Fe-Y_2O_3纳米复合粉末 |
| 4.2.4 形成机理 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Fe-Y_2O_3纳米复合粉末的常压烧结及性能研究 |
| 5.1 实验方法 |
| 5.2 常压烧结致密化与动力学 |
| 5.3 常压烧结样品的显微组织 |
| 5.4 常压烧结样品的力学性能 |
| 5.5 常压烧结样品的磁性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 Fe-Y_2O_3纳米复合粉末的SPS及性能研究 |
| 6.1 实验方法 |
| 6.2 SPS致密化研究 |
| 6.3 力学性能研究 |
| 6.4 强化机理研究 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论 |
| 8 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（7）超重力条件下钛渣铝热还原制备钛铝基多元合金工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 钛铝基合金概述 |
| 1.1.1 钛铝基合金种类 |
| 1.1.2 钛铝基合金显微组织、性能及应用 |
| 1.1.3 钛铝基合金的制备方法 |
| 1.1.4 钛铝基合金研究现状 |
| 1.2 钛铝基合金脆性机理及改性 |
| 1.2.1 钛铝基合金脆性的影响因素 |
| 1.2.2 稀土元素对钛铝基合金的改性 |
| 1.3 超重力技术及应用 |
| 1.3.1 超重力技术基本原理 |
| 1.3.2 超重力冶金 |
| 1.3.3 超重力技术应用 |
| 1.4 本文研究的目的、意义及内容 |
| 1.4.1 研究的目的及意义 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.5 研究路线 |
| 1.6 创新点 |
| 2 实验原材料及其性能和表征 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备及器材 |
| 2.3 钛铝基合金的制备 |
| 2.4 表征方法 |
| 2.4.1 合金化学成分分析 |
| 2.4.2 物相分析(XRD) |
| 2.4.3 显微组织分析 |
| 2.4.4 合金密度及硬度测量 |
| 2.4.5 渣-金分离程度及合金收率计算 |
| 3 钛铝基合金制备及其脆性理论研究 |
| 3.1 铝热还原制备钛铝基合金的理论基础 |
| 3.1.1 铝热还原酸溶性钛渣热力学计算 |
| 3.1.2 配料计算 |
| 3.2 超重力强化分离合金-炉渣的理论基础 |
| 3.3 Fe、Si、Mn对钛铝基合金脆性的影响 |
| 3.3.1 Fe对钛铝基合金脆性的影响 |
| 3.3.2 Si对钛铝基合金脆性的影响 |
| 3.3.3 Mn对钛铝基合金脆性的影响 |
| 3.3.4 Fe、Si、Mn对钛铝基合金脆性的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 超重力实验设备改造 |
| 4.1 钢坩埚内部结构改造 |
| 4.2 加热系统及测温 |
| 4.3 在线点火系统的设计 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 超重力条件下制备钛铝基合金研究 |
| 5.1 常规重力条件与超重力条件对比 |
| 5.2 不同点火方式对制备钛铝基合金的影响 |
| 5.2.1 不同点火方式对渣-金分离程度及合金收率的影响 |
| 5.2.2 不同点火方式对合金密度的影响 |
| 5.2.3 不同点火方式对合金硬度的影响 |
| 5.2.4 不同点火方式对合金组织的影响 |
| 5.3 不同旋转时间对制备钛铝基合金的影响 |
| 5.3.1 不同旋转时间对渣-金分离及合金收率的影响 |
| 5.3.2 不同旋转时间对合金密度的影响 |
| 5.3.3 不同旋转时间对合金硬度的影响 |
| 5.3.4 不同旋转时间对合金组织的影响 |
| 5.4 不同超重力系数G(先旋转后点火)对制备钛铝基合金的影响 |
| 5.4.1 不同超重力系数G对渣-金分离程度及合金收率的影响 |
| 5.4.2 不同超重力系数G(先旋转后点火)对合金密度的影响 |
| 5.5 不同超重力系数G(先点火后旋转)对制备钛铝基合金的影响 |
| 5.5.1 不同超重力系数G对渣-金分离程度及合金收率的影响 |
| 5.5.2 不同超重力系数G(先点火后旋转)对合金密度的影响 |
| 5.5.3 不同超重力系数G(先点火后旋转)对合金硬度的影响 |
| 5.5.4 不同超重力系数G(先点火后旋转)对合金物相的影响 |
| 5.5.5 不同超重力系数G(先点火后旋转)对合金微观组织的影响 |
| 5.6 不同超重力系数G(同时点火旋转)对制备钛铝基合金的影响 |
| 5.6.1 不同超重力系数G对渣-金分离程度及合金收率的影响 |
| 5.6.2 不同超重力系数G(先点火后旋转)对合金密度的影响 |
| 5.7 正交实验结果及分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 结论及建议 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表论文及科研成果 |
| 致谢 |
（8）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 |
（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）Al2O3-TiC-Me系金属陶瓷的设计原则与研究进展（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 Al2O3-TiC-Me系金属陶瓷的设计原则 |
| 1.1 金属与陶瓷相的润湿性 |
| 1.2 物理相容性 |
| 1.3 化学相容性 |
| 1.4 制备科学和工艺方案选择合理性 |
| 2 Al2O3-TiC-Me系金属陶瓷的研究现状 |
| 2.1 Al2O3-TiC-Co金属陶瓷 |
| 2.2 Al2O3-TiC-Ni/Mo 金属陶瓷 |
| 2.3 Al2O3-TiC-Fe金属陶瓷 |
| 2.4 Al2O3-TiC-Al金属陶瓷 |
| 3 应用及发展趋势 |
四、材料成分对燃烧合成TiC-Al_2O_3-Fe复合材料致密度的影响（论文参考文献）
- [1]白云鄂博铁精矿原位铝热碳热还原制备铁基金属陶瓷[D]. 赵光进. 内蒙古科技大学, 2020(12)
- [2]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)
- [3]内生nano-TiC/Al金属陶瓷制备及其组织与性能研究[D]. 姬佩洁. 江苏科技大学, 2020(01)
- [4]超重力燃烧合成CoCrFeNi基高强韧高熵合金[D]. 郑富凯. 兰州理工大学, 2020(12)
- [5]雾化急冷Al2O3/ZrO2亚稳态粉末及烧结产物的性能表征[D]. 郁万军. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [6]氧化物弥散强化铁基材料的制备及性能研究[D]. 张德印. 北京科技大学, 2020(06)
- [7]超重力条件下钛渣铝热还原制备钛铝基多元合金工艺研究[D]. 黄栋. 西华大学, 2019(02)
- [8]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)
- [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]Al2O3-TiC-Me系金属陶瓷的设计原则与研究进展[J]. 赵子鹏,汤爱涛,刘胜明,陈敏. 材料导报, 2013(11)