一、Ti-2Al-2.5Zr合金低温下单向与循环变形行为（论文文献综述）
李保永[1]（2021）在《Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金轻量化结构高温成形技术及装备》文中进行了进一步梳理超声速及高超声速飞行对结构件的承载效率、耐热能力、结构功能一体化程度提出了更高要求。以Ti2Al Nb为代表的钛铝系金属间化合物是当前最有可能替代高温合金的新型耐热轻质高性能材料之一,工程化应用需求十分强烈。多层中空夹层多应用成形/连接组合工艺实现制造,是同时实现结构减重和结构功能一体化的重要技术途经。本课题来源于“高档数控机床与基础制造装备”科技重大专项“高马赫数飞行器复杂构件超高温成形装备及关键技术”项目（编号2014ZX04001-141）,研发了三热态工位热成形机和最高使用温度1200℃超塑性成形机,对可在650℃以上温度下使用的Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金板材的高温变形能力及典型连接性能进行研究,并在此基础上成形了Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金典型多层结构设计方法与制备可行性验证。研发了三热态工位热成形机和最高使用温度1200℃超塑性成形机。三热态工位热成形机优选耐热钢ZG40Cr25Ni20Si2制造加热平台,有2个可移动下平台,可实现在“预热-成形-缓冷”3个热态工位间按需转运,满足最高使用温度1000℃指标;超高温超塑成形机应用新型硅线石陶瓷制造加热平台,采用“电阻丝+电极板+电缆线”供电加热方式,形成自主可控“气-液复合”随动加载控制系统,国际首个实现空气气氛下最高使用温度1200℃指标。采用炉内热处理和脉冲电流热处理研究Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金组织性能演变,发现脉冲电流降低了相变温度,加速了B2相转变,在很短时间内,降低形核热动力学势垒,增加原子扩散。在较低温度和较高应变速率下电流可以加速动态再结晶。电流可诱导织构演化,消除原有轧制织构,形成不同取向的微观结构。当电流热处理条件为1050℃/1min时,Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金板材超塑拉伸性能最佳,延伸率达到224.6%,这是因为处理后试样组织内部含有大量的亚晶组织,在高温变形中初始的B2和α2相转变为O相,同时发生动态再结晶,呈现出细晶超塑性。随着电流热处理时间延长,断口处孔洞数量变少,断口孔洞体积分数和尺寸随着电流热处理时间的增加而略有变化,为准解理/韧窝混合断裂模式。设计了8种蒙皮结构,在同等的重量、边界约束、压力下,开展了承载能力分析,几字型加强筋结构承载能力最高。两相邻加强筋距离、宽度相同时,加强筋越高,承载能力越强。分析了双层蒙皮超塑成形过程,根部圆角过渡处最先贴模,其次十字交叉筋凸起处贴模,再次T字加强筋凸起处贴模,最后加强筋凸起圆角贴模;随着应变速率减小加强筋壁厚最小数值有所增大。采用Zr O2陶瓷模具进行了双层蒙皮超塑成形,在成温度为950℃～980℃、最大压力3MPa下成形后陶瓷模具表面明显优于金属模具。通过对Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金三层波形加强结构超塑成形过程有限元分析,研究了各因素对成形质量的影响及主次关系,厚度比越大沟槽深度越小即成形质量越好,夹角越小沟槽深度越小即成形质量越好,连接区越宽沟槽深度越小即成形质量越好;当成形后角当蒙皮芯板厚度比一定且达到满足精度要求的值时,不同芯板厚度条件下沟槽高度在一定范围内随着芯板厚度减小而逐渐增大但均能达到精度要求;可采取在连接区处添加板材的方法解决成形过程出现沟槽问题;成形过程采取相对缓慢的加压方式,芯板及蒙皮减薄率减小;采用选定加载曲线进行成形的三层结构件,总成形时间延长,最大压力增加,保压时间增长,最终成形件表面光滑,无沟槽等缺陷出现,成形效果良好。优选的激光焊接穿透工艺参数满足了超塑成形的需要,成形后焊接接头无明显变化,证明采用激光焊接可部分的取代扩散连接,并缩短工件热循环周期,提高连接质量的可检验性。建立了四层轻量化结构三种典型结构设计形式,并采用有限元的方法进行三种四层结构整体成形的可行性及过程缺陷形成与控制分析,并进行了典型四层结构试制。X形芯层四层加强结构成形过程会发生板材的减薄,但与传统密集栅格加强四层结构相比,板材减薄率较小,且扩散连接过程和超塑成形过程可分开单独进行;立式芯层支撑加强四层结构,在设计芯板尺寸时可以使得立筋部位只发生弯曲变形,解决了成形过程的减薄问题;X形芯层四层加强结构成形完成后,与芯层的扩散连接区域的数值明显的低于超塑成形区域的数值,表明此处出现了沟槽或出现沟槽的趋势较大。面板与芯层扩散连接区域的宽度越小,出现沟槽的风险越大。为了防止面板与芯层扩散连接区域出现沟槽,应适当加宽扩散连接区域的宽度;立式芯层四层结构成形时芯层与面板扩散连接区域的一端要发生弯曲变形。由于弯曲变形时中性层外侧的金属受拉应力,而此处的芯层已经与面板扩散连接成一体,所以在拉应力的作用下使芯层凹陷,最终形成沟槽。
张宁波[2]（2021）在《原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料的组织调控及力学行为研究》文中提出轻质的Ti2AlNb合金被认为是航空航天发动机减重的理想高温结构材料,在600～750℃有望取代镍基高温合金,但高温力学性能不足限制了该合金的进一步应用。鉴于此,本文以提高Ti2AlNb合金的力学性能为目的,采用球磨和放电等离子烧结制备了原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料,利用SEM、TEM、EBSD、力学性能测试等手段系统研究了原始粉末状态、烧结工艺、增强体含量及锻造变形对复合材料组织和力学性能的影响规律,分析了Ti2AlNb基体相与（Ti,Nb）B增强体界面的微观结构及结合性质,阐明了（Ti,Nb）B增强体的合成机理和脆性α2相（Ti3Al化合物,P63/mmc）在原始颗粒边界的择优析出机理,揭示了锻造态复合材料的强韧化机理。本文采用元素粉末法和预合金粉末法两种方法制备出了原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料。研究结果表明,采用预合金粉末法,即以LaB6和Ti2AlNb粉末为原料,采用250 rpm/8 h机械球磨和1250℃/20 min/45 MPa的烧结工艺制备的复合材料具有最佳的力学性能。采用此工艺制备的3.2 vol%（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料25℃和650℃的屈服强度较基体分别提高11.8%和9.2%。复合材料中原位生成的增强体（Ti,Nb）B具有B27结构,其通过LaB6和Ti-Al-Nb（O）化合物/固溶体之间的化学反应生成,两者反应的起始温度在850～1030℃之间。烧结过程中出现的Nb元素富集区导致了过渡相（Ti,Nb）3B2和Bf-（Ti,Nb）B的生成。复合材料界面的HRTEM分析结果表明,α2相、B2相（Ti-Al-Nb固溶体,Pm3m）及O相（Ti2AlNb化合物,Cmcm）三个基体相与（Ti,Nb）B增强体之间存在择优的位向关系,可以表示为:[1120]α2//[010]（Ti,Nb）B和（1100）α2//（100）（Ti,Nb）B;[111]B2//[0 1 0]（Ti,Nb）B 和（112）B2//（1 00）（Ti,Nb）B;[110]o//[010]（Ti,Nb）B 和（11 0）o//（1 00）（Ti,Nb）B。（Ti,Nb）B与基体相形成的（1100）α2/（100）（Ti.Nb）B、（112）B2/（100）（Ti,Nb）B、（110）o/（100）（Ti,Nb）B界面均为共格界面。第一性原理计算结果表明这三种界面的结合强度（粘附功）依次为（112）B2/（100）（Ti,Nb）B（5.86 J/m2）<（110）O/（100）（Ti,Nb）B（6.08 J/m2）<（1100）α2/（100）（Ti,Nb）B（6.41 J/m2）。三种界面的结合强度相差较小,其差异主要由界面区晶格畸变程度的不同引起。在这三个界面上,增强体一侧的B原子与基体相一侧的Ti、Al、Nb原子通过共价键实现化学结合。对元素粉末和预合金粉末制备的复合材料组织和力学性能的研究发现,相比于元素粉末,预合金粉末制备的复合材料中氧含量较低,从而抑制了脆性α2相的过量析出,且增强体在空间呈现三维准连续网状分布,因而具有更加优异的拉伸性能。进而,以预合金粉末制备的复合材料为研究对象,研究了烧结工艺对复合材料的组织及力学性能的影响。结果表明,烧结工艺主要通过改变原始颗粒边界（PPBs）区的组织来影响力学性能。在避免PPBs区内脆性相连续分布的前提下,提高（Ti,Nb）B的长径比并降低其尺寸有助于复合材料获得更加优异的力学性能。通过对PPBs区微观组织的进一步分析发现,（Ti,Nb）B原位生成导致的α2相稳定元素富集和（Ti,Nb）B对α2相异质形核的促进作用引起了脆性α2相在PPBs区的择优析出,从而导致了 PPBs区高温拉伸时过早失效。通过在B2单相区锻造及随后的B2+O两相区退火可以抑制α2相在PPBs的择优析出、减小PPBs区长度方向与径向的夹角、促进（Ti,Nb）B短纤维沿径向的定向排列,避免了 PPBs区在高温沿径向拉伸时过早的失效,从而提高了复合材料的力学性能。锻造态3.2 vol%（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料650℃和750℃抗拉强度较烧结态分别提高24.7和29.5%。锻造后复合材料中O相形成[100]o//压缩方向的纤维织构,（Ti,Nb）B短纤维形成[010]（Ti,Nb）B//径向的纤维织构。组织的各向异性引起了复合材料力学性能的各向异性。通过定量化分析得出锻造态复合材料的强化机理按强弱依次为基体织构强化>基体组织细化强化>（Ti,Nb）B织构强化。
钱钰[3]（2021）在《钴基高温自润滑复合材料抗磨体系的设计及摩擦学研究》文中进行了进一步梳理在高温和高负荷等苛刻工况下工作的设备轴承、齿轮、叶片和其他易磨损传动部件的磨损和润滑,直接关系到设备运行的稳定性和安全可靠性。Co基高温合金相比于其他合金具有更优异的高温强度、抗氧化性与耐腐蚀性。以钴合金为基体设计一种宽温域内具有优异抗磨性能的自润滑复合材料,对解决高温部件的磨损具有深远的意义。润滑相与抗磨相的选择是影响复合材料高温抗磨性能的重要因素。本文采用高温热压烧结技术制备了一系列钴基高温自润滑复合材料,研究了润滑组元与抗磨组元对钴基复合材料的高温摩擦学性能的影响,建立了钴基复合材料摩擦系数预测模型。分别研制了纳米级和微米级Al2O3陶瓷颗粒强化的CoCrNi基高温耐磨复合材料,并系统研究了在室温～1000℃范围内陶瓷颗粒的高温抗磨机理。研究发现,Al2O3的添加使得CoCrTi基复合材料在宽温域内摩擦系数提高,磨损率降低。特别是在高于600℃的试验条件下,磨损率显着降低。在宽温域内,添加纳米Al2O3的复合材料表现出最佳的耐磨性,其磨损率在0.84-4.62×10-5mm3/N·m范围内,与未添加Al2O3和添加微米Al2O3的复合材料相比磨损率低0.5-5倍,这是归因与复合材料高硬度以及磨损表面上生成的氧化物润滑膜。通过高温热压烧结制备了CoCrTi-WS2高温自润滑复合材料,在不同温度、不同载荷和不同滑动速度下对其摩擦学性能进行研究。发现WS2的添加提高了材料的硬度与摩擦学性能。在宽温域内,复合材料的摩擦系数先降低后趋于平稳,趋于0.409-0.559范围内。磨损率先升高后降低,在1000℃时表现出最低磨损率,其值处于0.9×10-6mm3/N·m附近。在不同载荷和不同滑动速度下,400℃时,摩擦系数在15N与0.3m/s条件下最小,其值分别在0.418-0.443与0.387-0.416之间。其磨损率随速度与载荷的增大而增大。600℃时,摩擦系数先升高后降低。磨损率先增大后趋于平稳,趋于0.91-3.148×10-5mm3/N·m之间。选用WS2与CuO作为CoCrTi基复合材料的复合润滑相,研究了复合材料在室温至1000℃宽温域内的摩擦学性能。结果表明:WS2和CuO的添加明显改善了材料的硬度与宽温域摩擦学性能。摩擦系数与磨损率均随温度的升高先增大后减小。添加9%WS2与3%CuO的复合材料摩擦学性能最佳。尤其在1000℃时材料的摩擦系数与磨损率最低,分别为0.38与0.119×10-6mm3/N·m。WS2可在20℃到400℃条件下起到润滑作用,CuO的添加使材料在600℃到1000℃下具有良好的高温摩擦学性能。由于WS2与CuO的协同润滑机制,使得钴基自润滑复合材料在宽温域内具有优异的摩擦学性能。通过使用多元线性回归方程和最小二乘法相结合,建立了钴基复合材料的摩擦系数预估模型。通过对比试验所得值与拟合数值组成的曲线,结果表明,模型较精确,曲线较吻合。
曹苗[4]（2021）在《Ti/Al层状复合材料的微观组织、力学性能和成形行为研究》文中指出Ti/Al层状复合板兼有Ti、Al金属的优异性能,可实现Ti、Al异种金属优势互补,其冲压成形制件在汽车、船舶、航空航天、电子、医疗等领域具有广泛应用前景。然而复杂零部件的制备对复合板的力学性能和成形性能有极其严苛的要求。目前,对Ti/Al复合板冲压成形性能的研究非常有限。且不同于单一板材,复合板中层界面的存在及其结构和性质演变对其成形行为具有很大的影响,而这亟待深入研究。本文采用热压、轧制及退火法制备了Ti/Al复合板,通过优化加工工艺调控其层界面结构,以使其力学性能和成形性能满足实际生产和应用需求。随后进行了冲压成形试验,探讨了界面对裂纹萌生与扩展的影响,分析了其成形失效机制。研究结果表明,热压制备的Ti/Al/Ti复合板宏观界面结合良好,无明显孔洞或其它缺陷。随热压温度从450℃升高到600℃,界面形态变得愈发弯曲,界面处有微米级厚度的TiAl3相生成,界面结合强度和显微硬度值均增加,但复合板强度逐渐降低而延伸率先降低后略有增加。愈发弯曲的Ti/Al界面会引起复合板产生剪切断裂趋势,且较高温度下Ti、Al金属发生软化,均会弱化复合板强度。采用混合法则对热压复合板的理论强度进行了预测,发现复合板的实际强度均大于理论强度,这源于实际变形过程中界面TiAl3相层、界面约束效应、界面应力场以及界面与位错相互作用的综合影响。而复合板延伸率和杯突性能的变化与变形期间弱界面的局部脱粘及强界面约束效应相关。热压温度较低时（如在450℃和500℃热压）弱界面的局部脱粘导致Ti、Al层之间的约束作用减弱,首先断裂的Al并不会影响复合板继续变形,随载荷继续增加,具有较高延伸率的Ti层断裂,复合板整体失效,因此复合板呈现出与Ti接近的高伸长率和杯突值;当热压温度升高到550℃,界面约束作用增强,虽然跨界面的应力应变传递行为可协调Ti、Al层变形,但是界面硬脆TiAl3相却恶化了这种协调性,导致复合板呈现出较低的延伸率和杯突值;而当热压温度升高至600℃,变形过程中界面TiAl3相易诱导界面脱粘,导致Ti、Al层之间约束作用减弱,且部分熔融Al被挤出,因此具有较高延伸率和成形性能的Ti层对复合板整体变形行为影响更大。对热压Ti/Al/Ti复合板进行热轧,发现轧后复合板缺陷减少,界面结合得以改善,强度增加,但是其延伸率和成形能力较差,这限制了其工程应用。因此,随后对热轧复合板进行了退火,通过退火调控了复合板层界面结构,探索了其力学性能及成形行为。发现随退火温度从200℃升高到600℃,复合板强度逐渐降低,而延伸率和杯突性能与界面结合密切相关。当退火温度从200℃升高到400℃,界面结合强度逐渐增加,这利于延迟Al层的过早颈缩和断裂,提高复合板整体延伸率。当退火温度进一步从400℃升高到600℃,界面TiAl3相层逐渐增厚,恶化了界面结合,界面处粗化的TiAl3相极易导致界面脱粘,而通过裂纹偏转和钝化机制有效抑制了裂纹扩展,反而改善了复合板的延伸率和成形能力。特别是在550℃退火时,界面生成了大量的TiAl3相,其与基体邻接处裂纹的萌生消耗了能量,因此复合板展现出极高的延伸率和杯突值。通过热压+热轧两步热变形并在550℃退火2 h制备了具有不同层数的Ti/Al多层复合板。发现随复合板层数增加,Ti/Al界面愈发弯曲,界面TiAl3相层逐渐增厚,复合板强度降低而伸长率增加。复合板层数增加,层界面数量增多,一方面Ti、Al层发生跨界面的应变转移,可使应变分布更加均匀;另一方面界面处TiAl3相通过诱导微裂纹释放了内应力,降低了复合板能量,弱化其强度同时改善其延伸率。此外,复合板层数增多,界面结合强度逐渐改善,Ti、Al层间约束效应增强,一方面,高强度Ti的变形受到Al的制约,导致复合板整体强度降低;另一方面,强界面约束延迟了Al层的颈缩,因而改善了复合板延伸率。复合板杯突成形能力与基体金属织构强度、层厚和层界面密切相关。随层数增加,Ti层基面织构减弱,这引起复合板整体塑性应变比（r）减小、应变硬化指数（n）增大,增强了其均匀变形能力。随层数增加,Ti、Al层层厚减小,薄的组元金属层中增加的界面压力利于界面结合,促进了板间协调变形,改善了LMCs的成形能力。LMCs层数增多,层界面数量增加,裂纹扩展受到更多阻碍,扩展路径曲折,且扩展的部分能量也在界面处释放,增加了裂纹扩展难度,因此改善了成形性能。对Ti/Al多层复合板进行室温拉深成形,发现复合板层数越多,其极限拉深比（LDR）越高,所承受的极限拉深力也越大。各复合板拉深筒形件的壁部与圆角相切处材料承受弯曲和剧烈摩擦,减薄程度最大,加工硬化程度最高,是拉深危险区,极易颈缩并破裂。随复合板层数增加,层界面数量增多,跨界面的载荷传递作用使得层间应变分布更均匀,因此在筒形件圆角区域Ti、Al金属层变薄程度逐渐减小。复合板层数越多,Ti、Al金属层越薄,较薄的金属层中增加的界面压力引发了界面形态的变化。随复合板层数从3层、5层增加到7层,Ti/Al界面由相对平直、小波浪状结构变为锯齿状结构,这有力的协调了多层复合板的变形。拉深过程中当裂纹扩展至界面时发生偏转和撕裂,阻碍并延缓了裂纹的贯穿,因而较多层数的复合板具有较高的深拉性能。
雷聪[5]（2021）在《双连续相TiCx-Cu金属陶瓷的制备及其性能研究》文中研究说明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。
周志丹[6]（2021）在《铝基非晶涂层的制备及损伤行为研究》文中研究指明发现于20世纪60年代的铝基非晶合金作为一种低密度材料拥有着较高的比强度,与传统晶态材料相比,呈现出长程无序、短程有序的原子排列特点,其内部不存在晶界、位错等较易引发失效的缺陷结构,表现出高硬度和优异的防腐、耐磨等性能,受到了国内外众多学者的广泛关注。受到非晶形成能力低的限制,目前多数铝基非晶合金都需要添加稀土元素以确保形成高非晶相合金,这增加了合金的制造成本且不利于工程应用推广。本文以简单的Al Ni Ti三元体系为基础,完成了材料仿真计算、组分设计、涂层制备及性能表征等系统性的研究工作,其主要工作包括:设计不同Ti含量的Al Ni Ti(Al90-xNi10Tix,x=0,3,6,9和12)三元原子结构模型,利用VASP软件进行第一性原理仿真计算。结果表明:根据原子原胞体积随弛豫平衡温度的变化拐点,拟合玻璃转变温度,其中Al81Ni10Ti9的玻璃转变温度最高,达到580℃;根据能够反映原子扩散速率的均方位移可知,随着Ti含量的增加,各原子的扩散速率降低,这符合原子扩散速率与质量负相关的原则,说明Ti含量的变化没有引起原子明显的协同移动。Ti含量的变化能够引起径向分布函数第一峰形成不同程度的左肩峰,其主要原因是Ti含量变化引起Ni-Al和Ti-Al偏径向分布函数的峰位置、强度改变;对配位数和化学短程有序度分析可知,Al-Ti亲和力高于Al-Ni亲和力,这解释了Al Ni Ti非晶合金能够优先析出Al3Ti相的原因;对不同原子为中心的Voronoi多面体（VPs）进行统计可知:在Al中心的VPs中,有利于增加非晶形成能力的<0,0,12,0>二十面体占比很少,多数为变形二十面体;Ni中心的VPs中没有二十面体结构;Ti原子为中心的VPs中,<0,0,12,0>占比较高,但由于Ti原子含量有限,对合金的非晶形成能力并没有明显提升。对合金进行五次对称性分析可知,Ti含量为9 at.%和12 at.%时,玻璃化倾向更高。整体分析Ti含量对非晶形成能力的影响可知,从动力学和成分起伏角度,认为Al78Ni10Ti12具有更好的GFA;从原子局部结构稳定性角度,认为Al81Ni10Ti9具有更好的GFA。针对铝基非晶合金,尤其是不含稀土元素的铝基非晶合金的Tg无法测量的问题,设计评估了不同组分合金非晶形成能力的实验方法。通过实验方法总结归纳了Ti、Ni含量变化对合金非晶形成能力的变化规律,说明了仿真结果的可靠性,认为具有高非晶含量的合金组分为Al81Ni10Ti9。根据Al81Ni10Ti9非晶合金薄带的DSC曲线,设定不同温度对薄带进行退火处理,根据XRD表征确定合金薄带在不同退火工艺处理后的析出相。根据不同相组成的薄带的硬度测试结果可知,α-Al纳米晶对合金有硬化作用,最高硬度达到625 HV100。基于Al81Ni10Ti9合金组分,通过真空气雾化方法制备的粉末,由于铝基合金自身的低非晶形成能力和气雾化过程中的低冷却速率,导致粉末中不含非晶相。对比等离子喷涂（PS）,火焰喷涂（FS）和超音速火焰喷涂（HVAF）制备的合金涂层可知:等离子喷涂工艺的高焰流,确保粉末在喷涂中实现重熔后再骤冷的过程,借助于热喷涂过程的高冷却速率,实现非晶相的形成,其非晶含量可达49.76%;等离子喷涂工艺的高焰流速度,确保熔滴沉积后涂层的致密性,其孔隙率为3.1%,略高于超音速火焰喷涂涂层,明显低于火焰喷涂涂层;致密结构和高非晶相确保了等离子喷涂铝基非晶涂层具有较高的硬度,可达422 HV100;对6061铝合金、等离子喷涂涂层、火焰喷涂涂层和超音速火焰喷涂涂层进行摩擦磨损测试,可知等离子喷涂涂层具有更高的耐磨性能,其磨损速率是6061铝合金的1/4,其磨损机理主要是剥层磨损并伴随氧化磨损。设计真空封孔工艺对等离子喷涂涂层进行后处理,用环氧树脂填充涂层的孔隙,减少结构缺陷对涂层耐腐蚀性能的危害。对比6061铝合金、封孔涂层、未封孔涂层的动电位极化曲线可知,腐蚀电流密度:6061铝合金>未封孔涂层>封孔涂层;腐蚀电位:封孔涂层>未封孔涂层>6061铝合金。说明非晶合金材料本身具有更高的耐腐蚀性能,这得益于非晶相的均匀性和纳米晶的高钝化活性,另外涂层封孔后降低了缺陷处腐蚀介质的接触,进一步提升了涂层的耐腐蚀性能。对比6061铝合金、封孔涂层、未封孔涂层在不同浸泡腐蚀时间的交流阻抗谱图可知:随着侵蚀时间的增加,试样的阻抗均表现为先迅速降低随后平缓;封孔样品初期的阻抗明显高于6061铝合金,说明封孔对于样品初期的耐腐蚀性能提高明显,但由于封孔深度受限,长期侵蚀条件下,封孔处理的作用有所减弱;根据盐雾腐蚀结果,可以更直观地说明封孔涂层在短时间（200 h内）腐蚀条件下,比6061铝合金更优异的耐腐蚀性能。结合SEM形貌分析和XPS腐蚀产物分析可知:由于涂层中具有较低腐蚀电位的晶体相容易集中到孔隙附近,因此孔隙处更容易腐蚀,主要以孔蚀为主;涂层中的无缺陷区域,由于非晶相的均匀性以及纳米晶的高活性,耐腐蚀性能提高,其腐蚀形式多以开裂为主;另外,涂层中的Ti在腐蚀过程中可以通过Al3+空位扩散到涂层外层,提高钝化膜的稳定性并参与腐蚀反应。
高远[7]（2021）在《硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究》文中提出随着能源电力行业的迅速发展,对耐高温、高强韧、抗氧化结构材料提出了更高的要求。传统的高温合金使用温度上限约1000℃-1200℃,即使是高温性能优异的碳化硅陶瓷的长时使用温度也只有1650℃。因此,开发新型超高温材料对电力行业的发展意义重大。本文首先热压烧结了Nb-xTi（x=10wt.%,20wt.%,30wt.%,40wt.%）合金,研究了Ti含量对Nb-Ti合金强韧性的影响规律。然后以Nb-20wt.%Ti合金为基体,以二硼化锆ZrB2陶瓷为增强相,热压烧结（1600℃/30MPa）制备了致密度不低于97%的xZrB2-NbTi（x=15wt.%,30wt.%,45wt.%,60wt.%）复合材料。利用扫描电镜、透射电镜、X射线衍射仪、万能试验机等对复合材料微观结构相组成、室温及高温力学性能、高温氧化性能进行了检测,分析了微观组织结构对宏观性能的影响规律,获得了复合材料室温及高温强韧化机理及抗氧化机制。在不同Ti含量的Nb-xTi合金中,断裂韧性随Ti含量的提高先升高后降低,Nb-30wt.%Ti室温断裂韧性最高,为24.5MPa·m1/2;室温屈服强度随Ti含量线性增加,Nb-40wt.%Ti室温强度最高,为1548.9MPa;800℃高温屈服强度随Ti含量线性降低,Nb-40wt.%Ti高温屈服强度最低,为414.8MPa。xZrB2-NbTi复合材料的相组成包括（Ti,Nb,Zr）ss固溶体基体相、等轴状富Ti的（Nb,Ti）B相及针状富Nb的（Ti,Nb）B相。随着ZrB2陶瓷含量增加,复合材料中硼化物相含量也增加。当ZrB2含量超过45wt.%时,出现残余ZrB2团聚体及（Ti,Nb）B团簇。各相的数量和形态直接影响复合材料的强度和韧性。室温力学性能实验结果表明,30wt.%ZrB2-NbTi的室温断裂韧性最高,为12.0MPa·m1/2。（Ti,Nb）B相带来的裂纹偏转、裂纹桥连和拔出机制是其主要的增韧因素。xZrB2-NbTi的强度则取决于（Nb,Ti）B相的位错强化机制及（Ti,Nb）B相和残余ZrB2颗粒因应力集中引起的弱化效果的共同作用。当材料中残余ZrB2颗粒较多时,材料在外力作用下沿剪切带脆性断裂,强度明显下降。室温强度最高为1785.6MPa,在ZrB2含量为15wt.%时获得。高温力学性能实验结果表明,当ZrB2含量一定时,xZrB2-NbTi的屈服强度和断裂韧性随实验温度的升高而线性下降。当实验温度一定时,屈服强度在ZrB2含量为45wt.%时达到最大,断裂韧性在ZrB2含量为30wt.%时达到最大。颗粒强化、细晶强化和残余应力场强化是主要高温增强机制。基体韧性的保留和（Ti,Nb）B的增韧则保证了材料的高温韧性。当实验温度高于1200℃时,60wt.%ZrB2-NbTi材料出现了韧性大幅增加现象,主要归因于氧化锆的马氏体相变增韧。高温氧化实验结果表明,xZrB2-NbTi在高温下氧化产物包括TiNb207、Ti2Nb10O29、Nb2O5、Nb2Zr6017、TiO2和ZrO2相6种。Nb2Zr6O17和TiO2有利于氧化层的完整性,能提高抗氧化性。板条状Nb2O5和疏松的Ti2Nb10O29及TiNb207对氧化层破坏能力排序为:Nb2O5>Ti2Nb10O29>TiNb2O7。800℃-1000℃时,ZrB2含量越高,氧化产物中膜状Nb2Zr6O17越多,板条状Nb2O5减少,膜状Nb2Zr6O17能愈合由Nb2O5生长内应力过大引起的氧化层开裂,抗氧化性越好。1200℃时,ZrB2含量越高,ZrO2马氏体相变体积效应造成的氧化层内应力越大,同时B2O3挥发造成Nb2Zr6017膜破裂,抗氧化性越差。
黄景昊[8]（2021）在《耐事故铬涂层锆合金包壳安全特性研究》文中研究表明压水堆核燃料组件一般由UO2芯块和锆合金包壳组成,芯块与包壳间充有高压氦气。核燃料组件在反应堆中存在非常复杂的堆内行为,在正常运行工况下,包壳材料会受到辐照肿胀、高温高压水腐蚀、辐照蠕变和热蠕变等因素的影响。在极端事故工况下,Zr合金包壳在1000℃高温时会与水蒸气发生剧烈氧化反应,产生大量氢气和热量,氢气的大量聚集会造成反应堆压力容器爆炸,一回路压力边界遭严重破坏,放射性物质向环境泄漏。例如2011年的日本福岛核电站核事故,就是因为燃料包壳发生锆水反应产生大量氢气,导致反应堆内氢气爆炸。由此可知,提高核燃料包壳的抗高温水蒸气氧化性能,对核反应堆安全运行至关重要。锆合金表面涂层技术是高性能燃料包壳研究的一个重要方向,旨在利用表面涂层改性来提高锆合金的抗高温水蒸气氧化性能。本文通过研究Zr-4合金表面Cr涂层的制备工艺、涂层基本性能和涂层高温抗氧化性能,制备出一种可提高Zr-4合金包壳抗高温水蒸气氧化性的Cr涂层材料,这种涂层材料可提高燃料组件的整体安全性能,为核事故应急提供了宝贵的时间。同时,本文建立的高温氧化模型可以较好的预测Cr涂层Zr-4合金在300～1200℃高温下的氧化的进程,为分析涂层锆合金包壳的失效现象及发展相应的失效准则提供理论基础。本文采用多弧离子镀工艺制备Zr-4合金表面Cr涂层。探索了不同工艺参数对Cr涂层Zr-4合金基本性能的影响。主要研究了多弧离子镀制备工艺中的电弧电流、沉积温度、基体偏压和沉积时间等四个工艺参数对Cr涂层表面微观形貌、物相组成、力学强度、涂层与基体的结合强度的影响,确定多弧离子镀制备Cr涂层的最优工艺参数。涂层微观结构形貌通过扫描电镜进行观测,物相组成可通过XRD测试分析确定,涂层厚度可通过截面电镜背散射结果结合能谱仪中元素分布确定。结合强度一般采用压入法和划痕实验得到。对于Zr-4合金表面制备的Cr涂层,采用电弧电流80 A、基体偏压-100 V、沉积温度350℃的、涂层厚度10～15μm的工艺参数,能获得较为理想的Cr涂层。本文对Cr涂层Zr-4合金的高温性能表征与测试方法进行研究。通过在300～1200℃的空气环境中氧化一段时间,分析氧化后涂层微观形貌、物相组成、力学强度。经高温氧化后,Cr表面会形成一层致密的Cr2O3氧化层,阻止O元素的向内扩散,氧化过程未出现涂层脱落现象。随着氧化程度加深,Cr涂层和Zr基体中出现了孔洞和裂纹缺陷,缺陷的出现加快了Zr基体的氧化。但Cr涂层经高温氧化后始终能够致密的包覆在Zr基体表面,有效阻止了O元素进入Zr基体。本文重点研究了Zr-4合金Cr涂层高温水蒸气环境与空气环境的氧化特性,并建立了氧化动力学模型。在水蒸气环境中,Cr涂层Zr-4合金的氧化速率高于空气中的氧化速率。Cr涂层Zr-4合金包壳的氧化速率明显低于没有涂层的Zr-4合金包壳材料。在温度低于900℃的水蒸气环境中和温度低于1000℃的空气环境中,Cr涂层Zr-4合金包壳几乎不发生氧化反应。对比没有涂层的Zr-4合金包壳,Cr涂层可提高Zr基体的高温抗氧化性。Cr涂层包覆的Zr-4合金在水蒸气环境与大气环境中都遵循线性-抛物线的氧化规律。通过氧化实验增重数据,建立氧化动力学模型,通过阿累尼乌斯公式拟合,计算得出Cr涂层Zr-4合金和Zr-4合金在600～1100℃高温水蒸气环境中的氧化活化能分别为129.1 k J/mol和221.8 k J/mol。在Zr-4合金Cr涂层高温氧化结合性能研究中,通过划痕试验,对经过高温水蒸气氧化后的Zr-4合金Cr涂层结合性能进行测试。在500～1100℃范围内,随着氧化温度的升高,Cr-Zr扩散层变厚,涂层结合力随着温度的升高而增大。在1000～1100℃时,随着氧化时间增加,涂层结合性能先增大后减小。本文还通过ANSYS数值模拟仿真,研究了高温下Cr涂层对Zr-4合金包壳形变量的影响,并分析了氧化温度和氧化时间对Cr涂层Zr-4合金包壳与Zr-4合金包壳的形变规律。
孙康[9]（2021）在《锆基非晶合金的微观结构调控》文中提出非晶合金,又被称为“金属玻璃”,是液态金属以极快的速度被冷却时,结晶被抑制,通过玻璃转变过程获得的固体材料。在微观结构上,非晶合金无晶体材料中的晶界、位错等缺陷,原子排列表现为长程无序而短程有序。其微观结构的有序化程度通常借用“自由体积”的概念得以描述或者利用分子动力学模拟的方式得以表现。非晶合金的性能在很大程度上会受到自由体积含量与分布的影响。由此可见,寻找有效调控非晶合金内部微观结构的方法将对改善与提高其宏观性能具有重要的意义。本文通过不同的处理手段对锆基非晶合金的微观结构进行调控,并对不同状态的非晶合金样品进行宏观性能测试,借助球差校正透射电镜与高能同步辐射技术手段表征不同环境条件对非晶合金原子结构及演化过程造成的影响,以此建立结构与性能的联系。本论文的研究结果旨在为认识、理解及调控非晶合金微观结构提供更多的理论依据,主要内容如下:利用液氮作为制冷剂,对Zr55Cu30Ni5Al10非晶合金进行超低温深冷处理。通过对铸态锆基非晶合金样品实施不同时长的浸泡,实现从材料表面深入其内部的整体改性。借助X射线衍射技术及高分辨透射电镜系统地研究非晶合金原子结构受深冷时长的影响。通过室温力学性能测试,分析锆基非晶合金宏观力学性能与深冷处理时间之间的关联。利用高能同步辐射技术手段,认识与理解锆基非晶合金内部原子结构在液氮温区下的结构演化过程,以此建立锆基非晶合金微观结构与宏观性能之间的关联。利用快速退火设备对Zr61Cu25Al12Ti2非晶合金实施不同温度条件的热处理,获得了不同能量状态的锆基非晶合金样品。利用热力学手段分析合金内部自由体积含量受纯热作用的影响。对比室温条件下不同能量状态样品的力学性能,分析结构的变化对宏观性能带来的影响。利用球差校正透射电镜配合自相关函数分析方法,定性与定量地研究退火温度与非晶合金纳米尺度有序结构的关联。利用高能同步辐射X射线光源,分析快速退火温度的变化对非晶合金内部短程有序结构与中程有序结构的影响,探讨原子尺度上有序度的变化。由于非晶合金是液态金属通过急冷方式凝固得到的,其结构特征与合金熔体具有一定的相似性。通过对Zr61Cu25Al12Ti2及Zr46Cu46Al8两种不同成分的锆基非晶合金体系进行原位电磁悬浮实验,获得了锆基非晶合金体系在过热态及过冷态的结构信息,揭示了过热度与过冷度之间存在的关联。通过分析合金熔体结构随温度变化的过程,认识了合金熔体的固有结构及性质。通过对合金熔体过热态和过冷态的原子结构演化分析,发现了类二十面体团簇作为非晶合金的基本单元结构,也存在于其熔体结构中。本章内容对理解合金熔体结构、认识与研究非晶合金的结构起源具有深远的意义。借助新设备新技术手段:电磁悬浮熔炼设备,获得了不同深过冷程度的Zr61Cu25Al12Ti2非晶合金样品。通过对不同深过冷程度的锆基非晶合金样品结构及热力学表征,揭示了锆基非晶合金的微观结构与深过冷程度的内在联系。利用硬度测试分析方法,从宏观角度表征深过冷程度对锆基非晶合金性能的影响。借助高速摄影机捕捉锆基非晶合金的深过冷快速凝固过程。利用同步辐射衍射技术获取锆基非晶合金原子结构随深过冷程度的演化规律。
蔡乐平[10]（2020）在《A位固溶钛铝碳的表面自适应摩擦学特性研究》文中认为具有纳米层状结构的三元化合物MAX相陶瓷由于其块体材料所表现出的高温氧化行为、高损伤容限和抗热冲击性等与摩擦学特性相关的特殊性能,使其有望应用于摩擦领域。已有研究表明,典型的MAX相如Ti3Si C2、Ti3AlC2等在干滑动摩擦条件下与低碳钢盘高速对磨时,摩擦学特性表现优良,这主要与其摩擦面上形成的由Ti和A位元素（Si或者Al）混合氧化物组成的摩擦学薄膜有关。本文利用钛铝碳的A位元素氧化物摩擦薄膜对钛铝碳材料摩擦学特性的支配作用,研究具有摩擦学表面自适应的A位固溶钛铝碳材料。本文的研究结果主要包括以下几个方面:（1）以Ti、Al、Si、Sn和TiC粉为原料,制备了系列Ti2Al（1-x）SnxC（0≤x≤1）,Ti3Al0.8Sn0.2C2等A位固溶钛铝碳粉体和块体材料。其中Ti3Al0.5Si0.4Sn0.1C2和Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2为首次成功合成的同时含三种元素掺杂的A位MAX固溶体材料。（2）对A位固溶钛铝碳块体材料的维氏硬度和弯曲强度等力学特性进行测试和分析,实验结果表明:在Ti3AlC2,Ti3Al0.8Sn0.2C2,Ti3Al0.8Si0.2C2和Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2体系中,固溶强化作用明显;而在Ti2Al C和Ti2Al0.8Sn0.2C体系中,材料并未表现出固溶强化作用,元素掺杂对MAX相产生强化或者软化的作用机制还不明确。（3）在干滑动摩擦条件下,Ti2Al0.8Sn0.2C、Ti3Al0.8Sn0.2C2和Ti3Al0.8Si0.2C2等A位固溶钛铝碳材料均表现出良好的摩擦学特性,其摩擦表面生成的具有自润滑作用的摩擦氧化膜起到了主要作用。Ti2Al0.8Sn0.2C与Ti2Al C相比,其摩擦系数较小而磨损率较大;Ti3AlC2,Ti3Al0.8Sn0.2C2和Ti3Al0.8Si0.2C2的摩擦系数值大小排列依次为Ti3Al0.8Si0.2C2>Ti3AlC2>Ti3Al0.8Sn0.2C2,而磨损率的表现却基本相反。A位固溶元素种类及含量是影响钛铝碳材料摩擦学特性的内在因素。（4）Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2在高温氧化过程中形成的氧化层为分层结构,其氧化层的物相组成由外至内依次为:最外层为TiO2和Al2O3混合层;第二层为不连续的SnO2中间过渡层;第三层为TiO2、Al2O3和SiO2的混合氧化物层;最内层为TiO2、Al2O3、SiO2和SnO2的混合层。（5）在实验条件下,Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2也表现出优良的摩擦学特性。A位固溶元素的掺杂促进了高温氧化层的形成,导致Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2的氧化速率加快,反而在其干滑动摩擦过程中可作为摩擦润滑膜起到积极作用。（6）滑动速度与法向载荷被认为是影响A位固溶钛铝碳摩擦学特性的主要外在因素。在较低的滑动速度和法向载荷下,摩擦膜零散分布,此时摩擦机制主要是磨粒磨损和粘着磨损,摩擦系数和磨损率较高;当滑动速度和法向载荷增加时,磨屑不断生成并被高速挤压形成连续光滑的摩擦膜,此时磨损机制主要为氧化磨损,材料表现出较小的摩擦系数且数值保持稳定。（7）通过有意识地引入不同种类A位元素固溶的方式来调节由干滑动摩擦诱导生成的Ti、Fe以及多种A位元素混合氧化物组成的摩擦膜的物相和化学状态,进而使钛铝碳材料的摩擦学特性具有可调控性是可行的,使得该体系材料可适用于不同摩擦工况以扩大其应用范围。
二、Ti-2Al-2.5Zr合金低温下单向与循环变形行为（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、Ti-2Al-2.5Zr合金低温下单向与循环变形行为（论文提纲范文）
（1）Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金轻量化结构高温成形技术及装备（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 Ti2AlNb基合金组织性能及研究进展 |
| 1.2.1 Ti2AlNb基合金组织性能 |
| 1.2.2 Ti2AlNb基合金研究进展 |
| 1.3 Ti2AlNb基合金高温变形研究现状 |
| 1.3.1 Ti2AlNb基合金高温变形 |
| 1.3.2 Ti2AlNb基合金接头高温变形 |
| 1.3.3 Ti2AlNb基合金电致塑性 |
| 1.4 Ti2AlNb基合金连接技术的发展 |
| 1.4.1 Ti2AlNb基合金扩散连接 |
| 1.4.2 Ti2AlNb基合金高能束焊接 |
| 1.4.3 Ti2AlNb基合金其他连接方法 |
| 1.5 板材热成形和超塑成形装备发展及应用 |
| 1.6 课题研究意义及主要内容 |
| 第2章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法及设备 |
| 2.2.1 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金多层轻量化结构成形技术路线 |
| 2.2.2 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金单向拉伸试验 |
| 2.2.3 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金炉内热处理试验 |
| 2.2.4 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金电加热试验 |
| 2.2.5 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金扩散连接试验 |
| 2.2.6 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金热弯曲成形试验 |
| 2.2.7 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金超塑成形试验 |
| 2.2.8 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金激光穿透焊接试验 |
| 2.3 微观组织分析及设备 |
| 第3章 板材热成形和超塑成形装备设计及开发 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 板材热成形和超塑成形装备技术指标与系统构成 |
| 3.2.1 高温成形装备主要技术指标 |
| 3.2.2 板材热成形和超塑成形装备系统构成 |
| 3.3 板材热成形和超塑成形装备液压加载系统设计及优化 |
| 3.3.1 超大台面热态环境下机身隔热设计 |
| 3.3.2 超大台面热态环境下滑块位移精度控制 |
| 3.4 板材热成形和超塑成形装备温控技术 |
| 3.4.1 三热态工位热成形装备加热平台温控研究 |
| 3.4.2 1200℃超高温成形装备加热平台温控技术 |
| 3.5 超塑性成形装备气压加载系统设计及控制 |
| 3.5.1 气路系统构成及技术指标 |
| 3.5.2 气压控制 |
| 3.5.3 历史数据管理 |
| 3.6 板材热成形和超塑成形装备指标实现及效果 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金炉热处理和电热处理对组织性能演变的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理过程中Ti-22Al-24Nb-0.5Mo微观组织演化研究 |
| 4.2.1 炉内热处理对Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金相结构和相组成的影响 |
| 4.2.2 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金炉内热处理过程中的氧化行为 |
| 4.2.3 电流热处理Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金的相转变和静态再结晶 |
| 4.2.4 电流热处理Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金织构演变 |
| 4.3 热处理对Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金力学行为和断裂机理影响 |
| 4.3.1 不同温度下Ti-22Al-24Nb-0.5Mo原始板材高温拉伸性能 |
| 4.3.2 炉内热处理Ti-22Al-24Nb-0.5Mo板材拉伸力学行为 |
| 4.3.3 电流热处理后Ti-22Al-24Nb-0.5Mo超塑拉伸力学行为 |
| 4.3.4 电流热处理后Ti-22Al-24Nb-0.5Mo断裂机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金蒙皮设计及双层蒙皮整体成形 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同形式蒙皮承载能力评价 |
| 5.3 双层蒙皮超塑成形过程的有限元模拟 |
| 5.3.1 几何模型的建立 |
| 5.3.2 仿真分析前处理条件设置 |
| 5.3.3 有限元仿真及后处理分析 |
| 5.4 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金双层蒙皮扩散连接/超塑成形 |
| 5.4.1 双层蒙皮扩散连接 |
| 5.4.2 双层蒙皮超塑成形用陶瓷模具制备 |
| 5.4.3 双层蒙皮成形 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金三层波形结构设计及超塑成形 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 三层波形加强结构设计 |
| 6.2.1 基元级三层波形加强结构承载能力评价 |
| 6.2.2 三层波形加强结构设计对承载能力的影响 |
| 6.3 三层波形加强结构成形有限元仿真及缺陷分析 |
| 6.3.1 有限元建模及前处理 |
| 6.3.2 有限元模拟方案 |
| 6.3.3 缺陷影响因素分析 |
| 6.4 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo三层波形加强结构超塑成形/连接技术 |
| 6.4.1 三层波形加强结构超塑成形模具设计 |
| 6.4.2 三层波形加强结构超塑成形 |
| 6.4.3 三层波形加强结构整体承载能力 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金四层结构设计及超塑成形 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 四层结构设计 |
| 7.2.1 传统密集栅格加强四层结构 |
| 7.2.2 X形芯层四层加强结构 |
| 7.2.3 立式芯层支撑加强四层结构 |
| 7.3 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金四层结构成形分析及缺陷控制途径 |
| 7.3.1 传统密集栅格加强四层结构整体成形可行性分析 |
| 7.3.2 X形芯层四层加强结构超塑整体成形分析及缺陷控制 |
| 7.3.3 立式芯层四层结构超塑成形有限元分析及缺陷控制 |
| 7.4 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金四层结构整体成形 |
| 7.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（2）原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料的组织调控及力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的与意义 |
| 1.2 Ti_2AlNb合金研究概述 |
| 1.2.1 Ti_2AlNb合金相组成及相结构 |
| 1.2.2 Ti_2AlNb合金的微观组织 |
| 1.2.3 O相的变形机理 |
| 1.2.4 Ti_2AlNb合金力学性能的改善途径 |
| 1.3 Ti_2AlNb基复合材料研究进展 |
| 1.3.1 Ti_2AlNb基复合材料中增强体的种类 |
| 1.3.2 Ti_2AlNb合金及其复合材料制备方法 |
| 1.3.3 Ti_2AlNb基复合材料的微观组织 |
| 1.3.4 Ti_2AlNb基复合材料的性能 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料和研究方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 原材料 |
| 2.1.2 (Ti,Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的制备 |
| 2.1.3 (Ti,Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的锻造 |
| 2.1.4 (Ti,Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的热处理 |
| 2.2 组织结构分析方法 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 电子显微分析 |
| 2.3 性能测试方法 |
| 2.3.1 密度测试 |
| 2.3.2 拉伸性能测试 |
| 2.3.3 压缩性能测试 |
| 2.4 第一性原理计算方法 |
| 2.4.1 计算参数的选取 |
| 2.4.2 形成焓的计算 |
| 2.4.3 界面性质的计算 |
| 第3章 (Ti, Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的设计与制备 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原位反应产物的热力学预测 |
| 3.3 复合材料界面的预测与第一性原理计算 |
| 3.3.1 复合材料界面结构的预测 |
| 3.3.2 复合材料界面性质的第一性原理计算 |
| 3.4 原位自生(Ti,Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的制备 |
| 3.4.1 元素粉末法 |
| 3.4.2 预合金粉末法 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 (Ti, Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的组织调控及界面研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 增强体(Ti, Nb)B的合成及微观机理 |
| 4.2.1 元素粉末法烧结过程中增强体的合成 |
| 4.2.2 预合金粉末法烧结过程中增强体的合成 |
| 4.2.3 增强体的合成机理 |
| 4.3 复合材料界面的HRTEM研究 |
| 4.3.1 (Ti,Nb)B/α_2相界面结构 |
| 4.3.2 (Ti,Nb)B/O及(Ti,Nb)B/B2相界面结构 |
| 4.3.3 复合材料界面位向关系的矩阵分析 |
| 4.4 原始粉末状态对复合材料微观组织的影响 |
| 4.5 烧结工艺对复合材料组织和力学性能的影响 |
| 4.5.1 烧结工艺对基体组织的影响 |
| 4.5.2 烧结工艺对原始颗粒边界区组织的影响 |
| 4.5.3 复合材料原始颗粒边界区组织对力学性能的影响 |
| 4.6 α_2相在原始颗粒边界的择优析出机理 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 (Ti, Nb)B/Ti_2AlNb复合材料的力学行为及强韧化机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同增强体含量的烧结态复合材料的力学行为 |
| 5.2.1 不同增强体含量的烧结态复合材料的拉伸性能 |
| 5.2.2 不同增强体含量的烧结态复合材料的断裂特征 |
| 5.2.3 α_2相择优析出对复合材料力学性能的影响 |
| 5.3 锻造态复合材料组织和力学性能的各向异性 |
| 5.3.1 锻造态复合材料组织的各向异性 |
| 5.3.2 锻造态复合材料力学性能的各向异性及其形成机理 |
| 5.4 锻造态复合材料的强韧化机理 |
| 5.4.1 锻造态复合材料的力学性能 |
| 5.4.2 锻造态复合材料的强化机理 |
| 5.4.3 锻造态复合材料的韧化机理 |
| 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其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（3）钴基高温自润滑复合材料抗磨体系的设计及摩擦学研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 Co基合金摩擦学研究现状 |
| 1.2.2 陶瓷颗粒抗磨相研究现状 |
| 1.2.3 固体润滑剂研究概况 |
| 1.3 论文研究的主要内容 |
| 1.4 技术路线 |
| 第2章 Al_2O_3颗粒增强钴基复合材料的高温抗磨机理研究 |
| 2.1 实验部分 |
| 2.1.1 复合材料的制备 |
| 2.1.2 微观组织结构分析及摩擦学性能测试 |
| 2.2 结果与讨论 |
| 2.2.1 复合材料的微观结构和物理性能 |
| 2.2.2 高温摩擦及磨损 |
| 2.2.3 高温磨损机理分析 |
| 2.3 本章小结 |
| 第3章 CoCrTi-WS_2高温复合材料的设计及高温自润滑性能的研究 |
| 3.1 实验部分 |
| 3.1.1 复合材料的制备 |
| 3.1.2 复合材料高温摩擦学性能测试 |
| 3.2 结果与讨论 |
| 3.2.1 复合材料的微观组织结构及力学性能 |
| 3.2.2 复合材料的物理性能 |
| 3.2.3 复合材料的高温摩擦学分析 |
| 3.2.4 高温磨损机理 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 WS_2+CuO固体润滑剂体系的高温润滑机理研究 |
| 4.1 实验部分 |
| 4.1.1 复合材料的成分及制备 |
| 4.1.2 微观组织表面分析 |
| 4.1.3 硬度测试 |
| 4.1.4 高温摩擦磨损性能测试 |
| 4.2 结果与讨论 |
| 4.2.1 物相分析及物理性能 |
| 4.2.3 复合材料的物理性能 |
| 4.2.4 复合材料的摩擦学性能 |
| 4.2.5 高温磨损机理 |
| 4.3 结论 |
| 第5章 钴基自润滑复合材料摩擦学性能预测 |
| 5.1 摩擦系数多元线性回归模型 |
| 5.1.1 多元回归模型的建立 |
| 5.1.2 最小二乘法求解及分析 |
| 5.2 单因素摩擦系数预测模型 |
| 5.2.1 单因素摩擦系数预测模型建立 |
| 5.2.2 摩擦系数预测模型验证 |
| 5.3 多因素摩擦系数预测模型 |
| 5.3.1 多因素摩擦系数预测模型求解 |
| 5.3.2 摩擦系数预测模型验证 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（4）Ti/Al层状复合材料的微观组织、力学性能和成形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 金属层状复合材料的发展历史 |
| 1.3 Ti/Al层状复合材料的研究现状 |
| 1.4 金属层状复合材料的制备 |
| 1.4.1 轧制复合法 |
| 1.4.2 热压复合法 |
| 1.4.3 爆炸焊接法 |
| 1.4.4 挤压复合法 |
| 1.4.5 两种及以上的复合法 |
| 1.5 复合效应对Ti/Al层状复合材料性能的影响 |
| 1.6 金属层状复合材料的冲压成形 |
| 1.6.1 常见金属层状复合材料的冲压成形 |
| 1.6.2 Ti、Al板材的冲压成形 |
| 1.7 研究内容 |
| 第2章 Ti/Al层状复合材料的制备及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 Ti/Al层状复合材料的制备 |
| 2.2.1 热压 |
| 2.2.2 热轧 |
| 2.2.3 热处理 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 光学显微组织观察 |
| 2.3.2 SEM和 EDS观察 |
| 2.3.3 XRD分析 |
| 2.3.4 EBSD取向分析 |
| 2.3.5 界面结合强度测试 |
| 2.3.6 维氏显微硬度测试 |
| 2.3.7 室温单向拉伸试验 |
| 2.3.8 室温杯突成形试验 |
| 2.3.9 室温拉深成形试验 |
| 第3章 热压Ti/Al/Ti复合板的制备、组织与性能 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 热压Ti/Al/Ti复合板的制备 |
| 3.3 热压Ti/Al/Ti复合板的显微组织 |
| 3.3.1 层界面 |
| 3.3.2 显微组织 |
| 3.4 热压Ti/Al/Ti复合板的力学性能 |
| 3.4.1 界面结合强度 |
| 3.4.2 显微硬度 |
| 3.4.3 拉伸性能 |
| 3.5 热压Ti/Al/Ti复合板的室温冲压成形性能 |
| 3.6 讨论 |
| 3.6.1 热压Ti/Al/Ti复合板的强化行为 |
| 3.6.2 热压Ti/Al/Ti复合板的成形行为 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 轧制Ti/Al/Ti复合板的制备、组织与性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 轧制Ti/Al/Ti复合板的制备 |
| 4.3 轧制对热压Ti/Al/Ti复合板显微组织、力学性能和成形性能的影响 |
| 4.4 退火对Ti/Al/Ti复合板显微组织的影响 |
| 4.4.1 层界面 |
| 4.4.2 显微组织 |
| 4.5 退火对Ti/Al/Ti复合板力学性能的影响 |
| 4.5.1 界面结合强度 |
| 4.5.2 显微硬度 |
| 4.5.3 拉伸性能 |
| 4.6 退火对Ti/Al/Ti复合板室温冲压成形性能的影响 |
| 4.7 讨论 |
| 4.7.1 轧制Ti/Al/Ti复合板的断裂行为 |
| 4.7.2 轧制Ti/Al/Ti复合板的成形行为 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 Ti/Al多层复合板的制备、组织与性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 Ti/Al多层复合板设计与制备 |
| 5.3 Ti/Al多层复合板的显微组织 |
| 5.3.1 层界面 |
| 5.3.2 显微组织 |
| 5.4 Ti/Al多层复合板的力学性能 |
| 5.4.1 显微硬度 |
| 5.4.2 拉伸性能 |
| 5.5 Ti/Al多层复合板的成形性能 |
| 5.5.1 成形性能指标 |
| 5.5.2 成形性能 |
| 5.6 讨论 |
| 5.6.1 Ti层显微组织对Ti/Al多层复合板性能的影响 |
| 5.6.2 Ti/Al多层复合板的断裂行为 |
| 5.6.3 Ti/Al多层复合板的成形行为 |
| 5.7 本章小结 |
| 第6章 Ti/Al多层复合板的拉深成形行为 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 Ti/Al多层复合板的拉深成形性能 |
| 6.2.1 筒形件的极限拉深比 |
| 6.2.2 筒形件拉深力的变化 |
| 6.2.3 筒形件壁厚变化 |
| 6.2.4 筒形件显微硬度 |
| 6.2.5 拉深各阶段成形行为分析 |
| 6.3 Ti/Al多层复合板筒形件的显微组织 |
| 6.3.1 层界面 |
| 6.3.2 显微组织 |
| 6.4 Ti/Al多层复合板拉深行为探讨 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（5）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 |
（6）铝基非晶涂层的制备及损伤行为研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 变量注释表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 铝基非晶合金概述 |
| 1.3 评价铝基非晶合金的非晶形成能力 |
| 1.4 铝基非晶合金的晶化行为 |
| 1.5 铝基非晶合金的性能研究 |
| 1.6 第一性原理分子动力学 |
| 1.7 铝基非晶合金的制备 |
| 1.8 表面封孔技术 |
| 1.9 研究内容及技术路线 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 条带样品制备 |
| 2.3 仿真分析方法 |
| 2.4 涂层样品制备 |
| 2.5 测试设备与表征分析方法 |
| 3 AlNiTi合金的第一性原理仿真计算与组分优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 仿真参数设置 |
| 3.3 仿真结果分析 |
| 3.4 非晶形成能力讨论 |
| 3.5 非晶合金组分优化 |
| 3.6 热力学研究 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 铝基非晶涂层的制备及摩擦学行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铝基粉末的表征 |
| 4.3 涂层的表征 |
| 4.4 涂层的摩擦学行为 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 铝基非晶涂层的腐蚀行为及封孔处理的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 封孔涂层表征 |
| 5.3 动电位极化曲线 |
| 5.4 电化学阻抗谱 |
| 5.5 盐雾腐蚀 |
| 5.6 铝基非晶涂层的腐蚀行为 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 学位论文数据集 |
（7）硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 高温材料在电力行业的应用前景 |
| 1.2.1 燃气轮机热端部件用材 |
| 1.2.2 发电机组测温热电偶保护管用材 |
| 1.2.3 煤粉炉燃烧器喷嘴用材 |
| 1.3 高温材料研究现状 |
| 1.3.1 高温金属及合金 |
| 1.3.1.1 超合金 |
| 1.3.1.2 铂族金属 |
| 1.3.1.3 难熔金属及其合金 |
| 1.3.1.4 金属间化合物 |
| 1.3.2 高温陶瓷 |
| 1.3.3 高温复合材料 |
| 1.3.3.1 碳/碳复合材料 |
| 1.3.3.2 陶瓷基复合材料 |
| 1.3.3.3 金属基复合材料 |
| 1.3.4 超高温陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料研究现状 |
| 1.3.4.1 颗粒增强Al、Mg、 Ti、Cu、Ni基复合材料 |
| 1.3.4.2 颗粒增强难熔金属基复合材料 |
| 1.4 高温材料制备方法 |
| 1.5 本文实验材料的选择及其性质 |
| 1.5.1 难熔金属基体的选择及可行性分析 |
| 1.5.2 超高温陶瓷颗粒的选择及可行性分析 |
| 1.6 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 原材料与制备工艺 |
| 2.1.1 Nb-xTi基体合金材料的制备 |
| 2.1.2 xZrB_2-NbTi陶瓷颗粒增强难熔金属基复合材料的制备 |
| 2.2 组织结构分析 |
| 2.2.1 XRD相组成 |
| 2.2.2 SEM微观形貌 |
| 2.2.3 TEM点阵 |
| 2.2.4 EDS元素分布 |
| 2.2.5 致密度 |
| 2.3 力学性能分析 |
| 2.3.1 显微硬度 |
| 2.3.2 常温断裂韧性 |
| 2.3.3 高温断裂韧性 |
| 2.3.4 常温压缩 |
| 2.3.5 高温压缩 |
| 2.4 高温抗氧化性能分析 |
| 第3章 Nb-xTi合金材料组织结构及力学性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Nb-Ti合金的相组成及微观形貌 |
| 3.2.1 XRD物相分析 |
| 3.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 3.2.3 TEM点阵分析 |
| 3.3 Nb-Ti合金的韧化机制及断口形貌 |
| 3.4 Nb-Ti合金的强化机制及压缩特性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 xZrB_2-NbTi复合材料组织结构及室温力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 xZrB_2-NbTi材料相组成及微观形貌 |
| 4.2.1 XRD物相分析 |
| 4.2.2 SEM形貌及EDS元素分布分析 |
| 4.3 xZrB_2-NbTi材料的烧结及致密化过程 |
| 4.4 xZrB_2-NbTi材料室温断裂韧性及韧化机制 |
| 4.5 xZrB_2-NbTi材料室温压缩性能及强化机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 xZrB_2-NbTi复合材料高温力学性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料高温压缩应力-应变曲线 |
| 5.2.1 实验温度对复合材料高温压缩性能的影响 |
| 5.2.2 陶瓷相含量对复合材料高温压缩性能的影响规律 |
| 5.3 复合材料高温断裂韧性 |
| 5.4 复合材料高温压缩断口形貌 |
| 5.5 复合材料高温断裂韧性断口形貌 |
| 5.6 复合材料高温强化机制及失效模式分析 |
| 5.7 复合材料高温增韧机制及断裂机理分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 xZrB_2-NbTi复合材料氧化动力学曲线分析 |
| 6.3 氧化产物相组成及微观形貌分析 |
| 6.4 xZrB_2-NbTi复合材料高温氧化机理分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 攻读博士学位期间参加的科研工作 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）耐事故铬涂层锆合金包壳安全特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究的背景与意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 涂层耐事故燃料材料研究现状 |
| 1.2.2 制备工艺研究现状 |
| 1.2.3 涂层组织结构与力学性能研究现状 |
| 1.2.4 高温氧化性能与氧化模型研究现状 |
| 1.2.5 燃料包壳数值模拟仿真研究现状 |
| 1.3 论文主要研究内容与总体结构 |
| 1.4 主要创新点 |
| 1.5 本论文课题来源 |
| 第2章 耐事故铬涂层锆合金工艺研究 |
| 2.1 Cr涂层Zr-4 合金的制备方法 |
| 2.1.1 实验材料与设备 |
| 2.1.2 多弧离子镀设备 |
| 2.1.3 铬涂层的制备过程 |
| 2.2 涂层性能测试与分析方法 |
| 2.2.1 结合强度 |
| 2.2.2 硬度、弹性模量 |
| 2.2.3 形貌与成分分析 |
| 2.2.4 相成分分析 |
| 2.2.5 表面粗糙度 |
| 2.3 铬涂层工艺参数对锆合金包壳性能的影响 |
| 2.3.1 电弧电流对涂层性能影响 |
| 2.3.2 沉积温度对涂层性能影响 |
| 2.3.3 基体偏压对涂层性能影响 |
| 2.3.4 沉积时间对涂层性能影响 |
| 2.4 耐事故Cr涂层Zr-4 合金耐冲蚀性能研究 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 耐事故铬涂层锆合金高温氧化机理研究 |
| 3.1 Cr涂层Zr-4 合金高温氧化实验 |
| 3.1.1 氧化实验样品制备 |
| 3.1.2 高温氧化实验 |
| 3.1.3 氧化增重计算 |
| 3.1.4 结构和性能表征 |
| 3.2 涂层制备工艺参数对高温氧化微观组织结构的影响 |
| 3.2.1 电弧电流的影响 |
| 3.2.2 沉积温度的影响 |
| 3.2.3 基体偏压的影响 |
| 3.2.4 沉积时间的影响 |
| 3.3 氧化温度对Cr涂层Zr-4 合金微观组织结构的影响 |
| 3.3.1 物相组成分析 |
| 3.3.2 表面形貌分析 |
| 3.3.3 截面形貌分析 |
| 3.3.4 成分分析 |
| 3.4 氧化时间对Cr涂层Zr-4 合金微观组织结构的影响 |
| 3.4.1 物相组成分析 |
| 3.4.2 表面形貌分析 |
| 3.4.3 截面形貌分析 |
| 3.4.4 成分分析 |
| 3.5 Cr涂层Zr-4 合金高温氧化机理研究 |
| 3.5.1 氧化扩散机理 |
| 3.5.2 Cr涂层Zr-4 合金的高温氧化机理 |
| 3.6 Cr涂层Zr-4 合金高温氧化动力学研究 |
| 3.6.1 氧化温度对氧化增重的影响 |
| 3.6.2 氧化时间对氧化动力学的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 耐事故铬涂层锆合金包壳高温水蒸气氧化性能研究 |
| 4.1 高温水蒸气氧化机理 |
| 4.1.1 高温水蒸气氧化机理分析 |
| 4.1.2 Cr涂层Zr-4 合金水蒸气氧化过程分析 |
| 4.2 高温水蒸气氧化实验参数设置 |
| 4.3 高温水蒸气氧化性能分析 |
| 4.3.1 物相组成分析 |
| 4.3.2 微观结构分析 |
| 4.3.3 氧化增重曲线分析 |
| 4.4 Cr涂层Zr-4 合金水蒸气氧化与空气氧化对比分析 |
| 4.4.1 物相组成分析 |
| 4.4.2 微观结构分析 |
| 4.4.3 氧化增重曲线分析 |
| 4.5 Cr涂层Zr-4 合金包壳氧化模型建立 |
| 4.5.1 基本假设 |
| 4.5.2 氧化控制方程 |
| 4.5.3 高温空气环境氧化模型 |
| 4.5.4 高温水蒸气环境氧化模型 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 耐事故铬涂层锆合金高温水蒸气氧化瞬态特性研究 |
| 5.1 初始氧化瞬态特性分析 |
| 5.2 加速氧化瞬态特性分析 |
| 5.3 耐事故Cr涂层力学性能分析 |
| 5.3.1 划痕法 |
| 5.3.2 氧化温度对结合力的影响 |
| 5.3.3 氧化时间对结合力的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 耐事故铬涂层锆合金包壳安全特性数值分析 |
| 6.1 耐事故Cr涂层Zr-4 合金包壳的传热与冷却 |
| 6.2 事故工况下Cr涂层Zr-4 合金包壳的数值建模 |
| 6.2.1 几何模型建立 |
| 6.2.2 参数设置 |
| 6.3 事故工况下Cr涂层Zr-4 合金包壳的数值模拟 |
| 6.3.1 氧化温度的影响 |
| 6.3.2 氧化时间的影响 |
| 6.3.3 再淹没的影响 |
| 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 |
| 攻读博士学位期间主要研究成果 |
| 致谢 |
（9）锆基非晶合金的微观结构调控（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 非晶合金的结构 |
| 1.2.1 理论研究模型 |
| 1.2.2 结构不均匀性 |
| 1.3 非晶合金的流变 |
| 1.3.1 自由体积模型 |
| 1.3.2 剪切转变区模型 |
| 1.4 基于同步辐射光源对非晶合金结构的研究 |
| 1.5 本论文研究内容及意义 |
| 第二章 深冷处理对锆基非晶合金原子结构的调控 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 微观结构表征 |
| 2.4 力学性能分析 |
| 2.5 液氮温区下非晶合金的原子结构演化 |
| 2.5.1 倒空间结构演化 |
| 2.5.2 正空间结构演化 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 快速退火对锆基非晶合金原子结构的调控 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 微观结构表征 |
| 3.4 力学性能分析 |
| 3.5 快速退火温度与类晶体区的关系 |
| 3.6 快速退火温度与中程和短程有序结构的关系 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 过热度对锆基非晶合金原子结构的调控 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 不同过热度下锆基非晶合金熔体的结构 |
| 4.3.1 合金熔体的热膨胀系数 |
| 4.3.2 合金熔体的短程有序结构 |
| 4.4 锆基非晶合金熔体结构不可逆性 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 深过冷对锆基非晶合金原子结构的调控 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 表面结构及形貌分析 |
| 5.4 内部结构、形貌及性能分析 |
| 5.4.1 微观结构及热力学性能表征 |
| 5.4.2 深过冷程度对硬度分布规律的影响 |
| 5.5 高速摄影机下非晶合金的深过冷过程 |
| 5.6 深过冷快速凝固过程的结构演化 |
| 5.7 “脆”与“强”的转变 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 主要结论与展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点及展望 |
| 参考文献 |
| 作者在攻读博士学位期间科研成果 |
| 作者在攻读博士学位期间所作的项目 |
| 致谢 |
（10）A位固溶钛铝碳的表面自适应摩擦学特性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 引言 |
| 1.1 材料的磨损类型及磨损机理 |
| 1.2 固体润滑材料 |
| 1.2.1 材料的润滑机理 |
| 1.2.2 固体润滑剂 |
| 1.2.3 固体自润滑材料 |
| 1.3 MAX相及其固溶体 |
| 1.3.1 MAX相简介 |
| 1.3.2 MAX相固溶体简介 |
| 1.3.3 MAX相及其固溶体的制备方法 |
| 1.3.4 MAX相及其固溶体的研究进展 |
| 1.4 MAX相固溶体的性能 |
| 1.4.1 力学性能 |
| 1.4.2 抗氧化性能 |
| 1.4.3 摩擦学特性 |
| 1.5 本文的研究目标和内容 |
| 1.6 本文的关键问题和研究思路 |
| 1.6.1 存在的关键问题 |
| 1.6.2 研究思路 |
| 第2章 实验原料及实验方法 |
| 2.1 材料的制备 |
| 2.1.1 A位固溶钛铝碳粉体的制备 |
| 2.1.2 A位固溶钛铝碳块体的制备 |
| 2.2 相组成及微观结构分析 |
| 2.2.1 相组成和成分分析 |
| 2.2.2 微观结构分析 |
| 2.3 粒度测试 |
| 2.4 密度测试 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 弯曲强度测试 |
| 2.5.3 断裂韧性测试 |
| 2.6 高温氧化性能测试 |
| 2.7 摩擦磨损试验 |
| 2.7.1 实验设备及条件 |
| 2.7.2 摩擦表面的观察与分析 |
| 2.7.3 磨屑的差热分析 |
| 第3章 A位固溶钛铝碳的制备和微观结构表征 |
| 3.1 A位固溶钛铝碳粉体的制备和微观结构表征 |
| 3.1.1 Ti_2Al_(1-x)Sn_xC(0≤x≤1)系列粉体的制备 |
| 3.1.2 Ti_3Al_(0.8)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.8)Si_(0.2)C_2粉体的制备 |
| 3.1.3 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.5)Si_(0.4)Sn_(0.1)C_2粉体的制备 |
| 3.2 A位固溶钛铝碳块体的制备和微观结构表征 |
| 3.2.1 原位热压烧结制备Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C块体 |
| 3.2.2 热压烧结制备Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C块体 |
| 3.2.3 热压烧结制备Ti_3Al_(0.8)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.8)Si_(0.2)C_2块体 |
| 3.2.4 热压烧结制备Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.5)Si_(0.4)Sn_(0.1)C_2块体 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 A位固溶钛铝碳的力学性能 |
| 4.1 Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的力学性能 |
| 4.1.1 原位热压烧结制备的Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的力学性能 |
| 4.1.2 热压烧结制备的Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的力学性能 |
| 4.2 Ti_3Al(Si Sn)C_2的力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 A位固溶钛铝碳的摩擦学特性 |
| 5.1 Ti_2AlC和 Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的摩擦学特性 |
| 5.2 Ti_3Al_(0.8)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.8)Si_(0.2)C_2的摩擦学特性 |
| 5.3 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2的摩擦学特性 |
| 5.3.1 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2的高温氧化性能 |
| 5.3.2 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2的摩擦学特性 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新之处 |
| 6.3 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 |
四、Ti-2Al-2.5Zr合金低温下单向与循环变形行为（论文参考文献）
- [1]Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金轻量化结构高温成形技术及装备[D]. 李保永. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [2]原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb复合材料的组织调控及力学行为研究[D]. 张宁波. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [3]钴基高温自润滑复合材料抗磨体系的设计及摩擦学研究[D]. 钱钰. 太原理工大学, 2021(01)
- [4]Ti/Al层状复合材料的微观组织、力学性能和成形行为研究[D]. 曹苗. 太原理工大学, 2021(01)
- [5]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)
- [6]铝基非晶涂层的制备及损伤行为研究[D]. 周志丹. 中国矿业大学, 2021(02)
- [7]硼化物陶瓷颗粒增强铌钛基复合材料的室温与高温特性研究[D]. 高远. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [8]耐事故铬涂层锆合金包壳安全特性研究[D]. 黄景昊. 南华大学, 2021(02)
- [9]锆基非晶合金的微观结构调控[D]. 孙康. 上海大学, 2021
- [10]A位固溶钛铝碳的表面自适应摩擦学特性研究[D]. 蔡乐平. 北京交通大学, 2020