一、TiB_2金属陶瓷与TiAl的自蔓延高温合成连接（论文文献综述）
李晶琨[1]（2021）在《SiC/Ti梯度材料的烧结工艺基础与致密化机理研究》文中认为SiC/Ti层状复合材料兼具Ti的高延展性和导热性以及SiC的高硬度、耐磨性和隔热性能,具有非常高的应用价值。为了解决SiC/Ti层状复合材料界面处的应力集中问题,本文提出将SiC与Ti的成分进行梯度过渡,制备出SiC/Ti梯度材料,从而使材料获得更加优良的服役效果。针对SiC与Ti烧结温度难以匹配和材料界面应力集中等问题,提出采用热压烧结法制备SiC/Ti梯度材料。在实现SiC的低温致密化烧结,使其与Ti烧结温度匹配的基础上,选择适宜的中间过渡成分和梯度,制备出SiC/Ti梯度材料,并对反应机理和烧结动力学进行研究。针对SiC烧结温度过高的问题,提出了添加Mg合金烧结助剂进行SiC低温液相烧结的新方法,阐明了 Mg元素降低SiC烧结温度的机理,实现了SiC在1300℃低温下的致密化烧结。研究了原材料颗粒尺寸、烧结助剂种类和烧结时间对于SiC致密化过程的影响规律及机理,在1300℃的烧结温度下获得了高致密度且具有优良力学性能的SiC陶瓷。发现了 Mg合金在烧结过程中通过发生溶解-析出和塑性变形过程实现SiC陶瓷颗粒的低温致密化;SiC晶界处的孔洞可以促进晶界的运动和传质过程的进行。为了实现SiC的低温固相烧结,以Mg2Si为烧结助剂引入Mg元素,在1300℃下对SiC陶瓷进行烧结,获得了 96.86%以上的高致密度和优良的力学性能,并分别通过研究SiC与Mg2Si的组织演变,揭示了 Mg2Si对SiC低温致密化烧结的作用。在烧结过程中,Mg2Si保持着随机的取向,仅在烧结后期发生晶粒长大。Mg2Si与SiC基体之间保持着良好匹配的位向关系,（0-111）SiC与（1-11）Mg2Si、（10-10）SiC与（1-1-1）Mg2Si、（10-10）SiC与（400）Mg2Si、（10-12）SiC与（222）Mg2Si和（10-11）SiC与（311）Mg2Si之间分别存在较小的取向差。致密化过程主要发生在烧结前期,随着烧结时间的延长,烧结致密化的速率逐渐降低,最终趋于稳定。制备出了无中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料,探明了其组织结构和致密化机理。无中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料中致密程度和孔洞分布不均匀;纯SiC和纯Ti部位较为致密,随着Ti质量分数的增加,材料中开始出现孔洞;当Ti质量分数进一步增加,材料中蕴含闭孔的数量和面积比例开始降低;当Ti质量分数达到80%后,仅有少量孔洞存在于SiC聚集区的边缘部位。SiC与Ti的反应主要传质机制为片层扩散,界面未反应生成明显的化合物层,是依靠元素扩散形成的冶金结合界面;烧结致密化的过程主要发生在升温和保温阶段。提出了加入Ni3Al提升低温烧结SiC致密度的新方法,阐明了 Ni3Al对于SiC陶瓷组织改善和性能提升的影响机理。添加10wt%的Ni3Al可以使SiC获得最佳的综合性能,相比于未添加Ni3Al的SiC陶瓷,显微维氏硬度提高174.55%;断裂韧性提高27.29%。加入Ni3Al后,Al元素均匀扩散至SiC中,富Ni区域呈岛状分布于SiC基体上;SiC颗粒结合紧密,在弯曲过程中不产生颗粒的脱落和开裂;硬度压痕引起的裂纹经过岛状富Ni区域时部分能量被吸收,裂纹扩展受到阻碍。探明了不同含量的Ni3Al与Ti的反应产物、孔洞形成机制和反应机理。随着Ni3Al含量的增加,其与Ti的反应依次形成尺寸小而密集的孔洞、尺寸小而分散的孔洞和尺寸大的孔洞。尺寸小而密集孔洞出现在Ni3Al含量高的一侧,主要是由烧结不致密导致的;尺寸小而分散的孔洞以及尺寸大的孔洞为烧结中的气孔,尺寸大的孔洞内会析出富Ti的直径几十微米的颗粒。Ni3Al与Ti反应生成Ti-Ni-Al相、Ti-Al相和少量的Ni-Ti相;随着烧结温度的升高,Ti-Ni-Al相首先形成,之后含量逐渐减少,而Ti-Al相的含量逐渐增加。制备出了含Ni3Al中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料,探明了梯度材料的组织结构与烧结致密化机理。在SiC/Ti梯度材料中,Ti元素和Si元素各自实现了梯度分布,Ni元素和Al元素在SiC与Ti成分间聚集,防止了 Si与Ti直接接触而导致过大的应力集中。梯度材料中包含四个界面,分别由Ti与Ni-Al的固液界面,Ni与Al的成分差异,Ni-Al与SiC的固液界面和Ni、Al、Si成分差异形成。烧结致密化过程是由片层扩散机制控制的,反应的激活能为184.6 kJ/mol。在以Ni3Al为中间过渡成分的SiC/Ti梯度材料中加入TiAl层进行SiC与Ti成分的阻隔。Ni3Al与TiAl界面存在金属间化合物层,TiAl与Ti间元素均匀过渡。随着烧结时间的延长,SiC/Ti梯度材料的致密化速率首先较低,之后陡然上升。烧结致密化过程由界面反应和扩散机制共同控制且由扩散机制主导,反应的激活能为338.28 kJ/mol。
徐敦昊[2]（2021）在《大气等离子喷涂TiB2-TiC-Co金属陶瓷涂层的组织及性能研究》文中进行了进一步梳理在科技高速发展的今天,金属机械构件的疲劳、腐蚀和磨损等失效形式是限制其广泛使用的巨大障碍。使用涂层技术可以有效阻止这些失效情况的发生。TiB2-TiC陶瓷复合材料因其独特的高熔点、高硬度、优异的抗磨损腐蚀性能和高温下优秀的化学稳定性使其在金属防护领域有很广泛的应用前景。本文通过自蔓延高温合成技术制备TiB2-TiC-Co复合陶瓷粉末,使用大气等离子喷涂技术在Q235钢基体上制备TiB2-TiC-Co金属陶瓷涂层,研究涂层的力学性能和抗热震、抗磨损以及耐腐蚀等性能,并探讨了相关机理。本文以Co、Ti和B4C为原料,利用自蔓延高温合成技术制备TiB2-TiC-Co喷涂粉末,对产物分析表明,产物中除了TiB2、TiC和Co主要物相外,还有少量中间相Co2B和残余金属Ti的衍射峰。且随涂层中Co含量上升,陶瓷晶粒数量减少,尺寸下降,Co2B含量上升。采用大气等离子喷涂技术成功地制备了TiB2-TiC-Co复合涂层,中间产物与残余Ti转化为最终陶瓷相。金属陶瓷涂层主要结合方式为机械结合,界面结合良好;涂层结合强度均高于10MPa,10 wt.%Co含量的TiB2-TiC涂层的结合强度最高,为23.75 MPa;涂层的显微硬度均超过700 HV,5 wt.%Co含量的TiB2-TiC涂层的硬度最高,为1086.6 HV。TiB2-TiC涂层经400℃和500℃下20次热震循环后的结合强度仍保持在10 MPa以上,具有良好的抗热震性能。10 wt.%Co含量的涂层具有最低的磨损损失率(1.1634*10-7g N-1m-1)以及摩擦系数（0.5671）,Co含量较低时涂层呈现粘着磨损和剥层磨损,Co含量较高时涂层表现为磨粒磨损、硬质相剥离和低应力下的擦伤磨损。电化学性能测试表明,Co含量在10-15%时涂层的抗电化学腐蚀性能良好。
宋晓杰[3]（2018）在《原位合成MAX相增强TiAl基复合材料及界面的第一性原理计算》文中认为TiAl金属间化合物是一种新型轻质的金属间化合物,是高温结构领域最具应用潜力的金属间化合物,但是TiAl合金的室温塑性较差限制了其广泛应用。MAX相是具有兼具金属和陶瓷的优异性能的高温结构材料,将MAX相与TiAl合金复合是提高TiAl合金室温塑性,充分发挥两种材料优异性能的有效手段。本文通过真空电弧熔炼工艺制备了 TiAl/Ti2AlC,TiAl/Ti2AlN,TiAl/Ti2Al（C,N）及TiAl-Ti5Si3-Ti2AlC（N）复合材料,表征了复合材料的组织结构,测试了其力学性能,表征分析了复合材料中的界面,通过第一性原理计算的方法,采用VASP软件包,计算了 TiB2/TiC,Ti2AlC/TiC及TiAl/Ti2AlC的界面性能。通过真空电弧熔炼工艺制备的复合材料中,MAX相的生成机制是TiC（N）（s）+TiAl（1）→Ti2AlC（N）（s）包晶反应,体系中残留TiC（N）物相的多少,取决于这个反应进行的是否彻底。MAX相、Ti5Si3相可以显着细化TiAl合金基体的晶粒,TiAl基体晶粒由～200μm细化至20-50 μm,MAX相、细小的Ti5Si3相以及合成MAX过程中剩余的少量TiC（N）可以显着提高复合材料的显微硬度、抗压强度以及材料的塑性,复合材料的显微硬度最高（TiAl-20 mol%Ti2AlN,5.92 GPa）可较 TiAl 合金（3.43 GPa）提升 72.6%,抗压强度最高（TiAl-15 mol%Ti2AlC,1878 MPa）可较TiAl合金（1203 MPa）提高56.1%,而工程应变最高（TiAl-15 mol%Ti2AlC,26.7%）可较TiAl合金（17.5%）提高52.7%。部分复合材料因陶瓷相尺寸过大而导致塑性降低。以不同碳源（石墨粉、多壁碳纳米管和TiC）合成的TiAl/Ti2AlC复合材料性能存在差异,其中多壁碳纳米管为复合材料的生成物相提供了大量形核基底,使材料组织均匀细化,而TiC作为碳源时,TiC物相剩余量较多,这部分TiC在Ti2AlC的协同作用下,对材料性能起到显着增益效果;首次以g-C3N4为原料制备TiAl/Ti2Al（C,N）复合材料,经成分分析和第一性原理计算得到了产物中的Ti2Al（C,N）固溶体的固溶度,确定其化学式为Ti2Al（C0.25,N0.75）,Ti2Al（C,N）固溶体较高的硬度和较好的塑性,可以提高复合材料的综合力学性能;Si元素的添加对TiAl/Ti2AlC（N）复合材料的反应过程影响明显,由于Si的引入,体系中增加了一个Ti+Si→Ti5Si3的放热反应,该反应与MAX相合成的包晶反应形成共轭关系。TiAl-xTi5Si3-10 mol%Ti2AlN 中由于 TiN（s）+TiAl（l）→Ti2AlN（s）的吸热反应抑制了 Ti5Si3颗粒的长大,而Ti+Si→Ti5Si3的放热反应促进了 Ti2AlN的合成,产物中Ti5Si3颗粒尺寸小,Ti2AlN含量高,复合材料的综合力学性能得到显着提升。通过 TEM 表征和分析得到了 TiAl/Ti2Al（C,N）,Ti2Al（C,N）/TiC（N）和Ti2AlC/TiC界面的近乎共格的三种取向关系,这些共格界面保证了复合材料物相之间能够形成稳定的界面,稳定界面对复合材料的性能起关键作用。根据实验所得的界面取向关系,通过第一性原理计算的方法,采用VASP软件包,分别计算了 TiC（0 1 0）//TiB2（0 1 1 0）,Ti2AlC（0 0 0 1）//TiC（1 1 1）和 TiAl（111）//Ti2AlC（0001）三种界面构型的块体、表面和界面。通过计算表面能、结合功、界面能、电荷密度分布以及电子态密度等方式,分析三种构型的表面和界面性质,得到界面满足特定取向的理论依据,并分析特定构型的界面原子和电子结构信息。TiC（010）//TiB2（0110）界面模型中 C-BS1-B1、C-TS-B2 和 Ti-BS1-B1 构型的界面能较低,结构较稳定,其中C-TS-B2构型界面能最低,为1.12 J/m2,Ti2AlC（0001）//TiC（111）界面模型中,所有BS堆垛方式的界面都发生了重构,相同表面形成的界面中HS堆垛方式的界面比TS堆垛方式更加稳定,Ti2-HS1-C,Ti2-HS2-C 和 Al-HS1-C 三种构型的界面能最低,Ti2-HS2-C 为-0.06 J/m2。界而处原子的配位数对原子之间的相互作用产生重要影响。TiAl（1 1 1）//Ti2AlC（000 1）界面模型中,TS和BS堆垛方式的界面都发生了重构,只有C-HS-TiAl,A1-HS-TiAl,Til-HS-TiAl 和 Ti2-HS-TiAl 四种构型稳定存在,其中 C-HS-TiAl 构型界面能最低,为-0.93 J/m2。电荷密度、差分电荷密度以及DOS的分析表明,界面处的C原子和B原子,C原子和Ti原子以及C原子和Al原子产生强烈的相互作用成键是形成稳定界面的主要原因,界面能相对较高的界面是由于Ti-Ti原子之间的相互排斥导致。
陈星星[4]（2018）在《铝基金属间化合物的自蔓延高温合成以及反应活性研究》文中进行了进一步梳理本文采用化学能源点火的自蔓延高温合成方法,研究了 Ni-Al、Ti-Al、Ti-Al及其添加物（包括Ni2O3、Fe3O4、MnO2、B、C、Si）的燃烧合成过程及其燃烧产物,合成了铝基金属间化合物,进行了反应体系标准反应生成焓以及绝热燃烧温度的理论计算,研究了各实验因素对于燃烧合成过程以及燃烧合成产物的影响,匹配了合适的模型、方程,并进行了实验验证。（1）通过理论计算探究了反应物配比以及添加物含量的变化对于反应体系标准反应生成焓以及绝热燃烧温度的影响。根据理论计算,在Ni-Al、Ti-Al体系中能够发生自蔓延燃烧的仅有Ni:Al摩尔比为1:1、Ti:Al摩尔比为1:1或3:1,其余配比的反应体系的绝热燃烧温度均低于1800K;在Ti-Al体系中添加Ni2O3、Fe3O4、MnO2、B、C、Si不仅能够增加其反应的标准反应生成焓,同时也能提高其绝热燃烧温度。通过DSC实验以及标准生成吉布斯自由能的计算,对于不同的反应体系的反应过程以及最终产物作出了分析,确定了最先开始发生的反应是铝热还原反应和Al与非金属单质之间的共晶反应,最稳定的产物有TiB2、TiC、Ti5Si3和Al2O3。（2）通过对Ni-Al、Ti-Al反应体系的试样的质量、反应物的配比、反应物粒径、试样压制压力等影响因素的探究,揭示了各因素对于燃烧过程以及燃烧合成产物的影响。发现燃烧温度随着试样质量的上升而上升,其产物的密度与孔隙率先随质量上升而变化,然后保持不变;只有Ni:Al摩尔比为1:1、Ti:Al摩尔比为1:1或3:1的体系能够发生自蔓延燃烧,并且燃烧温度的变化规律符合之前绝热燃烧温度的理论计算结果,但是使用200目Ni粉的试样无法发生自蔓延燃烧。反应物粒径的减小虽然使得试样的初始密度下降,但是燃烧温度、燃烧速度和最高升温速率均有所上升。燃烧合成产物的体积膨胀率与孔隙率随粉末粒径的下降而下降,密度上升;压制压力的下降使得试样的初始密度下降,导致试样的燃烧温度、燃烧速度和最高升温速率均下降。同时,产物的密度下降,孔隙率和体积膨胀率上升;XRD与SEM的表征说明生成了多孔结构的金属间化合物。（3）通过改变金属氧化物以及非金属单质的含量,揭示了添加物含量的提升对于燃烧合成过程以及燃烧产物的影响。金属氧化物含量的提升使得试样的初始密度呈现出上升的趋势,而非金属单质含量的上升使得试样初始密度下降,二者含量的提升都使得试样的燃烧温度、燃烧速度以及最高升温速率迅速上升,符合绝热燃烧温度理论计算的结果;燃烧产物的孔隙率随着添加物含量的增加而上升,开孔比例在添加量到达12wt.%后保持在95%基本不变;XRD与SEM的表征说明产物中含有片状TiB2、球形TiC、棒状Ti5Si3,符合标准生成吉布斯自由能计算的结果。（4）对于自蔓延高温合成过程中试样加热层的热量传递过程匹配了合适的模型以及方程,测量各体系反应前的导热参数,通过理论计算的方式探究金属氧化物和非金属单质的添加量对于试样点火难易程度的影响,并通过实验探究出不同添加量的反应体系的最低点火能量和活化能,进行理论模型以及方程的验证。测试结果表明,随着添加物含量的提升,试样的导热系数与导温系数都在迅速改变,根据方程计算所得的加热层厚度与单位面积加热层热通量下降,表明试样更易于点燃。最低点火能量以及活化能的测量结果则表明二者均随着添加物含量的提升而下降,与之前的理论计算结果相符合,说明了模型和方程的适用性。
江涛,陈阳,成铭,万海荣,王园园[5]（2015）在《粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用》文中研究表明金属间化合物/陶瓷复合材料由于具有很多优秀的性能而被广泛应用在工程领域中,本文主要介绍金属间化合物/陶瓷复合材料的制备方法是粉末冶金法和金属熔渗法,主要包括粉末冶金法,自蔓延高温合成法,金属熔体熔融渗透法,原位合成法。其中粉末冶金法又包括热压烧结工艺,常压烧结工艺,放电等离子烧结工艺,热等静压烧结工艺,热压反应烧结工艺等。并对这些制备技术的原理和发展现状进行评述,并对这些制备方法在研究和生产中的应用进行介绍,并对金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势进行评述。并对金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的研究发展方向进行了展望。
张啸宇,谭俊,任伟[6]（2015）在《SHS法制备金属陶瓷功能梯度材料的研究现状》文中研究说明金属陶瓷功能梯度材料是一种新型耐高温、耐腐蚀的复合材料,其应用前景十分广阔。对自蔓延高温合成法（SHS）制备金属陶瓷功能梯度材料的种类、特点、应用背景以及制备工艺进行了详细论述,总结并分析了影响SHS法制备金属陶瓷功能梯度材料的因素,归纳出了SHS法制备金属陶瓷功能梯度材料的技术难点,最后对现阶段SHS法制备金属陶瓷功能梯度材料所存在的问题以及发展前景做了简要的分析。
江涛[7]（2014）在《Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术及其研究现状和发展趋势》文中研究说明Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料是近年来发展起来的一种新型复合材料,其发展与Ti-Al金属间化合物和高技术陶瓷的发展密切相关。Ti-Al金属间化合物材料具有优秀的性能,利用Ti-Al金属间化合物的性能介于金属和陶瓷之间的特点,可以将Ti-Al金属间化合物与陶瓷材料相复合制备Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料,能使Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料具有很多优异的性能。本文主要介绍Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料的制备工艺和力学性能以及研究进展,研究和开发的Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料主要包括Ti-Al/Al2O3和Ti-Al/TiC复合材料,Ti-Al/ZrO2复合材料,Ti-Al/TiB2复合材料。本文对Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料未来的发展趋势进行分析和预测。
赵品飞[8]（2013）在《辅助电脉冲低温及扩散连接Ti（C,N）/中间层/40Cr界面反应研究》文中进行了进一步梳理Ti（C,N）基金属陶瓷是一种具有优良性能的颗粒型复合材料，有着广阔的应用前景，研究Ti（C,N）基金属陶瓷与钢等异种材料的连接技术具有重要意义。本文对Ti（C,N）基金属陶瓷与40Cr钢进行了液-固扩散连接、瞬间液相扩散连接和辅助电脉冲低温扩散连接试验，采用扫描电镜（SEM）、能谱分析仪（EDS）、X射线衍射（XRD）等分析测试设备研究了不同扩散连接方法中工艺参数对接头界面微观组织的影响。Ti（C,N）/Ti/Cu复合层/40Cr液-固扩散连接，研究保温时间和压力的变化对接头微观组织的影响，并分析接头界面形成过程。结果表明，随着压力和保温时间的增加扩散层宽度先显着增大，随后则趋于平缓。加热温度950℃、保温时间60min、压力6MPa时，金属陶瓷侧界面主要为Ti2Cu、TiAl2、（Cu，Ni）固溶体；40Cr钢界面主要为（Fe，Ni）固溶体、Cu基固溶体。Ti（C,N）/Ti/Ni/Ti/Ti（C,N）瞬间液相扩散连接，研究保温时间变化对接头微观组织的影响，并对金属陶瓷侧断口进行了分析。结果表明，连接温度1000℃、保温时间60min、连接压力2MPa时，接头界面结合区的显微结构为：Ti（C,N）/Ti2Ni+TiNi+TiAl2/TiNi3/Ni；断口分析发现，裂纹由金属陶瓷界面处萌生，逐渐向金属陶瓷基体中扩展；Ni-Ti过渡液相能使中间层与金属陶瓷之间建立大量的扩散通道，将为进一步固态扩散反应创造有利条件。Ti（C,N）/Ag-Cu-Ti/Cu/Ag-Cu/40Cr辅助电脉冲低温扩散连接，研究温度和保温时间改变对接头微观组织的影响，并探讨接头界面形成过程。结果表明：随着温度的升高，Ag-Cu-Ti/Cu结合界面形貌由平直状变为凹凸状；随着保温时间的延长，由于Ag-Cu中间层中的Ag大量向Cu箔一侧扩散溶解，原来清晰可见的Ag-Cu共晶花纹消失，在40Cr钢界面逐渐形成一定厚度的扩散反应层；辅助电脉冲低温扩散连接界面形成过程可以分为四个阶段：试样表面物理接触阶段、中间层熔化阶段、扩散反应层形成阶段和固相成分均匀化阶段；在连接温度750℃，保温时间10min，连接压力1MPa条件下，金属陶瓷界面主要为Cu基固溶体、Ti2Cu+TiCu、（Cu，Ni）固溶体，40Cr钢界面主要为Cu基固溶体、（Fe，Ni）固溶体，而Ag基固溶体则主要集中在焊缝中心靠近Cu箔区域。
胡利方[9]（2013）在《多物理场耦合条件下金属与陶瓷（金属）的扩散连接界面结构特征及力学性能研究》文中认为本文将机械合金化和自蔓延高温合成技术相结合提出了电场激活压力辅助燃烧合成技术（Field activated pressure assisted synthesis, FAPAS）。通过FAPAS工艺分别制备了（TiC-TiB2）/Ni-TiAl-Metal复合材料和（AlMgB14-TiB2）-Metal复合材料。复合材料的界面结构是决定合成材料力学性能的关键因素,为了研究异种材料的界面扩散情况,进行了异种金属材料Ti-Ni和镁合金AZ31B-Cu的扩散连接实验。通过OM（光学显微镜）,SEM（扫描电子显微镜）,TEM（投射电子显微镜）,XRD（X射线衍射仪）,维氏硬度计和万能材料试验机重点研究了在多物理场作用下（温度场、电场和应力场）复合材料的界面微观结构和扩散动力学问题,并分析了不同物理场参数对复合材料界面微观组织结构和力学性能的影响。利用B4C粉、Ti粉和Ni粉原位合成了（TiC-TiB2）/Ni复合陶瓷,合成的陶瓷层结构均匀细密,TiB2与TiC细小颗粒均匀地分布在Ni基体中。通过Al、Ti粉体反应形成金属间化合物放热的同时实现了复合陶瓷（TiC-TiB2）/Ni与Ti、Ta金属基板的连接,结合界面扩散充分,组织致密。研究发现电流和压力是影响（TiC-TiB2）/Ni复合陶瓷晶粒大小的主要物理参数。电流能够提高复合陶瓷烧结过程中的形核率,机械压力能够促进陶瓷颗粒在烧结过程中的破碎和重排,因此随电流和辅助压力的增大,复合陶瓷的晶粒变得均匀致密。对（TiC-TiB2）/Ni复合陶瓷的摩擦学行为进行了系统研究,分析了陶瓷相含量、摩擦载荷、摩擦温度和摩擦速度对复合陶瓷摩擦学行为的影响,研究结果表明摩擦系数随温度,载荷和速度的增加而变小,磨损率随温度的升高而降低,随载荷和速度的提高而增大。在高温摩擦过程中摩擦表面形成了TiO2、B2O3和Fe2O3润滑薄膜,薄膜量随摩擦温度,载荷和速度的增大而增多,在高温环境中（TiC-TiB2）/Ni复合陶瓷的摩擦机制主要由界面氧化反应所决定。磨损实验表明含陶瓷相（TiC-TiB2）为80%的复合陶瓷具有较好的摩擦磨损性能。采用上述实验方法,通过FAPAS技术利用B、Mg、Al和TiB2粉体合成了超硬材料AlMgB14-TiB2并同步实现了与金属基板Mo和Nb的连接。研究发现B元素在材料合成和连接过程中有比较显着的扩散特点,形成了界面硬度从金属基体到AlMgB14-TiB2层呈递增的特征。AlMgB14-TiB2表层的硬度最高达到了3801HV1.0,连接界面硬度在2000HV1.0左右。FAPAS实验条件下连接界面金属间化合物的形成机制和力学性能的研究对提高陶瓷-金属异质材料连接和复合材料制备工艺具有理论意义。FAPAS条件下Ti-Ni的扩散界面按时间依次生成了TiNi3、Ti2Ni和TiNi。 TiNi3、Ti2Ni和TiNi金属间化合物的厚度随实验温度的升高和扩散时间的增长而增加,厚度随时间的增长符合抛物线规律,其中温度场对TiNi形成的影响较大。剪切实验表明所形成金属间化合物的抗剪切强度排序为TiNi>Ti2Ni>TiNi3,断裂形式为脆性沿晶断裂,断裂位置与中间生成物的厚度存在一定的对应关系。FAPAS条件下镁合金AZ31B-Cu的扩散连接表明界面扩散层主要由Cu2Mg和Mg2Cu组成。温度是影响AZ31B-Cu扩散的主要参数,元素Al在高温下具有较高的扩散能力,进而能够影响界面生成相的种类和宽度。元素Al主要通过形成MgAlCu化合物的形式影响界面的微观组织结构。总之,异种金属的扩散实验研究表明,电流可以显着降低扩散激活能,促进界面反应。通过异种金属电场激活扩散连接实验,提出了“微区界面扩散相图”的概念。界面扩散相图是两种材料在界面微区发生局部扩散反应时界面新相的生成规律,微区界面扩散相图的提出有助于深入了解和揭示外加物理场条件下异种材料的连接冶金学规律。
史延利[10]（2012）在《C/C复合材料与TiAl合金自蔓延反应连接工艺及机理研究》文中进行了进一步梳理C/C复合材料与TiAl合金是两种轻质兼具优异使用性能的材料，具有广阔的应用前景。本文采用了一种简便、高效、节能的连接方法，即自蔓延反应连接的方法，对这两种高温结构材料的连接展开了系统的研究。采用理论计算与试验相结合的方法，优化设计了连接中间层的成分，揭示了连接中间层的反应机理。采用扫描电镜及能谱分析、X射线衍射分析和力学性能测试等方法，对自蔓延反应连接接头的界面微观结构、组织演化规律和力学性能进行了分析，并研究了连接工艺参数对接头界面结构及力学性能的影响规律。基于待焊母材的成分和性能，选择了Ti-Al和Ti-Al-C粉末体系作为连接中间层。对中间层反应的热力学及动力学特性进行了分析，计算了中间层体系的绝热温度Tad及其与预热温度之间的关系。基于理论计算的结果，优化设计了满足体系自蔓延反应要求的十种中间层成分，并对中间层自蔓延反应的表观激活能进行了计算。结合中间层的差热分析（DTA）、燃烧波淬熄试验及自蔓延合成产物的组织分析，对中间层的反应机理进行了研究。Ti-Al-C中间层反应起始于体系中铝的熔化，由Ti-Al系反应引燃，反应以溶解-析出的机制进行，而后引发Ti-C系发生反应。在此基础上，对Ti-Al系合金的自蔓延反应合成及其与C/C复合材料的自蔓延反应原位连接进行了研究，在Ti-Al-C中间层与C/C复合材料的连接接头界面处出现了元素互扩散的现象。基于自蔓延反应原位连接的结果及焊接性分析，采用Ti-Al-C中间层配合Ag-Cu-Ti钎料箔实现了C/C复合材料与TiAl的自蔓延反应间接连接。在低于钎料熔点条件下，中间层发生自蔓延反应产热可以使钎料发生熔化，液态钎料在C/C复合材料表面润湿、铺展并浸透整个中间层。接头界面结构分析表明：在TiAl侧形成TiAl2/TiAl3反应层结构；接头中间反应区域是由中间层合成产物与液态钎料相互作用形成的，包括以Ti核为中心的环形结构、小块TiAl3相及弥散分布于银灰色基体内的TiC相；在CC侧形成了TiC反应产物。中间层的厚度、成分对接头的界面结构及力学性能影响较大。在满足中间层放热要求的前提下，使用厚度较薄的中间层可以获得更好的界面结合。在设计的成分范围内，选择放热量大的中间层可获得更高的接头强度。采用Ti35Al45C20中间层在最佳的工艺条件下所获的接头抗剪强度最高，可达17.59MPa，接头断裂于C/C复合材料侧。
二、TiB_2金属陶瓷与TiAl的自蔓延高温合成连接（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、TiB_2金属陶瓷与TiAl的自蔓延高温合成连接（论文提纲范文）
（1）SiC/Ti梯度材料的烧结工艺基础与致密化机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 文献综述 |
| 1.1 研究目的与意义 |
| 1.2 金属/陶瓷梯度材料的发展和应用 |
| 1.2.1 金属/陶瓷梯度材料的发展 |
| 1.2.2 金属/陶瓷梯度材料的应用 |
| 1.3 热压烧结工艺研究现状 |
| 1.3.1 颗粒尺寸对致密化效果的影响 |
| 1.3.2 烧结工艺对致密化效果的影响 |
| 1.3.3 烧结过程物质迁移机制 |
| 1.3.4 烧结致密化过程 |
| 1.4 SiC热压烧结研究现状 |
| 1.4.1 SiC的热压烧结工艺 |
| 1.4.2 烧结助剂对SiC致密化的影响 |
| 1.4.3 SiC烧结的致密化机理 |
| 1.4.4 SiC烧结的温度限制 |
| 1.5 金属/陶瓷梯度材料的结构、制备与使用性能 |
| 1.5.1 金属/陶瓷层状复合材料的结构及其优化 |
| 1.5.2 金属/陶瓷梯度材料的设计方法 |
| 1.5.3 金属/陶瓷梯度材料的烧结方法 |
| 1.5.4 金属/陶瓷梯度材料的热应力分布 |
| 1.5.5 金属/陶瓷梯度材料的断裂失效行为 |
| 1.6 烧结材料表征方法研究现状 |
| 1.6.1 烧结动力学研究方法 |
| 1.6.2 组织结构观测方法 |
| 1.6.3 性能评价指标与方法 |
| 1.7 本章小结 |
| 2 研究内容与实验方案 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.2.1 实验材料 |
| 2.2.2 技术路线 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 实验方法 |
| 2.4.1 以Mg为烧结助剂的SiC低温液相烧结研究 |
| 2.4.2 以Mg_2Si为烧结助剂的SiC低温固相烧结研究 |
| 2.4.3 SiC/Ti梯度材料的制备与组织结构研究 |
| 2.4.4 Ni_3Al对SiC和Ti烧结致密化的影响 |
| 2.4.5 SiC/Ti梯度材料的制备与表征 |
| 2.5 主要创新点 |
| 3 SiC低温液相烧结工艺与组织演变 |
| 3.1 多径球磨工艺快速细化SiC粉末颗粒 |
| 3.1.1 多径球磨前后SiC颗粒的变化 |
| 3.1.2 多径球磨快速细化粉末颗粒机理 |
| 3.1.3 多径球磨过程中的能量转换 |
| 3.2 SiC低温液相烧结工艺开发 |
| 3.2.1 低温液相烧结SiC陶瓷的成分与组织 |
| 3.2.2 原材料颗粒尺寸对SiC烧结质量的影响 |
| 3.2.3 烧结助剂对SiC烧结质量的影响 |
| 3.2.4 烧结时间对SiC烧结质量的影响 |
| 3.3 SiC陶瓷低温液相烧结组织演变 |
| 3.3.1 Mg合金的变形与作用机制 |
| 3.3.2 低温液相烧结SiC陶瓷的亚结构 |
| 3.3.3 孔洞在SiC低温液相烧结致密化中的作用 |
| 3.3.4 Mg与SiC的界面结构 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 SiC低温固相烧结工艺与组织演变 |
| 4.1 SiC低温固相烧结的组织演变与性能变化 |
| 4.1.1 SiC低温固相烧结的组织演变 |
| 4.1.2 SiC低温固相烧结的性能变化 |
| 4.2 Mg_2Si的作用与组织演变 |
| 4.2.1 Mg_2Si的组织演变规律 |
| 4.2.2 Mg_2Si的取向演变规律 |
| 4.2.3 Mg_2Si与SiC基体的界面结构 |
| 4.3 SiC的低温固相烧结动力学 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 无中间过渡成分SiC/Ti梯度材料的组织结构与致密化机理 |
| 5.1 SC/Ti梯度材料的组织结构 |
| 5.1.1 SiC/Ti梯度材料的整体结构 |
| 5.1.2 SiC/Ti梯度材料的显微组织 |
| 5.2 SiC与Ti的烧结反应机理 |
| 5.2.1 SiC/Ti梯度材料的致密化机理 |
| 5.2.2 SiC与Ti的界面反应机理 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 Ni_3Al对SiC和Ti烧结质量的影响与反应机理研究 |
| 6.1 Ni_3Al对SiC组织与性能的影响 |
| 6.1.1 Ni_3Al对SiC陶瓷显微组织的影响 |
| 6.1.2 Ni_3Al对SiC陶瓷致密度与力学性能的影响 |
| 6.1.3 Ni_3Al对SiC陶瓷的强韧化作用机理 |
| 6.2 Ni_3Al与Ti反应的高通量研究 |
| 6.2.1 Ni_3Al/Ti梯度试样的整体结构 |
| 6.2.2 Ni_3Al/Ti梯度试样的孔洞结构与形貌 |
| 6.2.3 Ni_3Al/Ti梯度试样的显微组织与成分 |
| 6.2.4 Ni_3Al与Ti的烧结反应机理 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的组织与致密化机理 |
| 7.1 含Ni_3Al过渡成分的SiC/Ti梯度材料 |
| 7.1.1 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的结构 |
| 7.1.2 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的显微组织 |
| 7.1.3 含Ni_3Al过渡成分SiC/Ti梯度材料的烧结动力学研究 |
| 7.2 含Ni_3Al过渡成分与TiAl层的SiC/Ti梯度材料 |
| 7.2.1 含TiAl中间层SiC/Ti梯度材料的结构 |
| 7.2.2 含TiAl中间层SiC/Ti梯度材料的显微组织 |
| 7.2.3 Ni_3Al/TiAl与TiAl/Ti的界面结构 |
| 7.2.4 含TiAl中间层SiC/Ti梯度材料的烧结动力学研究 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）大气等离子喷涂TiB2-TiC-Co金属陶瓷涂层的组织及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstracts |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 大气等离子喷涂技术的概述 |
| 1.2.1 等离子喷涂技术的发展 |
| 1.2.2 大气等离子喷涂的原理 |
| 1.2.3 大气等离子喷涂的特点 |
| 1.3 自蔓延高温合成技术 |
| 1.3.1 自蔓延高温合成技术的研究历程 |
| 1.3.2 自蔓延高温合成技术反应机制和特点 |
| 1.4 复合陶瓷涂层的研究 |
| 1.4.1 TiB_2-TiC陶瓷涂层的研究 |
| 1.4.2 Co元素掺杂复合陶瓷涂层的研究 |
| 1.4.3 耐磨复合陶瓷涂层的研究 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 研究方案及实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验主要仪器设备 |
| 2.3 喷涂粉体的制备 |
| 2.3.1 反应合成原理和粉末化学组成 |
| 2.3.2 SHS混合粉体制备 |
| 2.3.3 SHS反应合成粉体 |
| 2.3.4 粉体喷雾干燥 |
| 2.4 Q235 钢基体材料预处理 |
| 2.5 TiB_2-TiC涂层的制备 |
| 2.5.1 喷涂参数的确定 |
| 2.5.2 喷涂准备过程 |
| 2.5.3 喷涂实验过程 |
| 2.6 样品测试与表征 |
| 2.6.1 SHS粉末以及涂层相分析 |
| 2.6.2 组织结构观察 |
| 2.6.3 涂层显微硬度 |
| 2.6.4 结合强度测试 |
| 2.6.5 热震性能测试 |
| 2.6.6 涂层摩擦磨损测试 |
| 2.6.7 电化学腐蚀 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 SHS-APS制备TiB_2-TiC金属陶瓷涂层的组织与结合强度研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti-B_4C反应体系的自蔓延产物分析 |
| 3.3 TiB_2-TiC金属陶瓷涂层的显微组织 |
| 3.4 TiB_2-TiC金属陶瓷涂层的结合强度 |
| 3.5 TiB_2-TiC金属陶瓷涂层的显微硬度 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 TiB_2-TiC金属陶瓷涂层的性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 耐磨涂层的抗热震性能 |
| 4.3 涂层的摩擦磨损性能 |
| 4.3.1 摩擦磨损试验结果分析 |
| 4.3.2 涂层磨损机理分析 |
| 4.4 涂层的耐腐蚀性能研究 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术成果 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（3）原位合成MAX相增强TiAl基复合材料及界面的第一性原理计算（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 211系MAX相Ti_2AlC(N)及其固溶体的研究进展 |
| 1.3 TiAl金属间化合物的改性研究 |
| 1.4 第一性原理计算在界面的应用 |
| 1.5 选题意义及研究内容 |
| 2 实验与计算方法 |
| 2.1 样品制备所需原料和实验仪器 |
| 2.2 样品制备 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.5 第一性原理计算方法 |
| 3 原位合成Ti_2AlC增强TiAl基复合材料的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 以石墨为碳源合成TiAl/Ti_2AlC复合材料 |
| 3.3 不同碳源原位合成TiAl/Ti_2AlC复合材料 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 原位合成Ti_2AlC(N)增强TiAl基复合材料的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 以TiN为氮源原位合成TiAl/Ti_2AlN夏合材料 |
| 4.3 以C_3N_4为原料原位合成TiAl/Ti_2Al(C,N)复合材料 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Si元素对原位合成TiAl/Ti_2AlC(N)复合材料的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 添加Si元素对原位合成TiAl/Ti_2AlC复合材料的影响 |
| 5.3 添加Si元素对原位合成TiAl/Ti_2AlN复合材料的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 复合材料界面的第一性原理计算 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 TiB_2/TiC复合材料界面的理论模拟与计算 |
| 6.3 Ti_2AlC/TiC复合材料界面的理论模拟与计算 |
| 6.4 TiAl/Ti_2AlC复合材料界面的理论模拟与计算 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表论文及从事科学研究情况 |
（4）铝基金属间化合物的自蔓延高温合成以及反应活性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 金属间化合物 |
| 1.2 自蔓延高温合成 |
| 1.3 燃烧合成的主要影响因素 |
| 1.4 自蔓延高温合成技术的应用 |
| 1.5 课题研究内容 |
| 2 实验材料、设备以及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验步骤 |
| 2.4 相对密度的测定 |
| 2.5 孔隙率的测定 |
| 2.6 实验方案的设计 |
| 3 反应体系的燃烧合成理论以及计算 |
| 3.1 反应的标准生成焓以及绝热燃烧温度 |
| 3.2 Ni-Al、Ti-Al反应的标准反应生成焓以及绝热燃烧温度的计算 |
| 3.3 Ti-Al-金属氧化物的标准反应生成焓以及绝热燃烧温度的计算 |
| 3.4 Ti-Al-非金属单质的标准反应生成焓以及绝热燃烧温度的计算 |
| 3.5 标准生成吉布斯自由能 |
| 3.6 各体系的DSC实验以及分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 Ni-Al、Ti-Al反应体系的燃烧合成行为及其产物研究 |
| 4.1 Ni-Al、Ti-Al体系的燃烧行为 |
| 4.1.1 试样质量对于燃烧的影响 |
| 4.1.2 Ni、Ti粉末直径对于燃烧的影响 |
| 4.1.3 压制压力对于燃烧的影响 |
| 4.2 Ni-Al、Ti-Al体系的致密化分析 |
| 4.2.1 试样质量的影响 |
| 4.2.2 Ni、Ti粉末粒径的影响 |
| 4.2.3 压制压力的影响 |
| 4.3 Ni-Al、Ti-Al体系的升温速率 |
| 4.4 Ni-Al、Ti-Al体系燃烧产物的表征 |
| 4.4.1 XRD分析 |
| 4.4.2 SEM分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Ti-Al-金属氧化物反应体系的燃烧合成行为及其产物研究 |
| 5.1 Ti-Al-金属氧化物体系的燃烧合成行为 |
| 5.2 Ti-Al-金属氧化物体系的升温速率 |
| 5.3 Ti-Al-金属氧化物体系的孔隙率 |
| 5.4 Ti-Al-金属氧化物体系燃烧产物的表征 |
| 5.4.1 XRD分析 |
| 5.4.2 SEM分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Ti-Al-非金属单质反应体系的燃烧合成行为及其产物研究 |
| 6.1 Ti-Al-非金属单质体系的燃烧行为 |
| 6.2 Ti-Al-非金属单质体系的升温速率 |
| 6.3 Ti-Al-非金属单质体系的孔隙率 |
| 6.4 Ti-Al-非金属单质体系燃烧产物的表征 |
| 6.4.1 XRD分析 |
| 6.4.2 SEM分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 体系的反应活性 |
| 7.1 燃烧理论模型 |
| 7.2 加热层理论实验研究 |
| 7.3 最低点火能量的测定与活化能的计算 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（5）粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用（论文提纲范文）
| 1金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的研究现状与发展趋势以及应用现状 |
| 1.1粉末冶金法的原理和工艺过程 |
| 1.2粉末冶金工艺制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状与发展 |
| 1.3自蔓延高温合成法(SHS)的原理和工艺过程 |
| 1.4自蔓延高温合成工艺制备金属间化合物/ 陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 1.5金属熔体熔融浸渗法的原理和工艺过程 |
| 1.6金属熔体熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 1.7原位反应合成法的原理和工艺过程 |
| 1.7.1原位复合技术 |
| 1.7.2定向氧化复合技术 |
| 1.7.3原位反应热压烧结工艺制备的金属间化合物/陶瓷复合材料的研究发展现状 |
| 1.8金属间化合物/陶瓷复合材料的种类和研究现状以及未来发展趋势 |
| 1.9金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的应用现状 |
| 1.10金属间化合物/陶瓷复合材料制备技术的发展趋势 |
| 2结论与展望 |
（6）SHS法制备金属陶瓷功能梯度材料的研究现状（论文提纲范文）
| 0引言 |
| 1SHS法合成金属陶瓷FGM的工艺特点及主要体系 |
| 1.1Cu基金属陶瓷FGM |
| 1.2Ni(Cr)基金属陶瓷FGM |
| 1.3其他体系金属陶瓷FGM研究现状 |
| 2影响SHS法合成金属陶瓷FGM的基本环节 |
| 2.1实验准备环节 |
| 2.2实验点火工艺环节 |
| 2.3实验所配合的辅助工艺环节 |
| 2.4实验添加的外在辅助环境环节 |
| 3SHS法制备金属陶瓷FGM的技术难点 |
| 3.1合成材料的局限性 |
| 3.2合成过程能控性 |
| 3.3产物致密化问题 |
| 4结语 |
（7）Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术及其研究现状和发展趋势（论文提纲范文）
| 1 Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料的制备技术 |
| 1.1 粉末冶金法 |
| 1.2 熔渗法 |
| 1.3 自蔓延高温合成法 |
| 1.4 原位合成技术 |
| 2 Ti-Al金属间化合物/陶瓷基复合材料的研究现状 |
| 2.1 Ti-Al系金属间化合物/Al2O3陶瓷基复合材料 |
| 2.2 Ti-Al/TiC 复 合 材 料 和 Ti-Al/TiCAl2O3复合材料 |
| 2.3 Ti-Al/ZrO2复合材料 |
| 2.4 Ti-Al/TiB2复合材料 |
| 2.5 其他类型的 Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料 |
| 2.6 Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料的未来发展趋势与展望 |
| 3 结论 |
（8）辅助电脉冲低温及扩散连接Ti（C,N）/中间层/40Cr界面反应研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景和意义 |
| 1.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的研究进展 |
| 1.2.1 Ti(C,N)基金属陶瓷的发展历程 |
| 1.2.2 Ti(C,N)基金属陶瓷的特点及应用 |
| 1.3 金属陶瓷与金属焊接技术的研究现状及发展趋势 |
| 1.3.1 钎焊 |
| 1.3.2 扩散焊 |
| 1.3.3 瞬间液相扩散连接 |
| 1.3.4 自蔓延高温合成焊接法 |
| 1.3.5 脉冲电流加热焊接法 |
| 1.4 扩散焊接理论的研究进展 |
| 1.4.1 接头元素扩散行为与反应层形成模拟 |
| 1.4.2 界面孔洞消失过程机理 |
| 1.4.3 接头变形及应力行为模拟 |
| 1.5 本课题研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.2.1 液-固扩散连接与瞬间液相扩散连接试验设备 |
| 2.2.2 辅助电脉冲低温扩散连接设备 |
| 2.3 试验研究方法 |
| 2.3.1 试样准备 |
| 2.3.2 焊接工艺 |
| 2.3.3 检测方法 |
| 第3章 Ti/Cu 复合层液-固扩散连接 Ti(C,N)基金属陶瓷与 40Cr |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti(C,N)/Ti/Cu/40Cr 接头微观组织分析 |
| 3.2.1 接头界面微观形貌 |
| 3.2.2 接头界面元素扩散 |
| 3.2.3 接头界面反应产物 |
| 3.3 工艺参数对 Ti(C,N)/Ti/Cu/40Cr 接头界面微观组织的影响 |
| 3.3.1 压力对界面微观组织的影响 |
| 3.3.2 保温时间对界面微观组织的影响 |
| 3.4 Ti(C,N)/Ti/Cu/40Cr 液-固扩散连接接头界面形成过程 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ti(C,N)/Ti 箔/Ni 箔/Ti 箔/Ti(C,N)的瞬间液相扩散焊 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 中间层及工艺参数的确定 |
| 4.2.1 中间层的确定 |
| 4.2.2 工艺参数的制定 |
| 4.3 Ti(C,N)/Ti/Ni/Ti/Ti(C,N)接头微观组织分析 |
| 4.3.1 接头界面微观形貌 |
| 4.3.2 接头界面元素扩散 |
| 4.3.3 接头界面反应产物 |
| 4.4 保温时间对 Ti(C,N)/Ti/Ni/Ti/Ti(C,N)接头微观组织影响 |
| 4.5 断口分析 |
| 4.6 Ti(C,N)/Ti/Ni/Ti/Ti(C,N)的固相扩散焊 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 辅助电脉冲低温扩散连接 Ti(C,N)与 40Cr 界面反应研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 辅助电脉冲扩散连接试验过程 |
| 5.3 辅助电脉冲低温扩散连接界面微观组织研究 |
| 5.3.1 不同温度下界面微观组织 |
| 5.3.2 不同保温时间下界面微观组织 |
| 5.4 辅助电脉冲低温扩散连接界面形成过程研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 详细摘要 |
（9）多物理场耦合条件下金属与陶瓷（金属）的扩散连接界面结构特征及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 特种陶瓷 |
| 1.1.1 TiC-TiB_2复合陶瓷 |
| 1.1.2 AlMgB_(14)超硬材料 |
| 1.1.3 陶瓷材料的制备方法 |
| 1.2 电流对材料合成过程的影响 |
| 1.3 金属与陶瓷的连接 |
| 1.3.1 扩散连接 |
| 1.3.2 钎焊 |
| 1.3.3 自蔓延高温合成连接 |
| 1.4 异种金属的扩散界面研究进展 |
| 1.5 选题意义及研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验方法及材料 |
| 2.1 实验方法 |
| 2.1.1 机械合金化 |
| 2.1.2 电场激活压力辅助燃烧合成 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 真空高温压力焊接炉 |
| 2.2.2 高能球磨机 |
| 2.3 实验材料 |
| 2.3.1 粉体材料 |
| 2.3.2 金属材料 |
| 2.4 样品性能测试与表征 |
| 2.4.1 微观结构分析 |
| 2.4.2 高温磨损实验 |
| 参考文献 |
| 第三章 FAPAS条件下陶瓷-金属复合材料的合成及其性能研究 |
| 3.1 (TiC-TiB_2)/Ni-TiAl-Ti复合材料的制备 |
| 3.1.1 实验材料和工艺参数 |
| 3.1.2 (TiC-TiB_2)/Ni-TiAl-Ti复合材料的显微组织 |
| 3.1.3 压力对复合陶瓷(TiC-TiB_2)/Ni组织的影响 |
| 3.1.4 力学性能 |
| 3.2 (TiC-TiB_2)/Ni-TiAl-Ta复合材料的制备 |
| 3.2.1 电流为1300A时的连接形貌 |
| 3.2.2 电流为1500A时的连接形貌 |
| 3.3 AlMgB_(14)超硬材料与金属材料的连接 |
| 3.3.1 AlMgB_(14)-TiB_2与金属Nb的连接 |
| 3.3.2 AlMgB_(14)-TiB_2与金属Mo的连接 |
| 3.4 磨损实验 |
| 3.4.1 成分对磨损性能的影响 |
| 3.4.2 摩擦温度对磨损性能的影响 |
| 3.4.3 摩擦载荷对磨损性能的影响 |
| 3.4.4 摩擦速度对磨损性能的影响 |
| 3.4.5 讨论 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 FAPAS条件下Ti-Ni扩散连接界面结构特征研究 |
| 4.1 Ti-Ni反应过程的热力学计算 |
| 4.2 实验工艺参数 |
| 4.3 扩散参数对连接过程的影响 |
| 4.3.1 温度对界面扩散的影响 |
| 4.3.2 电流对界面扩散的影响 |
| 4.3.3 压力对扩散过程的影响 |
| 4.3.4 时间对扩散过程的影响 |
| 4.3.5 电场方向对扩散过程的影响 |
| 4.4 力学性能测试 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 FAPAS条件下镁合金-铜扩散连接界面结构及其力学性能分析 |
| 5.1 Mg-Cu反应过程的热力学计算 |
| 5.2 实验材料和实验方法 |
| 5.3 时间对连接过程的影响 |
| 5.4 电流对连接过程的影响 |
| 5.5 温度对连接过程的影响 |
| 5.5.1 475℃时的界面结构 |
| 5.5.2 500℃时的界面结构 |
| 5.6 电场方向的影响 |
| 5.7 Cu与AZ91D镁合金的扩散界面研究 |
| 5.8 力学性能测试 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 电流对异质材料扩散连接过程的影响机理分析 |
| 6.1 电流的扩散作用机理 |
| 6.1.1 反应扩散的动力学分析 |
| 6.1.2 Ti-Ni的扩散动力学分析 |
| 6.2 微区扩散界面相图 |
| 6.3 电流在复合陶瓷(TiC-TiB_2)/Ni合成中的作用 |
| 6.3.1 电流对复合陶瓷微观组织的影响 |
| 6.3.2 复合陶瓷(TiC-TiB_2)/Ni的烧结成型机理 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发布的学术论文目录 |
| 博士学位论文独创性说明 |
（10）C/C复合材料与TiAl合金自蔓延反应连接工艺及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 CC连接研究现状 |
| 1.2.1 CC与CC的连接 |
| 1.2.2 CC与其它材料的连接 |
| 1.3 TiAl金属间化合物连接研究现状 |
| 1.4 自蔓延反应连接技术研究现状 |
| 1.5 本课题的研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备及过程 |
| 2.2.1 试验设备 |
| 2.2.2 试验过程 |
| 2.3 微观组织分析及力学性能测试 |
| 2.3.1 微观分析 |
| 2.3.2 力学性能测试 |
| 2.3.3 热分析 |
| 第3章 自蔓延反应连接中间层优化设计 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 中间层组元种类选择 |
| 3.3 中间层反应热力学分析 |
| 3.4 中间层反应动力学分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TiAl的自蔓延合成及其与CC的原位连接 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiAl的自蔓延反应合成 |
| 4.2.1 粉末球磨时间及中间层压坯压力的选择 |
| 4.2.2 中间层反应机理分析及自蔓延合成TiAl的典型组织 |
| 4.3 TiAl与CC的原位连接 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 CC与TiAl的自蔓延反应二次连接 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 焊接性分析与钎料种类选择 |
| 5.3 钎料厚度的计算设计 |
| 5.4 典型界面结构分析 |
| 5.5 工艺参数对界面结构的影响 |
| 5.5.1 变压力工艺对界面结构的影响 |
| 5.5.2 中间层厚度对界面结构的影响 |
| 5.5.3 中间层成分对界面结构的影响 |
| 5.5.4 碳粉粒度对界面结构的影响 |
| 5.5.5 中间层体系对界面结构的影响 |
| 5.6 工艺参数对接头力学性能的影响 |
| 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其它成果 |
| 致谢 |
四、TiB_2金属陶瓷与TiAl的自蔓延高温合成连接（论文参考文献）
- [1]SiC/Ti梯度材料的烧结工艺基础与致密化机理研究[D]. 李晶琨. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]大气等离子喷涂TiB2-TiC-Co金属陶瓷涂层的组织及性能研究[D]. 徐敦昊. 哈尔滨理工大学, 2021(09)
- [3]原位合成MAX相增强TiAl基复合材料及界面的第一性原理计算[D]. 宋晓杰. 山东科技大学, 2018(03)
- [4]铝基金属间化合物的自蔓延高温合成以及反应活性研究[D]. 陈星星. 南京理工大学, 2018(01)
- [5]粉末冶金法和金属熔渗法制备金属间化合物/陶瓷复合材料的研究现状和发展趋势及其应用[J]. 江涛,陈阳,成铭,万海荣,王园园. 现代技术陶瓷, 2015(05)
- [6]SHS法制备金属陶瓷功能梯度材料的研究现状[J]. 张啸宇,谭俊,任伟. 材料导报, 2015(13)
- [7]Ti-Al金属间化合物/陶瓷复合材料的制备技术及其研究现状和发展趋势[J]. 江涛. 现代技术陶瓷, 2014(06)
- [8]辅助电脉冲低温及扩散连接Ti（C,N）/中间层/40Cr界面反应研究[D]. 赵品飞. 江苏科技大学, 2013(08)
- [9]多物理场耦合条件下金属与陶瓷（金属）的扩散连接界面结构特征及力学性能研究[D]. 胡利方. 太原理工大学, 2013(02)
- [10]C/C复合材料与TiAl合金自蔓延反应连接工艺及机理研究[D]. 史延利. 哈尔滨工业大学, 2012(06)