一、Ti-2Al-2.5Zr合金低溫下單向與循環(huán)變形行為（論文文獻綜述）
李保永[1]（2021）在《Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金輕量化結(jié)構(gòu)高溫成形技術及裝備》文中進行了進一步梳理超聲速及高超聲速飛行對結(jié)構(gòu)件的承載效率、耐熱能力、結(jié)構(gòu)功能一體化程度提出了更高要求。以Ti2Al Nb為代表的鈦鋁系金屬間化合物是當前最有可能替代高溫合金的新型耐熱輕質(zhì)高性能材料之一,工程化應用需求十分強烈。多層中空夾層多應用成形/連接組合工藝實現(xiàn)制造,是同時實現(xiàn)結(jié)構(gòu)減重和結(jié)構(gòu)功能一體化的重要技術途經(jīng)。本課題來源于“高檔數(shù)控機床與基礎制造裝備”科技重大專項“高馬赫數(shù)飛行器復雜構(gòu)件超高溫成形裝備及關鍵技術”項目（編號2014ZX04001-141）,研發(fā)了三熱態(tài)工位熱成形機和最高使用溫度1200℃超塑性成形機,對可在650℃以上溫度下使用的Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金板材的高溫變形能力及典型連接性能進行研究,并在此基礎上成形了Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金典型多層結(jié)構(gòu)設計方法與制備可行性驗證。研發(fā)了三熱態(tài)工位熱成形機和最高使用溫度1200℃超塑性成形機。三熱態(tài)工位熱成形機優(yōu)選耐熱鋼ZG40Cr25Ni20Si2制造加熱平臺,有2個可移動下平臺,可實現(xiàn)在“預熱-成形-緩冷”3個熱態(tài)工位間按需轉(zhuǎn)運,滿足最高使用溫度1000℃指標;超高溫超塑成形機應用新型硅線石陶瓷制造加熱平臺,采用“電阻絲+電極板+電纜線”供電加熱方式,形成自主可控“氣-液復合”隨動加載控制系統(tǒng),國際首個實現(xiàn)空氣氣氛下最高使用溫度1200℃指標。采用爐內(nèi)熱處理和脈沖電流熱處理研究Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金組織性能演變,發(fā)現(xiàn)脈沖電流降低了相變溫度,加速了B2相轉(zhuǎn)變,在很短時間內(nèi),降低形核熱動力學勢壘,增加原子擴散。在較低溫度和較高應變速率下電流可以加速動態(tài)再結(jié)晶。電流可誘導織構(gòu)演化,消除原有軋制織構(gòu),形成不同取向的微觀結(jié)構(gòu)。當電流熱處理條件為1050℃/1min時,Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金板材超塑拉伸性能最佳,延伸率達到224.6%,這是因為處理后試樣組織內(nèi)部含有大量的亞晶組織,在高溫變形中初始的B2和α2相轉(zhuǎn)變?yōu)镺相,同時發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶,呈現(xiàn)出細晶超塑性。隨著電流熱處理時間延長,斷口處孔洞數(shù)量變少,斷口孔洞體積分數(shù)和尺寸隨著電流熱處理時間的增加而略有變化,為準解理/韌窩混合斷裂模式。設計了8種蒙皮結(jié)構(gòu),在同等的重量、邊界約束、壓力下,開展了承載能力分析,幾字型加強筋結(jié)構(gòu)承載能力最高。兩相鄰加強筋距離、寬度相同時,加強筋越高,承載能力越強。分析了雙層蒙皮超塑成形過程,根部圓角過渡處最先貼模,其次十字交叉筋凸起處貼模,再次T字加強筋凸起處貼模,最后加強筋凸起圓角貼模;隨著應變速率減小加強筋壁厚最小數(shù)值有所增大。采用Zr O2陶瓷模具進行了雙層蒙皮超塑成形,在成溫度為950℃～980℃、最大壓力3MPa下成形后陶瓷模具表面明顯優(yōu)于金屬模具。通過對Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金三層波形加強結(jié)構(gòu)超塑成形過程有限元分析,研究了各因素對成形質(zhì)量的影響及主次關系,厚度比越大溝槽深度越小即成形質(zhì)量越好,夾角越小溝槽深度越小即成形質(zhì)量越好,連接區(qū)越寬溝槽深度越小即成形質(zhì)量越好;當成形后角當蒙皮芯板厚度比一定且達到滿足精度要求的值時,不同芯板厚度條件下溝槽高度在一定范圍內(nèi)隨著芯板厚度減小而逐漸增大但均能達到精度要求;可采取在連接區(qū)處添加板材的方法解決成形過程出現(xiàn)溝槽問題;成形過程采取相對緩慢的加壓方式,芯板及蒙皮減薄率減小;采用選定加載曲線進行成形的三層結(jié)構(gòu)件,總成形時間延長,最大壓力增加,保壓時間增長,最終成形件表面光滑,無溝槽等缺陷出現(xiàn),成形效果良好。優(yōu)選的激光焊接穿透工藝參數(shù)滿足了超塑成形的需要,成形后焊接接頭無明顯變化,證明采用激光焊接可部分的取代擴散連接,并縮短工件熱循環(huán)周期,提高連接質(zhì)量的可檢驗性。建立了四層輕量化結(jié)構(gòu)三種典型結(jié)構(gòu)設計形式,并采用有限元的方法進行三種四層結(jié)構(gòu)整體成形的可行性及過程缺陷形成與控制分析,并進行了典型四層結(jié)構(gòu)試制。X形芯層四層加強結(jié)構(gòu)成形過程會發(fā)生板材的減薄,但與傳統(tǒng)密集柵格加強四層結(jié)構(gòu)相比,板材減薄率較小,且擴散連接過程和超塑成形過程可分開單獨進行;立式芯層支撐加強四層結(jié)構(gòu),在設計芯板尺寸時可以使得立筋部位只發(fā)生彎曲變形,解決了成形過程的減薄問題;X形芯層四層加強結(jié)構(gòu)成形完成后,與芯層的擴散連接區(qū)域的數(shù)值明顯的低于超塑成形區(qū)域的數(shù)值,表明此處出現(xiàn)了溝槽或出現(xiàn)溝槽的趨勢較大。面板與芯層擴散連接區(qū)域的寬度越小,出現(xiàn)溝槽的風險越大。為了防止面板與芯層擴散連接區(qū)域出現(xiàn)溝槽,應適當加寬擴散連接區(qū)域的寬度;立式芯層四層結(jié)構(gòu)成形時芯層與面板擴散連接區(qū)域的一端要發(fā)生彎曲變形。由于彎曲變形時中性層外側(cè)的金屬受拉應力,而此處的芯層已經(jīng)與面板擴散連接成一體,所以在拉應力的作用下使芯層凹陷,最終形成溝槽。
張寧波[2]（2021）在《原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb復合材料的組織調(diào)控及力學行為研究》文中提出輕質(zhì)的Ti2AlNb合金被認為是航空航天發(fā)動機減重的理想高溫結(jié)構(gòu)材料,在600～750℃有望取代鎳基高溫合金,但高溫力學性能不足限制了該合金的進一步應用。鑒于此,本文以提高Ti2AlNb合金的力學性能為目的,采用球磨和放電等離子燒結(jié)制備了原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb復合材料,利用SEM、TEM、EBSD、力學性能測試等手段系統(tǒng)研究了原始粉末狀態(tài)、燒結(jié)工藝、增強體含量及鍛造變形對復合材料組織和力學性能的影響規(guī)律,分析了Ti2AlNb基體相與（Ti,Nb）B增強體界面的微觀結(jié)構(gòu)及結(jié)合性質(zhì),闡明了（Ti,Nb）B增強體的合成機理和脆性α2相（Ti3Al化合物,P63/mmc）在原始顆粒邊界的擇優(yōu)析出機理,揭示了鍛造態(tài)復合材料的強韌化機理。本文采用元素粉末法和預合金粉末法兩種方法制備出了原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb復合材料。研究結(jié)果表明,采用預合金粉末法,即以LaB6和Ti2AlNb粉末為原料,采用250 rpm/8 h機械球磨和1250℃/20 min/45 MPa的燒結(jié)工藝制備的復合材料具有最佳的力學性能。采用此工藝制備的3.2 vol%（Ti,Nb）B/Ti2AlNb復合材料25℃和650℃的屈服強度較基體分別提高11.8%和9.2%。復合材料中原位生成的增強體（Ti,Nb）B具有B27結(jié)構(gòu),其通過LaB6和Ti-Al-Nb（O）化合物/固溶體之間的化學反應生成,兩者反應的起始溫度在850～1030℃之間。燒結(jié)過程中出現(xiàn)的Nb元素富集區(qū)導致了過渡相（Ti,Nb）3B2和Bf-（Ti,Nb）B的生成。復合材料界面的HRTEM分析結(jié)果表明,α2相、B2相（Ti-Al-Nb固溶體,Pm3m）及O相（Ti2AlNb化合物,Cmcm）三個基體相與（Ti,Nb）B增強體之間存在擇優(yōu)的位向關系,可以表示為:[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與基體相形成的（1100）α2/（100）（Ti.Nb）B、（112）B2/（100）（Ti,Nb）B、（110）o/（100）（Ti,Nb）B界面均為共格界面。第一性原理計算結(jié)果表明這三種界面的結(jié)合強度（粘附功）依次為（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）。三種界面的結(jié)合強度相差較小,其差異主要由界面區(qū)晶格畸變程度的不同引起。在這三個界面上,增強體一側(cè)的B原子與基體相一側(cè)的Ti、Al、Nb原子通過共價鍵實現(xiàn)化學結(jié)合。對元素粉末和預合金粉末制備的復合材料組織和力學性能的研究發(fā)現(xiàn),相比于元素粉末,預合金粉末制備的復合材料中氧含量較低,從而抑制了脆性α2相的過量析出,且增強體在空間呈現(xiàn)三維準連續(xù)網(wǎng)狀分布,因而具有更加優(yōu)異的拉伸性能。進而,以預合金粉末制備的復合材料為研究對象,研究了燒結(jié)工藝對復合材料的組織及力學性能的影響。結(jié)果表明,燒結(jié)工藝主要通過改變原始顆粒邊界（PPBs）區(qū)的組織來影響力學性能。在避免PPBs區(qū)內(nèi)脆性相連續(xù)分布的前提下,提高（Ti,Nb）B的長徑比并降低其尺寸有助于復合材料獲得更加優(yōu)異的力學性能。通過對PPBs區(qū)微觀組織的進一步分析發(fā)現(xiàn),（Ti,Nb）B原位生成導致的α2相穩(wěn)定元素富集和（Ti,Nb）B對α2相異質(zhì)形核的促進作用引起了脆性α2相在PPBs區(qū)的擇優(yōu)析出,從而導致了 PPBs區(qū)高溫拉伸時過早失效。通過在B2單相區(qū)鍛造及隨后的B2+O兩相區(qū)退火可以抑制α2相在PPBs的擇優(yōu)析出、減小PPBs區(qū)長度方向與徑向的夾角、促進（Ti,Nb）B短纖維沿徑向的定向排列,避免了 PPBs區(qū)在高溫沿徑向拉伸時過早的失效,從而提高了復合材料的力學性能。鍛造態(tài)3.2 vol%（Ti,Nb）B/Ti2AlNb復合材料650℃和750℃抗拉強度較燒結(jié)態(tài)分別提高24.7和29.5%。鍛造后復合材料中O相形成[100]o//壓縮方向的纖維織構(gòu),（Ti,Nb）B短纖維形成[010]（Ti,Nb）B//徑向的纖維織構(gòu)。組織的各向異性引起了復合材料力學性能的各向異性。通過定量化分析得出鍛造態(tài)復合材料的強化機理按強弱依次為基體織構(gòu)強化>基體組織細化強化>（Ti,Nb）B織構(gòu)強化。
錢鈺[3]（2021）在《鈷基高溫自潤滑復合材料抗磨體系的設計及摩擦學研究》文中進行了進一步梳理在高溫和高負荷等苛刻工況下工作的設備軸承、齒輪、葉片和其他易磨損傳動部件的磨損和潤滑,直接關系到設備運行的穩(wěn)定性和安全可靠性。Co基高溫合金相比于其他合金具有更優(yōu)異的高溫強度、抗氧化性與耐腐蝕性。以鈷合金為基體設計一種寬溫域內(nèi)具有優(yōu)異抗磨性能的自潤滑復合材料,對解決高溫部件的磨損具有深遠的意義。潤滑相與抗磨相的選擇是影響復合材料高溫抗磨性能的重要因素。本文采用高溫熱壓燒結(jié)技術制備了一系列鈷基高溫自潤滑復合材料,研究了潤滑組元與抗磨組元對鈷基復合材料的高溫摩擦學性能的影響,建立了鈷基復合材料摩擦系數(shù)預測模型。分別研制了納米級和微米級Al2O3陶瓷顆粒強化的CoCrNi基高溫耐磨復合材料,并系統(tǒng)研究了在室溫～1000℃范圍內(nèi)陶瓷顆粒的高溫抗磨機理。研究發(fā)現(xiàn),Al2O3的添加使得CoCrTi基復合材料在寬溫域內(nèi)摩擦系數(shù)提高,磨損率降低。特別是在高于600℃的試驗條件下,磨損率顯著降低。在寬溫域內(nèi),添加納米Al2O3的復合材料表現(xiàn)出最佳的耐磨性,其磨損率在0.84-4.62×10-5mm3/N·m范圍內(nèi),與未添加Al2O3和添加微米Al2O3的復合材料相比磨損率低0.5-5倍,這是歸因與復合材料高硬度以及磨損表面上生成的氧化物潤滑膜。通過高溫熱壓燒結(jié)制備了CoCrTi-WS2高溫自潤滑復合材料,在不同溫度、不同載荷和不同滑動速度下對其摩擦學性能進行研究。發(fā)現(xiàn)WS2的添加提高了材料的硬度與摩擦學性能。在寬溫域內(nèi),復合材料的摩擦系數(shù)先降低后趨于平穩(wěn),趨于0.409-0.559范圍內(nèi)。磨損率先升高后降低,在1000℃時表現(xiàn)出最低磨損率,其值處于0.9×10-6mm3/N·m附近。在不同載荷和不同滑動速度下,400℃時,摩擦系數(shù)在15N與0.3m/s條件下最小,其值分別在0.418-0.443與0.387-0.416之間。其磨損率隨速度與載荷的增大而增大。600℃時,摩擦系數(shù)先升高后降低。磨損率先增大后趨于平穩(wěn),趨于0.91-3.148×10-5mm3/N·m之間。選用WS2與CuO作為CoCrTi基復合材料的復合潤滑相,研究了復合材料在室溫至1000℃寬溫域內(nèi)的摩擦學性能。結(jié)果表明:WS2和CuO的添加明顯改善了材料的硬度與寬溫域摩擦學性能。摩擦系數(shù)與磨損率均隨溫度的升高先增大后減小。添加9%WS2與3%CuO的復合材料摩擦學性能最佳。尤其在1000℃時材料的摩擦系數(shù)與磨損率最低,分別為0.38與0.119×10-6mm3/N·m。WS2可在20℃到400℃條件下起到潤滑作用,CuO的添加使材料在600℃到1000℃下具有良好的高溫摩擦學性能。由于WS2與CuO的協(xié)同潤滑機制,使得鈷基自潤滑復合材料在寬溫域內(nèi)具有優(yōu)異的摩擦學性能。通過使用多元線性回歸方程和最小二乘法相結(jié)合,建立了鈷基復合材料的摩擦系數(shù)預估模型。通過對比試驗所得值與擬合數(shù)值組成的曲線,結(jié)果表明,模型較精確,曲線較吻合。
曹苗[4]（2021）在《Ti/Al層狀復合材料的微觀組織、力學性能和成形行為研究》文中指出Ti/Al層狀復合板兼有Ti、Al金屬的優(yōu)異性能,可實現(xiàn)Ti、Al異種金屬優(yōu)勢互補,其沖壓成形制件在汽車、船舶、航空航天、電子、醫(yī)療等領域具有廣泛應用前景。然而復雜零部件的制備對復合板的力學性能和成形性能有極其嚴苛的要求。目前,對Ti/Al復合板沖壓成形性能的研究非常有限。且不同于單一板材,復合板中層界面的存在及其結(jié)構(gòu)和性質(zhì)演變對其成形行為具有很大的影響,而這亟待深入研究。本文采用熱壓、軋制及退火法制備了Ti/Al復合板,通過優(yōu)化加工工藝調(diào)控其層界面結(jié)構(gòu),以使其力學性能和成形性能滿足實際生產(chǎn)和應用需求。隨后進行了沖壓成形試驗,探討了界面對裂紋萌生與擴展的影響,分析了其成形失效機制。研究結(jié)果表明,熱壓制備的Ti/Al/Ti復合板宏觀界面結(jié)合良好,無明顯孔洞或其它缺陷。隨熱壓溫度從450℃升高到600℃,界面形態(tài)變得愈發(fā)彎曲,界面處有微米級厚度的TiAl3相生成,界面結(jié)合強度和顯微硬度值均增加,但復合板強度逐漸降低而延伸率先降低后略有增加。愈發(fā)彎曲的Ti/Al界面會引起復合板產(chǎn)生剪切斷裂趨勢,且較高溫度下Ti、Al金屬發(fā)生軟化,均會弱化復合板強度。采用混合法則對熱壓復合板的理論強度進行了預測,發(fā)現(xiàn)復合板的實際強度均大于理論強度,這源于實際變形過程中界面TiAl3相層、界面約束效應、界面應力場以及界面與位錯相互作用的綜合影響。而復合板延伸率和杯突性能的變化與變形期間弱界面的局部脫粘及強界面約束效應相關。熱壓溫度較低時（如在450℃和500℃熱壓）弱界面的局部脫粘導致Ti、Al層之間的約束作用減弱,首先斷裂的Al并不會影響復合板繼續(xù)變形,隨載荷繼續(xù)增加,具有較高延伸率的Ti層斷裂,復合板整體失效,因此復合板呈現(xiàn)出與Ti接近的高伸長率和杯突值;當熱壓溫度升高到550℃,界面約束作用增強,雖然跨界面的應力應變傳遞行為可協(xié)調(diào)Ti、Al層變形,但是界面硬脆TiAl3相卻惡化了這種協(xié)調(diào)性,導致復合板呈現(xiàn)出較低的延伸率和杯突值;而當熱壓溫度升高至600℃,變形過程中界面TiAl3相易誘導界面脫粘,導致Ti、Al層之間約束作用減弱,且部分熔融Al被擠出,因此具有較高延伸率和成形性能的Ti層對復合板整體變形行為影響更大。對熱壓Ti/Al/Ti復合板進行熱軋,發(fā)現(xiàn)軋后復合板缺陷減少,界面結(jié)合得以改善,強度增加,但是其延伸率和成形能力較差,這限制了其工程應用。因此,隨后對熱軋復合板進行了退火,通過退火調(diào)控了復合板層界面結(jié)構(gòu),探索了其力學性能及成形行為。發(fā)現(xiàn)隨退火溫度從200℃升高到600℃,復合板強度逐漸降低,而延伸率和杯突性能與界面結(jié)合密切相關。當退火溫度從200℃升高到400℃,界面結(jié)合強度逐漸增加,這利于延遲Al層的過早頸縮和斷裂,提高復合板整體延伸率。當退火溫度進一步從400℃升高到600℃,界面TiAl3相層逐漸增厚,惡化了界面結(jié)合,界面處粗化的TiAl3相極易導致界面脫粘,而通過裂紋偏轉(zhuǎn)和鈍化機制有效抑制了裂紋擴展,反而改善了復合板的延伸率和成形能力。特別是在550℃退火時,界面生成了大量的TiAl3相,其與基體鄰接處裂紋的萌生消耗了能量,因此復合板展現(xiàn)出極高的延伸率和杯突值。通過熱壓+熱軋兩步熱變形并在550℃退火2 h制備了具有不同層數(shù)的Ti/Al多層復合板。發(fā)現(xiàn)隨復合板層數(shù)增加,Ti/Al界面愈發(fā)彎曲,界面TiAl3相層逐漸增厚,復合板強度降低而伸長率增加。復合板層數(shù)增加,層界面數(shù)量增多,一方面Ti、Al層發(fā)生跨界面的應變轉(zhuǎn)移,可使應變分布更加均勻;另一方面界面處TiAl3相通過誘導微裂紋釋放了內(nèi)應力,降低了復合板能量,弱化其強度同時改善其延伸率。此外,復合板層數(shù)增多,界面結(jié)合強度逐漸改善,Ti、Al層間約束效應增強,一方面,高強度Ti的變形受到Al的制約,導致復合板整體強度降低;另一方面,強界面約束延遲了Al層的頸縮,因而改善了復合板延伸率。復合板杯突成形能力與基體金屬織構(gòu)強度、層厚和層界面密切相關。隨層數(shù)增加,Ti層基面織構(gòu)減弱,這引起復合板整體塑性應變比（r）減小、應變硬化指數(shù)（n）增大,增強了其均勻變形能力。隨層數(shù)增加,Ti、Al層層厚減小,薄的組元金屬層中增加的界面壓力利于界面結(jié)合,促進了板間協(xié)調(diào)變形,改善了LMCs的成形能力。LMCs層數(shù)增多,層界面數(shù)量增加,裂紋擴展受到更多阻礙,擴展路徑曲折,且擴展的部分能量也在界面處釋放,增加了裂紋擴展難度,因此改善了成形性能。對Ti/Al多層復合板進行室溫拉深成形,發(fā)現(xiàn)復合板層數(shù)越多,其極限拉深比（LDR）越高,所承受的極限拉深力也越大。各復合板拉深筒形件的壁部與圓角相切處材料承受彎曲和劇烈摩擦,減薄程度最大,加工硬化程度最高,是拉深危險區(qū),極易頸縮并破裂。隨復合板層數(shù)增加,層界面數(shù)量增多,跨界面的載荷傳遞作用使得層間應變分布更均勻,因此在筒形件圓角區(qū)域Ti、Al金屬層變薄程度逐漸減小。復合板層數(shù)越多,Ti、Al金屬層越薄,較薄的金屬層中增加的界面壓力引發(fā)了界面形態(tài)的變化。隨復合板層數(shù)從3層、5層增加到7層,Ti/Al界面由相對平直、小波浪狀結(jié)構(gòu)變?yōu)殇忼X狀結(jié)構(gòu),這有力的協(xié)調(diào)了多層復合板的變形。拉深過程中當裂紋擴展至界面時發(fā)生偏轉(zhuǎn)和撕裂,阻礙并延緩了裂紋的貫穿,因而較多層數(shù)的復合板具有較高的深拉性能。
雷聰[5]（2021）在《雙連續(xù)相TiCx-Cu金屬陶瓷的制備及其性能研究》文中研究說明金屬陶瓷大多具有優(yōu)異的力學性能、物理性能和化學性能,如高硬度、高強度、高彈性模量、耐腐蝕、耐磨損、良好的導電導熱性,在諸如切削刀具、高速軸承、耐熱涂層、耐磨部件、抗燒蝕材料等領域有著廣泛的應用需求。然而,由于陶瓷相與金屬相之間的潤濕性通常較差,界面結(jié)合強度低,急冷急熱環(huán)境下兩相熱失配以及受制于陶瓷相的較低韌性,使得金屬陶瓷的應用受到很大限制。本研究的目的是探索制備一種新型的金屬陶瓷,通過研究金屬相與陶瓷相之間的界面潤濕性與界面結(jié)合、設計材料的組織結(jié)構(gòu)并探究合適的熱處理工藝,提高金屬陶瓷的綜合性能,使其具有更高的應用價值。本論文首次探索以Ti粉和納米乙炔炭黑為初始原料,通過原位無壓燒結(jié)法制備非化學計量比的TiCx（x=0.5～0.7）多孔預制體,然后將金屬Cu在無壓條件下浸入多孔預制體的新技術路線,成功獲得了具有雙連續(xù)相結(jié)構(gòu)的TiCx-Cu金屬陶瓷;系統(tǒng)研究了TiCx的氣孔率、晶粒尺寸與形貌、C與Ti的摩爾比等因素對TiCx-Cu金屬陶瓷的微觀結(jié)構(gòu)和物相形態(tài)的影響;測試了所制備樣品的強度、韌性、硬度和抗熱震性能,分析了材料性能與其微觀結(jié)構(gòu)和物相組成之間的相關性;在此基礎上,通過固溶處理使制備的TiCx-Cu金屬陶瓷的斷裂韌性和彎曲強度得到較大幅度的提高。論文取得的主要研究成果如下:（1）TiCx預制體的結(jié)構(gòu)主要受造孔劑含量、燒結(jié)溫度、保溫時間和初始C與Ti的摩爾比等因素的影響。以造孔劑含量為唯一變量時,預制體TiC0.5的氣孔率與造孔劑的添加量呈線性正比關系;造孔劑含量為定值時,隨著燒結(jié)溫度的升高及保溫時間的延長,TiC0.5預制體的晶粒通過互相吞并而逐漸長大,預制體收縮,氣孔率降低;隨著C與Ti的初始摩爾比從0.5升高至0.7,預制體TiCx的x值從0.57升高至0.69,增加C含量會阻礙了TiCx晶粒的長大以及預制體的收縮,導致預制體晶粒尺寸減小,氣孔率增大。（2）采用無壓浸滲工藝制備了系列不同金屬含量、不同化學計量比的雙連續(xù)相TiCx-Cu金屬陶瓷。結(jié)果表明,Cu與TiCx之間為反應型潤濕,兩相的界面結(jié)合牢固;在浸滲過程中,TiCx與Cu發(fā)生化學反應生成Cu4Ti新相,誘導Cu進入到TiCx晶粒內(nèi)形成一種獨特的根須狀結(jié)構(gòu),同時,不同x值的TiCx（x=0.5,0.6,0.7）預制體浸滲Cu后,由于TiCx中的Ti原子逸出并與Cu發(fā)生反應,使得TiCx-Cu金屬陶瓷中存留的TiCx的x值均趨于0.76。（3）由于特殊的雙連續(xù)相結(jié)構(gòu)和良好的兩相界面結(jié)合,所制備的TiCx-Cu金屬陶瓷表現(xiàn)出較高的強韌性。其中,TiC0.5-Cu金屬陶瓷的三點彎曲強度為801±42MPa,斷裂韌性為10.9±1.1 MPa·m1/2,而TiC0.7-Cu金屬陶瓷的三點彎曲強度為1091±59 MPa,斷裂韌性為14.8±0.6 MPa·m1/2。材料斷口形貌表現(xiàn)為金屬相的延性斷裂、陶瓷晶粒的穿晶斷裂、晶粒內(nèi)部的金屬根須拔出三種混合模式。裂紋擴展過程中發(fā)生的偏轉(zhuǎn)、橋接、分叉和金屬相拔出等機制顯著增大了材料的斷裂能,因而提高了材料的彎曲強度和斷裂韌性。（4）對TiC0.5-Cu金屬陶瓷在不同溫度下進行了抗熱震性能測試。結(jié)果表明,熱震后材料的殘余強度隨熱震溫度的升高呈非單調(diào)改變。在熱震溫度低于800°C時,材料的殘余強度隨熱震溫度的升高而降低,經(jīng)800°C熱震后,其殘余強度為535 MPa,比熱震前降低了33.2%,但當熱震溫度升高到1000°C時,其殘余強度反而比熱震前升高了6.4%,達到852 MPa,而且經(jīng)1000°C多次熱震后其強僅略有降低。這種不同于一般材料的抗熱震特性,可以歸因于從1000°C高溫急劇冷卻所引起的金屬相的晶粒細化,以及界面相的進一步適配性優(yōu)化。（5）對制備的TiC0.5-Cu、TiC0.6-Cu和TiC0.7-Cu金屬陶瓷進行固溶處理,探討了固溶溫度和時間對材料強度和韌性的影響。結(jié)果表明,固溶處理可顯著提高材料的斷裂韌性,同時對彎曲強度也有不同程度的改善,但是,對不同x值的金屬陶瓷來說,其最佳的固溶溫度和時間有所不同,對性能的改善程度也不一樣。TiC0.5-Cu在925°C保溫60 min固溶處理后,其斷裂韌性和彎曲強度分別提高了32.1%和16.7%,達到14.4±0.5 MPa·m1/2和935±35 MPa;TiC0.6-Cu在925°C保溫30 min固溶處理后,其斷裂韌性和彎曲強度分別提高了15.6%和6.2%,達到16.3±0.6MPa·m1/2和963±23 MPa;TiC0.7-Cu在925°C保溫10 min固溶處理后,斷裂韌性和彎曲強度分別提高了11.5%和4.9%,達到16.6±0.8MPa·m1/2和1145±84 MPa。TiCx-Cu金屬陶瓷強韌化提高主要歸因于固溶處理使金屬相晶粒顯著細化以及金屬相的固溶強化。
周志丹[6]（2021）在《鋁基非晶涂層的制備及損傷行為研究》文中研究指明發(fā)現(xiàn)于20世紀60年代的鋁基非晶合金作為一種低密度材料擁有著較高的比強度,與傳統(tǒng)晶態(tài)材料相比,呈現(xiàn)出長程無序、短程有序的原子排列特點,其內(nèi)部不存在晶界、位錯等較易引發(fā)失效的缺陷結(jié)構(gòu),表現(xiàn)出高硬度和優(yōu)異的防腐、耐磨等性能,受到了國內(nèi)外眾多學者的廣泛關注。受到非晶形成能力低的限制,目前多數(shù)鋁基非晶合金都需要添加稀土元素以確保形成高非晶相合金,這增加了合金的制造成本且不利于工程應用推廣。本文以簡單的Al Ni Ti三元體系為基礎,完成了材料仿真計算、組分設計、涂層制備及性能表征等系統(tǒng)性的研究工作,其主要工作包括:設計不同Ti含量的Al Ni Ti(Al90-xNi10Tix,x=0,3,6,9和12)三元原子結(jié)構(gòu)模型,利用VASP軟件進行第一性原理仿真計算。結(jié)果表明:根據(jù)原子原胞體積隨弛豫平衡溫度的變化拐點,擬合玻璃轉(zhuǎn)變溫度,其中Al81Ni10Ti9的玻璃轉(zhuǎn)變溫度最高,達到580℃;根據(jù)能夠反映原子擴散速率的均方位移可知,隨著Ti含量的增加,各原子的擴散速率降低,這符合原子擴散速率與質(zhì)量負相關的原則,說明Ti含量的變化沒有引起原子明顯的協(xié)同移動。Ti含量的變化能夠引起徑向分布函數(shù)第一峰形成不同程度的左肩峰,其主要原因是Ti含量變化引起Ni-Al和Ti-Al偏徑向分布函數(shù)的峰位置、強度改變;對配位數(shù)和化學短程有序度分析可知,Al-Ti親和力高于Al-Ni親和力,這解釋了Al Ni Ti非晶合金能夠優(yōu)先析出Al3Ti相的原因;對不同原子為中心的Voronoi多面體（VPs）進行統(tǒng)計可知:在Al中心的VPs中,有利于增加非晶形成能力的<0,0,12,0>二十面體占比很少,多數(shù)為變形二十面體;Ni中心的VPs中沒有二十面體結(jié)構(gòu);Ti原子為中心的VPs中,<0,0,12,0>占比較高,但由于Ti原子含量有限,對合金的非晶形成能力并沒有明顯提升。對合金進行五次對稱性分析可知,Ti含量為9 at.%和12 at.%時,玻璃化傾向更高。整體分析Ti含量對非晶形成能力的影響可知,從動力學和成分起伏角度,認為Al78Ni10Ti12具有更好的GFA;從原子局部結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性角度,認為Al81Ni10Ti9具有更好的GFA。針對鋁基非晶合金,尤其是不含稀土元素的鋁基非晶合金的Tg無法測量的問題,設計評估了不同組分合金非晶形成能力的實驗方法。通過實驗方法總結(jié)歸納了Ti、Ni含量變化對合金非晶形成能力的變化規(guī)律,說明了仿真結(jié)果的可靠性,認為具有高非晶含量的合金組分為Al81Ni10Ti9。根據(jù)Al81Ni10Ti9非晶合金薄帶的DSC曲線,設定不同溫度對薄帶進行退火處理,根據(jù)XRD表征確定合金薄帶在不同退火工藝處理后的析出相。根據(jù)不同相組成的薄帶的硬度測試結(jié)果可知,α-Al納米晶對合金有硬化作用,最高硬度達到625 HV100。基于Al81Ni10Ti9合金組分,通過真空氣霧化方法制備的粉末,由于鋁基合金自身的低非晶形成能力和氣霧化過程中的低冷卻速率,導致粉末中不含非晶相。對比等離子噴涂（PS）,火焰噴涂（FS）和超音速火焰噴涂（HVAF）制備的合金涂層可知:等離子噴涂工藝的高焰流,確保粉末在噴涂中實現(xiàn)重熔后再驟冷的過程,借助于熱噴涂過程的高冷卻速率,實現(xiàn)非晶相的形成,其非晶含量可達49.76%;等離子噴涂工藝的高焰流速度,確保熔滴沉積后涂層的致密性,其孔隙率為3.1%,略高于超音速火焰噴涂涂層,明顯低于火焰噴涂涂層;致密結(jié)構(gòu)和高非晶相確保了等離子噴涂鋁基非晶涂層具有較高的硬度,可達422 HV100;對6061鋁合金、等離子噴涂涂層、火焰噴涂涂層和超音速火焰噴涂涂層進行摩擦磨損測試,可知等離子噴涂涂層具有更高的耐磨性能,其磨損速率是6061鋁合金的1/4,其磨損機理主要是剝層磨損并伴隨氧化磨損。設計真空封孔工藝對等離子噴涂涂層進行后處理,用環(huán)氧樹脂填充涂層的孔隙,減少結(jié)構(gòu)缺陷對涂層耐腐蝕性能的危害。對比6061鋁合金、封孔涂層、未封孔涂層的動電位極化曲線可知,腐蝕電流密度:6061鋁合金>未封孔涂層>封孔涂層;腐蝕電位:封孔涂層>未封孔涂層>6061鋁合金。說明非晶合金材料本身具有更高的耐腐蝕性能,這得益于非晶相的均勻性和納米晶的高鈍化活性,另外涂層封孔后降低了缺陷處腐蝕介質(zhì)的接觸,進一步提升了涂層的耐腐蝕性能。對比6061鋁合金、封孔涂層、未封孔涂層在不同浸泡腐蝕時間的交流阻抗譜圖可知:隨著侵蝕時間的增加,試樣的阻抗均表現(xiàn)為先迅速降低隨后平緩;封孔樣品初期的阻抗明顯高于6061鋁合金,說明封孔對于樣品初期的耐腐蝕性能提高明顯,但由于封孔深度受限,長期侵蝕條件下,封孔處理的作用有所減弱;根據(jù)鹽霧腐蝕結(jié)果,可以更直觀地說明封孔涂層在短時間（200 h內(nèi)）腐蝕條件下,比6061鋁合金更優(yōu)異的耐腐蝕性能。結(jié)合SEM形貌分析和XPS腐蝕產(chǎn)物分析可知:由于涂層中具有較低腐蝕電位的晶體相容易集中到孔隙附近,因此孔隙處更容易腐蝕,主要以孔蝕為主;涂層中的無缺陷區(qū)域,由于非晶相的均勻性以及納米晶的高活性,耐腐蝕性能提高,其腐蝕形式多以開裂為主;另外,涂層中的Ti在腐蝕過程中可以通過Al3+空位擴散到涂層外層,提高鈍化膜的穩(wěn)定性并參與腐蝕反應。
高遠[7]（2021）在《硼化物陶瓷顆粒增強鈮鈦基復合材料的室溫與高溫特性研究》文中提出隨著能源電力行業(yè)的迅速發(fā)展,對耐高溫、高強韌、抗氧化結(jié)構(gòu)材料提出了更高的要求。傳統(tǒng)的高溫合金使用溫度上限約1000℃-1200℃,即使是高溫性能優(yōu)異的碳化硅陶瓷的長時使用溫度也只有1650℃。因此,開發(fā)新型超高溫材料對電力行業(yè)的發(fā)展意義重大。本文首先熱壓燒結(jié)了Nb-xTi（x=10wt.%,20wt.%,30wt.%,40wt.%）合金,研究了Ti含量對Nb-Ti合金強韌性的影響規(guī)律。然后以Nb-20wt.%Ti合金為基體,以二硼化鋯ZrB2陶瓷為增強相,熱壓燒結(jié)（1600℃/30MPa）制備了致密度不低于97%的xZrB2-NbTi（x=15wt.%,30wt.%,45wt.%,60wt.%）復合材料。利用掃描電鏡、透射電鏡、X射線衍射儀、萬能試驗機等對復合材料微觀結(jié)構(gòu)相組成、室溫及高溫力學性能、高溫氧化性能進行了檢測,分析了微觀組織結(jié)構(gòu)對宏觀性能的影響規(guī)律,獲得了復合材料室溫及高溫強韌化機理及抗氧化機制。在不同Ti含量的Nb-xTi合金中,斷裂韌性隨Ti含量的提高先升高后降低,Nb-30wt.%Ti室溫斷裂韌性最高,為24.5MPa·m1/2;室溫屈服強度隨Ti含量線性增加,Nb-40wt.%Ti室溫強度最高,為1548.9MPa;800℃高溫屈服強度隨Ti含量線性降低,Nb-40wt.%Ti高溫屈服強度最低,為414.8MPa。xZrB2-NbTi復合材料的相組成包括（Ti,Nb,Zr）ss固溶體基體相、等軸狀富Ti的（Nb,Ti）B相及針狀富Nb的（Ti,Nb）B相。隨著ZrB2陶瓷含量增加,復合材料中硼化物相含量也增加。當ZrB2含量超過45wt.%時,出現(xiàn)殘余ZrB2團聚體及（Ti,Nb）B團簇。各相的數(shù)量和形態(tài)直接影響復合材料的強度和韌性。室溫力學性能實驗結(jié)果表明,30wt.%ZrB2-NbTi的室溫斷裂韌性最高,為12.0MPa·m1/2。（Ti,Nb）B相帶來的裂紋偏轉(zhuǎn)、裂紋橋連和拔出機制是其主要的增韌因素。xZrB2-NbTi的強度則取決于（Nb,Ti）B相的位錯強化機制及（Ti,Nb）B相和殘余ZrB2顆粒因應力集中引起的弱化效果的共同作用。當材料中殘余ZrB2顆粒較多時,材料在外力作用下沿剪切帶脆性斷裂,強度明顯下降。室溫強度最高為1785.6MPa,在ZrB2含量為15wt.%時獲得。高溫力學性能實驗結(jié)果表明,當ZrB2含量一定時,xZrB2-NbTi的屈服強度和斷裂韌性隨實驗溫度的升高而線性下降。當實驗溫度一定時,屈服強度在ZrB2含量為45wt.%時達到最大,斷裂韌性在ZrB2含量為30wt.%時達到最大。顆粒強化、細晶強化和殘余應力場強化是主要高溫增強機制。基體韌性的保留和（Ti,Nb）B的增韌則保證了材料的高溫韌性。當實驗溫度高于1200℃時,60wt.%ZrB2-NbTi材料出現(xiàn)了韌性大幅增加現(xiàn)象,主要歸因于氧化鋯的馬氏體相變增韌。高溫氧化實驗結(jié)果表明,xZrB2-NbTi在高溫下氧化產(chǎn)物包括TiNb207、Ti2Nb10O29、Nb2O5、Nb2Zr6017、TiO2和ZrO2相6種。Nb2Zr6O17和TiO2有利于氧化層的完整性,能提高抗氧化性。板條狀Nb2O5和疏松的Ti2Nb10O29及TiNb207對氧化層破壞能力排序為:Nb2O5>Ti2Nb10O29>TiNb2O7。800℃-1000℃時,ZrB2含量越高,氧化產(chǎn)物中膜狀Nb2Zr6O17越多,板條狀Nb2O5減少,膜狀Nb2Zr6O17能愈合由Nb2O5生長內(nèi)應力過大引起的氧化層開裂,抗氧化性越好。1200℃時,ZrB2含量越高,ZrO2馬氏體相變體積效應造成的氧化層內(nèi)應力越大,同時B2O3揮發(fā)造成Nb2Zr6017膜破裂,抗氧化性越差。
黃景昊[8]（2021）在《耐事故鉻涂層鋯合金包殼安全特性研究》文中研究表明壓水堆核燃料組件一般由UO2芯塊和鋯合金包殼組成,芯塊與包殼間充有高壓氦氣。核燃料組件在反應堆中存在非常復雜的堆內(nèi)行為,在正常運行工況下,包殼材料會受到輻照腫脹、高溫高壓水腐蝕、輻照蠕變和熱蠕變等因素的影響。在極端事故工況下,Zr合金包殼在1000℃高溫時會與水蒸氣發(fā)生劇烈氧化反應,產(chǎn)生大量氫氣和熱量,氫氣的大量聚集會造成反應堆壓力容器爆炸,一回路壓力邊界遭嚴重破壞,放射性物質(zhì)向環(huán)境泄漏。例如2011年的日本福島核電站核事故,就是因為燃料包殼發(fā)生鋯水反應產(chǎn)生大量氫氣,導致反應堆內(nèi)氫氣爆炸。由此可知,提高核燃料包殼的抗高溫水蒸氣氧化性能,對核反應堆安全運行至關重要。鋯合金表面涂層技術是高性能燃料包殼研究的一個重要方向,旨在利用表面涂層改性來提高鋯合金的抗高溫水蒸氣氧化性能。本文通過研究Zr-4合金表面Cr涂層的制備工藝、涂層基本性能和涂層高溫抗氧化性能,制備出一種可提高Zr-4合金包殼抗高溫水蒸氣氧化性的Cr涂層材料,這種涂層材料可提高燃料組件的整體安全性能,為核事故應急提供了寶貴的時間。同時,本文建立的高溫氧化模型可以較好的預測Cr涂層Zr-4合金在300～1200℃高溫下的氧化的進程,為分析涂層鋯合金包殼的失效現(xiàn)象及發(fā)展相應的失效準則提供理論基礎。本文采用多弧離子鍍工藝制備Zr-4合金表面Cr涂層。探索了不同工藝參數(shù)對Cr涂層Zr-4合金基本性能的影響。主要研究了多弧離子鍍制備工藝中的電弧電流、沉積溫度、基體偏壓和沉積時間等四個工藝參數(shù)對Cr涂層表面微觀形貌、物相組成、力學強度、涂層與基體的結(jié)合強度的影響,確定多弧離子鍍制備Cr涂層的最優(yōu)工藝參數(shù)。涂層微觀結(jié)構(gòu)形貌通過掃描電鏡進行觀測,物相組成可通過XRD測試分析確定,涂層厚度可通過截面電鏡背散射結(jié)果結(jié)合能譜儀中元素分布確定。結(jié)合強度一般采用壓入法和劃痕實驗得到。對于Zr-4合金表面制備的Cr涂層,采用電弧電流80 A、基體偏壓-100 V、沉積溫度350℃的、涂層厚度10～15μm的工藝參數(shù),能獲得較為理想的Cr涂層。本文對Cr涂層Zr-4合金的高溫性能表征與測試方法進行研究。通過在300～1200℃的空氣環(huán)境中氧化一段時間,分析氧化后涂層微觀形貌、物相組成、力學強度。經(jīng)高溫氧化后,Cr表面會形成一層致密的Cr2O3氧化層,阻止O元素的向內(nèi)擴散,氧化過程未出現(xiàn)涂層脫落現(xiàn)象。隨著氧化程度加深,Cr涂層和Zr基體中出現(xiàn)了孔洞和裂紋缺陷,缺陷的出現(xiàn)加快了Zr基體的氧化。但Cr涂層經(jīng)高溫氧化后始終能夠致密的包覆在Zr基體表面,有效阻止了O元素進入Zr基體。本文重點研究了Zr-4合金Cr涂層高溫水蒸氣環(huán)境與空氣環(huán)境的氧化特性,并建立了氧化動力學模型。在水蒸氣環(huán)境中,Cr涂層Zr-4合金的氧化速率高于空氣中的氧化速率。Cr涂層Zr-4合金包殼的氧化速率明顯低于沒有涂層的Zr-4合金包殼材料。在溫度低于900℃的水蒸氣環(huán)境中和溫度低于1000℃的空氣環(huán)境中,Cr涂層Zr-4合金包殼幾乎不發(fā)生氧化反應。對比沒有涂層的Zr-4合金包殼,Cr涂層可提高Zr基體的高溫抗氧化性。Cr涂層包覆的Zr-4合金在水蒸氣環(huán)境與大氣環(huán)境中都遵循線性-拋物線的氧化規(guī)律。通過氧化實驗增重數(shù)據(jù),建立氧化動力學模型,通過阿累尼烏斯公式擬合,計算得出Cr涂層Zr-4合金和Zr-4合金在600～1100℃高溫水蒸氣環(huán)境中的氧化活化能分別為129.1 k J/mol和221.8 k J/mol。在Zr-4合金Cr涂層高溫氧化結(jié)合性能研究中,通過劃痕試驗,對經(jīng)過高溫水蒸氣氧化后的Zr-4合金Cr涂層結(jié)合性能進行測試。在500～1100℃范圍內(nèi),隨著氧化溫度的升高,Cr-Zr擴散層變厚,涂層結(jié)合力隨著溫度的升高而增大。在1000～1100℃時,隨著氧化時間增加,涂層結(jié)合性能先增大后減小。本文還通過ANSYS數(shù)值模擬仿真,研究了高溫下Cr涂層對Zr-4合金包殼形變量的影響,并分析了氧化溫度和氧化時間對Cr涂層Zr-4合金包殼與Zr-4合金包殼的形變規(guī)律。
孫康[9]（2021）在《鋯基非晶合金的微觀結(jié)構(gòu)調(diào)控》文中提出非晶合金,又被稱為“金屬玻璃”,是液態(tài)金屬以極快的速度被冷卻時,結(jié)晶被抑制,通過玻璃轉(zhuǎn)變過程獲得的固體材料。在微觀結(jié)構(gòu)上,非晶合金無晶體材料中的晶界、位錯等缺陷,原子排列表現(xiàn)為長程無序而短程有序。其微觀結(jié)構(gòu)的有序化程度通常借用“自由體積”的概念得以描述或者利用分子動力學模擬的方式得以表現(xiàn)。非晶合金的性能在很大程度上會受到自由體積含量與分布的影響。由此可見,尋找有效調(diào)控非晶合金內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)的方法將對改善與提高其宏觀性能具有重要的意義。本文通過不同的處理手段對鋯基非晶合金的微觀結(jié)構(gòu)進行調(diào)控,并對不同狀態(tài)的非晶合金樣品進行宏觀性能測試,借助球差校正透射電鏡與高能同步輻射技術手段表征不同環(huán)境條件對非晶合金原子結(jié)構(gòu)及演化過程造成的影響,以此建立結(jié)構(gòu)與性能的聯(lián)系。本論文的研究結(jié)果旨在為認識、理解及調(diào)控非晶合金微觀結(jié)構(gòu)提供更多的理論依據(jù),主要內(nèi)容如下:利用液氮作為制冷劑,對Zr55Cu30Ni5Al10非晶合金進行超低溫深冷處理。通過對鑄態(tài)鋯基非晶合金樣品實施不同時長的浸泡,實現(xiàn)從材料表面深入其內(nèi)部的整體改性。借助X射線衍射技術及高分辨透射電鏡系統(tǒng)地研究非晶合金原子結(jié)構(gòu)受深冷時長的影響。通過室溫力學性能測試,分析鋯基非晶合金宏觀力學性能與深冷處理時間之間的關聯(lián)。利用高能同步輻射技術手段,認識與理解鋯基非晶合金內(nèi)部原子結(jié)構(gòu)在液氮溫區(qū)下的結(jié)構(gòu)演化過程,以此建立鋯基非晶合金微觀結(jié)構(gòu)與宏觀性能之間的關聯(lián)。利用快速退火設備對Zr61Cu25Al12Ti2非晶合金實施不同溫度條件的熱處理,獲得了不同能量狀態(tài)的鋯基非晶合金樣品。利用熱力學手段分析合金內(nèi)部自由體積含量受純熱作用的影響。對比室溫條件下不同能量狀態(tài)樣品的力學性能,分析結(jié)構(gòu)的變化對宏觀性能帶來的影響。利用球差校正透射電鏡配合自相關函數(shù)分析方法,定性與定量地研究退火溫度與非晶合金納米尺度有序結(jié)構(gòu)的關聯(lián)。利用高能同步輻射X射線光源,分析快速退火溫度的變化對非晶合金內(nèi)部短程有序結(jié)構(gòu)與中程有序結(jié)構(gòu)的影響,探討原子尺度上有序度的變化。由于非晶合金是液態(tài)金屬通過急冷方式凝固得到的,其結(jié)構(gòu)特征與合金熔體具有一定的相似性。通過對Zr61Cu25Al12Ti2及Zr46Cu46Al8兩種不同成分的鋯基非晶合金體系進行原位電磁懸浮實驗,獲得了鋯基非晶合金體系在過熱態(tài)及過冷態(tài)的結(jié)構(gòu)信息,揭示了過熱度與過冷度之間存在的關聯(lián)。通過分析合金熔體結(jié)構(gòu)隨溫度變化的過程,認識了合金熔體的固有結(jié)構(gòu)及性質(zhì)。通過對合金熔體過熱態(tài)和過冷態(tài)的原子結(jié)構(gòu)演化分析,發(fā)現(xiàn)了類二十面體團簇作為非晶合金的基本單元結(jié)構(gòu),也存在于其熔體結(jié)構(gòu)中。本章內(nèi)容對理解合金熔體結(jié)構(gòu)、認識與研究非晶合金的結(jié)構(gòu)起源具有深遠的意義。借助新設備新技術手段:電磁懸浮熔煉設備,獲得了不同深過冷程度的Zr61Cu25Al12Ti2非晶合金樣品。通過對不同深過冷程度的鋯基非晶合金樣品結(jié)構(gòu)及熱力學表征,揭示了鋯基非晶合金的微觀結(jié)構(gòu)與深過冷程度的內(nèi)在聯(lián)系。利用硬度測試分析方法,從宏觀角度表征深過冷程度對鋯基非晶合金性能的影響。借助高速攝影機捕捉鋯基非晶合金的深過冷快速凝固過程。利用同步輻射衍射技術獲取鋯基非晶合金原子結(jié)構(gòu)隨深過冷程度的演化規(guī)律。
蔡樂平[10]（2020）在《A位固溶鈦鋁碳的表面自適應摩擦學特性研究》文中認為具有納米層狀結(jié)構(gòu)的三元化合物MAX相陶瓷由于其塊體材料所表現(xiàn)出的高溫氧化行為、高損傷容限和抗熱沖擊性等與摩擦學特性相關的特殊性能,使其有望應用于摩擦領域。已有研究表明,典型的MAX相如Ti3Si C2、Ti3AlC2等在干滑動摩擦條件下與低碳鋼盤高速對磨時,摩擦學特性表現(xiàn)優(yōu)良,這主要與其摩擦面上形成的由Ti和A位元素（Si或者Al）混合氧化物組成的摩擦學薄膜有關。本文利用鈦鋁碳的A位元素氧化物摩擦薄膜對鈦鋁碳材料摩擦學特性的支配作用,研究具有摩擦學表面自適應的A位固溶鈦鋁碳材料。本文的研究結(jié)果主要包括以下幾個方面:（1）以Ti、Al、Si、Sn和TiC粉為原料,制備了系列Ti2Al（1-x）SnxC（0≤x≤1）,Ti3Al0.8Sn0.2C2等A位固溶鈦鋁碳粉體和塊體材料。其中Ti3Al0.5Si0.4Sn0.1C2和Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2為首次成功合成的同時含三種元素摻雜的A位MAX固溶體材料。（2）對A位固溶鈦鋁碳塊體材料的維氏硬度和彎曲強度等力學特性進行測試和分析,實驗結(jié)果表明:在Ti3AlC2,Ti3Al0.8Sn0.2C2,Ti3Al0.8Si0.2C2和Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2體系中,固溶強化作用明顯;而在Ti2Al C和Ti2Al0.8Sn0.2C體系中,材料并未表現(xiàn)出固溶強化作用,元素摻雜對MAX相產(chǎn)生強化或者軟化的作用機制還不明確。（3）在干滑動摩擦條件下,Ti2Al0.8Sn0.2C、Ti3Al0.8Sn0.2C2和Ti3Al0.8Si0.2C2等A位固溶鈦鋁碳材料均表現(xiàn)出良好的摩擦學特性,其摩擦表面生成的具有自潤滑作用的摩擦氧化膜起到了主要作用。Ti2Al0.8Sn0.2C與Ti2Al C相比,其摩擦系數(shù)較小而磨損率較大;Ti3AlC2,Ti3Al0.8Sn0.2C2和Ti3Al0.8Si0.2C2的摩擦系數(shù)值大小排列依次為Ti3Al0.8Si0.2C2>Ti3AlC2>Ti3Al0.8Sn0.2C2,而磨損率的表現(xiàn)卻基本相反。A位固溶元素種類及含量是影響鈦鋁碳材料摩擦學特性的內(nèi)在因素。（4）Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2在高溫氧化過程中形成的氧化層為分層結(jié)構(gòu),其氧化層的物相組成由外至內(nèi)依次為:最外層為TiO2和Al2O3混合層;第二層為不連續(xù)的SnO2中間過渡層;第三層為TiO2、Al2O3和SiO2的混合氧化物層;最內(nèi)層為TiO2、Al2O3、SiO2和SnO2的混合層。（5）在實驗條件下,Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2也表現(xiàn)出優(yōu)良的摩擦學特性。A位固溶元素的摻雜促進了高溫氧化層的形成,導致Ti3Al0.6Si0.2Sn0.2C2的氧化速率加快,反而在其干滑動摩擦過程中可作為摩擦潤滑膜起到積極作用。（6）滑動速度與法向載荷被認為是影響A位固溶鈦鋁碳摩擦學特性的主要外在因素。在較低的滑動速度和法向載荷下,摩擦膜零散分布,此時摩擦機制主要是磨粒磨損和粘著磨損,摩擦系數(shù)和磨損率較高;當滑動速度和法向載荷增加時,磨屑不斷生成并被高速擠壓形成連續(xù)光滑的摩擦膜,此時磨損機制主要為氧化磨損,材料表現(xiàn)出較小的摩擦系數(shù)且數(shù)值保持穩(wěn)定。（7）通過有意識地引入不同種類A位元素固溶的方式來調(diào)節(jié)由干滑動摩擦誘導生成的Ti、Fe以及多種A位元素混合氧化物組成的摩擦膜的物相和化學狀態(tài),進而使鈦鋁碳材料的摩擦學特性具有可調(diào)控性是可行的,使得該體系材料可適用于不同摩擦工況以擴大其應用范圍。
二、Ti-2Al-2.5Zr合金低溫下單向與循環(huán)變形行為（論文開題報告）
（1）論文研究背景及目的
此處內(nèi)容要求：
首先簡單簡介論文所研究問題的基本概念和背景，再而簡單明了地指出論文所要研究解決的具體問題，并提出你的論文準備的觀點或解決方法。
寫法范例：
本文主要提出一款精簡64位RISC處理器存儲管理單元結(jié)構(gòu)并詳細分析其設計過程。在該MMU結(jié)構(gòu)中,TLB采用叁個分離的TLB,TLB采用基于內(nèi)容查找的相聯(lián)存儲器并行查找,支持粗粒度為64KB和細粒度為4KB兩種頁面大小,采用多級分層頁表結(jié)構(gòu)映射地址空間,并詳細論述了四級頁表轉(zhuǎn)換過程,TLB結(jié)構(gòu)組織等。該MMU結(jié)構(gòu)將作為該處理器存儲系統(tǒng)實現(xiàn)的一個重要組成部分。
（2）本文研究方法
調(diào)查法：該方法是有目的、有系統(tǒng)的搜集有關研究對象的具體信息。
觀察法：用自己的感官和輔助工具直接觀察研究對象從而得到有關信息。
實驗法：通過主支變革、控制研究對象來發(fā)現(xiàn)與確認事物間的因果關系。
文獻研究法：通過調(diào)查文獻來獲得資料，從而全面的、正確的了解掌握研究方法。
實證研究法：依據(jù)現(xiàn)有的科學理論和實踐的需要提出設計。
定性分析法：對研究對象進行“質(zhì)”的方面的研究，這個方法需要計算的數(shù)據(jù)較少。
定量分析法：通過具體的數(shù)字，使人們對研究對象的認識進一步精確化。
跨學科研究法：運用多學科的理論、方法和成果從整體上對某一課題進行研究。
功能分析法：這是社會科學用來分析社會現(xiàn)象的一種方法，從某一功能出發(fā)研究多個方面的影響。
模擬法：通過創(chuàng)設一個與原型相似的模型來間接研究原型某種特性的一種形容方法。
三、Ti-2Al-2.5Zr合金低溫下單向與循環(huán)變形行為（論文提綱范文）
（1）Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金輕量化結(jié)構(gòu)高溫成形技術及裝備（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 課題背景 |
| 1.2 Ti2AlNb基合金組織性能及研究進展 |
| 1.2.1 Ti2AlNb基合金組織性能 |
| 1.2.2 Ti2AlNb基合金研究進展 |
| 1.3 Ti2AlNb基合金高溫變形研究現(xiàn)狀 |
| 1.3.1 Ti2AlNb基合金高溫變形 |
| 1.3.2 Ti2AlNb基合金接頭高溫變形 |
| 1.3.3 Ti2AlNb基合金電致塑性 |
| 1.4 Ti2AlNb基合金連接技術的發(fā)展 |
| 1.4.1 Ti2AlNb基合金擴散連接 |
| 1.4.2 Ti2AlNb基合金高能束焊接 |
| 1.4.3 Ti2AlNb基合金其他連接方法 |
| 1.5 板材熱成形和超塑成形裝備發(fā)展及應用 |
| 1.6 課題研究意義及主要內(nèi)容 |
| 第2章 試驗材料與試驗方法 |
| 2.1 試驗材料 |
| 2.2 試驗方法及設備 |
| 2.2.1 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金多層輕量化結(jié)構(gòu)成形技術路線 |
| 2.2.2 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金單向拉伸試驗 |
| 2.2.3 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金爐內(nèi)熱處理試驗 |
| 2.2.4 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金電加熱試驗 |
| 2.2.5 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金擴散連接試驗 |
| 2.2.6 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金熱彎曲成形試驗 |
| 2.2.7 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金超塑成形試驗 |
| 2.2.8 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金激光穿透焊接試驗 |
| 2.3 微觀組織分析及設備 |
| 第3章 板材熱成形和超塑成形裝備設計及開發(fā) |
| 3.1 引言 |
| 3.2 板材熱成形和超塑成形裝備技術指標與系統(tǒng)構(gòu)成 |
| 3.2.1 高溫成形裝備主要技術指標 |
| 3.2.2 板材熱成形和超塑成形裝備系統(tǒng)構(gòu)成 |
| 3.3 板材熱成形和超塑成形裝備液壓加載系統(tǒng)設計及優(yōu)化 |
| 3.3.1 超大臺面熱態(tài)環(huán)境下機身隔熱設計 |
| 3.3.2 超大臺面熱態(tài)環(huán)境下滑塊位移精度控制 |
| 3.4 板材熱成形和超塑成形裝備溫控技術 |
| 3.4.1 三熱態(tài)工位熱成形裝備加熱平臺溫控研究 |
| 3.4.2 1200℃超高溫成形裝備加熱平臺溫控技術 |
| 3.5 超塑性成形裝備氣壓加載系統(tǒng)設計及控制 |
| 3.5.1 氣路系統(tǒng)構(gòu)成及技術指標 |
| 3.5.2 氣壓控制 |
| 3.5.3 歷史數(shù)據(jù)管理 |
| 3.6 板材熱成形和超塑成形裝備指標實現(xiàn)及效果 |
| 3.7 本章小結(jié) |
| 第4章 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金爐熱處理和電熱處理對組織性能演變的影響 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 熱處理過程中Ti-22Al-24Nb-0.5Mo微觀組織演化研究 |
| 4.2.1 爐內(nèi)熱處理對Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金相結(jié)構(gòu)和相組成的影響 |
| 4.2.2 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金爐內(nèi)熱處理過程中的氧化行為 |
| 4.2.3 電流熱處理Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金的相轉(zhuǎn)變和靜態(tài)再結(jié)晶 |
| 4.2.4 電流熱處理Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金織構(gòu)演變 |
| 4.3 熱處理對Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金力學行為和斷裂機理影響 |
| 4.3.1 不同溫度下Ti-22Al-24Nb-0.5Mo原始板材高溫拉伸性能 |
| 4.3.2 爐內(nèi)熱處理Ti-22Al-24Nb-0.5Mo板材拉伸力學行為 |
| 4.3.3 電流熱處理后Ti-22Al-24Nb-0.5Mo超塑拉伸力學行為 |
| 4.3.4 電流熱處理后Ti-22Al-24Nb-0.5Mo斷裂機理 |
| 4.4 本章小結(jié) |
| 第5章 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金蒙皮設計及雙層蒙皮整體成形 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同形式蒙皮承載能力評價 |
| 5.3 雙層蒙皮超塑成形過程的有限元模擬 |
| 5.3.1 幾何模型的建立 |
| 5.3.2 仿真分析前處理條件設置 |
| 5.3.3 有限元仿真及后處理分析 |
| 5.4 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金雙層蒙皮擴散連接/超塑成形 |
| 5.4.1 雙層蒙皮擴散連接 |
| 5.4.2 雙層蒙皮超塑成形用陶瓷模具制備 |
| 5.4.3 雙層蒙皮成形 |
| 5.5 本章小結(jié) |
| 第6章 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金三層波形結(jié)構(gòu)設計及超塑成形 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 三層波形加強結(jié)構(gòu)設計 |
| 6.2.1 基元級三層波形加強結(jié)構(gòu)承載能力評價 |
| 6.2.2 三層波形加強結(jié)構(gòu)設計對承載能力的影響 |
| 6.3 三層波形加強結(jié)構(gòu)成形有限元仿真及缺陷分析 |
| 6.3.1 有限元建模及前處理 |
| 6.3.2 有限元模擬方案 |
| 6.3.3 缺陷影響因素分析 |
| 6.4 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo三層波形加強結(jié)構(gòu)超塑成形/連接技術 |
| 6.4.1 三層波形加強結(jié)構(gòu)超塑成形模具設計 |
| 6.4.2 三層波形加強結(jié)構(gòu)超塑成形 |
| 6.4.3 三層波形加強結(jié)構(gòu)整體承載能力 |
| 6.5 本章小結(jié) |
| 第7章 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金四層結(jié)構(gòu)設計及超塑成形 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 四層結(jié)構(gòu)設計 |
| 7.2.1 傳統(tǒng)密集柵格加強四層結(jié)構(gòu) |
| 7.2.2 X形芯層四層加強結(jié)構(gòu) |
| 7.2.3 立式芯層支撐加強四層結(jié)構(gòu) |
| 7.3 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金四層結(jié)構(gòu)成形分析及缺陷控制途徑 |
| 7.3.1 傳統(tǒng)密集柵格加強四層結(jié)構(gòu)整體成形可行性分析 |
| 7.3.2 X形芯層四層加強結(jié)構(gòu)超塑整體成形分析及缺陷控制 |
| 7.3.3 立式芯層四層結(jié)構(gòu)超塑成形有限元分析及缺陷控制 |
| 7.4 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金四層結(jié)構(gòu)整體成形 |
| 7.5 本章小結(jié) |
| 結(jié)論 |
| 參考文獻 |
| 攻讀博士學位期間發(fā)表的論文及其它成果 |
| 致謝 |
| 個人簡歷 |
（2）原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb復合材料的組織調(diào)控及力學行為研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 課題背景及研究目的與意義 |
| 1.2 Ti_2AlNb合金研究概述 |
| 1.2.1 Ti_2AlNb合金相組成及相結(jié)構(gòu) |
| 1.2.2 Ti_2AlNb合金的微觀組織 |
| 1.2.3 O相的變形機理 |
| 1.2.4 Ti_2AlNb合金力學性能的改善途徑 |
| 1.3 Ti_2AlNb基復合材料研究進展 |
| 1.3.1 Ti_2AlNb基復合材料中增強體的種類 |
| 1.3.2 Ti_2AlNb合金及其復合材料制備方法 |
| 1.3.3 Ti_2AlNb基復合材料的微觀組織 |
| 1.3.4 Ti_2AlNb基復合材料的性能 |
| 1.4 本文的主要研究內(nèi)容 |
| 第2章 試驗材料和研究方法 |
| 2.1 材料的制備 |
| 2.1.1 原材料 |
| 2.1.2 (Ti,Nb)B/Ti_2AlNb復合材料的制備 |
| 2.1.3 (Ti,Nb)B/Ti_2AlNb復合材料的鍛造 |
| 2.1.4 (Ti,Nb)B/Ti_2AlNb復合材料的熱處理 |
| 2.2 組織結(jié)構(gòu)分析方法 |
| 2.2.1 X射線衍射分析 |
| 2.2.2 電子顯微分析 |
| 2.3 性能測試方法 |
| 2.3.1 密度測試 |
| 2.3.2 拉伸性能測試 |
| 2.3.3 壓縮性能測試 |
| 2.4 第一性原理計算方法 |
| 2.4.1 計算參數(shù)的選取 |
| 2.4.2 形成焓的計算 |
| 2.4.3 界面性質(zhì)的計算 |
| 第3章 (Ti, Nb)B/Ti_2AlNb復合材料的設計與制備 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 原位反應產(chǎn)物的熱力學預測 |
| 3.3 復合材料界面的預測與第一性原理計算 |
| 3.3.1 復合材料界面結(jié)構(gòu)的預測 |
| 3.3.2 復合材料界面性質(zhì)的第一性原理計算 |
| 3.4 原位自生(Ti,Nb)B/Ti_2AlNb復合材料的制備 |
| 3.4.1 元素粉末法 |
| 3.4.2 預合金粉末法 |
| 3.5 本章小結(jié) |
| 第4章 (Ti, Nb)B/Ti_2AlNb復合材料的組織調(diào)控及界面研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 增強體(Ti, Nb)B的合成及微觀機理 |
| 4.2.1 元素粉末法燒結(jié)過程中增強體的合成 |
| 4.2.2 預合金粉末法燒結(jié)過程中增強體的合成 |
| 4.2.3 增強體的合成機理 |
| 4.3 復合材料界面的HRTEM研究 |
| 4.3.1 (Ti,Nb)B/α_2相界面結(jié)構(gòu) |
| 4.3.2 (Ti,Nb)B/O及(Ti,Nb)B/B2相界面結(jié)構(gòu) |
| 4.3.3 復合材料界面位向關系的矩陣分析 |
| 4.4 原始粉末狀態(tài)對復合材料微觀組織的影響 |
| 4.5 燒結(jié)工藝對復合材料組織和力學性能的影響 |
| 4.5.1 燒結(jié)工藝對基體組織的影響 |
| 4.5.2 燒結(jié)工藝對原始顆粒邊界區(qū)組織的影響 |
| 4.5.3 復合材料原始顆粒邊界區(qū)組織對力學性能的影響 |
| 4.6 α_2相在原始顆粒邊界的擇優(yōu)析出機理 |
| 4.7 本章小結(jié) |
| 第5章 (Ti, Nb)B/Ti_2AlNb復合材料的力學行為及強韌化機理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同增強體含量的燒結(jié)態(tài)復合材料的力學行為 |
| 5.2.1 不同增強體含量的燒結(jié)態(tài)復合材料的拉伸性能 |
| 5.2.2 不同增強體含量的燒結(jié)態(tài)復合材料的斷裂特征 |
| 5.2.3 α_2相擇優(yōu)析出對復合材料力學性能的影響 |
| 5.3 鍛造態(tài)復合材料組織和力學性能的各向異性 |
| 5.3.1 鍛造態(tài)復合材料組織的各向異性 |
| 5.3.2 鍛造態(tài)復合材料力學性能的各向異性及其形成機理 |
| 5.4 鍛造態(tài)復合材料的強韌化機理 |
| 5.4.1 鍛造態(tài)復合材料的力學性能 |
| 5.4.2 鍛造態(tài)復合材料的強化機理 |
| 5.4.3 鍛造態(tài)復合材料的韌化機理 |
| 5.5 本章小結(jié) |
| 結(jié)論 |
| 參考文獻 |
| 攻讀博士學位期間發(fā)表的論文及其他成果 |
| 致謝 |
| 個人簡歷 |
（3）鈷基高溫自潤滑復合材料抗磨體系的設計及摩擦學研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 選題背景 |
| 1.2 國內(nèi)外研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.1 Co基合金摩擦學研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.2 陶瓷顆?？鼓ハ嘌芯楷F(xiàn)狀 |
| 1.2.3 固體潤滑劑研究概況 |
| 1.3 論文研究的主要內(nèi)容 |
| 1.4 技術路線 |
| 第2章 Al_2O_3顆粒增強鈷基復合材料的高溫抗磨機理研究 |
| 2.1 實驗部分 |
| 2.1.1 復合材料的制備 |
| 2.1.2 微觀組織結(jié)構(gòu)分析及摩擦學性能測試 |
| 2.2 結(jié)果與討論 |
| 2.2.1 復合材料的微觀結(jié)構(gòu)和物理性能 |
| 2.2.2 高溫摩擦及磨損 |
| 2.2.3 高溫磨損機理分析 |
| 2.3 本章小結(jié) |
| 第3章 CoCrTi-WS_2高溫復合材料的設計及高溫自潤滑性能的研究 |
| 3.1 實驗部分 |
| 3.1.1 復合材料的制備 |
| 3.1.2 復合材料高溫摩擦學性能測試 |
| 3.2 結(jié)果與討論 |
| 3.2.1 復合材料的微觀組織結(jié)構(gòu)及力學性能 |
| 3.2.2 復合材料的物理性能 |
| 3.2.3 復合材料的高溫摩擦學分析 |
| 3.2.4 高溫磨損機理 |
| 3.3 本章小結(jié) |
| 第4章 WS_2+CuO固體潤滑劑體系的高溫潤滑機理研究 |
| 4.1 實驗部分 |
| 4.1.1 復合材料的成分及制備 |
| 4.1.2 微觀組織表面分析 |
| 4.1.3 硬度測試 |
| 4.1.4 高溫摩擦磨損性能測試 |
| 4.2 結(jié)果與討論 |
| 4.2.1 物相分析及物理性能 |
| 4.2.3 復合材料的物理性能 |
| 4.2.4 復合材料的摩擦學性能 |
| 4.2.5 高溫磨損機理 |
| 4.3 結(jié)論 |
| 第5章 鈷基自潤滑復合材料摩擦學性能預測 |
| 5.1 摩擦系數(shù)多元線性回歸模型 |
| 5.1.1 多元回歸模型的建立 |
| 5.1.2 最小二乘法求解及分析 |
| 5.2 單因素摩擦系數(shù)預測模型 |
| 5.2.1 單因素摩擦系數(shù)預測模型建立 |
| 5.2.2 摩擦系數(shù)預測模型驗證 |
| 5.3 多因素摩擦系數(shù)預測模型 |
| 5.3.1 多因素摩擦系數(shù)預測模型求解 |
| 5.3.2 摩擦系數(shù)預測模型驗證 |
| 5.4 本章小結(jié) |
| 第6章 結(jié)論與展望 |
| 6.1 結(jié)論 |
| 6.2 展望 |
| 參考文獻 |
| 攻讀學位期間取得的科研成果 |
| 致謝 |
（4）Ti/Al層狀復合材料的微觀組織、力學性能和成形行為研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 研究背景及意義 |
| 1.2 金屬層狀復合材料的發(fā)展歷史 |
| 1.3 Ti/Al層狀復合材料的研究現(xiàn)狀 |
| 1.4 金屬層狀復合材料的制備 |
| 1.4.1 軋制復合法 |
| 1.4.2 熱壓復合法 |
| 1.4.3 爆炸焊接法 |
| 1.4.4 擠壓復合法 |
| 1.4.5 兩種及以上的復合法 |
| 1.5 復合效應對Ti/Al層狀復合材料性能的影響 |
| 1.6 金屬層狀復合材料的沖壓成形 |
| 1.6.1 常見金屬層狀復合材料的沖壓成形 |
| 1.6.2 Ti、Al板材的沖壓成形 |
| 1.7 研究內(nèi)容 |
| 第2章 Ti/Al層狀復合材料的制備及研究方法 |
| 2.1 試驗材料 |
| 2.2 Ti/Al層狀復合材料的制備 |
| 2.2.1 熱壓 |
| 2.2.2 熱軋 |
| 2.2.3 熱處理 |
| 2.3 實驗方法 |
| 2.3.1 光學顯微組織觀察 |
| 2.3.2 SEM和 EDS觀察 |
| 2.3.3 XRD分析 |
| 2.3.4 EBSD取向分析 |
| 2.3.5 界面結(jié)合強度測試 |
| 2.3.6 維氏顯微硬度測試 |
| 2.3.7 室溫單向拉伸試驗 |
| 2.3.8 室溫杯突成形試驗 |
| 2.3.9 室溫拉深成形試驗 |
| 第3章 熱壓Ti/Al/Ti復合板的制備、組織與性能 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 熱壓Ti/Al/Ti復合板的制備 |
| 3.3 熱壓Ti/Al/Ti復合板的顯微組織 |
| 3.3.1 層界面 |
| 3.3.2 顯微組織 |
| 3.4 熱壓Ti/Al/Ti復合板的力學性能 |
| 3.4.1 界面結(jié)合強度 |
| 3.4.2 顯微硬度 |
| 3.4.3 拉伸性能 |
| 3.5 熱壓Ti/Al/Ti復合板的室溫沖壓成形性能 |
| 3.6 討論 |
| 3.6.1 熱壓Ti/Al/Ti復合板的強化行為 |
| 3.6.2 熱壓Ti/Al/Ti復合板的成形行為 |
| 3.7 本章小結(jié) |
| 第4章 軋制Ti/Al/Ti復合板的制備、組織與性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 軋制Ti/Al/Ti復合板的制備 |
| 4.3 軋制對熱壓Ti/Al/Ti復合板顯微組織、力學性能和成形性能的影響 |
| 4.4 退火對Ti/Al/Ti復合板顯微組織的影響 |
| 4.4.1 層界面 |
| 4.4.2 顯微組織 |
| 4.5 退火對Ti/Al/Ti復合板力學性能的影響 |
| 4.5.1 界面結(jié)合強度 |
| 4.5.2 顯微硬度 |
| 4.5.3 拉伸性能 |
| 4.6 退火對Ti/Al/Ti復合板室溫沖壓成形性能的影響 |
| 4.7 討論 |
| 4.7.1 軋制Ti/Al/Ti復合板的斷裂行為 |
| 4.7.2 軋制Ti/Al/Ti復合板的成形行為 |
| 4.8 本章小結(jié) |
| 第5章 Ti/Al多層復合板的制備、組織與性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 Ti/Al多層復合板設計與制備 |
| 5.3 Ti/Al多層復合板的顯微組織 |
| 5.3.1 層界面 |
| 5.3.2 顯微組織 |
| 5.4 Ti/Al多層復合板的力學性能 |
| 5.4.1 顯微硬度 |
| 5.4.2 拉伸性能 |
| 5.5 Ti/Al多層復合板的成形性能 |
| 5.5.1 成形性能指標 |
| 5.5.2 成形性能 |
| 5.6 討論 |
| 5.6.1 Ti層顯微組織對Ti/Al多層復合板性能的影響 |
| 5.6.2 Ti/Al多層復合板的斷裂行為 |
| 5.6.3 Ti/Al多層復合板的成形行為 |
| 5.7 本章小結(jié) |
| 第6章 Ti/Al多層復合板的拉深成形行為 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 Ti/Al多層復合板的拉深成形性能 |
| 6.2.1 筒形件的極限拉深比 |
| 6.2.2 筒形件拉深力的變化 |
| 6.2.3 筒形件壁厚變化 |
| 6.2.4 筒形件顯微硬度 |
| 6.2.5 拉深各階段成形行為分析 |
| 6.3 Ti/Al多層復合板筒形件的顯微組織 |
| 6.3.1 層界面 |
| 6.3.2 顯微組織 |
| 6.4 Ti/Al多層復合板拉深行為探討 |
| 6.5 本章小結(jié) |
| 第7章 結(jié)論 |
| 7.1 結(jié)論 |
| 7.2 創(chuàng)新點 |
| 7.3 展望 |
| 參考文獻 |
| 攻讀學位期間取得的科研成果 |
| 致謝 |
（5）雙連續(xù)相TiCx-Cu金屬陶瓷的制備及其性能研究（論文提綱范文）
| 致謝 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 緒論 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金屬陶瓷的研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.1 金屬陶瓷的研究進展 |
| 1.2.2 金屬陶瓷的制備方法 |
| 1.2.3 金屬陶瓷研究中面臨的問題 |
| 1.3 TiC及其復合材料 |
| 1.3.1 TiC陶瓷 |
| 1.3.2 TiC與金屬的潤濕性研究 |
| 1.3.3 TiC-金屬復合材料 |
| 1.4 雙連續(xù)相金屬-陶瓷復合材料 |
| 1.4.1 雙連續(xù)相金屬-陶瓷復合材料特點 |
| 1.4.2 雙連續(xù)相復合材料制備方法 |
| 1.5 預制體的制備 |
| 1.6 本文的關鍵問題及研究思路 |
| 1.6.1 關鍵問題 |
| 1.6.2 研究思路 |
| 1.7 本文的研究目標及內(nèi)容 |
| 1.7.1 研究目標 |
| 1.7.2 研究內(nèi)容 |
| 第二章 實驗方法 |
| 2.1 原材料 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.3 TiC_x多孔預制體的制備與分析 |
| 2.3.1 TiCx反應機理 |
| 2.3.2 TiC_(0.5)預制體氣孔率的控制 |
| 2.3.3 TiC_(0.5)預制體結(jié)構(gòu)的控制 |
| 2.3.4 不同化學計量比的多孔TiC_x預制體的制備 |
| 2.4 雙連續(xù)相TiC_x-Cu金屬陶瓷的制備 |
| 2.5 物相和顯微結(jié)構(gòu)分析 |
| 2.6 材料性能 |
| 2.6.1 氣孔率 |
| 2.6.2 硬度 |
| 2.6.3 彎曲強度 |
| 2.6.4 斷裂韌性 |
| 2.6.5 抗熱震性能 |
| 2.7 固溶處理工藝對材料性能的影響 |
| 第三章 多孔TiC_x預制體的制備及其微觀結(jié)構(gòu)分析 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 碳源的影響 |
| 3.3 造孔劑PVB添加量對預制體的影響 |
| 3.3.1 物相組成 |
| 3.3.2 微觀結(jié)構(gòu) |
| 3.4 燒結(jié)溫度與保溫時間對預制體的影響 |
| 3.5 不同化學計量比的多孔TiC_x預制體的制備及分析 |
| 3.6 本章小結(jié) |
| 第四章 雙連續(xù)相TiC_x-Cu金屬陶瓷的制備與性能 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 雙連續(xù)相TiC_(0.5)-Cu金屬陶瓷的組織結(jié)構(gòu)及界面 |
| 4.2.1 組織結(jié)構(gòu) |
| 4.2.2 反應機理 |
| 4.2.3 界面分析 |
| 4.3 雙連續(xù)相TiC_(0.5)-Cu金屬陶瓷的結(jié)構(gòu)設計及調(diào)控 |
| 4.4 雙連續(xù)相TiC_(0.5)-Cu金屬陶瓷的力學性能 |
| 4.4.1 力學性能 |
| 4.4.2 強韌化機理 |
| 4.5 預制體化學計量比對金屬陶瓷微觀結(jié)構(gòu)及力學性能的影響 |
| 4.5.1 物相組成與微觀結(jié)構(gòu) |
| 4.5.2 力學性能 |
| 4.6 本章小結(jié) |
| 第五章 雙連續(xù)相TiC_(0.5)-Cu金屬陶瓷抗熱震性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 熱震溫度對TiC_(0.5)-Cu金屬陶瓷結(jié)構(gòu)及性能的影響 |
| 5.2.1 微觀結(jié)構(gòu) |
| 5.2.2 熱震性能 |
| 5.3 熱震環(huán)境對TiC_(0.5)-Cu金屬陶瓷結(jié)構(gòu)及性能的影響 |
| 5.4 雙連續(xù)相TiC_(0.5)-Cu金屬陶瓷抗循環(huán)熱震性能 |
| 5.5 本章小結(jié) |
| 第六章 固溶處理工藝對雙連續(xù)相TiC_x-Cu金屬陶瓷結(jié)構(gòu)與性能的影響 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 固溶溫度對金屬陶瓷微觀結(jié)構(gòu)的影響 |
| 6.3 固溶溫度對金屬陶瓷力學性能的影響 |
| 6.4 固溶時間對金屬陶瓷微觀結(jié)構(gòu)的影響 |
| 6.5 固溶時間對金屬陶瓷力學性能的影響 |
| 6.6 固溶處理對材料強韌化機理分析 |
| 6.6.1 細晶強化效應 |
| 6.6.2 固溶強化效應 |
| 6.7 本章小結(jié) |
| 第七章 結(jié)論 |
| 7.1 主要結(jié)論 |
| 7.2 創(chuàng)新點 |
| 7.3 工作展望 |
| 參考文獻 |
| 作者簡歷及攻讀博士學位期間取得的研究成果 |
| 學位論文數(shù)據(jù)集 |
（6）鋁基非晶涂層的制備及損傷行為研究（論文提綱范文）
| 致謝 |
| 摘要 |
| abstract |
| 變量注釋表 |
| 1 緒論 |
| 1.1 研究背景及意義 |
| 1.2 鋁基非晶合金概述 |
| 1.3 評價鋁基非晶合金的非晶形成能力 |
| 1.4 鋁基非晶合金的晶化行為 |
| 1.5 鋁基非晶合金的性能研究 |
| 1.6 第一性原理分子動力學 |
| 1.7 鋁基非晶合金的制備 |
| 1.8 表面封孔技術 |
| 1.9 研究內(nèi)容及技術路線 |
| 2 試驗材料及方法 |
| 2.1 試驗材料 |
| 2.2 條帶樣品制備 |
| 2.3 仿真分析方法 |
| 2.4 涂層樣品制備 |
| 2.5 測試設備與表征分析方法 |
| 3 AlNiTi合金的第一性原理仿真計算與組分優(yōu)化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 仿真參數(shù)設置 |
| 3.3 仿真結(jié)果分析 |
| 3.4 非晶形成能力討論 |
| 3.5 非晶合金組分優(yōu)化 |
| 3.6 熱力學研究 |
| 3.7 本章小結(jié) |
| 4 鋁基非晶涂層的制備及摩擦學行為研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 鋁基粉末的表征 |
| 4.3 涂層的表征 |
| 4.4 涂層的摩擦學行為 |
| 4.5 本章小結(jié) |
| 5 鋁基非晶涂層的腐蝕行為及封孔處理的影響 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 封孔涂層表征 |
| 5.3 動電位極化曲線 |
| 5.4 電化學阻抗譜 |
| 5.5 鹽霧腐蝕 |
| 5.6 鋁基非晶涂層的腐蝕行為 |
| 5.7 本章小結(jié) |
| 6 結(jié)論與展望 |
| 6.1 結(jié)論 |
| 6.2 主要創(chuàng)新點 |
| 6.3 工作展望 |
| 參考文獻 |
| 作者簡歷 |
| 學位論文數(shù)據(jù)集 |
（7）硼化物陶瓷顆粒增強鈮鈦基復合材料的室溫與高溫特性研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 選題背景及研究意義 |
| 1.2 高溫材料在電力行業(yè)的應用前景 |
| 1.2.1 燃氣輪機熱端部件用材 |
| 1.2.2 發(fā)電機組測溫熱電偶保護管用材 |
| 1.2.3 煤粉爐燃燒器噴嘴用材 |
| 1.3 高溫材料研究現(xiàn)狀 |
| 1.3.1 高溫金屬及合金 |
| 1.3.1.1 超合金 |
| 1.3.1.2 鉑族金屬 |
| 1.3.1.3 難熔金屬及其合金 |
| 1.3.1.4 金屬間化合物 |
| 1.3.2 高溫陶瓷 |
| 1.3.3 高溫復合材料 |
| 1.3.3.1 碳/碳復合材料 |
| 1.3.3.2 陶瓷基復合材料 |
| 1.3.3.3 金屬基復合材料 |
| 1.3.4 超高溫陶瓷顆粒增強難熔金屬基復合材料研究現(xiàn)狀 |
| 1.3.4.1 顆粒增強Al、Mg、 Ti、Cu、Ni基復合材料 |
| 1.3.4.2 顆粒增強難熔金屬基復合材料 |
| 1.4 高溫材料制備方法 |
| 1.5 本文實驗材料的選擇及其性質(zhì) |
| 1.5.1 難熔金屬基體的選擇及可行性分析 |
| 1.5.2 超高溫陶瓷顆粒的選擇及可行性分析 |
| 1.6 本文主要研究內(nèi)容 |
| 第2章 實驗材料與研究方法 |
| 2.1 原材料與制備工藝 |
| 2.1.1 Nb-xTi基體合金材料的制備 |
| 2.1.2 xZrB_2-NbTi陶瓷顆粒增強難熔金屬基復合材料的制備 |
| 2.2 組織結(jié)構(gòu)分析 |
| 2.2.1 XRD相組成 |
| 2.2.2 SEM微觀形貌 |
| 2.2.3 TEM點陣 |
| 2.2.4 EDS元素分布 |
| 2.2.5 致密度 |
| 2.3 力學性能分析 |
| 2.3.1 顯微硬度 |
| 2.3.2 常溫斷裂韌性 |
| 2.3.3 高溫斷裂韌性 |
| 2.3.4 常溫壓縮 |
| 2.3.5 高溫壓縮 |
| 2.4 高溫抗氧化性能分析 |
| 第3章 Nb-xTi合金材料組織結(jié)構(gòu)及力學性能分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Nb-Ti合金的相組成及微觀形貌 |
| 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點陣分析 |
| 3.3 Nb-Ti合金的韌化機制及斷口形貌 |
| 3.4 Nb-Ti合金的強化機制及壓縮特性 |
| 3.5 本章小結(jié) |
| 第4章 xZrB_2-NbTi復合材料組織結(jié)構(gòu)及室溫力學性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 xZrB_2-NbTi材料相組成及微觀形貌 |
| 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材料的燒結(jié)及致密化過程 |
| 4.4 xZrB_2-NbTi材料室溫斷裂韌性及韌化機制 |
| 4.5 xZrB_2-NbTi材料室溫壓縮性能及強化機制 |
| 4.6 本章小結(jié) |
| 第5章 xZrB_2-NbTi復合材料高溫力學性能分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 復合材料高溫壓縮應力-應變曲線 |
| 5.2.1 實驗溫度對復合材料高溫壓縮性能的影響 |
| 5.2.2 陶瓷相含量對復合材料高溫壓縮性能的影響規(guī)律 |
| 5.3 復合材料高溫斷裂韌性 |
| 5.4 復合材料高溫壓縮斷口形貌 |
| 5.5 復合材料高溫斷裂韌性斷口形貌 |
| 5.6 復合材料高溫強化機制及失效模式分析 |
| 5.7 復合材料高溫增韌機制及斷裂機理分析 |
| 5.8 本章小結(jié) |
| 第6章 xZrB_2-NbTi復合材料高溫氧化行為 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 xZrB_2-NbTi復合材料氧化動力學曲線分析 |
| 6.3 氧化產(chǎn)物相組成及微觀形貌分析 |
| 6.4 xZrB_2-NbTi復合材料高溫氧化機理分析 |
| 6.5 本章小結(jié) |
| 第7章 結(jié)論與展望 |
| 7.1 結(jié)論 |
| 7.2 主要創(chuàng)新點 |
| 7.3 研究展望 |
| 參考文獻 |
| 攻讀博士學位期間發(fā)表的論文及其它成果 |
| 攻讀博士學位期間參加的科研工作 |
| 致謝 |
| 作者簡介 |
（8）耐事故鉻涂層鋯合金包殼安全特性研究（論文提綱范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 緒論 |
| 1.1 研究的背景與意義 |
| 1.2 國內(nèi)外研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.1 涂層耐事故燃料材料研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.2 制備工藝研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.3 涂層組織結(jié)構(gòu)與力學性能研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.4 高溫氧化性能與氧化模型研究現(xiàn)狀 |
| 1.2.5 燃料包殼數(shù)值模擬仿真研究現(xiàn)狀 |
| 1.3 論文主要研究內(nèi)容與總體結(jié)構(gòu) |
| 1.4 主要創(chuàng)新點 |
| 1.5 本論文課題來源 |
| 第2章 耐事故鉻涂層鋯合金工藝研究 |
| 2.1 Cr涂層Zr-4 合金的制備方法 |
| 2.1.1 實驗材料與設備 |
| 2.1.2 多弧離子鍍設備 |
| 2.1.3 鉻涂層的制備過程 |
| 2.2 涂層性能測試與分析方法 |
| 2.2.1 結(jié)合強度 |
| 2.2.2 硬度、彈性模量 |
| 2.2.3 形貌與成分分析 |
| 2.2.4 相成分分析 |
| 2.2.5 表面粗糙度 |
| 2.3 鉻涂層工藝參數(shù)對鋯合金包殼性能的影響 |
| 2.3.1 電弧電流對涂層性能影響 |
| 2.3.2 沉積溫度對涂層性能影響 |
| 2.3.3 基體偏壓對涂層性能影響 |
| 2.3.4 沉積時間對涂層性能影響 |
| 2.4 耐事故Cr涂層Zr-4 合金耐沖蝕性能研究 |
| 2.5 本章小結(jié) |
| 第3章 耐事故鉻涂層鋯合金高溫氧化機理研究 |
| 3.1 Cr涂層Zr-4 合金高溫氧化實驗 |
| 3.1.1 氧化實驗樣品制備 |
| 3.1.2 高溫氧化實驗 |
| 3.1.3 氧化增重計算 |
| 3.1.4 結(jié)構(gòu)和性能表征 |
| 3.2 涂層制備工藝參數(shù)對高溫氧化微觀組織結(jié)構(gòu)的影響 |
| 3.2.1 電弧電流的影響 |
| 3.2.2 沉積溫度的影響 |
| 3.2.3 基體偏壓的影響 |
| 3.2.4 沉積時間的影響 |
| 3.3 氧化溫度對Cr涂層Zr-4 合金微觀組織結(jié)構(gòu)的影響 |
| 3.3.1 物相組成分析 |
| 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 氧化時間對Cr涂層Zr-4 合金微觀組織結(jié)構(gòu)的影響 |
| 3.4.1 物相組成分析 |
| 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涂層Zr-4 合金高溫氧化機理研究 |
| 3.5.1 氧化擴散機理 |
| 3.5.2 Cr涂層Zr-4 合金的高溫氧化機理 |
| 3.6 Cr涂層Zr-4 合金高溫氧化動力學研究 |
| 3.6.1 氧化溫度對氧化增重的影響 |
| 3.6.2 氧化時間對氧化動力學的影響 |
| 3.7 本章小結(jié) |
| 第4章 耐事故鉻涂層鋯合金包殼高溫水蒸氣氧化性能研究 |
| 4.1 高溫水蒸氣氧化機理 |
| 4.1.1 高溫水蒸氣氧化機理分析 |
| 4.1.2 Cr涂層Zr-4 合金水蒸氣氧化過程分析 |
| 4.2 高溫水蒸氣氧化實驗參數(shù)設置 |
| 4.3 高溫水蒸氣氧化性能分析 |
| 4.3.1 物相組成分析 |
| 4.3.2 微觀結(jié)構(gòu)分析 |
| 4.3.3 氧化增重曲線分析 |
| 4.4 Cr涂層Zr-4 合金水蒸氣氧化與空氣氧化對比分析 |
| 4.4.1 物相組成分析 |
| 4.4.2 微觀結(jié)構(gòu)分析 |
| 4.4.3 氧化增重曲線分析 |
| 4.5 Cr涂層Zr-4 合金包殼氧化模型建立 |
| 4.5.1 基本假設 |
| 4.5.2 氧化控制方程 |
| 4.5.3 高溫空氣環(huán)境氧化模型 |
| 4.5.4 高溫水蒸氣環(huán)境氧化模型 |
| 4.6 本章小結(jié) |
| 第5章 耐事故鉻涂層鋯合金高溫水蒸氣氧化瞬態(tài)特性研究 |
| 5.1 初始氧化瞬態(tài)特性分析 |
| 5.2 加速氧化瞬態(tài)特性分析 |
| 5.3 耐事故Cr涂層力學性能分析 |
| 5.3.1 劃痕法 |
| 5.3.2 氧化溫度對結(jié)合力的影響 |
| 5.3.3 氧化時間對結(jié)合力的影響 |
| 5.4 本章小結(jié) |
| 第6章 耐事故鉻涂層鋯合金包殼安全特性數(shù)值分析 |
| 6.1 耐事故Cr涂層Zr-4 合金包殼的傳熱與冷卻 |
| 6.2 事故工況下Cr涂層Zr-4 合金包殼的數(shù)值建模 |
| 6.2.1 幾何模型建立 |
| 6.2.2 參數(shù)設置 |
| 6.3 事故工況下Cr涂層Zr-4 合金包殼的數(shù)值模擬 |
| 6.3.1 氧化溫度的影響 |
| 6.3.2 氧化時間的影響 |
| 6.3.3 再淹沒的影響 |
| 6.4 本章小結(jié) |
| 第7章 結(jié)論與展望 |
| 7.1 結(jié)論 |
| 7.2 展望 |
| 參考文獻 |
| 攻讀博士學位期間主要研究成果 |
| 致謝 |
（9）鋯基非晶合金的微觀結(jié)構(gòu)調(diào)控（論文提綱范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 緒論 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 非晶合金的結(jié)構(gòu) |
| 1.2.1 理論研究模型 |
| 1.2.2 結(jié)構(gòu)不均勻性 |
| 1.3 非晶合金的流變 |
| 1.3.1 自由體積模型 |
| 1.3.2 剪切轉(zhuǎn)變區(qū)模型 |
| 1.4 基于同步輻射光源對非晶合金結(jié)構(gòu)的研究 |
| 1.5 本論文研究內(nèi)容及意義 |
| 第二章 深冷處理對鋯基非晶合金原子結(jié)構(gòu)的調(diào)控 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 實驗過程 |
| 2.3 微觀結(jié)構(gòu)表征 |
| 2.4 力學性能分析 |
| 2.5 液氮溫區(qū)下非晶合金的原子結(jié)構(gòu)演化 |
| 2.5.1 倒空間結(jié)構(gòu)演化 |
| 2.5.2 正空間結(jié)構(gòu)演化 |
| 2.6 本章小結(jié) |
| 第三章 快速退火對鋯基非晶合金原子結(jié)構(gòu)的調(diào)控 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 實驗過程 |
| 3.3 微觀結(jié)構(gòu)表征 |
| 3.4 力學性能分析 |
| 3.5 快速退火溫度與類晶體區(qū)的關系 |
| 3.6 快速退火溫度與中程和短程有序結(jié)構(gòu)的關系 |
| 3.7 本章小結(jié) |
| 第四章 過熱度對鋯基非晶合金原子結(jié)構(gòu)的調(diào)控 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 實驗過程 |
| 4.3 不同過熱度下鋯基非晶合金熔體的結(jié)構(gòu) |
| 4.3.1 合金熔體的熱膨脹系數(shù) |
| 4.3.2 合金熔體的短程有序結(jié)構(gòu) |
| 4.4 鋯基非晶合金熔體結(jié)構(gòu)不可逆性 |
| 4.5 本章小結(jié) |
| 第五章 深過冷對鋯基非晶合金原子結(jié)構(gòu)的調(diào)控 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 實驗過程 |
| 5.3 表面結(jié)構(gòu)及形貌分析 |
| 5.4 內(nèi)部結(jié)構(gòu)、形貌及性能分析 |
| 5.4.1 微觀結(jié)構(gòu)及熱力學性能表征 |
| 5.4.2 深過冷程度對硬度分布規(guī)律的影響 |
| 5.5 高速攝影機下非晶合金的深過冷過程 |
| 5.6 深過冷快速凝固過程的結(jié)構(gòu)演化 |
| 5.7 “脆”與“強”的轉(zhuǎn)變 |
| 5.8 本章小結(jié) |
| 第六章 主要結(jié)論與展望 |
| 6.1 主要結(jié)論 |
| 6.2 創(chuàng)新點及展望 |
| 參考文獻 |
| 作者在攻讀博士學位期間科研成果 |
| 作者在攻讀博士學位期間所作的項目 |
| 致謝 |
（10）A位固溶鈦鋁碳的表面自適應摩擦學特性研究（論文提綱范文）
| 致謝 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 引言 |
| 1.1 材料的磨損類型及磨損機理 |
| 1.2 固體潤滑材料 |
| 1.2.1 材料的潤滑機理 |
| 1.2.2 固體潤滑劑 |
| 1.2.3 固體自潤滑材料 |
| 1.3 MAX相及其固溶體 |
| 1.3.1 MAX相簡介 |
| 1.3.2 MAX相固溶體簡介 |
| 1.3.3 MAX相及其固溶體的制備方法 |
| 1.3.4 MAX相及其固溶體的研究進展 |
| 1.4 MAX相固溶體的性能 |
| 1.4.1 力學性能 |
| 1.4.2 抗氧化性能 |
| 1.4.3 摩擦學特性 |
| 1.5 本文的研究目標和內(nèi)容 |
| 1.6 本文的關鍵問題和研究思路 |
| 1.6.1 存在的關鍵問題 |
| 1.6.2 研究思路 |
| 第2章 實驗原料及實驗方法 |
| 2.1 材料的制備 |
| 2.1.1 A位固溶鈦鋁碳粉體的制備 |
| 2.1.2 A位固溶鈦鋁碳塊體的制備 |
| 2.2 相組成及微觀結(jié)構(gòu)分析 |
| 2.2.1 相組成和成分分析 |
| 2.2.2 微觀結(jié)構(gòu)分析 |
| 2.3 粒度測試 |
| 2.4 密度測試 |
| 2.5 力學性能測試 |
| 2.5.1 硬度測試 |
| 2.5.2 彎曲強度測試 |
| 2.5.3 斷裂韌性測試 |
| 2.6 高溫氧化性能測試 |
| 2.7 摩擦磨損試驗 |
| 2.7.1 實驗設備及條件 |
| 2.7.2 摩擦表面的觀察與分析 |
| 2.7.3 磨屑的差熱分析 |
| 第3章 A位固溶鈦鋁碳的制備和微觀結(jié)構(gòu)表征 |
| 3.1 A位固溶鈦鋁碳粉體的制備和微觀結(jié)構(gòu)表征 |
| 3.1.1 Ti_2Al_(1-x)Sn_xC(0≤x≤1)系列粉體的制備 |
| 3.1.2 Ti_3Al_(0.8)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.8)Si_(0.2)C_2粉體的制備 |
| 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粉體的制備 |
| 3.2 A位固溶鈦鋁碳塊體的制備和微觀結(jié)構(gòu)表征 |
| 3.2.1 原位熱壓燒結(jié)制備Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C塊體 |
| 3.2.2 熱壓燒結(jié)制備Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C塊體 |
| 3.2.3 熱壓燒結(jié)制備Ti_3Al_(0.8)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.8)Si_(0.2)C_2塊體 |
| 3.2.4 熱壓燒結(jié)制備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塊體 |
| 3.3 本章小結(jié) |
| 第4章 A位固溶鈦鋁碳的力學性能 |
| 4.1 Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的力學性能 |
| 4.1.1 原位熱壓燒結(jié)制備的Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的力學性能 |
| 4.1.2 熱壓燒結(jié)制備的Ti_2AlC和Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的力學性能 |
| 4.2 Ti_3Al(Si Sn)C_2的力學性能 |
| 4.3 本章小結(jié) |
| 第5章 A位固溶鈦鋁碳的摩擦學特性 |
| 5.1 Ti_2AlC和 Ti_2Al_(0.8)Sn_(0.2)C的摩擦學特性 |
| 5.2 Ti_3Al_(0.8)Sn_(0.2)C_2和Ti_3Al_(0.8)Si_(0.2)C_2的摩擦學特性 |
| 5.3 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2的摩擦學特性 |
| 5.3.1 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2的高溫氧化性能 |
| 5.3.2 Ti_3Al_(0.6)Si_(0.2)Sn_(0.2)C_2的摩擦學特性 |
| 5.4 本章小結(jié) |
| 第6章 結(jié)論 |
| 6.1 主要結(jié)論 |
| 6.2 創(chuàng)新之處 |
| 6.3 工作展望 |
| 參考文獻 |
| 作者簡歷及攻讀博士學位期間取得的研究成果 |
| 學位論文數(shù)據(jù)集 |
四、Ti-2Al-2.5Zr合金低溫下單向與循環(huán)變形行為（論文參考文獻）
- [1]Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金輕量化結(jié)構(gòu)高溫成形技術及裝備[D]. 李保永. 哈爾濱工業(yè)大學, 2021(02)
- [2]原位自生（Ti,Nb）B/Ti2AlNb復合材料的組織調(diào)控及力學行為研究[D]. 張寧波. 哈爾濱工業(yè)大學, 2021(02)
- [3]鈷基高溫自潤滑復合材料抗磨體系的設計及摩擦學研究[D]. 錢鈺. 太原理工大學, 2021(01)
- [4]Ti/Al層狀復合材料的微觀組織、力學性能和成形行為研究[D]. 曹苗. 太原理工大學, 2021(01)
- [5]雙連續(xù)相TiCx-Cu金屬陶瓷的制備及其性能研究[D]. 雷聰. 北京交通大學, 2021(02)
- [6]鋁基非晶涂層的制備及損傷行為研究[D]. 周志丹. 中國礦業(yè)大學, 2021(02)
- [7]硼化物陶瓷顆粒增強鈮鈦基復合材料的室溫與高溫特性研究[D]. 高遠. 華北電力大學(北京), 2021(01)
- [8]耐事故鉻涂層鋯合金包殼安全特性研究[D]. 黃景昊. 南華大學, 2021(02)
- [9]鋯基非晶合金的微觀結(jié)構(gòu)調(diào)控[D]. 孫康. 上海大學, 2021
- [10]A位固溶鈦鋁碳的表面自適應摩擦學特性研究[D]. 蔡樂平. 北京交通大學, 2020