一、原位合成TiC增强420不锈钢的力学性能和抗磨损性能(英文)（论文文献综述）
姜吉鹏[1]（2021）在《TiCx/高铬铸铁复合材料的制备及性能研究》文中进行了进一步梳理高铬铸铁（High Cr white iron,HCWI）耐磨材料已被广泛应用于机械、矿业、冶金等领域。HCWI良好的耐磨性来自于硬质相M7C3（M=Fe,Cr）,但粗大的M7C3相会导致HCWI耐磨件性能降低。为细化M7C3的显微结构,通常在HCWI中采用添加合金元素、陶瓷相或快速冷却等措施,但细化效果不太理想。针对上述问题,本论文采用Ti3Al C2作为前驱体在HCWI基体中分解形成缺碳型Ti Cx和Al。原位形成的Ti Cx抑制了M7C3的生长,达到细化微观结构的目的;而部分Al原子固溶于基体中,有利于力学性能的提高。本论文采用无压烧结、热压烧结和放电等离子烧结技术,制备了Ti Cx增强HCWI（Ti Cx/HCWI）复合材料,系统研究了前驱体Ti3Al C2颗粒尺寸、升温速率、烧结温度和保温时间等因素对原位形成的Ti Cx颗粒尺寸和分布以及对M7C3细化效果的影响,揭示了原位形成Ti Cx的形成机制;测试了Ti Cx/HCWI复合材料的洛氏硬度（HRC）、弯曲强度、断裂韧性和耐磨性能,分析了复合材料的微观结构和界面结合状态对性能的影响。另外,还对比研究了直接添加Ti C形成的Ti C/HCWI复合材料和原位形成Ti Cx/HCWI复合材料的微观结构、力学性能、耐磨性能和抗氧化性能。论文取得了如下创新成果:（1）在1350-1500℃温度范围,原位形成1～2mm细小Ti Cx球形晶粒,Ti Cx晶粒分布于M7C3周围抑制了其生长,有效细化了M7C3微观结构。Ti Cx的形核和初始长大阶段符合经典晶体生长机制,而Ti Cx后期长大受非经典晶体生长机制控制。（2）研究发现,原位形成Ti Cx晶粒尺寸受前驱体Ti3Al C2颗粒尺寸、烧结温度、升温速率和保温时间的影响不是太大。但升高温度和增加保温时间能促进Ti Cx在基体中分布均匀。由于上述关键影响因素的可控性,为规模化制备微观组织细化的Ti Cx/HCWI复合材料奠定了基础。（3）优化制备工艺,采用两步法,即先在1500°C无压烧结5 min保证Ti Cx在基体中分布均匀;然后在1200°C-20 MPa-1 h热压烧结,制备了致密的4.3～21.5wt.%Ti Cx/HCWI复合材料。Ti Cx/HCWI复合材料比纯HCWI材料的力学性能和耐磨性提高明显。其中17.2 wt.%Ti Cx/HCWI复合材料的洛氏硬度达到HRC71.6,弯曲强度达到310 MPa,断裂韧性达到10.19 MPa·m1/2,它的弯曲强度和断裂韧性分别是HCWI的7倍多。在123 N高载荷下,17.2 wt.%Ti Cx/HCWI复合材料耐磨性达到315 cm-3,是HCWI耐磨性的6倍多。细化的微观结构和增强相与基体的强结合界面是复合材料性能提升的主要机制。（4）对比研究了在相同工艺下制备的17.2 wt.%Ti Cx/HCWI和17.2 wt.%Ti C/HCWI复合材料的相关性能。结果表明,两种复合材料的性能均高于纯HCWI材料。但原位Ti Cx/HCWI复合材料具有显着的细化组织结构,表现出更优异的力学和耐磨性能。在600°C空气中氧化96 h结果亦表明,Ti Cx/HCWI抗氧化性最好,氧化增重仅为0.23 mg/cm2,氧化行为遵循抛物线规律。
雷聪[2]（2021）在《双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究》文中指出金属陶瓷大多具有优异的力学性能、物理性能和化学性能,如高硬度、高强度、高弹性模量、耐腐蚀、耐磨损、良好的导电导热性,在诸如切削刀具、高速轴承、耐热涂层、耐磨部件、抗烧蚀材料等领域有着广泛的应用需求。然而,由于陶瓷相与金属相之间的润湿性通常较差,界面结合强度低,急冷急热环境下两相热失配以及受制于陶瓷相的较低韧性,使得金属陶瓷的应用受到很大限制。本研究的目的是探索制备一种新型的金属陶瓷,通过研究金属相与陶瓷相之间的界面润湿性与界面结合、设计材料的组织结构并探究合适的热处理工艺,提高金属陶瓷的综合性能,使其具有更高的应用价值。本论文首次探索以Ti粉和纳米乙炔炭黑为初始原料,通过原位无压烧结法制备非化学计量比的TiCx（x=0.5～0.7）多孔预制体,然后将金属Cu在无压条件下浸入多孔预制体的新技术路线,成功获得了具有双连续相结构的TiCx-Cu金属陶瓷;系统研究了TiCx的气孔率、晶粒尺寸与形貌、C与Ti的摩尔比等因素对TiCx-Cu金属陶瓷的微观结构和物相形态的影响;测试了所制备样品的强度、韧性、硬度和抗热震性能,分析了材料性能与其微观结构和物相组成之间的相关性;在此基础上,通过固溶处理使制备的TiCx-Cu金属陶瓷的断裂韧性和弯曲强度得到较大幅度的提高。论文取得的主要研究成果如下:（1）TiCx预制体的结构主要受造孔剂含量、烧结温度、保温时间和初始C与Ti的摩尔比等因素的影响。以造孔剂含量为唯一变量时,预制体TiC0.5的气孔率与造孔剂的添加量呈线性正比关系;造孔剂含量为定值时,随着烧结温度的升高及保温时间的延长,TiC0.5预制体的晶粒通过互相吞并而逐渐长大,预制体收缩,气孔率降低;随着C与Ti的初始摩尔比从0.5升高至0.7,预制体TiCx的x值从0.57升高至0.69,增加C含量会阻碍了TiCx晶粒的长大以及预制体的收缩,导致预制体晶粒尺寸减小,气孔率增大。（2）采用无压浸渗工艺制备了系列不同金属含量、不同化学计量比的双连续相TiCx-Cu金属陶瓷。结果表明,Cu与TiCx之间为反应型润湿,两相的界面结合牢固;在浸渗过程中,TiCx与Cu发生化学反应生成Cu4Ti新相,诱导Cu进入到TiCx晶粒内形成一种独特的根须状结构,同时,不同x值的TiCx（x=0.5,0.6,0.7）预制体浸渗Cu后,由于TiCx中的Ti原子逸出并与Cu发生反应,使得TiCx-Cu金属陶瓷中存留的TiCx的x值均趋于0.76。（3）由于特殊的双连续相结构和良好的两相界面结合,所制备的TiCx-Cu金属陶瓷表现出较高的强韧性。其中,TiC0.5-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为801±42MPa,断裂韧性为10.9±1.1 MPa·m1/2,而TiC0.7-Cu金属陶瓷的三点弯曲强度为1091±59 MPa,断裂韧性为14.8±0.6 MPa·m1/2。材料断口形貌表现为金属相的延性断裂、陶瓷晶粒的穿晶断裂、晶粒内部的金属根须拔出三种混合模式。裂纹扩展过程中发生的偏转、桥接、分叉和金属相拔出等机制显着增大了材料的断裂能,因而提高了材料的弯曲强度和断裂韧性。（4）对TiC0.5-Cu金属陶瓷在不同温度下进行了抗热震性能测试。结果表明,热震后材料的残余强度随热震温度的升高呈非单调改变。在热震温度低于800°C时,材料的残余强度随热震温度的升高而降低,经800°C热震后,其残余强度为535 MPa,比热震前降低了33.2%,但当热震温度升高到1000°C时,其残余强度反而比热震前升高了6.4%,达到852 MPa,而且经1000°C多次热震后其强仅略有降低。这种不同于一般材料的抗热震特性,可以归因于从1000°C高温急剧冷却所引起的金属相的晶粒细化,以及界面相的进一步适配性优化。（5）对制备的TiC0.5-Cu、TiC0.6-Cu和TiC0.7-Cu金属陶瓷进行固溶处理,探讨了固溶温度和时间对材料强度和韧性的影响。结果表明,固溶处理可显着提高材料的断裂韧性,同时对弯曲强度也有不同程度的改善,但是,对不同x值的金属陶瓷来说,其最佳的固溶温度和时间有所不同,对性能的改善程度也不一样。TiC0.5-Cu在925°C保温60 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了32.1%和16.7%,达到14.4±0.5 MPa·m1/2和935±35 MPa;TiC0.6-Cu在925°C保温30 min固溶处理后,其断裂韧性和弯曲强度分别提高了15.6%和6.2%,达到16.3±0.6MPa·m1/2和963±23 MPa;TiC0.7-Cu在925°C保温10 min固溶处理后,断裂韧性和弯曲强度分别提高了11.5%和4.9%,达到16.6±0.8MPa·m1/2和1145±84 MPa。TiCx-Cu金属陶瓷强韧化提高主要归因于固溶处理使金属相晶粒显着细化以及金属相的固溶强化。
李强[3]（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》文中研究指明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。
柳靖淳[4]（2021）在《熔盐中不锈钢表面含碳耐腐蚀镀层的制备及其成膜机理》文中指出不锈钢是应用极为广泛的基础结构材料,但在高温潮湿环境下,腐蚀所导致的力学性能降低和使用寿命缩短严重限制了其应用。因此,在特定环境下必须对不锈钢采取有效策略以控制腐蚀方可应用。在不锈钢表面镀以耐蚀性的镀层是一种行之有效的腐蚀控制策略。常用的耐腐蚀镀膜材料有高分子材料、惰性金属、无机材料或陶瓷等。鉴于优良的耐高温、耐腐蚀性及卓越的综合性能,如耐磨、导电、催化活性等,无机材料和陶瓷材料,其中尤以碳和碳化物,获得持续关注与广泛研究。由于碳和碳化物材料的化学惰性,其镀膜难以在水溶液中实现,而常采用物理或化学气相沉积的方法获得。但气相沉积镀膜设备成本高、工艺条件苛刻、难以实现对复杂构件的镀膜,且常存在镀层与不锈钢基体结合不牢的问题。因此,迫切需要开发适用于对不锈钢镀碳和碳化物无机材料膜的新方法。本论文充分利用高温熔盐对无机物和金属的良好溶解性,以熔盐为电解质,采用电化学方法在316L不锈钢表面制备碳镀层和碳化钛镀层。利用熔盐中碳与金属钙以及钛金属与高价钛的原位反应,制备了物理化学性能稳定,适用于电镀的熔盐电解质。通过优化镀膜参数,在不锈钢表面制备了致密耐腐蚀的碳镀层。随后,在含钛电解质中电沉积钛,将碳膜转换为碳化钛膜。通过理论计算,探索了这一转换过程的机理。腐蚀测试表明,经镀碳膜或碳化钛膜的不锈钢材料耐腐蚀性能得到显着提升。具体来说,本论文的主要研究内容如下:（1）在FLiNaK（LiF-Na F-KF,46.5-11.5-42mol%）熔盐中,实现在不锈钢上以碳粉为原料镀碳膜。研究发现,在FLiNaK熔盐中溶解于熔盐的金属钙（Ca）与碳粉反应可生成碳化钙（Ca C2）。以此反应所生成的C22-来补充电沉积镀膜消耗的熔盐中所加入的碳化钙,维持电镀过程中C22-反应离子浓度的稳定,减少电解液物理化学性质波动对镀膜的影响,从而得到致密的碳膜。考察了沉积电位、反应温度、沉积时间、熔盐组分对成膜的影响。通过优化条件,可获得形貌致密、厚度可控、与基底不锈钢材料结合良好的碳膜。极化曲线测试表明,碳膜的存在显着提升了不锈钢基体的耐蚀性。在模拟腐蚀性水溶液中,相较于不锈钢,镀碳膜后的材料腐蚀电流降低7.9倍,腐蚀速率降低16.8倍。（2）“二步法”制备碳化钛膜。在FLiNaK熔盐中,于上述制备好碳膜的不锈钢材料上沉积钛,将碳膜转化为碳化钛膜。利用FLiNaK熔盐中Ti4+与Ti的反应,首先制备了含低价态Ti2+离子的稳定熔盐电解液。研究了氟盐中Ti2+的反应,及电位电流、温度、时间等沉积条件与成膜质量的关系。结果表明,电极上Ti2+至Ti的沉积为一步还原反应。碳膜表面的钛沉积与Ti-C扩散共同构成了碳化钛的转化过程,其中扩散过程为控制步骤。电位与电流决定了沉积速率,温度变化影响着相间扩散速率。调节沉积速率与反应时间的平衡将有利于碳化钛的转化。经条件优化,可获得质量优良的碳化钛膜。极化曲线结果显示,碳化钛膜的存在使不锈钢基体的耐蚀性得到改善。（3）采用第一性原理计算了Ti、C原子的吸附与相间扩散行为,模拟TiC成膜过程。结合能与电子特性结果表明,基于碳层表面结构特点,Ti原子通过形成Ti-C键于H位点实现稳定结合,并以此生长形成Ti层。随后受原子间斥力、浓度梯度、Gibbs自由能等因素影响,发生相间扩散。扩散初期,以半径更小、势垒更低的C原子反应为主。原子扩散造成的晶格形变与缺陷将驱动C、Ti晶格向TiC晶格转化,直至完全形成TiC相。由计算结果推测,电沉积过程中TiC的形成为沉积后原子扩散导致的晶格重构反应所致。
王芹[5]（2021）在《选择性激光熔化成形（TiC、TiB2）/316L不锈钢复合材料界面第一性原理研究》文中进行了进一步梳理316L不锈钢是一种应用广泛的结构材料,该合金钢由于具有良好的塑性、耐磨性、焊接性、耐腐蚀性能和生物相容性等优点,被广泛应用于航天航空、生物医学和石油化工等领域。单一合金难以满足目前高强高温等极端环境的需要,本研究采用选择性激光熔化（Selective laser melting,SLM）成形陶瓷颗粒（TiC、TiB2）增强316L不锈钢复合材料,探究两种陶瓷颗粒与316L不锈钢基体间的组织形貌特征、晶体位相关系和界面结合机理,本文基于实验研究结果,采用第一性原理计算方法分别模拟了TiC、TiB2与316L基体中γ-Fe（TiC/γ-Fe、TiB2/γ-Fe）之间的界面结合强度及TiC、TiB2与合金元素掺杂模型的界面稳定性,并分析了异质形核影响。主要研究内容和结论如下:（1）研究了SLM成形（TiC、TiB2）/316L不锈钢复合粉末的球磨工艺,制备了陶瓷颗粒分布均匀的316L不锈钢复合材料。球料比为8:1,球磨转速为240 r/min,球磨时间为4h时,可以获得球形度好、分布均匀的不锈钢复合粉末并将其SLM打印成形。（2）研究了TiC与316L不锈钢中γ-Fe和合金元素（Cr、Mn、Mo、Ni、Si）掺杂于γ-Fe后的界面结合强度。计算了界面结构的界面结合功、界面能、键长、层间距离、电荷密度、态密度等,并对TiC/γ-Fe界面进行异质形核分析。结果表明,TiC（001）/γ-Fe（001）界面模型错配度较小,界面结合强度最高,其中Fe-on-Ti center界面结构的界面结合功最大,界面间距和界面能最小,界面处的Fe原子和C原子有明显的电荷转移和轨道杂化,形成了稳定的Fe-C共价键。同时在掺杂系统中,Cr、Mn、Mo、Ni、Si均易替换界面处Fe原子,并发现Cr4、Mn4、Mo4和Ni1、Si1掺杂模型更有利于提高界面的结合强度。由此表明TiC可以作为γ-Fe的有效异质形核基底。（3）研究了TiB2与316L不锈钢中γ-Fe和合金元素（Cr、Mn、Mo、Ni、Si）掺杂于γ-Fe后的界面结合强度。计算了界面结构的界面结合功、界面能、键长、层间距离、电荷密度、态密度等,并对TiB2/γ-Fe界面进行异质形核分析。研究发现,TiB2（0001）/γ-Fe（111）界面模型错配度最小,界面结合强度最高,其中B-HCP界面结构的界面结合功最大,界面间距最小,界面处的Fe原子和B原子电荷交换和轨道杂化明显,大量稳定的Fe-B共价键形成,有利于界面稳定性的加强。拉伸测试表明TiB2与γ-Fe界面处和陶瓷颗粒TiB2内部均不易发生断裂,界面处结合强度较高。在掺杂原子系统中,除了掺杂Mn和Si原子之外,掺杂Cr、Mo、Ni的界面模型均有利于提高界面稳定性,由此表明TiB2可以作为γ-Fe的有效异质形核基底。本文从第一性原理的角度详细研究了TiC、TiB2与316L不锈钢之间的界面结合强度并揭示了其界面结合机理,为制备高性能的316L不锈钢基复合材料奠定坚实的基础。
庞雅丹[6]（2020）在《TiC/NbC陶瓷颗粒增强Fe基复合材料的制备及性能研究》文中提出颗粒增强金属基复合材料（PMMC）由分散在金属中的陶瓷颗粒组成,PMMC常用的制备方法是粉末冶金（PM）技术,PM是确保增强材料在基体内良好分布的最简单的方法。将TiC、NbC陶瓷颗粒均匀分散在Fe基体中,通过放电等离子烧结技术（SPS）得到了颗粒增强铁基复合材料,该复合材料具有Fe基体的高强度和TiC、NbC陶瓷相高硬度的综合性能。本文通过SPS技术制备陶瓷颗粒增强铁基复合材料,对该材料的微观结构和力学性能进行了研究,主要研究:（1）Fe粉,TiC粉,NbC粉经过球磨混合后的复合粉末的粒度大小对烧结成型的块体复合材料的显微组织和力学性能的影响;（2）Fe粉,TiC粉,NbC粉的不同配料比对烧结成型的块体复合材料的显微组织及力学性能的影响;（3）选取实验中力学性能最佳的配料比配制复合粉末,经过SPS烧结后,在真空条件下分别在1 100℃,1 250℃,1 400℃下进行热处理,对复合材料的显微组织和力学性能进行研究及分析。得出以下结论:（1）复合粉末的粒度大小能够对烧结成型的块体复合材料的力学性能产生显着的影响,结合复合材料的扫描电子显微镜（SEM）图以及能谱（EDS）图可知,经过行星式球磨机球磨混合后,TiC和NbC能够均匀的分散在铁基体中,且与铁基体界面结合良好,当复合粉末粒度为3.587μm时,烧结材料的抗弯强度达到最大值78.6286 MPa;当复合粉末粒度为2.432μm时,烧结材料的硬度达到最大值190HV。显然,随着复合粉末粒度的减小,烧结材料的抗弯强度和硬度增加,体现了细晶强化的作用。在SEM下观察试样的断裂方式为脆性断裂;（2）TiC、NbC陶瓷颗粒的添加量越少,则复合材料的硬度和抗弯强度越高,微观结构显示TiC、NbC陶瓷颗粒含量越少的组织,其中的孔隙越少,陶瓷相和基体相界面结合越好,表现在宏观中则复合材料的相对密度越大,硬度和抗弯强度越大。当TiC、NbC陶瓷颗粒添加量为16.67%时,复合材料的相对密度达到96.78%,维氏硬度300HV,抗弯强度400HV。同时,过量的TiC、NbC陶瓷颗粒的添加会引起复合材料硬度和强度的下降,因此,在制备复合材料的时候应当严格控制TiC、NbC陶瓷颗粒增强相的添加量。在SEM下观察试样的断裂方式为脆性断裂;（3）温度对制备铁基复合材料的致密度影响十分明显,随着温度的升高复合材料的相对密度逐步提高,复合材料的硬度有明显提高,复合材料的弯曲强度大幅度提高,并且各项力学性能在1 400℃取得极大值。通过分析复合材料的SEM图和EDS图可知,在1 400℃时TiC、NbC陶瓷颗粒细小均匀的分布在铁基体中,且具有良好的界面结合能力,显微组织中孔隙非常少,通过测试计算可知相对密度高达98.67%,抗弯强度高达409.524 6 MPa,硬度高达384HV。热处理有效地改善了碳化物的尺寸和基体的硬度。在SEM下观察试样断裂形式主要表现为脆性断裂。
王熙[7]（2020）在《合金钢表面仿生梯度陶瓷防护涂层的制备与性能研究》文中提出合金钢是在制造行业应用广阔的金属材料。由于合金钢的成本较为低廉,又具有较高的塑性、韧性与耐磨性,所以被大量用来制造机械设备中的重要零部件。近年来,由于技术的发展,各类机械设备的功率逐渐提高,合金钢制造的零部件性能不能完全满足当前机械工业的需求。在合金钢机械零部件表面制备高性能防护涂层是一种有效提高零部件性能和寿命的技术。合金钢零部件在工业生产中会受到多种情况的破坏,如磨损失效和断裂失效。单纯提高合金钢的一种性能,不足以提高合金钢零部件的整体寿命。研究与制备可以同时提高合金钢耐磨性能和力学性能的防护涂层对于机械行业具有重要意义。在自然界中,有很多生物具有特殊的结构,这些生物结构可以利用较少的生物能量实现良好的性能。仿生梯度结构是一种优异的生物结构,它结合了不同机械性能的材料,从而在材料内部产生了结构梯度。梯度结构可以适应不同材料之间的特性不同（如弹性模量和强度）,并提供良好的韧性和耐磨性能。将仿生梯度结构应用到合金钢防护涂层的制造中,可以有效的同时提高合金钢的力学性能和耐磨性能。本文以工业常用的40Cr合金钢为研究对象,将典型生物梯度结构—獾牙齿作为仿生设计的生物模本,采用热输入低、变形小、易与基体形成冶金结合的激光熔覆技术作为防护涂层制备手段,并选择TiC陶瓷材料作为防护涂层的硬质和强化相,在合金钢表面设计制造了仿生梯度金属陶瓷防护涂层。制备的仿生梯度涂层具有同时提高合金钢耐磨性能和力学性能的特征,还拥有制造工艺简单和涂层内部冶金结合良好、无开裂等优势。主要研究内容如下:（1）揭示了獾牙齿中的的梯度结构组成并以此设计了适用于合金钢表面的高性能仿生梯度涂层模型。在獾牙齿的牙釉质到牙本质中,硬质相羟基磷灰石的含量逐渐下降,牙齿的组织结构也从紧凑变为疏松。根据獾牙齿梯度结构设计的适用于合金钢金属表面的仿生梯度涂层模型主要构成是:具有高硬度、高强度的最外层,具有高韧性的最内层,以及各项性能适中的中间层这三个组成涂层的结构,可以让梯度涂层同时实现高硬度和高韧性。（2）揭示了在相同激光能量条件下不同TiC制备工艺和不同TiC含量对激光熔覆40Cr齿轮钢涂层组织和性能的影响和机制。在相同激光能量的作用下,外加法激光熔覆TiC比原位合成法更有效。激光直接熔覆50%TiC含量的涂层由于内部硬质相TiC的含量最高,具有最高的显微硬度值（922HV）和最低的磨损失重量（1.2mg）以及最好的耐磨性能。在使用激光熔覆工艺制备梯度涂层时,外加法比原位合成法更适合用来制备梯度涂层。（3）揭示了梯度涂层的特点和优势。梯度涂层具有合理的熔覆层成分梯度,可以促使TiC颗粒全部进入涂层内部,涂层表面的粗糙度低,而且梯度涂层的整体显微硬度和涂层厚度（739μm）明显高于均质涂层。均质涂层表面粗糙度高,进入涂层TiC颗粒的含量低,而且多次激光熔覆相同TiC含量的熔覆层不能明显提高涂层整体厚度（518μm）。梯度TiC涂层内部冶金结合良好、无裂纹,说明梯度结构解决了高TiC含量涂层内部开裂的工艺问题。（4）揭示了制备梯度涂层预置粉末中TiC的含量的变化会明显改变梯度涂层内部的组织形貌和显微硬度分布。通过改变TiC的含量可以制备出两种性质不同的梯度涂层:TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层。制备梯度涂层的预置粉末中TiC含量高时,涂层内部的TiC会全部形成TiC枝晶组织;当TiC含量较少时,涂层内部的TiC会全部形成TiC颗粒组织。TiC枝晶组织梯度涂层的最大显微硬度为1243HV,TiC颗粒组织梯度涂层的最大显微硬度为1083HV。TiC枝晶组织梯度涂层整体的显微硬度高于TiC颗粒组织梯度涂层,这是因为密集的TiC枝晶组织比TiC颗粒组织提高显微硬度更明显。（5）揭示了TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层,强化冲击韧性和机械疲劳性能等力学性能的不同机制。TiC枝晶组织梯度涂层内部的TiC枝晶组织由于其高强度明显提高了梯度涂层的冲击韧性,TiC枝晶组织促使冲击断裂裂纹在涂层内部的宏观延伸中呈现一定程度的偏转,从而消耗了裂纹扩展的能量。但冲击断裂裂纹在微观中从单个TiC枝晶组织穿过时,断裂裂纹没有偏转。TiC颗粒组织梯度涂层内部的颗粒TiC分布更加均匀,促使断裂裂纹的宏观和微观偏转程度更高,消耗了更多裂纹扩展的能量,从而实现了最高的冲击韧性。TiC颗粒组织梯度涂层的力学性能均优于TiC枝晶组织梯度涂层。这说明TiC颗粒组织梯度涂层更适合用作合金钢抗冲击、抗疲劳涂层。（6）揭示了TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层在乏油润滑磨损环境、干摩擦磨损环境和重载荷磨损环境下的磨损行为和强化机制。在三种摩擦磨损环境下,枝晶型梯度涂层的摩擦系数和磨损失重量均低于颗粒型梯度涂层。枝晶型梯度涂层表面TiC形成了网格状单元体,颗粒型梯度涂层表面TiC形成了圆颗粒单元体。TiC网格状单元体的高硬度和高覆盖面积促成枝晶型梯度涂层发生较少的塑性变形并且磨损程度较轻。TiC圆颗粒单元体对涂层的强化区域较少,更容易剥落。TiC枝晶组织梯度涂层在各种磨损情况下的磨损性能均优于TiC颗粒组织梯度涂层。且TiC枝晶组织梯度涂层表面的TiC网格状单元体对涂层强化能力更强。这说明TiC枝晶组织梯度涂层更适合用作合金钢耐磨涂层。本研究成功制备出了能同时提高耐磨性能和力学性能的合金钢仿生梯度陶瓷防护涂层,并通过对比TiC枝晶组织梯度涂层和TiC颗粒组织梯度涂层的力学性能和磨损性能,揭示出TiC枝晶组织梯度涂层的力学性能更好,TiC颗粒组织梯度涂层的磨损性能更优。为开发具有优异性能的合金钢防护涂层提供了实验依据,技术和理论参考。
张宇峰[8]（2020）在《纳米SiC、TiC相添加对Al-Cr-Fe-Ni系高熵合金组织与性能影响》文中进行了进一步梳理随着科学技术的不断发展,对材料性能的要求也不断提高。高熵合金是由多种主元以等摩尔比或近等摩尔比组成的具有简单晶体结构的固溶体合金。作为一种新型合金,由于其优异的性能成为未来最有发展潜力的新型的结构材料之一。陶瓷相由于其具有高硬度、高强度等特点,而常被用于提高合金的性能。本文利用真空电弧炉熔炼制备不同SiC/TiC添加量的AlxCrFe2Ni2（x=0.6,1.4）高熵合金。通过相检测、显微组织观察、应力-应变曲线测试及硬度测试等方法,研究了不同SiC/TiC添加量对单FCC相Al0.6CrFe2Ni2高熵合金及单BCC相Al1.4CrFe2Ni2高熵合金组织及性能的影响。研究结果表明,SiC的添加没有改变AlxCrFe2Ni2高熵合金原有的相结构。但由于SiC在高温下完全分解,分解出的C元素与Cr元素相结合生成了Cr7C3增强相。随着SiC添加量的逐渐增多,合金中Cr7C3相含量也随之不断增多且其尺寸也不断增大。对于SiC/Al0.6CrFe2Ni2高熵合金,当添加的SiC含量为2.5vol%时,合金有较优的综合性能,其屈服强度及硬度分别为618MPa,251HV;对于SiC/Al1.4CrFe2Ni2高熵合金,当SiC添加量为2.5vol%时,合金有较优的综合性能,其屈服强度、抗压强度、塑性、硬度分别为1557MPa,3136MPa,35.03%,487HV。TiC的添加同样没有改变AlxCrFe2Ni2高熵合金原有的相结构,但是随着TiC的添加,Ti C在晶界上出现并使得晶界的尺寸逐渐增大,起到了晶界强化的作用,从而使得合金的强度得到提高。当添加的TiC含量为2.5vol%时,TiC/Al0.6CrFe2Ni2高熵合金有较优的综合性能,其屈服强度、硬度分别为577MPa,244HV;对于TiC/Al1.4CrFe2Ni2高熵合金,2.5TiC/Al1.4合金有较优的综合性能,其屈服强度、抗压强度、塑性及强度分别为1576MPa,3224MPa,39.78%,440HV。
朱成才[9]（2020）在《Ni-TiC复合粉体的制备及激光熔覆涂层性能的研究》文中指出碳化钛（TiC）具有极高的硬度、高的熔点和高模量,以及相对较低的密度,被广泛用作金属基复合材料的增强相或金属表面复合涂层的增强相,以提高其机械性能和耐磨性能。在这些金属基复合材料或涂层中,TiC增强镍（Ni）基复合材料由于其具有金属的延展性和韧性以及陶瓷的高强度和高弹性模量,因而具有极好的剪切强度和抗压耐磨性能。然而,传统的镍基复合材料的制备方法,包括机械混合法及原位合成法等,无法避免TiC分布不均匀以及TiC含量不高等缺点,因而由此制备的Ni-TiC复合涂层,其硬度不高且硬度值不均匀,涂层存在软点。另外,关于Ni-TiC复合涂层的研究,主要集中在涂层的耐磨性能方面,而对涂层的耐腐蚀性能研究较少。而在很多应用工况下,不仅需要复合涂层具有优异的耐磨性能,同时还需具有良好的耐腐蚀性能。因此,本文采用一种新的Ni-TiC复合粉末制备工艺,制备了Ni-TiC复合粉末,并采用先进的激光熔覆工艺在45号钢材表面熔覆了Ni-TiC复合涂层,研究了复合涂层的耐磨性能。同时,通过添加不同含量的Cr元素,来进一步改善复合涂层的耐腐蚀性能。本文的主要研究内容及取得的主要成果如下。（1）采用高压氢还原的方法制备了Ni-TiC复合粉体材料。通过正交实验的方法得到了最佳包覆效率下的实验参数为温度为150℃,硫酸铵浓度为180 g/L,氨水浓度为40 g/L,氢气压力为5 Mpa。Ni包覆TiC的机理为:在包覆的0-5 min阶段,金属Ni元素首先沉积在TiC颗粒表面具有较高活性的新鲜台阶上并成核,新核具有极高的活性,进一步促进并加速新的Ni原子在其表面沉积,造成Ni元素在局部区域的团聚长大,并最终将整个TiC颗粒表面完全包覆。（2）采用激光熔覆技术在45号钢材表面将Ni-TiC复合粉体制备成Ni-TiC复合涂层,并研究了涂层的微观组织结构、硬度以及摩擦磨损性能,结果表明,在Ni-30TiC和Ni-50TiC复合涂层中,呈双态结构的TiC颗粒均匀地分布在Ni基基体中。测定的Ni-50TiC复合涂层的维氏硬度在（5.51～6.82）GPa的范围内。由于较硬的Ni-TiC复合涂层的存在和摩擦过程中形成的各种软质且具有润滑性的金属氧化物的作用,Ni-50TiC复合涂层的摩擦系数和体积磨损率分别下降到0.41和9.3×10-6 mm3/N·m。（3）研究了Cr元素对Ni-TiC-Cr激光熔覆复合涂层的微观组织、硬度以及摩擦磨损行为的影响及其机理。在制备的Ni-50TiC-10Cr和Ni-50TiC-20Cr复合涂层中,TiC颗粒同样均匀地分布在Ni基基体中。Cr与Ni在激光熔覆的时候形成固熔体,产生固熔强化。Cr元素的添加不影响TiC的增强相涂层的整体的形貌,但Cr元素的添加可以抑制Fe元素向Ni基体中扩散。Ni-50TiC-10Cr复合材料涂层的维氏硬度在（5.7-8.2）GPa之间,而Ni-50TiC-20Cr的硬度在（5.2-7.4）Gpa,Ni-50TiC-10Cr复合涂层的摩擦系数为0.40,而Ni-50TiC-20Cr的摩擦系数略有增加,稳定在0.45左右。（4）研究了Ni-TiC以及Ni-TiC-Cr激光熔覆复合涂层的电化学腐蚀行为及其机理。结果表明,TiC含量的增加对提高Ni-TiC复合激光熔覆层的耐腐蚀性是有利的,碳化钛自身的电位较高,在试样表面可以起到类钝化膜的作用。Ni-30TiC、Ni-50TiC、Ni-50TiC-10Cr和Ni-50TiC-20Cr四组涂层的电化学阻抗谱均呈现出容抗的典型特性;Ni-TiC-Cr试样中的Cr元素会形成稳定致密的钝化膜,从而使得Ni-TiC-Cr复合涂层表现出的优异的耐腐蚀性能。静态浸泡腐蚀的结果表明Ni-30TiC和Ni-50TiC激光熔覆涂层的腐蚀以点蚀为主,且随着碳化钛含量的增加,点蚀坑的数量减少且深度变浅;Ni-50TiC-10Cr涂层的腐蚀以全面腐蚀为主,腐蚀产物均匀覆盖在样品的表面,随着Cr含量的增加,在Ni-50TiC-20Cr样品表面生成的钝化膜的钝化特征显着增强,试样的耐腐蚀性有了很大的提高。
王洋[10]（2019）在《原位合成ZrC-ZrB2增强NiAl复合涂层的研究》文中提出随着社会各领域高速发展,传统金属材料难以满足现代工业对机械零件承受剧烈冲击及抗磨蚀的要求。在零件表面熔覆具有高硬度、高耐磨蚀的涂层成为提高零件性能的重要途径。ZrB2与ZrC陶瓷相具有密度小、熔点高、强硬度高、抗热冲击性好,热导率高等优点,作为强化相在耐火材料、耐磨蚀部件及航空航天等领域有着广泛的应用前景。等离子熔覆技术凭借其优异的表面强化效果、工艺操作简单灵活等优点,经过多年的发展已逐渐成熟。采用等离子熔覆技术制备陶瓷相增强的NiAl基复合涂层,不仅提高钢材的表面耐磨性,延长材料的使用寿命,还能节约材料和生产成本。本文通过等离子熔覆技术在Q235钢表面制备ZrB2-ZrC增强NiAl基复合涂层。利用X射线衍射仪、扫描电镜和电子探针分析和观察涂层的物相组成及显微组织,并探讨了强化相的形核长大机制。采用显微硬度计和磨损试验测试熔覆层的硬度和磨损性能,探究熔覆层的磨损机理和强化机制。以Ni、Al、Zr、B4C粉末作为原料,采用等离子熔覆技术原位合成ZrB2-ZrC/NiAl复合涂层。涂层组织均匀,没有裂纹,存在少量孔洞,涂层与Q235呈冶金结合。涂层物相主要由NiAl、ZrC、ZrB2和γ-（Fe,Ni）组成。ZrB2呈针棒状或长条状,ZrC呈花瓣状和点簇状分布在基体上。随着熔覆电流的增大,强化相尺寸增大,硬度和涂层耐磨性先增高后减小的趋势。三个涂层硬度比Q235钢得到大幅度提高,Q235钢的磨损是严重的黏着磨损和磨粒磨损,涂层的磨损方式以轻微的磨粒磨损为主。随着强化相含量的增多,强化相尺寸逐渐粗化且缺陷增多,硬度和涂层耐磨性经历先增高后减小的趋势。当强化相含量为30%时,耐磨性最好,其耐磨性能是Q235的8.51倍。熔覆层的磨损方式以轻微的磨粒磨损为主。强化相尺寸随着熔覆速度的增加,逐渐细化,熔覆层的缺陷也随之减少,耐磨性最好,熔覆层表面较为平整,磨损机制是轻微的磨粒磨损。
二、原位合成TiC增强420不锈钢的力学性能和抗磨损性能(英文)（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TiC增强420不锈钢的力学性能和抗磨损性能(英文)（论文提纲范文）
（1）TiCx/高铬铸铁复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高铬铸铁的研究现状 |
| 1.2.1 铸造 |
| 1.2.2 快速冷却 |
| 1.2.3 热处理 |
| 1.2.4 烧结 |
| 1.2.5 添加元素 |
| 1.2.6 外加陶瓷增强相 |
| 1.3 添加Ti_3AlC_2可能存在的优势 |
| 1.4 研究目标和内容 |
| 1.5 技术路线 |
| 第二章 材料制备及试验方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 原料粉体的制备 |
| 2.1.2 无压烧结制备TiC_x/HCWI复合材料 |
| 2.1.3 热压烧结制备TiC_x/HCWI复合材料 |
| 2.1.4 热压烧结制备TiC/HCWI复合材料 |
| 2.1.5 腐蚀样品的制备 |
| 2.1.6 氧化样品的制备 |
| 2.2 材料的物相组成和微观结构分析 |
| 2.2.1 物相组成分析 |
| 2.2.2 微观结构分析 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 密度测试 |
| 2.3.2 洛氏硬度测试 |
| 2.3.3 弯曲强度测试 |
| 2.3.4 断裂韧性测试 |
| 2.3.5 差热和热重测试 |
| 2.3.6 耐磨性能测试 |
| 2.3.7 抗氧化性能测试 |
| 第三章 原位形成TiC_x对高铬铸铁微观结构的影响 |
| 3.1 前驱体粉末的表征 |
| 3.2 高铬铸铁相关样品的物相组成 |
| 3.3 Ti_3AlC_2与高铬铸铁混合粉末的差热分析 |
| 3.4 关键因素对微观结构的影响 |
| 3.4.1 Ti_3AlC_2含量的影响 |
| 3.4.2 Ti_3AlC_2前驱体粉末颗粒尺寸的影响 |
| 3.4.3 烧结温度的影响 |
| 3.4.4 升温速率的影响 |
| 3.4.5 烧结温度和保温时间的影响 |
| 3.5 TiC_x在复合材料里分散机制分析 |
| 3.6 TiC_x/高铬铸铁原位自生TiC_x的形成机制 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 热压烧结制备TiC_x/HCWI复合材料及性能 |
| 4.1 TiC_x/HCWI复合材料的合成工艺 |
| 4.2 合成工艺对复合材料微观结构的影响 |
| 4.3 TiC_x含量对复合材料微观结构的影响 |
| 4.4 TiC_x/HCWI复合材料的性能 |
| 4.4.1 TiC_x含量对复合材料密度的影响 |
| 4.4.2 TiC_x含量对复合材料洛氏硬度的影响 |
| 4.4.3 TiC_x含量对复合材料弯曲强度的影响 |
| 4.4.4 Ti C_x含量对复合材料断裂韧性的影响 |
| 4.5 TiC_x/HCWI复合材料的耐磨性能 |
| 4.5.1 TiC_x含量对复合材料耐磨性能的影响 |
| 4.5.2 不同载荷对复合材料耐磨性能的影响 |
| 4.6 TiC_x/HCWI复合材料的强化机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 TiC/HCWI和TiC_x/HCWI复合材料的性能对比 |
| 5.1 TiC/HCWI复合材料的微观结构和物相组成 |
| 5.2 TiC含量对复合材料力学性能的影响 |
| 5.3 TiC含量对复合材料耐磨性能的影响 |
| 5.4 TiC/HCWI和TiC_x/HCWI复合材料的力学性能对比 |
| 5.5 TiC/HCWI和TiCx/HCWI复合材料的耐磨性能对比 |
| 5.6 TiC/HCWI和TiC_x/HCWI复合材料的抗氧化性对比 |
| 5.7 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属陶瓷的研究现状 |
| 1.2.1 金属陶瓷的研究进展 |
| 1.2.2 金属陶瓷的制备方法 |
| 1.2.3 金属陶瓷研究中面临的问题 |
| 1.3 TiC及其复合材料 |
| 1.3.1 TiC陶瓷 |
| 1.3.2 TiC与金属的润湿性研究 |
| 1.3.3 TiC-金属复合材料 |
| 1.4 双连续相金属-陶瓷复合材料 |
| 1.4.1 双连续相金属-陶瓷复合材料特点 |
| 1.4.2 双连续相复合材料制备方法 |
| 1.5 预制体的制备 |
| 1.6 本文的关键问题及研究思路 |
| 1.6.1 关键问题 |
| 1.6.2 研究思路 |
| 1.7 本文的研究目标及内容 |
| 1.7.1 研究目标 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 原材料 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.3 TiC_x多孔预制体的制备与分析 |
| 2.3.1 TiCx反应机理 |
| 2.3.2 TiC_(0.5)预制体气孔率的控制 |
| 2.3.3 TiC_(0.5)预制体结构的控制 |
| 2.3.4 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备 |
| 2.4 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备 |
| 2.5 物相和显微结构分析 |
| 2.6 材料性能 |
| 2.6.1 气孔率 |
| 2.6.2 硬度 |
| 2.6.3 弯曲强度 |
| 2.6.4 断裂韧性 |
| 2.6.5 抗热震性能 |
| 2.7 固溶处理工艺对材料性能的影响 |
| 第三章 多孔TiC_x预制体的制备及其微观结构分析 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 碳源的影响 |
| 3.3 造孔剂PVB添加量对预制体的影响 |
| 3.3.1 物相组成 |
| 3.3.2 微观结构 |
| 3.4 烧结温度与保温时间对预制体的影响 |
| 3.5 不同化学计量比的多孔TiC_x预制体的制备及分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷的制备与性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的组织结构及界面 |
| 4.2.1 组织结构 |
| 4.2.2 反应机理 |
| 4.2.3 界面分析 |
| 4.3 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的结构设计及调控 |
| 4.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷的力学性能 |
| 4.4.1 力学性能 |
| 4.4.2 强韧化机理 |
| 4.5 预制体化学计量比对金属陶瓷微观结构及力学性能的影响 |
| 4.5.1 物相组成与微观结构 |
| 4.5.2 力学性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗热震性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 热震温度对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.2.1 微观结构 |
| 5.2.2 热震性能 |
| 5.3 热震环境对TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷结构及性能的影响 |
| 5.4 双连续相TiC_(0.5)-Cu金属陶瓷抗循环热震性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 固溶处理工艺对双连续相TiC_x-Cu金属陶瓷结构与性能的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 固溶温度对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.3 固溶温度对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.4 固溶时间对金属陶瓷微观结构的影响 |
| 6.5 固溶时间对金属陶瓷力学性能的影响 |
| 6.6 固溶处理对材料强韧化机理分析 |
| 6.6.1 细晶强化效应 |
| 6.6.2 固溶强化效应 |
| 6.7 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）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 |
（4）熔盐中不锈钢表面含碳耐腐蚀镀层的制备及其成膜机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 碳材料镀层 |
| 1.2.1 碳膜的构成 |
| 1.2.2 碳膜的分类和性能 |
| 1.2.3 碳化物膜的构成 |
| 1.2.4 碳化物膜的性能 |
| 1.3 碳材料镀层的制备方法 |
| 1.3.1 气相沉积 |
| 1.3.2 热扩散 |
| 1.3.3 熔盐电化学沉积 |
| 1.4 镀膜机制的研究现状 |
| 1.5 研究内容与结构 |
| 1.5.1 主要研究内容 |
| 1.5.2 论文结构 |
| 第二章 实验部分 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 实验装置 |
| 2.4 实验流程 |
| 2.4.1 坩埚与电极的处理 |
| 2.4.2 电阻炉的温度校正 |
| 2.4.3 熔盐预处理 |
| 2.4.4 实验过程 |
| 2.5 电化学测试方法 |
| 2.5.1 循环伏安曲线 |
| 2.5.2 方波伏安曲线 |
| 2.5.3 计时电流/电位曲线 |
| 2.5.4 极化曲线 |
| 2.6 表征方法 |
| 2.6.1 扫描电子显微镜 |
| 2.6.2 X射线衍射谱 |
| 2.6.3 拉曼光谱 |
| 2.7 计算软件 |
| 第三章 氟盐中电化学沉积碳膜体系的碳源优化 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 空白氟盐体系测试 |
| 3.2.1 实验过程 |
| 3.2.2 实验结果与讨论 |
| 3.3 石墨电极转化制备碳源 |
| 3.3.1 实验过程 |
| 3.3.2 实验结果与讨论 |
| 3.4 钙与碳粉反应制备碳源 |
| 3.4.1 石墨坩埚中的反应 |
| 3.4.2 镍坩埚中的反应 |
| 3.5 小结 |
| 第四章 不锈钢表面碳膜的熔盐电化学沉积 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 钙、碳粉、碳化钙体系的反应 |
| 4.2.1 实验过程 |
| 4.2.2 实验结果与讨论 |
| 4.3 沉积因素对碳膜制备的影响 |
| 4.3.1 沉积电位 |
| 4.3.2 沉积温度 |
| 4.3.3 沉积时间 |
| 4.3.4 离子浓度 |
| 4.3.5 电解质和基体 |
| 4.4 碳膜的腐蚀性能测试 |
| 4.5 小结 |
| 第五章 碳膜表面熔盐电化学沉积钛及碳化钛膜的转化 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 氟钛酸钾、海绵钛体系的反应 |
| 5.2.1 实验过程 |
| 5.2.2 实验结果与讨论 |
| 5.3 沉积因素对碳化钛膜合成的影响 |
| 5.3.1 沉积电位和电流密度 |
| 5.3.2 沉积温度 |
| 5.3.3 沉积时间 |
| 5.3.4 离子浓度 |
| 5.4 碳化钛膜的腐蚀性能测试 |
| 5.5 小结 |
| 第六章 碳化钛成膜机制研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 碳化钛的合成反应模型 |
| 6.2.1 碳相 |
| 6.2.2 钛相 |
| 6.2.3 碳化钛相 |
| 6.3 沉积阶段的表面反应 |
| 6.3.1 钛原子在碳相表面的吸附 |
| 6.3.2 钛原子在碳相表面的迁移 |
| 6.3.3 碳相表面的钛沉积层生长 |
| 6.4 扩散阶段的相间反应 |
| 6.4.1 钛原子在碳相的扩散 |
| 6.4.2 碳原子在钛相的扩散 |
| 6.4.3 碳原子在碳化钛相的扩散 |
| 6.5 其他过渡金属的反应 |
| 6.6 小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 总结 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的学术论文与研究成果 |
（5）选择性激光熔化成形（TiC、TiB2）/316L不锈钢复合材料界面第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1.绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 316L不锈钢复合材料的研究 |
| 1.2.1 陶瓷增强316L不锈钢复合材料的研究 |
| 1.2.2 TiC、TiB_2增强316L不锈钢复合材料的研究 |
| 1.3 陶瓷增强316L不锈钢复合材料的成形方法 |
| 1.3.1 铸造法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.3.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.3.4 选择性激光熔化成形 |
| 1.4 第一性原理在复合材料界面结合强度的研究 |
| 1.5 课题研究意义及内容 |
| 1.5.1 研究意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 2.实验过程与计算原理 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 316L不锈钢粉末 |
| 2.1.2 陶瓷增强相粉末 |
| 2.2 实验设备、样品制备及表征方法 |
| 2.2.1 实验设备 |
| 2.2.2 样品制备及表征方法 |
| 2.3 第一性原理计算原理 |
| 2.3.1 密度泛函理论(DFT)简介 |
| 2.3.2 CASTEP计算软件简介 |
| 3.组织分析与模拟参数 |
| 3.1 SLM成形(TiC、TiB_2)/316L不锈钢的实验研究 |
| 3.1.1 球磨工艺对复合材料的影响 |
| 3.1.2 SLM成形件微观组织分析 |
| 3.2 模拟参数设置 |
| 3.2.1 势函数 |
| 3.2.2 截断能、k-point和真空层设置 |
| 3.3 本章小结 |
| 4.Ti C/γ-Fe界面结合计算 |
| 4.1 表面模型的收敛性测试 |
| 4.1.1 γ-Fe表面收敛性测试 |
| 4.1.2 Ti C(001)表面收敛性测试 |
| 4.2 界面结合强度计算 |
| 4.3 Ti C(001)/γ-Fe(001)界面结构 |
| 4.4 Ti C(001)/γ-Fe(011)界面结构 |
| 4.5 Ti C(001)/γ-Fe(111)界面结构 |
| 4.6 Ti C(001)/γ-Fe(001)掺杂合金原子(Cr、Mo、Mn、Ni、Si)后的界面结合 |
| 4.7 异质形核分析 |
| 4.8 本章小结 |
| 5.TiB_2/γ-Fe界面结合计算 |
| 5.1 TiB_2表面模型的收敛性测试 |
| 5.2 TiB2(0001)/γ-Fe(111)界面结构 |
| 5.3 TiB2(0001)/γ-Fe(001)界面结构 |
| 5.4 TiB2(0001)/γ-Fe(011)界面结构 |
| 5.5 TiB_2(0001)/γ-Fe(111)掺杂合金原子(Cr、Mo、Mn、Ni、Si)后的界面结合 |
| 5.6 异质形核分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及所取得的研究成果 |
| 致谢 |
（6）TiC/NbC陶瓷颗粒增强Fe基复合材料的制备及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 颗粒增强铁基复合材料 |
| 1.1.1 常用的颗粒增强相 |
| 1.1.2 颗粒增强相的增强机理 |
| 1.1.3 复合材料制备工艺流程 |
| 1.2 放电等离子烧结技术 |
| 1.2.1 SPS烧结技术 |
| 1.2.2 其他烧结技术 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 国内研究现状 |
| 1.3.2 国外研究现状 |
| 1.4 研究目的及研究内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 1.5 技术路线 |
| 2 实验材料与测试方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 复合材料的测试分析方法 |
| 2.2.1 相对密度测定 |
| 2.2.2 抗弯强度性能测试 |
| 2.2.3 维氏硬度测试 |
| 2.2.4 X射线衍射分析 |
| 2.2.5 扫描电子显微镜分析 |
| 2.2.6 粒度测试 |
| 3 复合粉末粒度对复合材料显微组织及力学性能的影响 |
| 3.1 实验设备及球磨工艺参数 |
| 3.1.1 实验设备 |
| 3.1.2 球磨工艺参数的设定 |
| 3.2 实验部分 |
| 3.2.1 实验原材料 |
| 3.2.2 实验过程 |
| 3.2.3 实验球磨机理 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 复合粉末的粒度分析 |
| 3.3.2 复合粉末的XRD检测及分析 |
| 3.3.3 出粉率的比较 |
| 3.3.4 复合粉末粒度对烧结材料抗弯强度的影响 |
| 3.3.5 复合粉末粒度对烧结材料硬度的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 陶瓷颗粒添加量对复合材料显微组织和力学性能的影响 |
| 4.1 实验设备 |
| 4.2 成分设计和SPS烧结 |
| 4.2.1 成分设计 |
| 4.2.2 实验过程 |
| 4.2.3 SPS烧结机理 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 SPS过程分析 |
| 4.3.2 不同TiC/NbC陶瓷颗粒添加量的复合材料的SEM分析 |
| 4.3.3 TiC/NbC陶瓷颗粒的添加量对相对密度的影响 |
| 4.3.4 TiC/NbC陶瓷颗粒的添加量对力学性能的影响 |
| 4.3.5 复合材料断裂方式分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 热处理对铁基复合材料的显微组织和力学性能的影响 |
| 5.1 实验设备 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 实验结果及分析 |
| 5.3.1 不同温度下试样N20HT的显微形貌图分析 |
| 5.3.2 不同热处理温度下试样N20HT硬度和抗弯强度 |
| 5.3.3 不同温度下铁基复合材料的断口形貌 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（7）合金钢表面仿生梯度陶瓷防护涂层的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 合金钢防护涂层的制备技术 |
| 1.2.1 热喷涂 |
| 1.2.2 物理气相沉积 |
| 1.2.3 电刷镀 |
| 1.2.4 激光熔覆 |
| 1.3 金属基复合涂层的研究进展 |
| 1.4 仿生梯度结构的研究进展 |
| 1.4.1 仿生生物结构 |
| 1.4.2 梯度涂层的制备与性能研究 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第二章 仿生梯度结构设计、制备与试验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 基板材料 |
| 2.1.2 粉末材料 |
| 2.2 獾牙齿生物学特性分析与仿生梯度模型设计 |
| 2.2.1 獾牙齿形态特性分析 |
| 2.2.2 獾牙齿物相组成 |
| 2.2.3 獾牙齿形貌与元素分布 |
| 2.2.4 獾牙齿显微硬度分布 |
| 2.2.5 仿生梯度模型设计 |
| 2.3 仿生梯度涂层制备方法 |
| 2.4 仿生梯度涂层性能检测 |
| 2.4.1 仿生梯度涂层显微组织和表面形貌监测 |
| 2.4.2 显微硬度测量 |
| 2.4.3 物相分析 |
| 2.4.4 磨损性能测试 |
| 2.4.5 冲击韧性测试 |
| 2.4.6 机械疲劳测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 激光熔覆 Ti C 涂层的制备工艺分析 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 激光熔覆预置粉末的特性分析 |
| 3.3.1 激光熔覆预置粉末的差热分析 |
| 3.3.2 激光熔覆预置粉末的物相分析 |
| 3.4 激光熔覆涂层的物相分析 |
| 3.5 激光熔覆涂层内部的组织与元素分布分析 |
| 3.6 激光熔覆涂层的性能 |
| 3.6.1 激光熔覆涂层的显微硬度 |
| 3.6.2 激光熔覆涂层的磨损性能 |
| 3.7 不同激光熔覆TiC工艺对涂层组织和性能影响的机制 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 仿生梯度涂层的特点及成分参数设计 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 仿生梯度涂层的组织和性能特点 |
| 4.2.1 实验过程 |
| 4.2.2 仿生梯度涂层的表面形貌 |
| 4.2.3 仿生梯度涂层的物相分析 |
| 4.2.4 仿生梯度涂层的显微组织 |
| 4.3 制备梯度涂层预置粉末成分参数对涂层显微组织的影响 |
| 4.3.1 实验准备 |
| 4.3.2 梯度涂层的物相组成 |
| 4.3.3 梯度涂层的表面形貌 |
| 4.3.4 梯度涂层的显微组织与元素分布 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 仿生梯度涂层的力学性能分析 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 仿生梯度涂层的显微硬度分布 |
| 5.2.1 实验准备 |
| 5.2.2 仿生梯度涂层的物相组成 |
| 5.2.3 仿生梯度涂层的显微组织 |
| 5.2.4 梯度涂层的显微硬度分布 |
| 5.3 仿生梯度涂层的冲击韧性 |
| 5.3.1 实验准备 |
| 5.3.2 仿生梯度涂层的冲击功 |
| 5.3.3 仿生梯度涂层的断口形貌 |
| 5.4 仿生梯度涂层的机械疲劳性能 |
| 5.4.1 仿生梯度涂层的机械疲劳寿命 |
| 5.4.2 仿生梯度涂层的机械疲劳断口形貌 |
| 5.5 仿生梯度涂层对力学性能的影响机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第六章 仿生梯度涂层的磨损性能分析 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 乏油润滑条件下梯度涂层的磨损性能分析 |
| 6.2.1 实验准备 |
| 6.2.2 乏油润滑条件下的梯度涂层摩擦系数与磨损失重量 |
| 6.2.3 乏油润滑条件下的梯度涂层的磨损表面 |
| 6.3 干摩擦条件下的梯度涂层磨损性能 |
| 6.3.1 实验准备 |
| 6.3.2 干摩擦条件下的梯度涂层摩擦系数和磨损失重量 |
| 6.3.3 干摩擦条件下的梯度涂层的磨损表面 |
| 6.4 重载荷磨损条件下的梯度涂层磨损性能 |
| 6.4.1 实验准备 |
| 6.4.2 重载荷磨损条件下的梯度涂层摩擦系数和磨损失重量 |
| 6.4.3 重载荷磨损条件下的梯度涂层的磨损表面 |
| 6.4.4 重载荷磨损条件下的梯度涂层的磨损形貌 |
| 6.5 梯度涂层对磨损性能的影响机制 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间研究成果 |
| 致谢 |
（8）纳米SiC、TiC相添加对Al-Cr-Fe-Ni系高熵合金组织与性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高熵合金的发展历史 |
| 1.2 高熵合金研究现状 |
| 1.2.1 国内外研究现状 |
| 1.2.2 Al CrFe Ni-M系高熵合金研究现状 |
| 1.3 陶瓷相增强合金研究现状 |
| 1.3.1 陶瓷相增强传统合金研究现状 |
| 1.3.2 陶瓷相增强高熵合金研究现状 |
| 1.4 存在的问题与研究内容 |
| 1.4.1 存在的问题 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 实验材料及检测手段 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验材料的选择 |
| 2.1.2 试样的制备 |
| 2.2 显微结构分析 |
| 2.3 力学性能表征 |
| 第3章 SiC添加对Al_xCrFe_2Ni_2 高熵合金组织及性能的影响 |
| 3.1 SiC添加对Al_(0.6)CrFe_2Ni_2高熵合金组织及性能的影响 |
| 3.1.1 合金的相组成 |
| 3.1.2 合金的显微组织及元素分布 |
| 3.1.3 合金的力学性能 |
| 3.2 SiC添加对Al_(1.4)CrFe_2Ni_2高熵合金组织及性能的影响 |
| 3.2.1 合金的相组成 |
| 3.2.2 合金的显微组织及元素分布 |
| 3.2.3 合金的力学性能 |
| 第4章 Ti C添加对Al_xCrFe_2Ni_2 高熵合金组织及性能的影响 |
| 4.1 Ti C添加对Al_(0.6)CrFe_2Ni_2高熵合金组织及性能的影响 |
| 4.1.1 合金的相组成 |
| 4.1.2 合金的显微组织及元素分布 |
| 4.1.3 合金的力学性能 |
| 4.2 Ti C添加对Al_(1.4)CrFe_2Ni_2高熵合金组织及性能的影响 |
| 4.2.1 合金的相组成 |
| 4.2.2 合金的显微组织及元素分布 |
| 4.2.3 合金的力学性能 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（9）Ni-TiC复合粉体的制备及激光熔覆涂层性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 金属基复合材料的研究现状 |
| 1.2 碳化钛增强金属基复合材料的研究现状 |
| 1.3 表面涂层及激光熔覆技术的研究及应用现状 |
| 1.4 熔覆涂层耐腐蚀性能的研究方法 |
| 1.4.1 腐蚀的分类 |
| 1.4.2 腐蚀的研究方法 |
| 1.4.3 极化曲线 |
| 1.4.4 电化学阻抗谱 |
| 1.5 Ni-TiC复合粉末制备研究现状与进展 |
| 1.6 高压氢还原技术的研究现状与进展 |
| 1.7 本论文的研究内容及意义 |
| 1.8 本章小结 |
| 2 Ni-TiC复合粉末制备研究 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备及实验方法 |
| 2.2.1 实验设备及分析方法 |
| 2.2.2 实验方法及原理 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 实验参数对反应速率的影响 |
| 2.3.2 活化时间对复合粉体包覆完整性的影响 |
| 2.3.3 包覆机理 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 Ni-TiC复合涂层耐磨性能研究 |
| 3.1 实验材料及方法 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 Ni-TiC复合涂层的微观结构及相组成分析 |
| 3.2.2 Ni-TiC复合涂层的微观硬度分析 |
| 3.2.3 Ni-TiC复合涂层的摩擦磨损性能分析 |
| 3.3 本章结论 |
| 4 Ni-TiC-Cr复合涂层耐磨性能研究 |
| 4.1 实验材料及方法 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 Ni-TiC-Cr涂层的微观结构及相组成分析 |
| 4.2.2 Ni-TiC-Cr复合涂层的微观硬度分析 |
| 4.2.3 Ni-TiC-Cr复合涂层摩擦磨损性能分析 |
| 4.3 本章结论 |
| 5 Ni-TiC/Ni-TiC-Cr复合涂层耐腐蚀性能研究 |
| 5.1 实验材料与实验方法 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.2 结果与讨论 |
| 5.2.1 极化曲线测试结果与讨论 |
| 5.2.2 EIS测试结果与讨论 |
| 5.2.3 静态浸泡腐蚀行为分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 论文的主要结论 |
| 6.2 论文的主要创新 |
| 6.3 论文有待深入研究的问题 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（10）原位合成ZrC-ZrB2增强NiAl复合涂层的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属基复合涂层概述 |
| 1.3 NiAl基复合涂层研究及应用 |
| 1.4 涂层制备技术 |
| 1.5 本论文研究目的意义及主要研究内容 |
| 2 实验条件及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 熔覆体系和实验方案 |
| 2.4 涂层组织观察及性能检测 |
| 3 熔覆电流对NiAl复合涂层组织和性能的影响 |
| 3.1 NiAl复合涂层物相分析 |
| 3.2 熔覆电流对NiAl复合涂层组织的影响 |
| 3.3 熔覆电流对复合涂层性能影响 |
| 3.4 本章总结 |
| 4 强化相含量对NiAl复合涂层组织和性能的影响 |
| 4.1 NiAl复合涂层物相分析 |
| 4.2 强化相含量对NiAl复合涂层组织的影响 |
| 4.3 强化相含量对复合涂层性能的影响 |
| 4.4 本章总结 |
| 5 熔覆速度对NiAl复合涂层组织和性能的影响 |
| 5.1 NiAl复合涂层物相分析 |
| 5.2 熔覆速度对NiAl复合涂层组织的影响 |
| 5.3 熔覆速度对复合涂层性能的影响 |
| 5.4 本章总结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 致谢 |
| 学位论文数据集 |
四、原位合成TiC增强420不锈钢的力学性能和抗磨损性能(英文)（论文参考文献）
- [1]TiCx/高铬铸铁复合材料的制备及性能研究[D]. 姜吉鹏. 北京交通大学, 2021(02)
- [2]双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究[D]. 雷聪. 北京交通大学, 2021(02)
- [3]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)
- [4]熔盐中不锈钢表面含碳耐腐蚀镀层的制备及其成膜机理[D]. 柳靖淳. 中国科学院大学(中国科学院上海应用物理研究所), 2021(01)
- [5]选择性激光熔化成形（TiC、TiB2）/316L不锈钢复合材料界面第一性原理研究[D]. 王芹. 中北大学, 2021(09)
- [6]TiC/NbC陶瓷颗粒增强Fe基复合材料的制备及性能研究[D]. 庞雅丹. 内蒙古科技大学, 2020(01)
- [7]合金钢表面仿生梯度陶瓷防护涂层的制备与性能研究[D]. 王熙. 吉林大学, 2020(08)
- [8]纳米SiC、TiC相添加对Al-Cr-Fe-Ni系高熵合金组织与性能影响[D]. 张宇峰. 沈阳工业大学, 2020(01)
- [9]Ni-TiC复合粉体的制备及激光熔覆涂层性能的研究[D]. 朱成才. 中国矿业大学(北京), 2020(01)
- [10]原位合成ZrC-ZrB2增强NiAl复合涂层的研究[D]. 王洋. 山东科技大学, 2019(05)